技術論文
特集 カーボンニュートラルに寄与する特殊鋼研究

高熱伝導ダイカスト金型向け
金属 Additive Manufacturing 用粉末の開発
Development of Metal Additive Manufacturing Powder for High Thermal Conductivity Die Casting Molds
萩谷

透*1

辻井

佑夏*2

澤田

俊之*3

HAGIYA Toru,TSUJII Yuka and SAWADA Toshiyuki

Synopsis The fabrication of die casting molds by AM is a promising technology that contributes to carbon neutrality
because it leads to reduce power consumption in the production of each component. Conventional maraging
steel is commonly used in the fabrication of the molds by AM, but it has a lower thermal conductivity than
SKD61, which affects the cooling capacity of the molds. We have developed hot work tool steels (S-MEC™34D
and S-MEC™40D) and Co-free maraging steel (S-MEC™24M) that achieve high thermal conductivity and high
3D moldability. We present the alloy design of the S-MEC™ series.
Keywords: ‌hot work tool steel; Co-free maraging steel; additive manufacturing; carbon equivalent; thermal conductivity

1. 緒言

AMの急冷凝固プロセスに適した合金設計を行うことが重要である。熱間工具鋼やマルエージング鋼をAMで造形し近年、複雑形状を有するダイカスト金型へのた場合、急冷凝固により偏析のないマルテンサイト組織

1)

AM(Additive Manufacturing)の適用が進んでいる 。AMが得られ、焼入れや溶体化といった従来必要であった熱により作製したダイカスト金型では、三次元形状の水冷管処理を省略することができる。そのため、溶製材に比べを配置し金型の冷却能を向上させ、製品製造サイクルを短て焼入れ性向上元素の低減が可能であり、また、溶体化

縮させることが可能である。また、ニアネットシェイプ化

時の脆性相回避などを考慮する必要がないため、成分設に伴う切削工程の省略により、金型作製工期の短縮だけで計の自由度を高めることが可能となる。当社では上記のなく、部品1個当たりを製造する際の消費電力の削減が可観点に基づき、高熱伝導率と高い造形性を両立する熱間能である点から、AMによるダイカスト金型の作製はカー工具鋼としてS-MEC™40DおよびS-MEC™34Dを開発しボンニュートラルに貢献する技術である。

た。また、熱伝導率を向上させたマルエージング鋼として従来、ダイカスト金型には、代表的な熱間工具鋼であS-MEC™24Mを開発した。本報では、それらの成分設計

るSKD61 の溶製材が一般的に使用されてきた。しかし、について報告する。

急冷凝固プロセスであるAM においては、造形時に焼入れ

2. ‌高熱伝導ダイカスト金型向け金属AM用熱間工具鋼「S-MEC™40D、S-MEC™34D」が起こるため、焼入硬さが約54HRCと過度に高いSKD61
は、冷却時に発生する熱応力に耐え切れず造形割れが発生しやすいという問題がある。そのため、ダイカスト金型に2.1AMを適用する場合、極低炭素鋼であり造形まま硬さが低

本章の目的

く、造形割れを発生しにくいマルエージング鋼が用いられ

AM用熱間工具鋼として、溶製材SKD61からの改良がてきた。一方、マルエージング鋼はSKD61 と比較して、進められている。本章では、SKD61よりも熱伝導率をNiやCo などの固溶元素を多く含むため、金型の冷却能に向上させ、かつ造形性も両立した開発材S-MEC™40D、影響する熱伝導率が低く、熱伝導率と造形性がトレードオ

S-MEC™34D（組成はTable1の通り特許出願組成）の成フとなる。

分設計について報告する。

上記のトレードオフを超える材料を開発するためには、*1 粉末事業部 粉末技術部 技術2グループ 博士（理学）*2 粉末事業部 粉末技術部 技術2グループ*3 研究・開発センター 新商品開発室長 博士（工学）56

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性のパラメータが適用可能であると考えられる。溶接での‌ o m p o s i t i o n s o f S K D 6 1 , S - M E C ™ 4 0 D a n d
C
S-MEC™34D.

低温割れは、溶接時の急熱急冷により熱影響部が硬化し、Alloy
C[%] Si[%] Mn[%] Cr[%] Mo[%] V[%] Fe[%]
SKD61
0.4 1.0
0.4
5.0
1.2
0.9
Bal.
S-MEC™40D(Patent pending)
S-MEC™34D

2.2

両合金共通の成分設計

2.2.1

造形割れとC当量

その硬さがある限界を超えると発生しやすい4)。この熱影
響部最高硬さの指標としてC当量があり、JISで定められた式(以降Ceqと表記)は以下で与えられる5)。
Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14…⑴AM用熱間工具鋼において、造形中の応力による割れ

Ceq<0.7%ではCeqが高くなるほど硬さが増加し、が課題となっている。割れの対策を検討するために、0.7%を超えるとCeqに対する硬さの増加が飽和すること

SKD61造形体の割れ破面を走査型電子顕微鏡で観察し、が知られている5)。

破壊形態を調査した。SKD61の破面をFig. 1(a)、比較材

ここで、当社で検討したAM用熱間工具鋼の造形ままとしてNi基合金IN713C造形体の破面をFig. 1(b)に示す。

硬さとC当量の関係をFig. 2(a)に示すと、上記と類似の

IN713Cではデンドライトおよび開口した割れが確認され傾向が成り立つ。さらに、回帰式によりC当量をAMに適

2),3)

があ

用させたパラメータを開発し、造形まま硬さとの関係をり、高温で発生した凝固割れによるものであると解釈さ

Fig. 2(b)に示す。この結果からより高い精度で造形ままれている。一方で、SKD61にはデンドライトは確認され硬さを予測できることが分かった。なおFig. 2(b)より、ず、比較的平滑な破面であり、造形体が冷却されてから発添加元素を低減してAM用C当量の値を低くすることで、生する低温割れであると想定される。そのため、熱間工具

SKD61よりも造形まま硬さを下げることができ、造形割

鋼での造形割れの指標として、溶接における低温割れ感受れの改善につながる知見を得た。本検討では造形まま硬さた。上記形態の割れは、Ni基合金において報告例(a)(a)SKD61(b)(b)IN713C

Fig. 2 (a)‌ Hardness of as-build sample vs. Ceq. (b) Hardness of
as-build sample vs. carbon equivalent for AM.

Fig. 1 Fractures of (a)SKD61 and (b)IN713C by AM.

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Table1高熱伝導ダイカスト金型向け金属Additive Manufacturing用粉末の開発

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2.3

48HRCを目標とし、AM用C当量を最適化した。これは、結果としてSKD61より添加元素を低減することとなり、

S-MEC™40Dの成分設計

以上の検討を踏まえて、SKD61から改良した熱間工具

同時に熱伝導率増加も期待できる。

鋼として、S-MEC™40Dを開発した。S-MEC™40Dの成分設計のポイントは、SKD61から添加元素を低減し、造2.2.2

AMでの焼入れ性

形性と高熱伝導率を両立することである。2.2.1項で述べ

上記のAM用C当量を最適化し、添加元素を低減する

た通り、AM用のC当量で硬さの設計を検討することが可と、焼入れ性が低下する懸念がある。溶製材で大型金型を能であり、造形ままの硬さを過度に上昇させる元素を低焼入れする際には、高い焼入れ性が求められる。しかし、減することで造形性が改善することを見出した。また、AMの場合、造形時にレーザーが照射される領域ごとに急2.2.2項から、AMでは大型造形でも微小領域ごとに焼入冷凝固されるため、大型金型であっても、AM終了時点でれが行われるため、焼入れ性を過度に上げる元素を低減す

局所的に焼入れが完了したバルク体になっている可能性にることが出来る。これらの指針により、SKD61から低合着目した。

金化を行い、高熱伝導率に特化した材料がS-MEC™40D

上記の検証実験として、焼入れ性の低い合金を試験的である。造形まま硬さをFig. 4、室温での熱伝導率をFig.

に設計し、硬さの測定を行った。合金の物性値のシミュ5に示す。S-MEC™40Dは造形まま硬さが48HRCと低い

レーションソフトJ-MatProによって計算した、テスト組

ため造形割れを低減でき、熱伝導率が約40W/(m・K)と成およびSKD61のジョミニー計算硬さをFig. 3に示す。

SKD61の約1.7倍まで向上した。

テスト組成は、冷却端からの距離が遠いと計算硬さが低2.4

下し、SKD61よりも焼入れ性が低い。このテスト組成のS-MEC™34Dの成分設計

粉末を、ガスアトマイズ法により作製した。粉末を10μS-MEC™34Dは、高熱伝導率に特化したS-MEC™40D

m以上53μm以下で分級し、EOS社製EOS M290でφをベースに、さらに熱ひずみを低減した材料である。成180*120Lの造形体を作製した。その後、600℃、4時分設計のポイントは、Ms点の制御である。Ms点をベース

間、空冷の焼き戻しを2回行い、トップ/ミドル/ボトム部

プレートの予熱温度程度まで下げると、造形中は軟質なおよび中央/中周(4/Dの位置)/外周部でロックウェル硬さ

オーステナイトが存在する。これにより、造形によるひの測定を行った。その結果、Table2に示す通り、9か所とずみが吸収される。また、造形が終了し、ベースプレー

も均一な硬さが得られた。これらの結果から、焼入れ性のトの温度を室温まで下げる際にマルテンサイト変態が進低い組成でも、AMの大型造形では焼入れが完了している行する。この変態により膨張するため、造形中に発生すことが確認された。

る収縮応力が緩和される。これによってS-MEC™40D以上に造形割れを低減し、熱伝導率との両立を達成したのがS-MEC™34Dである。S-MEC™34Dのひずみ量を評価6)するために、Fig. 6(a)の測定を行った 。15*150*17t
で造形を行い、ワイヤーカット後の造形体の反り量を測定した結果をFig. 6(b)に示す。反り量は、3Dスキャ
ナ型三次元測定機（KEYENCE社製、VL-500）を用いて、造形体の中央部と端部の差を測定することで評価した。AMによるひずみが大きい場合、造形中の収縮応力により、ワイヤーカットで切断後は下に凸の反りが発生

Fig. 3 Calculated hardenability by J-MatPro.
Table2‌Hardnessat each part in test AM mold ( φ180*120L）.

Hardness(HPC)
Top
MiddleBottomInner part
49.2
49.3
49.4

D/4
49.6
49.1
49.3

Outer part
49.2
49.4
49.1

Fig. 4 Hardness‌of S-MEC™40D and S-MEC™34D in the asbuild state.

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5) 特化物則対策のためCoは無添加
造形まま硬さは造形性と関係しており、従来のマルエー
ジング鋼よりも低い造形まま硬さに調整することで、高い造形性を実現することができる。時効硬さについては、ダ
イカスト金型で一般的に使用される43～48HRCの硬さを目標とした。
3.2

実験方法

固溶元素量および析出元素量を変えた種々のCoフリー
Fig. 5 Thermal conductivity of S-MEC™40D and S-MEC™34D.

マルエージング鋼粉末をガスアトマイズ法により作製し、10μm以上53μm以下の粒度で分級した。
まず、造形物の硬さ評価を行う前段階として、粉末に対しAr雰囲気下にて540℃で5hrの時効処理を行い、時効前後での粉末のビッカース硬さを測定した。粉末の時効硬さから、必要な時効硬さを実現するために必要な固溶元素量を検討し、実際に造形を行う成分を決定した。ガスアトマ
イズ粉末は、AM同様に急冷凝固した状態にあるため、ガスアトマイズ粉末の時効硬さを測定することで、簡易的かつ迅速にAM材の時効硬化特性を予測することができる。

Fig. 6 Deformation test（(a)method, (b)results）.

粉末の予備実験から決定した成分の粉末を使用し、EOS 社製EOS M280 を用いて種々の材料特性試験片をする。S-MEC™40Dは下に凸、S-MEC™34Dは上に凸作成した。造形条件として装置標準パラメータMS1を使の反りを示したことから、S-MEC™34Dはひずみ量が用し、ベースプレートの温度は40℃に設定した。造形後

S-MEC™40Dよりも小さく、造形性が高いことが確認さの試験片をワイヤーカットによりS45Cのベースプレートれた。また、S-MEC™34Dの造形まま硬さをFig. 4に、から切り離し、480～630℃の温度で5hrの時効処理を行

室温での熱伝導率をFig. 5に示す。造形まま硬さは約

い空冷し、熱処理前後の硬さを測定することで、時効硬化

48HRCとSKD61よりも低く、熱伝導率は32W/(m・K)に挙動を調査した。また、時効温度により硬さを変化させ達した。

た試験片(JIS Z2242 2mmVノッチ)を用いてシャルピー
衝撃試験を行うことで、靭性を評価した。熱伝導率は、

2.5

小括

540℃で5hr時効した試験片を使用し、レーザーフラッ
シュ法によって評価した。

高熱伝導ダイカスト金型向け金属AM用熱間工具鋼として、S-MEC™40D、S-MEC™34Dを開発した。AM3.3での特性を考慮してSKD61から成分の最適化を検討し

S-MEC™24Mの合金設計た。開発材S-MEC™40Dは高熱伝導率に特化した合金、汎用のマルエージング鋼(18NiGradeC 相当、以降はS-MEC™34Dは造形性と高熱伝導率を両立した合金であ

汎用Mと記す)では、Laves相析出による脆化を避けるたる。

め、FCC単相域で溶体化が行われる。そのため、Laves相析出域の温度を下げるためにNiを代表とした固溶元素が多3. ‌高 熱伝導ダイカスト金型向け金属AM用Coフ
リーマルエージング鋼「S-MEC™24M」

量に添加されており、そのことが熱伝導率を低下させる原因になっている。しかし、AM材のマルエージング鋼は造形ままの状態で、マクロな偏析のないマルテンサイト組織

3.1

本章の目的

となっているため、溶体化なしで直接時効することが可

本章の目的は、高熱伝導率と高い造形性を両立するダイ能である。よって、AM材のマルエージング鋼では、汎用カスト金型向けのCoフリーマルエージング鋼を開発する

Mよりも固溶元素量を減少させて熱伝導率を向上できる可ことである。そこで、下記のような目標特性を設定した。

能性がある。そこで、Thermo-Calcにより計算したマル

1) 造形まま硬さ35HRC以下、

エージング鋼の計算状態図に基づき、汎用Mよりも、合金

2) 時効硬さ43～48HRC、元素量を減らした2組成(Fig. 7におけるBF組成およびF組

3) 従来のマルエージング鋼と同等のシャルピー衝撃値、成)で固溶元素量に関する検討を行った。

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4) SKD61と同等の熱伝導率(23～24W/m･K)、

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汎用Mは、480℃の時効により最高硬さ55HRC程度を実現できる高硬度材料であるが、ダイカスト金型で使用する場合は要求硬さが低いため、600℃程度で過時効することが一般的である。ダイカスト金型での使用を想定した場合には、最高硬さを汎用Mよりも低くして、析出形態を
高靭性となるように適正化できることが考えられる。上記の観点で、析出元素量についても検討を行った。

Fig. 8 Hardness‌of Co-free maraging steels powder before andafter aging. BF and F denote the BF composition and F
composition respectively.

Fig. 7 Calculated equilibrium diagram for maraging steel.

3.4

固溶元素量の検討

Fig. 9 Thermal‌
conductivity of Co-free maraging steels. Cofree M denotes the Co-free maraging steel7). The thermal
conductivity of SKD61, the target value of the present
study, is expressed by the dashed line. The solid line is theexperimental value of the Co-free M7) fabricated by AM.

固溶元素量の検討を行うために、BF組成およびF組成の時効前後での粉末硬さを評価した(Fig. 8)。時効前においてBF組成およびF組成は約300HVの低硬度を示したが、時効後ではF組成はのみが約500HVの高硬度を示した。

3.5

マルエージング鋼は高転位密度のマルテンサイトを時効す析出元素量の検討ることで高硬度を実現する材料であるため、固相線直下に

固溶元素量を最適化したF組成に対し、さらに析出元素

おいてBCC相を含むBF組成では、十分な量のマルテンサ

量の最適化を検討した。Fig. 10にF組成の時効硬さを示

イトが得られず、マルエージング鋼本来の析出強化が実現す。F組成は570℃で時効することによりダイカスト金型できなかったと考えられる。

の使用硬さ(46HRC)に調整可能であるが、Fig. 11に示す

固溶元素量が熱伝導率に与える影響を予測するために、ようにCoフリーMと比べると靭性が半分程度まで減少し

J-MatProを使用し平衡状態における熱伝導率を計算している。F組成は最高硬さとなる温度域より高温で時効した。Fig. 9に計算結果と当社量産のCoフリーマルエージているため、析出物が粗大化し従来のCoフリーマルエー

7)

ング鋼 (以降はCoフリーMと記す)のAM材の実測値を示

ジング鋼よりも低靭性になっていると考えられる。そこ

す。CoフリーMから固溶元素量を減らすことにより、熱で、F組成から析出元素量を低減し、最高硬さを52HRC

伝導率の計算値が大幅に増加させられることが分かる。計

から48HRCまで下げた成分を検討した(Fig. 10のF_LP組算によると、CoフリーMに比べてF組成は熱伝導率が9W/

成)。F_LP組成は、より低温で時効することで46HRCに(m・K)程度向上しており、CoフリーMのAM材の実測値調整することが可能であり、従来のCoフリーマルエージ

が16W/(m・K)であることから、F組成ではSKD61レベ

ング鋼と同等程度まで靭性を改善させることに成功した。

ルの熱伝導率23W/(m・K)を実現できる可能性がある。

低温時効による微細な析出物が、靭性改善に寄与してい以上のように、F組成は高硬度および高熱伝導率が期待さると考えられる。F_LP組成は、優れた熱伝導率と、ダイれ、最適な固溶元素量であると判断できる。

カスト金型に必要とされる硬さおよび靭性を示すことか
ら、本組成の析出元素量が最適であると判断した。以上の固溶元素量および析出元素量の検討結果から、開発材
S-MEC™24Mの成分を決定した。

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Fig. 10 Aging‌
hardness of Co-free maraging steels at different
aging temperatures. F and F_LP denote the Fcomposition and F composition with low precipitation
elements, respectively. All specimens were aged for 5
hours and then air cooled.

Fig. 12 Hardness‌of S-MEC™24M and other AM materials
in the as-build state. Conventional M denotes theconventional maraging steel.

Fig. 11 Charpy impact value of Co-free maraging steels.

3.6

Fig. 13 Aging‌
hardness of S-MEC™24M and other maraging
steels at different aging temperatures. All specimens
were aged for 5 hours and then air cooled.

開発材S-MEC™24Mの特性

S-MEC™24Mの造形性について調べるために、造形まま硬さを測定した。Fig. 12にS-MEC™24Mの硬さと、他の代表的なAM材の比較結果を示す。S-MEC™24Mの造形
まま硬さは、SKD61より大幅に低いだけでなく、従来のマルエージング鋼やIN718よりも低いため、特に優れた造形性を示すことが分かる。Fig. 13にS-MEC™24Mの時
効硬さを示す。時効温度を適切に選択することで、ダイカ
スト金型で一般的に使用される43～48HRCの硬さに調整することが可能である。
Fig. 14にS-MEC™24Mの硬さと靭性の関係を示す。
S-MEC™24Mは固溶元素量を減らしているにも関わらFig. 14 Charpy‌impact value of S-MEC™24M and othermaraging steels at different aging hardness.

ず、従来のマルエージング鋼と同等レベルの硬さ―靭性バ
ランスを実現している。
Fig. 15にS-MEC™24Mの熱伝導率を示す。S-MEC™24Mの熱伝導率は、従来のマルエージング鋼に比べて向上していることが分かる。S-MEC™24Mの熱伝導率は、溶製材のダ
イカスト金型として最も使用されるSKD61と同等レベルの値であり、マルエージング鋼の中では業界最高レベルの値である。

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Fig. 15 Thermal‌
conductivity of S-MEC™24M and other AM
materials.

3.7

小括

AMの急冷凝固プロセスを利用することで、溶体化なしで時効できるという点に着目し、合金元素量を低減し熱伝導率を向上させたCoフリーマルエージング鋼S-MEC™24Mを開発した。析出元素についても最適化することで、S-MEC™24Mはダイカスト金型として使用可
能な硬さおよび靭性を実現している。

4. 結言
本報ではAMの急冷凝固プロセスに適した合金設計を行うことにより、従来の熱伝導率と造形性のトレードオフを超える熱間工具鋼およびマルエージング鋼を開発した。ダ
イカスト金型へのAMの適用は、カーボンニュートラルに貢献する新たな技術であり、求められる造形性や熱伝導率に応じてS-MEC™シリーズの材料を使い分けることにより、ダイカスト金型へのAMの適用が広がることが期待さ
れる。

参考文献
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2）‌山下正太郎、植垣亜廉、竹内将人、谷垣昇吾、才田一
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萩谷 透

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