(57)【要約】【目的】希少元素が少ない安価な鋼でありながら、軟化抵抗が高く、且つ、熱伝導率が高い工具鋼及びこれを用いた成型用部材、工具鋼の品質検証方法を提供すること。【解決手段】必須元素として、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜２．０％、Ｖ＋Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、及び、Ｎｉ：０．０１〜２．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる工具鋼。かかる工具鋼は、選択添加元素として、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｎ、Ｂ、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂ等を含有してもよく、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏの値が４％以下であることが望ましい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜２．０％、Ｖ＋Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、及び、Ｎｉ：０．０１〜２．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする工具鋼。
【請求項２】
更に、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜２．０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の工具鋼。
【請求項３】
更に、質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．５％、Ｔａ：０．００２〜０．５％、Ｔｉ：０．００２〜０．５％、及び、Ｚｒ：０．００２〜０．５％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の工具鋼。
【請求項４】
更に、質量％で、Ａｌ：０．００２〜０．５％、及び、Ｎ：０．００２〜０．１％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の工具鋼。
【請求項５】
更に、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．０２％を含有することを特徴とする請求項１から４のいずれかに記載の工具鋼。
【請求項６】
更に、質量％で、Ｓ：０．００５〜２．０％、Ｃａ：０．０００５〜０．５％、Ｓｅ：０．００５〜０．５％、Ｔｅ：０．００５〜０．５％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、及び、Ｐｂ：０．００５〜０．５％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１から５のいずれかに記載の工具鋼。
【請求項７】
質量％で、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏの値が４％以下であることを特徴とする請求項１から６のいずれかに記載の工具鋼。
【請求項８】
工具鋼から採取した１５ｍｍ×１５ｍｍ×６０ｍｍの角棒を１０３０±１０℃で４５±１５分の均熱後、１４±６℃／分の平均速度で５５０±３０℃まで冷却し、引き続き３±１℃／分の平均速度で１５０℃以下まで冷却する第一工程と、
前記第一工程を経た前記角棒を、６００±５℃への２回の加熱によって、室温におけるＨＲＣ硬さＨ０をＨＲＣ＝３７〜４８の範囲内で任意の値に調整する第二工程と、
前記第二工程を経た前記角棒を、４８０℃以上の温度域における平均加熱速度を１５±５℃／分として６００±２℃に加熱し、６００±２℃で３０±０．１時間の均熱後、引き続き１５±５℃／分の平均速度で４８０℃以下まで冷却する第三工程と、
を行った後の室温におけるＨＲＣ硬さをＨ１、軟化抵抗ΔＨをΔＨ≡Ｈ１−Ｈ０、室温における熱伝導率をλ［Ｗ／ｍ／Ｋ］としたときに、
ΔＨ≧−８．０、且つ、λ≧３０であることを特徴とする請求項１から７のいずれかに記載の工具鋼。
【請求項９】
請求項１から８のいずれかに記載の工具鋼からなる成型用部材。
【請求項１０】
工具鋼から採取した１５ｍｍ×１５ｍｍ×６０ｍｍの角棒を１０３０±１０℃で４５±１５分の均熱後、１４±６℃／分の平均速度で５５０±３０℃まで冷却し、引き続き３±１℃／分の平均速度で１５０℃以下まで冷却する第一工程と、
前記第一工程を経た前記角棒を、６００±５℃への２回の加熱によって、室温におけるＨＲＣ硬さＨ０をＨＲＣ＝３７〜４８の範囲内で任意の値に調整する第二工程と、
前記第二工程を経た前記角棒を、４８０℃以上の温度域における平均加熱速度を１５±５℃／分として６００±２℃に加熱し、６００±２℃で３０±０．１時間の均熱後、引き続き１５±５℃／分の平均速度で４８０℃以下まで冷却する第三工程と、
を行った後の室温におけるＨＲＣ硬さをＨ１、軟化抵抗ΔＨをΔＨ≡Ｈ１−Ｈ０、室温における熱伝導率をλ［Ｗ／ｍ／Ｋ］としたときに、ΔＨ及びλの値が所定値以上又は以下であることに基づいて、前記工具鋼の品質を判定することを特徴とする工具鋼の品質検証方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、工具鋼及びこれを用いた成型用部材、工具鋼の品質検証方法に関し、更に詳しくは、希少元素の少ない安価な鋼で、軟化抵抗が高く、且つ、熱伝導率が高い工具鋼及びこれを用いた成型用部材を製造する技術、並びに、工具鋼の品質を検証する技術に関する。
【背景技術】
【０００２】
溶融金属の低圧鋳造やダイカスト、熱間鍛造、樹脂やガラスの射出成形等においては、金型や工具といった成型用部材（以下、型材ともいう。）の寿命が生産効率や型材・製品コストに大きな影響を与える。従って、型材の長寿命化は重要な課題である。
【０００３】
例えば、低圧鋳造では、加熱と冷却のサイクルが繰り返し付与されるため、熱疲労（熱応力によって発生した亀裂が型材を寿命に至らせる現象をいう。以下同じ。）による亀裂が型材の寿命を支配することが多い。従って、長寿命化を図るには、熱疲労に強い材料として、耐力が高い、すなわち、硬い型材を用いることが有効である。しかし、低圧鋳造型は、非常に複雑な形状であるため、型材の高硬度化により被削性を損なう。また、高硬度化により被削性を犠牲にすると仕上げ加工が困難を極め、コスト増や納期遅延を招く。
【０００４】
また、低圧鋳造においては、高温のＡｌ合金溶湯（６２０℃〜７２０℃）との接触によって型材の表面が加熱される。ここで発生する熱応力は、鋳造数によらずほぼ一定であるが、型材の耐力、すなわち、硬さは、鋳造数の増加に従って低下するため、型材が使用中に軟化していく。徐々に熱応力が耐力を超過し、熱疲労の蓄積が始まるからである。そこで、型材の使用中の軟化を見越して、型材の初期硬さを高くする対策が採られることもあるが、やはり、高硬度化の代償として被削性の著しい劣化を招く。
【０００５】
また、このような軟化抵抗が低い低圧鋳造の型材は、型材寿命が短いため、型材の交換が頻発し、必然的に型材の作製数が増加する。型材の作製数の増加は、鋳造品製造効率や型材・鋳造品コストに悪影響を及ぼし、更に、環境負荷を増大させる。従って、軟化抵抗の低い安価な鋼を型材に使用したとしても、コストや環境負荷の問題の解決にはならない。
【０００６】
そこで、低圧鋳造型の長寿命化を図る場合には、型材の極端な高硬度化ではなく、高温でも硬く、長時間の使用でも軟化しにくい、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ等の希少金属を多量に含有する「軟化抵抗が高い鋼」が用いられてきた。軟化抵抗が高い鋼であれば、初期硬さを低く出来るため被削性が確保できるからである。具体的には、熱間工具鋼（ＪＩＳ ＳＫＤ６１、ＪＩＳ ＳＫＤ６２、ＪＩＳ ＳＫＤ８）・耐熱鋼（ＪＩＳ ＳＵＨ１）・高速度工具鋼（ＪＩＳ ＳＫＨ５１、ＪＩＳ ＳＫＨ５５）等が用いられている。
【０００７】
また、金型用鋼をはじめ各種工具鋼、産業用鋼として、特許文献１〜６の鋼が提案されてきた。
特許文献１には、硬度を上昇させずに耐摩耗性に優れた産業機械・部品・運搬機器等に用いる鋼として、Ｃ：０．０５〜０．４５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜２．０ｗｔ％、Ｎｂ：０．０５〜２．０ｗｔ％等を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼が開示されている。
特許文献２には、ＳＣＭ４４５の硬度レベルを維持しつつ、Ｓ５５Ｃと同等以上の被削性を有するプラスチック成形金型用鋼として、Ｃ：０．１７〜０．２３％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｃｒ：０．５０  〜２．５０％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．０１０〜０．２００％等を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼が開示されている。
特許文献３には、亀裂伝播抵抗を向上させた疲労特性に優れた各種機械部品用の高強度鋼として、重量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０％、Ｓｉ：３．００％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｃｒ：０．１０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜１．００％等を含有する鋼が開示されている。
特許文献４には、結晶粒が微細化されており、使用中の破損等を防止しうる高靱性工具に供する鋼として、質量％で、Ｃ ：０．４０〜０．８５％、Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：３．０％以下（０％を含まない）等を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼が開示されている。
特許文献５には、割れ感受性の低減、金型寿命と加工性との両立、金型寿命の安定化を図るべくプリハードンでの金型加工性が良好な金型用鋼として、質量％で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜０．７％、Ｃｒ：１．０〜６．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．２％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５〜２．５％、及び、Ｖ＋１／２Ｎｂ：０．１〜２．０％等を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる金型用鋼が開示されている。
特許文献６には、高い硬さをもたせることにより長い金型寿命を享受するとともに、高い靭延性を確保して、金型使用中に割れが発生する危険を低減した金型用の熱間工具鋼として、Ｃ：０．３〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｃｒ：３〜６％、Ｍｏ＋０．５Ｗ：０．５〜３．５％、Ｖ：０．５〜１．５％等を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼が開示されている。
【０００８】
【特許文献１】特開平４−３０８０５７
【特許文献２】特開平６−２９９２３５
【特許文献３】特開平１１−２６９５４１
【特許文献４】２００４−２０４３１２
【特許文献５】２００５−１７１３０５
【特許文献６】２００６−１０４５１９
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、熱間工具鋼・耐熱鋼・高速度工具鋼は、添加されたＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ等の希少元素が高価であるため、型材コストが高い。更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ等の希少元素を得るための精錬や、これらを添加した鋼の複雑な精錬は、電気やガスを多量に消費する。このことは、温室効果ガスや産業廃棄物の増加原因となり、環境負荷を増大させる。すなわち、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ等の希少元素を含有した高価な鋼は、被削性・高温での硬さ・軟化抵抗等の点で要求特性を満たしたとしても、コスト面や環境負荷の観点から問題があった。従って、希少元素が少ない安価な鋼で、且つ、軟化抵抗が高い鋼が求められているが、そのような鋼の報告例は未だない。
【００１０】
更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ等の希少元素を多量に含有する軟化抵抗の高い鋼（熱間工具鋼・耐熱鋼・高速度工具鋼）は、熱伝導率が低いため、冷却されにくい。そのため、以下（１）〜（４）の問題がある。
（１）型材に対して内部冷却（型の内部に設けられた回路の中に液体を通す冷却）や、外部冷却（型材の表面に液体を吹き付ける冷却）が施されても、型材の温度が過度に上昇すると低圧鋳造型との焼付きが生じる。
（２）焼付きによる肌荒れや欠けは無くても、型材が十分に冷却しきれていないために、Ａｌ合金溶湯と接触する型材温度が高くなり、Ａｌ合金溶湯の凝固速度が遅くなり、その結果、鋳造品の組織が粗くなり、強度が保証できない。
（３）サイクルタイム（鋳造１ショット当たりの時間をいう。以下同じ）は、適正な凝固組織（凝固速度）が得られる最短の時間であるため、現状のままでサイクルタイムを短縮すると、型材の表面温度が下がり切る前に（通常よりも高温の状態で）次のショットが開始されるため、凝固速度が低下して鋳造品の組織が粗くなる。従って、単位時間当たりの生産数を増やせず生産効率を上げることができない。
（４）上記（１）〜（３）が原因で不良品が出ると、鋳造品コストが上昇する。
【００１１】
ちなみに、上記（１）〜（４）の問題を解決するために、内部冷却の孔を型材表面に近づけることにより迅速な冷却を行う手法もあるが、冷却孔の表面に発生した腐食亀裂が型表面に貫通する不具合が起こり易くなるため有効ではない。
【００１２】
従って、軟化抵抗が高くても、熱伝導率が低いと上記（１）〜（４）の問題を生じる。そこで、希少元素が少ない安価な鋼で、軟化抵抗が高く、且つ、熱伝導率が高い鋼が求められているが、そのような鋼の報告例は未だない。そのような鋼を実現できれば、高特性を実現しつつ、型材・鋳造品コストや環境負荷の問題を解消できる。樹脂やガラスの射出成形、溶融金属のダイカスト、熱間鍛造等の分野においても事情は同様である。
更に、低圧鋳造型等の各種金型、各種工具、各種型材等の品質は、実生産によって初めて明らかになることが殆どであるが、実生産によることなく、その品質を予め評価するための簡便な品質検証手法も求められていた。
【００１３】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、希少元素が少ない安価な鋼でありながら、軟化抵抗が高く、且つ、熱伝導率が高い工具鋼及びこれを用いた成型用部材、工具鋼の品質検証方法を提供することにある。
本発明の他の目的は、そのような工具鋼等を提供することによって、金型寿命延長・不良率低減・生産効率向上を実現することにある。
本発明の更なる他の目的は、そのような工具鋼等を提供することによって、樹脂やガラスの射出成形、溶融金属の低圧鋳造やダイカスト、熱間鍛造等における型材・製品コストの低減と環境負荷の軽減を実現することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者は、従来市場品の熱間工具鋼・耐熱鋼・高速度工具鋼が高い軟化抵抗を示す理由が、
（１）多種・多量の元素の原子が母相中に溶けこんでいるため、固溶硬化が維持されるためであること、及び、
（２）析出して分散する粒子が凝集しにくく、且つ、微細な炭化物を形成するため、分散強化が維持されるためであることに着目した。
【００１５】
ここで、固溶硬化とは、溶けた原子が母相の結晶構造を乱すことによって生じる硬さの上昇をいい、換言すれば、鉄元素とサイズの異なる原子が地鉄中に溶け込むことによって、地鉄の結晶構造に歪を生じさせ、それが硬さの源になる現象をいう。固溶硬化の程度は、多くの原子が溶けこむほど大きくなる。
また、分散強化とは、析出して分散する粒子が母相の結晶構造を乱すことによって生じる硬さの上昇をいう。鋼の場合、析出して分散する粒子は主に炭化物であり、硬くて小さな炭化物が多量に分散するほど、鋼は硬くなる。すなわち、地鉄中に析出した粒子の存在が硬さの源になる。一般的に、加熱によって炭化物が粗大化すると鋼としての硬さが低下し、これが軟化抵抗が悪くなる最大の原因といわれているが、これは分散強化の影響が加熱によって弱められるからである。
【００１６】
そこで、本発明者は、希少元素が少ない安価な鋼でも固溶硬化と分散強化が維持できる特定の成分系を備えれば、軟化抵抗を高くできるのではないかと考え、合金成分と軟化抵抗の関係に関する研究を進めた。その結果、特定の成分系を備えれば、省合金でありながら従来鋼以上の軟化抵抗を有する鋼を製造できることを見出した。当該鋼は、加熱による炭化物の粗大化が起こりにくいため、このような特性を発現すると考えられる。
【００１７】
本発明者は、更に、合金成分と熱伝導率の関係に関する調査を進めた。一般的に、省合金化によって熱伝導率は高くなり、軟化抵抗は低下するが、本発明者は、特定の成分系を備えれば、従来鋼以上の軟化抵抗を保持しつつ、従来鋼よりも熱伝導率が高い鋼を製造できることを見出した。
加えて、本発明者は、実生産における型寿命の優劣を、簡単な実験方法（品質検証方法）によって求めた軟化抵抗によって予め判断できることも見出した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。
【００１８】
上記課題を解決するために、本発明に係る工具鋼は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜２．０％、Ｖ＋Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、及び、Ｎｉ：０．０１〜２．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを要旨とする。この場合に、更に質量％で、Ｃｏ：０．０１〜２．０％を含有してもよく、更に質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．５％、Ｔａ：０．００２〜０．５％、Ｔｉ：０．００２〜０．５％、及び、Ｚｒ：０．００２〜０．５％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有してもよく、更に、質量％で、Ａｌ：０．００２〜０．５％、及び、Ｎ：０．００２〜０．１％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有してもよく、更に、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．０２％を含有してもよく、更に、質量％で、Ｓ：０．００５〜２．０％、Ｃａ：０．０００５〜０．５％、Ｓｅ：０．００５〜０．５％、Ｔｅ：０．００５〜０．５％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、及び、Ｐｂ：０．００５〜０．５％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有してもよい。
いずれの場合においても、質量％で、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏの値が４％以下であることが望ましい。
【００１９】
本発明に係る工具鋼は、当該工具鋼から採取した１５ｍｍ×１５ｍｍ×６０ｍｍの角棒を１０３０±１０℃で４５±１５分の均熱後、１４±６℃／分の平均速度で５５０±３０℃まで冷却し、引き続き３±１℃／分の平均速度で１５０℃以下まで冷却する第一工程と、
前記第一工程を経た前記角棒を、６００±５℃への２回の加熱によって、室温におけるＨＲＣ硬さＨ０をＨＲＣ＝３７〜４８の範囲内で任意の値に調整する第二工程と、
前記第二工程を経た前記角棒を、４８０℃以上の温度域における平均加熱速度を１５±５℃／分として６００±２℃に加熱し、６００±２℃で３０±０．１時間の均熱後、引き続き１５±５℃／分の平均速度で４８０℃以下まで冷却する第三工程と、
を行った後の室温におけるＨＲＣ硬さをＨ１、軟化抵抗ΔＨをΔＨ≡Ｈ１−Ｈ０、室温における熱伝導率をλ［Ｗ／ｍ／Ｋ］としたときに、
ΔＨ≧−８．０、且つ、λ≧３０であることが望ましい。
【００２０】
上記第一工程から第三工程を実施したとするならば、軟化抵抗ΔＨ及び熱伝導率λが上記範囲を満たす工具鋼として、例えば、本発明に係る工具鋼を１０３０±３０℃の焼入れ温度に加熱する加熱工程と、前記工具鋼を、前記焼入れ温度から１４±６℃／分の平均速度で５５０±３０℃まで冷却し、引き続き３±１℃／分の平均速度で１５０℃以下まで冷却する焼入れ工程と、前記工具鋼を、６００±５℃で焼戻すことにより、その硬さをＨＲＣ３７〜ＨＲＣ４８に調整する焼戻し工程とを実施して得られた工具鋼があげられる。
他にも、上記第一工程から第三工程を実施したとするならば、軟化抵抗ΔＨ及び熱伝導率λが上記範囲を満たす工具鋼の例として、実際の焼入れ工程を考えた場合、１０３０℃から５５０℃までの平均冷却速度を、小さい型や工具（ピンや入れ子）では１０００℃／分としたものや、逆に、２０００ｋｇ近い非常に大断面の型では５℃／分程度としたもの、これらの結果、硬さがＨＲＣ３７〜ＨＲＣ５３程度となったものもあげられる。また、更なる他の工具鋼の例として、実際の焼戻し工程を考えた場合、５７０〜６５０℃の範囲で焼戻しをしたものもあげられる。
【００２１】
本発明に係る成型用部材は、本発明に係る工具鋼によって製造された工具鋼からなるものであればよく、その表面には、母材とは成分や硬さの異なる層を有するものでもよい。
【００２２】
本発明に係る工具鋼の品質検証方法は、工具鋼から採取した１５ｍｍ×１５ｍｍ×６０ｍｍの角棒を１０３０±１０℃で４５±１５分の均熱後、１４±６℃／分の平均速度で５５０±３０℃まで冷却し、引き続き３±１℃／分の平均速度で１５０℃以下まで冷却する第一工程と、
前記第一工程を経た前記角棒を、６００±５℃への２回の加熱によって、室温におけるＨＲＣ硬さＨ０をＨＲＣ＝３７〜４８の範囲内で任意の値に調整する第二工程と、
前記第二工程を経た前記角棒を、４８０℃以上の温度域における平均加熱速度を１５±５℃／分として６００±２℃に加熱し、６００±２℃で３０±０．１時間の均熱後、引き続き１５±５℃／分の平均速度で４８０℃以下まで冷却する第三工程と、
を行った後の室温におけるＨＲＣ硬さをＨ１、軟化抵抗ΔＨをΔＨ≡Ｈ１−Ｈ０、室温における熱伝導率をλ［Ｗ／ｍ／Ｋ］としたときに、ΔＨ及びλの値が所定値以上又は以下であることに基づいて、前記工具鋼の品質を判定することを要旨とする。
【発明の効果】
【００２３】
本発明に係る工具鋼及びこれを用いた成型用部材（以下単に「本発明品」ともいう）は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜２．０％、Ｖ＋Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、及び、Ｎｉ：０．０１〜２．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものであるから、比較的希少元素が少なく安価で、且つ、高い軟化抵抗及び熱伝導率を備えるという効果がある。これらの効果のうち、高い軟化抵抗はＣｒ・Ｍｏ・Ｖを所定量含有させたためによるところが大きく、高い熱伝導率はＳｉを所定量含有させたところによるところが大きい。
また、本発明品は、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏの値が４％以下であるから希少元素が少なく安価であるという効果がある。
【００２４】
以上のように、本発明品は、軟化抵抗が高いため、型材の使用中の軟化が従来より低減されるため寿命が長い。また、熱伝導率が高いため、型表面と内部の温度差が小さくなるため発生する熱応力も小さくなり、従来より熱疲労が生じにくくなり、寿命が長い。すなわち、本発明品は、熱疲労特性に優れ、寿命が長い。従って、本発明品によれば、型材・鋳造品コストを低減できる。このように本発明品は長寿命であるため、その製作数が削減でき、比較的省合金であることと相俟って環境負荷の低減や省資源を実現できるという効果がある。
【００２５】
更に、熱伝導率が高いと、型材の迅速冷却ができるため、鋳造品の組織が粗くならずその鋳造品強度が確保でき、不良率を低減できるとともに、サイクルタイムを短縮し、生産効率を向上させる。この点からも鋳造品コストを低減できるといえる。また、熱伝導率が高いと、熱伝導率の低い鋼と熱疲労への抵抗力を同じにする場合には、軟質にできるため、型材を仕上げ加工する際の被削性を向上でき、加工コスト低減や納期短縮による型材の低廉化に貢献できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
以下に図面を参照して本発明の一実施形態について詳細に説明する。以下の説明においては、単に「％」というときは、「質量％」を意味する。
（成分元素及びその限定理由）
本発明の一実施形態に係る工具鋼は、特に低圧鋳造型に用いて好適であるが、これに限定されるものではなく、樹脂やガラスの射出成形、溶融金属のダイカスト、熱間鍛造等の成型用部材へ適用できる。
本発明の一実施形態に係る工具鋼は、必須元素として以下の（１）〜（８）の元素を含有する。
（１）Ｃ：０．１５〜０．５５％。
Ｃは、鋼の強度調整に必須の元素である。Ｃが過少であると、型材に必要な強度が得られない。Ｃが過多であると、鋳造の凝固時に粗大な炭化物を生じやすくなり、それが破壊の起点となるため、本鋼が型材になった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。射出成形・ダイカスト・鍛造等に用いられる型材としての特性を確保するため、本実施形態においては、Ｃ量は、質量％で、０．１５〜０．５５％とした。特に好適なＣ量の範囲は、ＨＲＣ硬さで４０〜５０が得られ、且つ、粗大な炭化物が形成されにくい０．２５〜０．４５％である。
【００２７】
（２）Ｓｉ：０．０１〜０．５％。
Ｓｉは、地鉄中に固溶し、固溶硬化に寄与する。また、炭化物の挙動を介して分散強化にも影響を及ぼす。Ｓｉが過少であると、充分な軟化抵抗が得られない。軟化抵抗を確保するには高Ｓｉ材が良い。しかし、Ｓｉは熱伝導率への影響が非常に大きく、本発明の主目的の１つである高い熱伝導率を得るには、低Ｓｉ鋼が望ましい。軟化抵抗と熱伝導率のバランスから、本実施形態においては、Ｓｉ量は、質量％で、０．０１〜０．５％とした。特に好適なＳｉ量の範囲は、０．０２〜０．３％であり、更に好ましくは、０．０３〜０．２％である。
【００２８】
（３）Ｍｎ：０．０１〜２．０％。
Ｍｎは、焼入れ性の向上元素として必須である。ただし、過度の添加はＡｃ１変態点を下げ、当該鋼からなる型材を低圧鋳造などへ適用することが困難になる。また、Ｍｎ添加は焼鈍における炭化物の球状化を著しく阻害し、被削性に優れた軟質な状態を創製しにくくする（焼鈍性の劣化）。焼入れ性の向上効果・Ａｃ１変態点・焼鈍性などのバランスから、本実施形態においては、Ｍｎ量は、質量％で、０．０１〜２．０％とした。
【００２９】
（４）Ｃｒ：０．３〜１．５％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させるだけでなく、炭化物を形成して鋼を高強度化する元素として有用である。ただし、過度の添加は、本発明の改善対象である軟化抵抗を大きく低下させる。焼入れ性の向上効果と軟化抵抗のバランスから、本実施形態においては、Ｃｒ量は、質量％で、０．３〜１．５％とした。上限値が、従来の型材用鋼や耐熱鋼（例えばＪＩＳ ＳＫＤ６１、ＳＫＤ６２、ＳＫＨ５１、ＳＫＨ５５、ＳＵＨ１など）と比較して低いことが特徴である。特に好適なＣｒ量の範囲は、０．４〜１．３％であり、更に好ましくは、０．７〜１．１％である。
【００３０】
（５）Ｍｏ：０．８〜２．０％。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させるだけでなく、炭化物を形成して鋼を高強度化する元素として有用である。特に、軟化抵抗を高める効果が大きい。ただし、過度の添加は特性の飽和と素材コストの増大を招く。焼入れ性の向上効果・軟化抵抗・素材コストのバランスから、本実施形態においては、Ｍｏ量は、質量％で、０．８〜２．０％とした。上限値が、従来の型材用鋼や耐熱鋼（例えばＪＩＳ ＳＫＨ５１、ＳＫＨ５５など）と比較して低いことが特徴である。特に好適なＭｏ量の範囲は、１．３〜２．０％であり、更に好ましくは、１．４〜２．０％である。
【００３１】
（６）Ｖ＋Ｗ：０．０５〜０．５％。
ＶとＷは、焼入れ性を向上させるだけでなく、炭化物を形成して鋼を高強度化する元素として有用である。特に、軟化抵抗を高める効果が大きい。ただし、過度の添加は特性の飽和と素材コストの増大を招くだけでなく、鋳造の凝固時に粗大な炭化物を生じやすくさせ、それが破壊の起点となる。そのため、本鋼が型材となった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。鋼に対するこれらの元素の作用はほぼ同じであるため、焼入れ性の向上効果・軟化抵抗・製造コストなどのバランスから、本実施形態においては、Ｖ＋Ｗの総量は、質量％で、０．０５〜０．５％とした。上限値が、従来の型材用鋼や耐熱鋼（例えばＪＩＳ ＳＫＤ８、ＳＫＨ５１、ＳＫＨ５５など）と比較して低いことが特徴である。これらの元素量の特に好適な範囲は、０．１〜０．５％であり、更に好ましくは、０．２〜０．４％である。
【００３２】
（７）Ｃｕ：０．０１〜２．０％。
Ｃｕは、焼入れ性を向上させる元素として有用である。また、地鉄中に単独析出して、鋼の高強度化にも寄与する。ただし、過度の添加は素材製造時の熱間塑性加工での割れを生じやすくする。焼入れ性の向上効果と熱間加工性のバランスから、本実施形態においては、Ｃｕ量は、質量％で、０．０１〜２．０％とした。
【００３３】
（８）Ｎｉ：０．０１〜２．０％。
Ｎｉは、焼入れ性を向上させる元素として有用である。ただし、過度の添加はＭｎを過度に添加した場合と同様の弊害を招く。Ｍｎと同様の理由で、本実施形態においては、Ｎｉ量は、質量％で、０．０１〜２．０％とした。
【００３４】
本発明の一実施形態に係る工具鋼は、選択添加元素として以下の（９）〜（１３）の元素を含有してもよい。
（９）Ｃｏ：０．０１〜２．０％。
選択添加元素としてのＣｏは、地鉄中に固溶し、固溶硬化に寄与する。また、炭化物の挙動を介して分散強化にも影響を及ぼす。更に、鋼の耐酸化性を高める効果を有する。Ｃｏが過少であると、充分な軟化抵抗が得られない。軟化抵抗を確保するには高Ｃｏ材が良いが、過度の添加は素材コストを増すばかりでなく特性の飽和を招き、実益に乏しい。
特性と製造コストのバランスから、本実施形態においては、Ｃｏ量は、質量％で、０．０１〜２．０％とした。上限値が、従来の金型用鋼や耐熱鋼（例えばＪＩＳ ＳＫＤ８、ＳＫＨ５５など）と比較して低いことが特徴である。
【００３５】
（１０）Ｎｂ：０．００２〜０．５％、Ｔａ：０．００２〜０．５％、Ｔｉ：０．００２〜０．５％、及び、Ｚｒ：０．００２〜０．５％からなる群から選ばれる１種又は２種以上。
選択添加元素としてのＮｂは、ＮｂＣやＮｂＮなどを形成して、焼入れにおける結晶粒の粗大化を防止する元素である。ただし、過度の添加は特性の飽和と素材コストの増大を招く。また、比較的に粗大に晶出したＮｂＣやＮｂＮは、本鋼が型材となった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。結晶粒の粗大化を防止する効果・製造コスト・材質などのバランスから、本実施形態においては、Ｎｂ量は、質量％で、０．００２〜０．５％とした。
選択添加元素としてのＴａは、Ｎｂと同様の効果を有する元素である。Ｎｂの場合と同様に、本実施形態においては、Ｔａ量は、質量％で、０．００２〜０．５％とした。
選択添加元素としてのＴｉは、Ｎｂと同様の効果を有する元素である。Ｎｂの場合と同様に、本実施形態においては、Ｔｉ量は、質量％で０．００２〜０．５％とした。
選択添加元素としてのＺｒは、Ｎｂと同様の効果を有する元素である。Ｎｂの場合と同様に、本実施形態においては、Ｚｒ量は、質量％で、０．００２〜０．５％とした。
【００３６】
（１１）Ａｌ：０．００２〜０．５％、及び、Ｎ：０．００２〜０．１％からなる群から選ばれる１種又は２種以上。
Ａｌは、ＡｌＮを形成して、焼入れにおける結晶粒の粗大化を防止する元素である。金属間化合物を形成して析出し、分散強化にも寄与する。ただし、過度の添加は特性の飽和と製造コストの増大を招くだけでなく、介在物であるアルミナを増すことになり、それが破壊の起点となるため、本鋼が型材となった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。結晶粒の粗大化を防止する効果と特性のバランスから、本実施形態においては、Ａｌ量は、質量％で、０．００２〜０．５％とした。
Ｎは、ＡｌＮを形成して、焼入れにおける結晶粒の粗大化を防止する元素である。固溶効果にも大きく寄与する。ただし、多量の添加には加圧溶解という特殊な製法が必須となるため、製造コストの増大を招く。更に、過度の添加は特性の飽和を招き、実益に乏しい。結晶粒の粗大化を防止する効果と製造コストなどのバランスから、本実施形態においては、Ｎ量は、質量％で、０．００２〜０．１％とした。
【００３７】
（１２）Ｂ：０．０００２〜０．０２％。
選択添加元素としてのＢは、オーステナイト結晶粒界に偏析してフェライト相の析出を抑制する元素であり、鋼の焼入れ性を著しく高める。ただし、過度の添加は特性の飽和を招き、実益に乏しい。焼入れ性を向上させる効果と製造コストのバランスから、本実施形態においては、Ｂ量は、質量％で、０．０００２〜０．０２％とした。
【００３８】
（１３）Ｓ：０．００５〜２．０％、Ｃａ：０．０００５〜０．５％、Ｓｅ：０．００５〜０．５％、Ｔｅ：０．００５〜０．５％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％、及び、Ｐｂ：０．００５〜０．５％からなる群から選ばれる１種又は２種以上。
選択添加元素としてのＳは、ＭｎＳを形成して鋼の被削性を向上させる元素である。ただし、過度の添加は特性の飽和と製造コストの増大を招く。また、比較的、粗大に晶出するＭｎＳは、本鋼が型材となった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。被削性を向上させる効果・製造コスト・材質などのバランスから、本実施形態においては、Ｓ量は、質量％で、０．００５〜２．０％とした。被削性が問題とならない形状の工具や金型の場合は、Ｓ量は低いほうが望ましい。
【００３９】
選択添加元素としてのＣａは、鋼の被削性を向上させる元素である。また、鋼中の介在物の形態を変化させて鋼の熱間加工性を改善する元素でもある。ただし、過度の添加は特性の飽和と製造コストの増大を招く。被削性を向上させる効果や製造コストなどのバランスから、本実施形態においては、Ｃａ量は、質量％で、０．０００５〜０．５％とした。
【００４０】
選択添加元素としてのＳｅは、鋼の被削性を向上させる元素である。ただし、過度の添加は多量のＳｅ化合物を生じさせることになり、本鋼が型材となった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。被削性を向上させる効果や特性などのバランスから、本実施形態においては、Ｓｅ量は、質量％で、０．００５〜０．５％とした。
選択添加元素としてのＴｅは、鋼の被削性を向上させる元素である。ただし、過度の添加は多量のＴｅ化合物を生じさせることになり、本鋼が型材となった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。被削性を向上させる効果や特性などのバランスから、本実施形態においては、Ｔｅ量は、質量％で、０．００５〜０．５％とした。
【００４１】
選択添加元素としてのＢｉは、鋼の被削性を向上させる元素である。ただし、過度の添加は鋼中に分散するＢｉ粒子を増すことになり、熱間加工性を大きく低下させる。被削性を向上させる効果と熱間加工性のバランスから、本実施形態においては、Ｂｉ量は、質量％で、０．００５〜０．５％とした。
【００４２】
選択添加元素としてのＰｂは、鋼の被削性を向上させる元素である。ただし、過度の添加は鋼中に分散するＰｂ粒子を増すことになり、熱間加工性を大きく低下させる。被削性を向上させる効果と熱間加工性のバランスから、本実施形態においては、Ｐｂ量は、質量％で、０．００５〜０．５％とした。
【００４３】
本発明の一実施形態に係る工具鋼は、以下の（１４）の条件を満たしているとよい。
（１４）Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏの値が４％以下。
樹脂やガラスの射出成形、溶融金属の低圧鋳造やダイカスト、熱間鍛造等の型材に用いられる鋼には、軟化抵抗を確保するため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏといった希少元素が積極的に添加されている。これらの総量を例示すれば、ＪＩＳ ＳＫＤ６１の８％、ＪＩＳ ＳＫＨ５１の１７％、ＪＩＳ ＳＫＨ５５の２２％等である。
そこで、本実施形態では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏといった希少元素の節約による型材・鋳造品製造コストの低廉化及び環境負荷低減のため、これらの元素の総量を「ＪＩＳ ＳＫＤ６１の半分以下であること」を希少元素量の低減における最大目標として、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏの値を質量％で４％以下とした。ＪＩＳ ＳＫＤ６１を基準とした理由は、樹脂やガラスの射出成形、溶融金属の低圧鋳造やダイカスト、熱間鍛造等の型材にＪＩＳ ＳＫＤ６１が最も広く使われているからである。尚、４％という数値は最大目標であり、これらの希少元素の総量が５％以下であれば本発明の効果が現れる。
【００４４】
（製造方法）
以下に本発明の一実施形態に係る低圧鋳造型（３００ｋｇ以上の大断面金型）の製造方法について説明するが、これは低圧鋳造型や大断面金型に限定されるものではなく、樹脂やガラスの射出成形、溶融金属の低圧鋳造やダイカスト、熱間鍛造に用いられる型材等にも適用可能である。
【００４５】
（１）鋼塊作製・加工工程
上記所定の成分元素を溶製し鋼塊とし、これを所望の形状に熱間加工することにより、低圧鋳造に用いる型材用の素材を得る。多くの場合、素材はブロック状か棒状である。
（２）粗加工（荒加工）工程
焼入れ後の鋼材は硬く、被削性が非常に悪い。そこで、焼入れの前に、最終形状にある程度まで近付けておく機械加工が必要となる。これを粗加工（又は荒加工）と呼ぶ。意匠面の凹凸や水冷孔は、この機械加工によって概形が与えられる。
（３）焼入れ工程
次に、型材の焼入れを１０００℃〜１０６０℃で行う。このとき焼入れ速度は、３００ｋｇ以上の大断面金型の場合、焼入れ温度（１０３０±３０℃）から５２０〜５８０℃までを８〜２０℃／分、５２０〜５８０℃から１５０℃までを２〜４℃／分とすることが望ましい。また、１０３０℃から５５０±３０℃までの平均冷却速度は、小さい型や工具（ピンや入れ子）では１０００℃／分としたり、逆に、２０００ｋｇ近い非常に大断面の型では５℃／分程度としてもよい。
【００４６】
（４）焼戻し工程
次に、型材の焼戻しを５９５℃〜６０５℃の範囲で行い、型材硬さをＨＲＣ３７〜ＨＲＣ４８に調整するが、温度は限定されない。また、焼戻しの回数は２回が好ましいが特に限定されない。用途に応じて目的とする硬さになるように焼戻しの条件を決めればよい。
尚、上記（２）焼入れ・（３）焼戻しを行うのは、樹脂やガラスの射出成形、溶融金属の低圧鋳造やダイカスト、熱間鍛造に用いられる型材に対しては、所要の強度を確保するために不可欠だからである。大断面金型はコストが高いため、特に長寿命が求められる。従って、焼入れ・焼戻し工程は重要である。
【００４７】
（５）仕上げ加工工程
次に、型材に仕上げ加工を行う。これにより、低圧鋳造型が完成する。完成した低圧鋳造型は、鋳造品の実生産に適用される。
その他、種々の表面処理、例えば、ショットピーニング、窒化、ＰＶＤ等を施しても良い。
尚、粗加工（荒加工）を省略して「焼入れ−焼戻し−仕上げ加工」の工程を採用することもある。型の硬度が低い場合は切削が比較的に容易なので、粗加工（荒加工）の工数やコストを削減すると同時に納期を短縮できるため、このような工程（プレハードン工程）が採用される。もちろん、本発明鋼をプレハードン工程に適用することも可能である。尚、プレハードン工程は、型の硬度がＨＲＣ４０以下の場合に多く採用される。しかし、型の形状や切削技術レベルによって、プレハードン工程が適用可能な硬さは変わる。
【００４８】
（低圧鋳造型の作用）
完成した低圧鋳造型を用いた鋳造品の実生産では、その型材表面が６２０℃〜７２０℃のＡｌ合金溶湯と接触するため、型材は６００℃程度まで加熱される。しかし、本実施形態に係る低圧鋳造型は、所定の成分元素からなり軟化抵抗が高い。そのため、鋳造品サイズが大きく、型材表面が６００℃程度に加熱される時間が鋳造１サイクルあたり１０秒程度で１００００ショット経過しても、従来ほど型材の軟化が起こらず、熱疲労による亀裂が従来ほど発生しない。
また、本実施形態に係る低圧鋳造型は、所定の成分元素からなり熱伝導率が高い。そのため、本実施形態に係る低圧鋳造型は、迅速に冷却されるため、鋳造品組織の粗大化が抑制され、強度等が良好な品質の良い鋳造品が得られる。
【００４９】
（品質検証方法）
ある金型・鋼・型材・製品が本発明の一実施形態に係る工具鋼か否かの品質検証は、製造工程に準じた手順の実施により可能である。以下に本発明の一実施形態に係る鋼の品質検証方法について説明する。
【００５０】
（１）第一工程
品質検証の対象鋼から採取した１５ｍｍ×１５ｍｍ×６０ｍｍの角棒を１０３０±１０℃に均熱した後、焼入れを行う。このときの焼入れ速度は、加熱温度（１０３０±１０℃）から５５０±３０℃までを１０±５℃／分、５５０±３０℃から１５０℃までを３±１℃／分とする。いずれも上記製造方法の型材の焼入れ工程に準じたものである。
また、品質検証の対象鋼の形状を１５ｍｍ×１５ｍｍ×６０ｍｍの角棒としたのは、断面内の全部位に均等な温度履歴を付与できる適当なサイズであるだけでなく、後述する熱伝導率測定用の試験片も作製できるからである。素材サイズが過大であると、焼入れ時における断面内の温度差も過大になり、部位による硬さの差を生じやすくなる。素材サイズが過小だと熱処理時の均熱性は確保できるが、熱伝導率測定用の試験片は作製できない。以上の理由から、素材サイズを１５ｍｍ×１５ｍｍ×６０ｍｍとした。
【００５１】
（２）第二工程（Ｈ０の測定）
次に、品質検証の対象鋼に対し、６００±５℃で２回の焼戻し（時間は任意）を行い、ＨＲＣ３７〜ＨＲＣ４８に調整する。そして、６００±５℃における２回の焼戻し後の室温におけるＨＲＣ硬さを測定する。これをＨ０と定義する。
実生産においては、ＨＲＣ５３程度まで硬度を上げることがある。しかし、このように高い硬度を付与するアイテムは、小さい金型や工具（ピンや入れ子）が一般的であり、多くはＨＲＣ３７〜ＨＲＣ４８である。そこで、品質検証においても、ＨＲＣ３７〜ＨＲＣ４８を採用した。
【００５２】
（３）第三工程（Ｈ１の測定）
次に、鋳造品の実生産を想定し、これと同様の加熱を与えるため、品質検証の対象鋼を６００±２℃に加熱して３０±０．１時間保持する。この加熱に際し、４８０℃以上の温度域は平均加熱速度１０〜２０℃／分で加熱する。そして、６００±２℃で３０±０．１時間の保持を行った対象鋼の室温におけるＨＲＣ硬さを測定する。これをＨ１と定義する。
【００５３】
ここで、加熱温度を６００℃としたのは、型材表面が６２０℃〜７２０℃のＡｌ合金溶湯と接触するため、型材は６００℃程度まで加熱されるからである。加熱温度の範囲を±２℃と狭くしたのは、軟化抵抗が加熱温度の影響を強く受けるため、この値を厳密に管理するためである。
３０時間としたのは、型材表面が６００℃程度に加熱される時間は、鋳造１サイクルあたり１０秒程度であり、従来の実生産では１００００ショットを経過する頃から型材の軟化が顕著となり、熱疲労による亀裂が発生しやすかったので、型材の表面が６００℃に加熱される時間を累積したものに併せたものである。加熱時間の範囲を±０．１時間と狭くしたのは、軟化抵抗が加熱時間の影響を強く受けるため、この値を厳密に管理するためである。
４８０℃以上の温度域の平均冷却速度を１０〜２０℃／分と規定したのは、軟化抵抗が保持温度からの冷却速度の影響を強く受けるため、この値を厳密に管理するためである。
【００５４】
（４）品質検証の対象鋼の軟化抵抗ΔＨの判定工程（ΔＨの算出）
以上によって求めたＨ０とＨ１から、次式（１）で表される軟化抵抗ΔＨ、すなわち、品質検証の対象鋼の「焼入れ・焼戻し・実生産を想定した加熱処理」を行った場合の１００００ショット経過後の硬さ低下量（軟化量）を求める。
ΔＨ≡Ｈ１−Ｈ０…（１）
（但し、Ｈ０は焼戻し後の室温におけるＨＲＣ硬さであり、Ｈ１は実生産を想定した加熱処理を行った後の室温におけるＨＲＣ硬さである。）
【００５５】
そして、次式（２）を満たすと、軟化抵抗が高いと判断できる。
ΔＨ≧−８．０…（２）
ΔＨ＝−８．０を判断基準としたのは、実生産においては、およそ１００００ショット後の型材表面のＨＲＣ硬さを測定したときに（実際には、ショア硬さＨＳからの換算となるが）、初期状態よりも８ポイントを超える軟化があると、更にショット数を増やした場合の熱疲労が顕著になることが多いためである。
尚、判断基準値はΔＨ＝−８．０としたが、これに限定されるものではなく、用途に応じてこの値は適宜変更することができる。例えば、ΔＨの判断基準値は、樹脂の射出成形の場合は、−８．０、ガラスの射出成形の場合は、−７．０、溶融金属のダイカストの場合は、−７．０、熱間鍛造の場合は、−７．０が好ましい。
【００５６】
（５）品質検証の対象鋼の熱伝導率λの判定工程（λ測定）
次に、品質検証の対象鋼の角棒から熱伝導率λを測定するための試験片（多くの場合、直径１０ｍｍ程度の円板）を作製し、レーザーフラッシュ法によって室温における熱伝導率λ［Ｗ／ｍ／Ｋ］を測定する。
そして、次式（３）を満たすと、熱伝導率が高いと判断できる。
λ≧３０…（３）
熱間工具鋼ＪＩＳ ＳＫＤ６１のλが２０であるため、その１．５倍であるλ＝３０を判断基準値とした。λが５０％向上すると熱応力が１７％減少し、亀裂の進展量が所定の値に到達するサイクルが１．５倍以上になるからである。ここで、その理由について説明する。図１は、０．１ｍｍの初期亀裂に４８０ＭＰａ又は４００ＭＰａの熱応力が付与された場合におけるサイクルの増加と亀裂長さとの関係をシミュレーションしたものである。亀裂が１０ｍｍに達するサイクル数に着目すると、熱応力が４８０ＭＰａのとき４７０００サイクルであったのに対し、熱応力が１７％減の４００ＭＰａのとき７８０００サイクル、すなわち、約１.６倍のサイクルになった。従って、熱間工具鋼の金型にかかる熱応力を１７％減少させるには、熱間工具鋼のλをＪＩＳ ＳＫＤ６１（λ＝２０）対比で５０％向上させればよいため、λ＝３０を判断基準値とした。
尚、判断基準値はλ＝３０としたが、これに限定されるものではなく、用途に応じてこの値は適宜変更することができる。例えば、λの判断基準値は、樹脂の射出成形の場合は、２７、ガラスの射出成形の場合は、２９、溶融金属のダイカストの場合は、３０、熱間鍛造の場合は、２８が好ましい。
【００５７】
（品質検証方法の作用）
任意の品質検証の対象鋼に対して、以上説明した品質検証方法を実施し、上記（２）式及び（３）式を満たすか否かを調べることにより、その対象鋼が
（１）軟化抵抗や熱伝導率が高いか否か、
（２）寿命が長いか否か、
（３）本実施形態に係る工具鋼である可能性があるか否か等を判断できる。
【実施例】
【００５８】
各種の発明鋼及び比較鋼を作製するに先だって、適当なサンプル鋼を作製して実施例Ａ及びＢにおいてΔＨ及びλの判断基準値を検証したのでこれについて説明する。
（実施例Ａ）
（ΔＨ≧−８．０の検証）
低圧鋳造型におけるΔＨ≧−８．０を検証するため、Ｈ０＝４５として、熱間工具鋼ＪＩＳ ＳＫＤ６１（後述する比較鋼５となるもの）と、開発鋼（後述する発明鋼３６となるもの）の軟化抵抗を調査した。これについて図２を参照して説明する。上記の品質保証方法を実施したところ、保持時間３０時間の時点のＨＲＣ硬さＨ１は、ＪＩＳ ＳＫＤ６１がＨ１＝３４であったのに対し、開発鋼ではＨ１＝４２であった。ここで、上記式（１）のΔＨを求めると、ＪＩＳ ＳＫＤ６１がΔＨ＝−１１であり、開発鋼がΔＨ＝−３であった。このことから、約１００００ショットの鋳造によって、ＪＩＳ ＳＫＤ６１の型材は１１ポイントもの硬さ低下を起こすと推測されるが、開発鋼の型材は僅か３ポイントの硬さ低下で済むと推測される。また、ΔＨ≧−８．０という判定基準が適正であることを確認できた。
【００５９】
更に、ＪＩＳ ＳＫＤ６１の希少元素量は、Ｃｒ＝５．５％、Ｍｏ＝１．５％、Ｖ＝１．０％（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏ＝８．０％）であるのに対し、開発鋼の希少元素量は、Ｃｒ＝０．９％、Ｍｏ＝１．６％、Ｖ＝０．３％（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏ＝２．８％）であり、開発鋼は省合金であるにも関わらず、非常に高い軟化抵抗を実現したことが確認できた。
【００６０】
（実施例Ｂ）
（λ≧３０の検証）
低圧鋳造型におけるλ≧３０を検証するため、レーザーフラッシュ法により、熱間工具鋼ＪＩＳ ＳＫＤ６１及び開発鋼の室温における熱伝導率λ［Ｗ／ｍ／Ｋ］を測定したところ、それぞれ、λ＝２０、λ＝３５であった。従って、λ≧３０という判断基準が適正であることを確認できた。
【００６１】
次に、実施例Ｃにおいて、各種の発明鋼及び比較鋼を作製し、ΔＨ及びλ等を評価したのでこれについて説明する。
（実施例Ｃ）
（鋼の作製及びΔＨ、λの測定）
発明鋼１〜４４及び比較鋼１〜１１として、表１〜表３に示す成分の鋼を準備した。すなわち、真空溶解によって製造した１５０ｋｇのインゴットから、鍛造によって６５ｍｍ×６５ｍｍ（６５角）の棒鋼を製造した。成分は、溶解工程における溶鋼中の値ではなく、鍛造によって得られた角棒の一部を分析した結果である。表中の空欄は、その元素を溶解工程において積極的に添加していないことを意味し、含有量は不純物レベルとなっている。また、表中には記載していないが、ＰやＭｇなども不純物レベルの極微量が含有されている。
【００６２】
（ΔＨの測定）
次に、上記６５角の棒鋼から１５ｍｍ×１５ｍｍ×６０ｍｍの角棒を切り出し、１０３０℃に加熱し、３０分の保持後、１４℃／分の等速冷却で５５０℃まで冷却し、引き続き３℃／分の等速冷却で１５０℃以下まで冷却した。そして、この角棒を、６００℃への２回の加熱によって、室温におけるＨＲＣ硬さＨ０を４３程度に調整した。ＨＲＣ４３に調質した理由は、樹脂やガラスの射出成形、溶融金属の低圧鋳造やダイカスト、熱間鍛造などに用いられる金型や工具といった成型用部材（型材）が、ＨＲＣ４３程度で用いられることが多いためである。尚、軟化抵抗が異なるため、６００℃での加熱時間は鋼によって異なる。
【００６３】
このようにして硬さを調整した角棒に対し、６００℃における３０時間の保持を付与した。冷却後、室温におけるＨＲＣ硬さＨ１を測定した。そして、上記式（１）により、軟化抵抗ΔＨを求めた。その結果を表１〜表３に示す。尚、６００℃への加熱、あるいは６００℃からの冷却においては、４８０℃〜６００℃の領域における温度変化の速度は１４℃／分とした。
【００６４】
（λの測定）
更に、角棒から直径１０ｍｍで厚さ２ｍｍの円板を作製し、レーザーフラッシュ法によって室温における熱伝導率λ［Ｗ／ｍ／Ｋ］を求めた。その結果を表１〜表３に示す。
【００６５】
【表１】
2009013465.tif 000002
【００６６】
【表２】
2009013465.tif 000003
【００６７】
【表３】
2009013465.tif 000004
【００６８】
（実施例Ｃの考察）
発明鋼１〜３０は、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏが４％以下と少なく、低合金鋼の範疇に入る安価な鋼であるが、ΔＨ≧−８．０、λ≧３０を満たした。これは、成分元素及びその含有量を上記所定範囲内とし、特定の成分系を備えたためと考えられる。また、発明鋼１〜３０のΔＨとλの値を比較することにより、選択添加元素の有無及びその種類は、ΔＨとλに顕著な影響を及ぼさないことがわかった。
【００６９】
発明鋼３１〜４１もまた、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏが４％以下と少なく、低合金鋼の範疇に入る安価な鋼であるが、Ｓｉ・Ｃｒ・Ｍｏ・Ｖの好適な範囲を明確にするために作製した鋼である。以下この好適な範囲について説明する。
まず、発明鋼３１，３２は、Ｓｉの好適な範囲を明確にするための例である。ここで、これらとＳｉ以外の成分がほぼ同じである発明鋼２（Ｓｉ量は０．３５％）とを比較すると、λは「発明鋼２＜発明鋼３１＜発明鋼３２」であった。そこで、発明鋼３１のＳｉ量（０．２５％）に基づき、Ｓｉ量は０．０２〜０．３％が更に好ましく、発明鋼３２のＳｉ量（０．１０％）に基づき、Ｓｉ量は０．０３〜０．２％がより更に好ましいことがわかった。このことから、成分元素及びその含有量を上記所定の範囲にすれば十分に大きなλが得られるが、特にＳｉ量を厳密に管理すれば特性（λ）を最大化できることがわかった。
【００７０】
次に、発明鋼３３〜３６は、Ｃｒの好適な範囲を明確にするための例である。ここで、これらとＣｒ量が０．３５％あるいは１．３５％である発明鋼１〜３０とを比較すると、ΔＨは「発明鋼１〜３０＜発明鋼３３と３４＜発明鋼３５と３６」であった。そこで、発明鋼３３のＣｒ量（１．２５％）と発明鋼３４のＣｒ量（０．４５％）に基づき、Ｃｒ量は０．４〜１．３％が更に好ましく、発明鋼３５のＣｒ量（１．００％）と発明鋼３６のＣｒ量（０．８０％）に基づき、Ｃｒ量は０．７〜１．１％がより更に好ましいことがわかった。このことから、成分元素及びその含有量を上記所定の範囲にすれば十分に大きなΔＨが得られるが、特にＣｒ量を厳密に管理すれば特性（ΔＨ）を最大化できることがわかった。
【００７１】
次に、発明鋼３７〜３８は、Ｍｏの好適な範囲を明確にするための例である。ここで、これらとＭｏ量が０．８５〜１．２１％の範囲である発明鋼１〜９とを比較すると、ΔＨは「発明鋼１〜９＜発明鋼３７＜発明鋼３８」であった。そこで、発明鋼３７のＭｏ量（１．３５％）に基づき、Ｍｏ量は１．３〜２．０％が更に好ましく、発明鋼３８のＭｏ量（１．５０％）に基づき、Ｍｏ量は１．４〜２．０％がより更に好ましいことがわかった。このことから、成分元素及びその含有量を上記所定の範囲にすれば十分に大きなΔＨが得られるが、特にＭｏ量を厳密に管理すれば特性（ΔＨ）を最大化できることがわかった。
【００７２】
発明鋼４２〜４４は、合金元素量は所望範囲内であるが、そのうちいくつかの元素は所望範囲の上限又は下限に近い値としたものである。そのため、ΔＨやλ、希少元素総量等が本発明目標値を満たさなかったが、従来市場品（比較鋼５：ＪＩＳ ＳＫＤ６１、比較鋼６：ＪＩＳ ＳＫＤ６２、比較鋼７：ＪＩＳ ＳＫＤ７、比較鋼８：ＪＩＳ ＳＫＤ８）と比べれば、全体としては本発明の効果が認められた。発明鋼４２は、比較的Ｓｉが多い他、希少元素総量が比較的多くなり（４％超）、結果的にλが本発明目標値（λ＝３０）を下回ったが、従来市場品に比べると、希少元素総量の低減やλの向上効果が認められた。発明鋼４３は、比較的Ｃｒが多くＭｏが少なかったため、ΔＨが本発明目標値（ΔＨ＝−８．０）を若干下回ったが、従来市場品（比較鋼７を除く）に比べると、ΔＨの向上効果が認められた。発明鋼４４は、比較的Ｓｉが多く、λが本発明目標値（λ＝３０）を下回ったが、従来市場品に比べればλの向上効果は認められた。
【００７３】
一方、比較鋼１〜４は、比較鋼１がＣｒが多すぎてΔＨが低く、比較鋼２がＣｒ及びＭｏが少なすぎてΔＨが低く、比較鋼３がＣｒ及びＶが多すぎてΔＨが低く、比較鋼４がＳｉが多すぎてλが低かった。
【００７４】
更に、比較鋼５〜８は、樹脂やガラスの射出成形、溶融金属の低圧鋳造やダイカスト、熱間鍛造等の型材用として市販されている鋼であり、いずれもＣｒが多すぎる他、比較例５、６がＳｉが多すぎ、比較例７、８がＭｏ等の量が過多又は過少であるために、ΔＨ及びλが低かった（比較例７はλのみ低かった）。また、比較例５〜８はいずれもコスト高だった。
【００７５】
表１〜表３のΔＨとλは、これらの鋼が実生産に適用された場合の熱疲労による寿命の目安として用いることができる。ΔＨとλが共に高いほど、使用中の強度低下が小さく、且つ、作用する熱応力も小さくなるため、型寿命が長くなるとからである。また、λが大きいほど型が迅速に冷却されるため、鋳造品品質を良好なものとし、サイクルタイムの短縮も可能になる。
既述の通り、発明鋼１〜３０は、希少元素の総量が４％以下と少なく安価であり、ΔＨ≧−８．０、及び、λ≧３０の両者を満たしたが、比較鋼１〜８は両者を満たさなかった。しかも、発明鋼１〜３０は、Ｓｉ量が最適化されているので、そのλは従来市場品（比較鋼５〜８）の約１．５倍以上だった。従って、発明鋼１〜３０からなる型材は、ΔＨとλが共に高いため、熱疲労を起こしにくく、鋳造品品質の維持向上やサイクルタイム短縮に有効といえる。
【００７６】
次に、実施例Ｄ及びＥにおいて、各種の発明鋼及び比較鋼を低圧鋳造型に適用して低圧鋳造を実施し、熱疲労特性を試験したのでこれについて説明する。
（実施例Ｄ）
（実機検証：低圧鋳造での熱疲労と１００００ショット後の硬さ）
表１〜表３に示した鋼の中から１５鋼種を選定し、各々を用いて約８００ｋｇの低圧鋳造用の金型を作製し、焼入れ焼戻しを以下の手順で行い、ＨＲＣ４５程度に調質した。選定した１５鋼種は、表４に示す（結果も併せて示す）。
まず、１８０℃／時間の速度で７００℃まで加熱した後、７００℃において２時間の保持を行った。引き続き、１２０℃／時間の速度で１０３０℃（焼入れ温度）へ加熱し、３時間保持した。このように真空炉中での１０３０℃への加熱を二段階に分けたのは、金型断面内の温度分布を可能な限り均一とするためである。
【００７７】
次に、焼入れを実施した。焼入れでは、導入した窒素ガスで４気圧まで炉内を加圧した後、拡販扇によって窒素ガスを強制的に対流させ、金型を冷却した。金型内部に挿入した熱電対による事前の測定では、金型中心部の冷却速度は、１０３０℃〜５５０℃までが約１２．８℃／分、５５０℃〜１５０℃までが３．６℃／分であった。
【００７８】
次に、焼入れ後の金型を真空炉から取り出し、焼戻しを実施した。具体的には、５９０℃に加熱した大気炉中へ金型を挿入後、６時間経過後に炉から取り出して放冷した。更に、５８５℃に加熱した大気炉中へ金型を挿入後、６時間経過後に炉から取り出して放冷した。
このように、２回の焼戻しを経た段階で、金型表面の硬さをショア硬さ計で調査した。そして、得られたショア硬さをＨＲＣ硬さに換算した。鋼材の成分によって軟化抵抗が異なるため、この時点では鋼種によって硬さに大きな差異を生じている。換算されたＨＲＣ硬さが４５程度になったところで処理を完了とした。
【００７９】
換算されたＨＲＣ硬さが４５程度になっていなかった金型鋼については、５８０℃に加熱した大気炉中へ挿入し、４時間経過後に炉から取り出して放冷した。金型表面のショア硬さを再調査し、得られたショア硬さをＨＲＣ硬さに換算するが、この換算値がＨＲＣ４５程度になるまで、５８０℃に加熱した大気炉への挿入と、４時間経過後に取り出して放冷する作業を繰り返した。
【００８０】
このようにして調質した金型を仕上げ加工し、自動車部品であるシリンダーヘッドの低圧鋳造を実施した。鋳造するＡｌ合金の溶湯温度は７００℃であり、１サイクル３００秒で操業を実施した。型の内部は冷却孔の通水で冷却し、意匠面は離型剤のスプレー塗布によって冷却した。
【００８１】
１００００サイクルの鋳造後、型には熱疲労による損傷が観察された。最も型の温度が上昇する湯口付近は、損傷が顕著である。そこで、装置から外した型を切断して湯口付近を切り出し、その断面を光学顕微鏡で観察し、亀裂の深さ［ｍｍ］を評価した。併せて、表面から５０μｍの深さの位置を対象とし、１５ｇの荷重を１０秒負荷する条件でマイクロビッカース硬さを評価した。亀裂の深さとマイクロビッカース硬さを評価したのは、一般的に亀裂が深い（損傷が顕著な）型ほど表面付近が軟化しているため、これらを評価すれば、鋼材が熱疲労に強いか否かを判断できるからである。
【００８２】
表４には実生産での検証結果として、調質硬さ・亀裂の深さ・マイクロビッカース硬さ・ｍＨＶからの換算値を示す。表４の化学成分・品質検証方法の実施結果は、表１〜表３に示した値である。また、「評価」欄の「○」又は「×」は、ΔＨ≧−８．０、λ≧３０を満たす（○）か否（×）かを示す。更に、表４では、実施例Ｃ（実験室的検証）との比較のため、マイクロビッカース硬さをＨＲＣ硬さに換算し、鋳造前の初期ＨＲＣ硬さとの差である軟化量を実機検証における軟化抵抗ΔＨ’として併せて示す。この軟化抵抗ΔＨ’は、軟化抵抗ΔＨに相当する。また、図３に亀裂発生状況の一例を示す。
【００８３】
【表４】
2009013465.tif 000005
【００８４】
（実施例Ｄの考察）
本発明鋼は、発明鋼４４を除き、いずれも亀裂の深さが０．５〜１．１ｍｍと浅く損傷が軽微だった。ここで、発明鋼３２の亀裂が発明鋼２の亀裂よりも浅いのは、ΔＨが同等であるため、λが発明鋼２より高いためと判断できる。また、発明鋼３６の亀裂が発明３２の亀裂より小さいのは、λが同等であるため、ΔＨが発明鋼３２より高いためと判断できる。実際、λが同等の発明鋼３２〜３８においては、ΔＨが高いほど亀裂が浅かった（損傷が軽微だった）。
【００８５】
一方、比較鋼２，４〜８は、亀裂の深さが１．７〜３．１ｍｍと深く損傷が深刻だった。ここで、ΔＨが同等の発明鋼３６、発明鋼４４、比較鋼４に着目すると、λが小さいほど亀裂が深かった。すなわち、ΔＨが高くてもλが小さい鋼は、熱疲労による損傷を受けやすいことがわかった。また、比較鋼２は、比較鋼の中ではλが比較的大きいが、ΔＨが小さいために亀裂を生じた。すなわち、λが高くてもΔＨが小さい鋼は、熱疲労による損傷を受けやすいことがわかった。
【００８６】
比較鋼５〜８は、低圧鋳造型用として市販されている鋼である。比較例７は、ΔＨが高いがλが小さく、亀裂の深さが２ｍｍを超えた。これに対し、比較鋼７とΔＨが等しい発明鋼２は、亀裂の深さが１ｍｍ程度と浅かったため、ここでもλの重要性が確認できた。比較鋼５，６，８は、ΔＨとλが共に小さいため、亀裂の深さが約３ｍｍと非常に顕著な熱疲労を受けていた。
【００８７】
以上より、ΔＨとλが共に高い鋼は、熱疲労による損傷を受けにくいことが実際の低圧鋳造でも確認できた。本発明鋼は、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏが比較的少なく安価であるが、ΔＨ及びλの両者がＣｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏが多い従来市場品（比較鋼５〜８）と同等以上である。この結果、本発明鋼は、熱疲労による亀裂を生じにくかったといえる。また、実生産で観察されたΔＨ’は、実験的検証におけるΔＨとも良く一致しており、簡単な実験室的検証によって評価される軟化抵抗ΔＨが、実生産に適用された場合の寿命の優劣を示していることも確認できた。
【００８８】
（実施例Ｅ）
（実機検証：低圧鋳造でのサイクルタイム短縮）
本発明鋼はλが高いため、型材の迅速冷却が可能と考えられる。しかし、表１〜表３に示したλは実験室的検証での値であり、低圧鋳造に適用された場合のサイクルタイム短縮効果を示すものではない。そこで、実際の低圧鋳造においてサイクルタイム短縮の可否を調査したので、これについて説明する。
【００８９】
表４に示した鋼の中から６鋼種を選定し、１４０ショットの低圧鋳造におけるサイクルタイム短縮の可否を調査した。選定した６鋼種は、表５に示す（結果も併せて示す）。１４０サイクルとした理由は、長時間使用時の損傷評価が目的でないこと、及び、１０〜２０サイクル程度で型の温度が定常状態になるためである。
【００９０】
サイクルタイム短縮の検証は、型温度が定常状態になった２０サイクル後から開始した。すなわち、２１サイクル目〜４０サイクル目までの鋳造を１サイクル３００秒のままとし、４１サイクル目〜６０サイクル目の鋳造を１サイクル２９０秒に、６１サイクル目〜８０サイクル目の鋳造を１サイクル２８０秒に、８１サイクル目〜１００サイクル目の鋳造を１サイクル２７０秒に、１０１サイクル目〜１２０サイクル目の鋳造を１サイクル２６０秒に、１２１サイクル目〜１４０サイクル目の鋳造を１サイクル２６０秒に、それぞれ短縮した。そして、２０サイクルごとの鋳造品を抜き取り、鋳造組織を比較した。
【００９１】
ここで、従来通りの適正な鋳造組織が得られていれば「○」（合格：サイクルタイム短縮可能）、型温の上昇によって鋳造組織が悪化した場合は「×」（不合格：サイクルタイム短縮できず）と判定した。尚、サイクルタイム短縮による型温上昇が顕著となる結果、焼付きを発生することがある。その場合は、当然ながら「×」（不合格：サイクルタイム短縮できず）と判定した。
【００９２】
表５に実生産での検証結果として、サイクルタイム・短縮効果・鋳造組織・合否を示す。表５の化学成分・品質検証方法の実施結果は、表１〜表３に示した値である。また、「評価」欄の「○」又は「×」は、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏ≦４％、λ≧３０を満たす（○）か否（×）かを示す。
【００９３】
【表５】
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【００９４】
（実施例Ｅの考察）
発明鋼２，３６によれば、サイクルタイムを３００秒のままとすると（発明鋼３６ではサイクルタイムを２９０秒に短縮しても）、鋳造品の凝固組織が各比較鋼によるものよりも改善されていた。これは、従来通りの型の冷却条件の下にλの高い本発明鋼を用いたため、型の温度が低下して溶湯の凝固速度が大きくなったことによる。従って、サイクルタイムが従来通りで良い場合、本発明鋼を適用すれば鋳造品質が改善されることがわかった。
【００９５】
鋳造品の凝固組織から、発明鋼２では、１０％のサイクルタイム短縮が可能とわかった。更にλが大きい発明鋼３６では、１３％のサイクルタイム短縮が可能とわかった。また、サイクルタイムを２５０秒に短縮した発明鋼３６では、鋳造組織は悪化するが焼付きは未発生であった。発明鋼４４でも、３．３％のサイクルタイム短縮が可能とわかった。
【００９６】
一方、各比較鋼は、いずれも３．３％のサイクルタイム短縮すらできず、８％のサイクルタイム短縮の時点で鋳造組織の悪化や焼付きを起こした。従って、比較鋼は、サイクルタイム短縮が不可能であり、従来の実生産が証明している通り、現状（３００秒）がサイクルタイム短縮の限界だと確認できた。
【００９７】
以上より、λが高い鋼がサイクルタイム短縮や鋳造組織の改善に有効であることが実際の低圧鋳造でも確認できた。本発明鋼は、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏが比較的少ないためλが高く、型が迅速に冷却される結果として、サイクルタイムが短縮されたと考えられる。また、実生産で観察されたサイクルタイム短縮効果は、実験室的検証におけるλの大小関係とも良く一致した。すなわち、簡単な実験室的検証によって評価されるλが、実生産に適用された場合のサイクルタイム短縮効果の優劣を示していることも確認できた。
【００９８】
（総合評価）
以上のことから、本発明鋼は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏといった希少金属の含有量を低減したものであるがΔＨ及びλの両者が高いため、各比較鋼より優れた熱疲労特性を発現することがわかった。
すなわち、本発明鋼は、ΔＨが高いことにより高温でも軟化しにくく、長寿命化が図られることが確認できた。しかも、実生産における熱疲労特性の優劣を特定手法の簡単な実験によって求めた軟化抵抗ΔＨによって判断できることもわかった。
また、本発明鋼は、λが高いことにより発生する熱応力が低く、型を迅速に冷却することができ、鋳造品品質を良好なものとし、サイクルタイム短縮に有効であることが確認できた。しかも、実生産におけるサイクルタイム短縮効果の優劣を特定手法の簡単な実験によって求めた熱伝導率λによって判断できることもわかった。
【００９９】
従って、本発明鋼の適用によって、樹脂やガラスの射出成形、溶融金属の低圧鋳造やダイカスト、熱間鍛造等の型材・製品コスト低減を実現できる。更に、本発明鋼を適用すれば、型材の作製数を減少できるため、本発明鋼が省合金であることと相俟って環境負荷を軽減できる。
上記の説明では低圧鋳造を例としたが、樹脂やガラスの射出成形、溶融金属のダイカスト、熱間鍛造等においても同様の効果が得られ、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではない。
【産業上の利用可能性】
【０１００】
本発明に係る工具鋼及びこれを用いた成型用部材は、比較的安価な鋼でありながら軟化抵抗及び熱伝導率が高いため、経済的に有利であり、樹脂やガラスの射出成形、溶融金属の低圧鋳造やダイカスト、熱間鍛造等の成型用部材（金型や工具）へ適用でき、産業上非常に有益である。更に、省合金であるため、環境負荷の軽減を実現しうる点でも有益である。本発明に係る工具鋼の品質検証方法は、実生産に入る前に予めその寿命を予測するために用いることができる点で産業上非常に有益である。
【図面の簡単な説明】
【０１０１】
【図１】亀裂進展量をシミュレーションにより比較したグラフである。
【図２】軟化抵抗を比較したグラフである。
【図３】低圧鋳造型に発生した熱疲労亀裂の一例を示す顕微鏡写真である。
【図１】
2009013465.tif 000007
【図２】
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【図３】
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