JP2000297353A - 被削性に優れた高強度金型用鋼材 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 マルテンサイト組織を主体とする鋼材の特徴
である強度・延性バランスに優れる利点を害することな
く、被削性を改善し、プリハードン材として金型の製造
が可能である鋼、特にはプラスチック成型金型用鋼材と
して使用できる高強度鋼材を提供する 【解決手段】 重量比でＣ：０．００５〜０．１％、Ｓ
ｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０
〜８．０％未満、Ｎｉ：４．０％以下、Ａｌ：０．１〜
２．０％、Ｃｕ：３．５％以下を含有し、かつマルテン
サイトを主体とする組織を有する鋼であって、不可避的
に存在するNおよびＯを、Ｎ：０．０２％以下、O：０．
００３％以下に規制した被削性に優れた高強度金型用鋼
材である。本発明において、重量％で、式１：７．７
［％Ｃ］＋２．２［％Ｓｉ］＋２７１．２［％Ｓ］の値
が２．５以上、さらに好ましくは６以下とすることで、
重切削での被削性の向上、さらには精密放電加工性や高
級磨き性を向上することができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、マルテンサイト組
織による高強度と被削性を兼備した金型用鋼材に関する
ものである。

【０００２】

【従来の技術】従来、たとえばプラスチック製品を成形
するための金型材料として、プリハードン金型鋼材の適
用が知られている。プリハードン金型鋼材とは、通常の
鋼に適用される焼なまし−機械加工−焼入れによる強度
（硬さ）の向上という工程をとらず、所定の硬さに調整
した鋼材を機械加工して、焼入れ処理を行わないで金型
等として使用されるものである。そのため、金型等の製
品として使用可能な強度および耐摩耗性を確保できる高
い硬さであっても、かつ被削性に優れるという相反する
特性が求められる。このような特性を有する材料として
は、たとえば、特開平5-70887号あるいは特開平7-27873
7号等に開示されている、Ni,Al,Cu等を添加し析出効果
を利用して硬さを高めるとともに、被削性の高いベイナ
イト組織に調整した鋼材が知られている。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】上述したベイナイト組
織を主体とするプリハードン鋼材は高い硬さと、比較的
良好な被削性を実現するとして、有効な鋼材である。そ
のために、加工後の焼き入れ処理が不要であり、金型メ
ーカーにとっては極めて使いやすいものとなっている。
しかし、ベイナイト組織への調整は、製造時の熱処理工
程で冷却速度のコントロールが不可欠であり、多大な熱
処理工数がかかるという欠点も有している。さらに、最
近の金型では更なる高強度、高寿命化に加えて、耐食性
の向上も要求され始めている。

【０００４】一方、マルテンサイト組織を主体とする鉄
鋼材料は、初析フェライト、パーライトやベイナイトな
どの組織が出現しないように、ある程度速い速度で冷却
してオーステナイトからマルテンサイト変態させること
で、強度が大きく上昇するにもかかわらず延性・靭性が
ほとんど低下しないという特徴を最大限に利用して種々
の用途に用いられている。金型材料としての適用も知ら
れており、公表特許公報3-501752号には、C:0.01〜0.
1、Si:≦2、Mn:0.3〜3.0、Cr:1〜5、Mo:0.1〜1、Ni:1〜
7、Al:1.0〜3.0および／またはCu:1.0〜4.0の金型鋼が
開示されている。

【０００５】この鋼は、時効前の鋼がラスマルテンサイ
ト組織であり３０〜３８ＨＲＣとなって、引き続いて行
われる硬さを高める熱処理が容易に行えるという利点が
提案されている。しかし、上述した公表特許公報3-5017
52号であっても、たとえば３８ＨＲＣを越えるような高
い硬さのマルテンサイト組織を有する鋼を機械加工する
ことは想定されていない。これは、マルテンサイト組織
は、被削性に問題があると考えられており、硬さの高い
マルテンサイト組織に調整した後での機械加工は考えら
れなかったからである。本発明の目的は、以上のような
問題点を解決するためのものであって、マルテンサイト
組織を主体とする鋼材の特徴である強度・延性バランス
に優れる利点を害することなく、被削性を改善し、プリ
ハードン材として金型の製造が可能である鋼、特にはプ
ラスチック成型金型用鋼材として使用できる高強度鋼材
を提供することである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者は、被削性なら
びに靭性との関係、さらに耐食性についても検討し、最
適な化学組成に調整することによって、焼入れ時にオー
ステナイトから生じるマルテンサイト組織や、焼入れさ
らに焼戻し過程での金属間化合物や炭化物の析出挙動を
制御して、靭性を害することなく被削性を大きく改善で
きることを見出し本発明に到達した。

【０００７】すなわち本発明は、重量比でＣ：０．００
５〜０．１％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．０％以
下、Ｃｒ：３．０〜８．０％未満、Ｎｉ：４．０％以
下、Ａｌ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：３．５％以下を含
有し、かつマルテンサイトを主体とする組織を有する鋼
であって、不可避的に存在するNおよびＯを、Ｎ：０．
０２％以下、O：０．００３％以下に規制した被削性に
優れた高強度金型用鋼材である。

【０００８】本発明において、重量％で、式１：７．７
［％Ｃ］＋２．２［％Ｓｉ］＋２７１．２［％Ｓ］の値
が２．５以上、さらに好ましくは６以下とすることで、
重切削での被削性の向上、さらには精密放電加工性や高
級磨き性を向上することができる。本発明においては、
必要に応じて重量比でＭｏを１％以下、Ｃｏを１％以
下、ＶまたはＮｂをＶ＋Ｎｂで０．５％以下、Ｓ：０．
２０％以下を含有することができる。

【０００９】

【発明の実施の形態】上述したように、本発明の最も重
要な特徴の１つは、最適な化学組成に調整することによ
って、硬く高強度のマルテンサイト組織であっても優れ
た被削性および耐食性を兼ね備え、さらに好ましくは重
切削や放電加工性、磨き性をも兼備した金型用鋼を提供
できたことにある。マルテンサイト組織を得るには、通
常の焼入れ処理を素材に施しても良いが、本発明は、Ｃ
ｒを３％以上含んでいるため、マルテンサイトに変態し
易く、熱間加工後の冷却速度を空冷以上の冷却速度とす
る直接焼入れで達成することも可能である。以下、本発
明が規定する化学組成について詳細に説明する。

【００１０】Ｃ：０．００５〜０．１％ Ｃを低めに設定したことは、本発明の基本的な被削性向
上を確保するために重要である。Ｃを低めることは、硬
いマルテンサイト組織であっても、マルテンサイトの組
織単位であるパケットを大きくするために有効であり、
被削性を向上する重要な要素である。

【００１１】具体的には、本発明鋼材の光学顕微鏡で
は、１つのオーステナイト粒は数個のパケットに分割さ
れ、各パケットはさらにいくつかのほぼ平行な帯状のブ
ロックに分割されている。パケットは平行に並んだ（つ
まり同じ晶へき面の）多くのラスの集からなる領域であ
り、ブロックは平行でかつ同じ結晶方位をもつラスの集
団からなる領域である。このようにパケットあるいはブ
ロックはマルテンサイトの強靱性を支配する基本的組織
単位となる。本発明鋼材では、ブロックの発達が不十分
なため、強靱性は主としてパケットによって支配される
と考えられる。具体的には図1に示す組織を有すること
になる。Ｃ量を低めることは、固溶Ｃ量の低下となり、
オーステナイトからマルテンサイト変態時に生ずる変態
歪みが小さくなり、歪みの緩和機構として形成されるパ
ケットの組み合わせを少なくすることができ、結果とし
てサイズを大きくすることができるものである。大きな
パケットは、切削等の機械加工時の破壊応力を低減させ
るので切削抵抗を減少させ工具への負荷を改善し、硬い
マルテンサイト組織であっても優れた被削性を確保でき
るものである。

【００１２】また、Ｃは、フェライトの生成を防ぎ、硬
さ、強度向上に有効な元素でもあり、０．００５％以上
は必要な元素である。Ｃが０．１％を超えると、炭化物
を形成し切削時の工具摩耗を増長する原因となったり、
基地中のＣｒ量が減じるため耐食性を劣化するので、
０．１％以下とする。さらに望ましくは、上述の作用を
害せず被削性をさらに向上させるために０．０５％未満
とする。

【００１３】Ｃｒ：３．０〜８．０％未満 Ｃｒは、耐食性を付与するのに有効な元素であるととも
に、被削性に優れた組織を得るために規制する必要のあ
る元素である。Ｃｒは３％未満、８％以上で初析フェラ
イトがマルテンサイト変態前に析出するため被削性が低
下する。また、この初析フェライトの析出時には固溶Ｃ
がマトリックス中に排出されるため、マトリックス中の
固溶Ｃ量が増加して、続いて残りのオーステナイトがマ
ルテンサイトに変態する時に、変態歪みが大きくなる。
そのため、上述したパケットサイズが小さくなり、さら
に被削性を低下させる。したがって、本発明において
は、Ｃｒ３．０〜８．０％未満と規定した、好ましくは
Ｃｒ３．５〜７．０％である。

【００１４】Ｎ：０．０２％以下 本発明の鋼材においては、Ｃｒを３．０％以上と比較的
多量に含有させるものである。Ｃｒの増加は、溶鋼中の
Ｎの固溶度を増加してしまう。たとえば、２％程度のＣ
ｒでは、1500℃において220ｐｐｍ程度の固溶限である
が、３%程度では280ppmに増加し、５％では300ppmを越
えるまでに固溶限が大きくなってしまう。Nは、鋼中に
おいて窒化物を形成する元素で、とくに本発明のように
Ａｌを含む場合には、AlNによって金型の靭性、被削性
および磨き性を著しく劣化する。したがって、Ｃｒを添
加した本発明において、Ｎを低く規制することは重要で
ある。本発明においては、靭性、被削性および磨き性を
さらに向上させるため、０．０２％以下、好ましくは
０．００５％以下、より好ましくは０．００２％以下と
規定する。

【００１５】Ｏ：０．００３％以下、好ましくは０．０
０１％以下 Ｏは、鋼中において酸化物を形成する元素であり、０．
００３％を越えると冷間塑性加工性および磨き性が著し
く劣化するので、上限を０．００３％とする。望ましく
は磨き性を向上させるため０．００１％以下とする。

【００１６】Ｓｉ：１．５％以下 Ｓｉは、通常脱酸剤として使用されるが、一方、靭性を
低下させる反面被削性を改善する。したがって両者の作
用バランスを考慮して１．５％以下が好ましい。さらに
望ましくは、上述の両者の作用バランスを害せず基地の
硬さを向上させるために０．０５＜Ｓｉ≦１．５％とす
る。 Ｍｎ：２．０％以下 Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸剤として使用されるほか、焼
入れ性を高めてフェライトの生成を阻止する作用がある
が、多すぎると組織に延性を増し被削性を低下するので
２．０％以下とした。

【００１７】Ｎｉ：１．０〜４．０％ Ｎｉは、変態点を下げ、冷却時に主体組織であるマルテ
ンサイト組織を均一に生成させる作用と、Ａｌとの金属
間化合物を形成して析出させて硬さを高める作用があ
り、１．０％未満ではこの作用が認められなく、４．０
％を超えてもその効果は添加量の割りには顕著になら
ず、また、オーステナイトを生成し必要以上に粘くなり
被削性を劣化させるので１．０％〜４．０％とする。

【００１８】Ａｌ：０．１〜２．０％ Ａｌは、Ｎｉと結合し金属間化合物ＮｉＡｌを形成して
析出させ、硬さを高める作用があり、その効果のために
は０．１％以上を必要とするが、２．０％を越えてもＮ
ｉとのバランスの点から析出硬化に効果が期待出来ない
こと、酸化物系の硬い介在物を形成し工具摩耗の原因と
なったり、鏡面研摩性、シボ加工性なども害するので
０．１〜２．０％とした。より硬さを安定して出現させ
軟化抵抗の低下を抑制させるためには０．５〜２．０％
とする。

【００１９】Ｃｕ：３．５％以下 Ｃｕは、少量のＦｅを固溶した固溶体（ε相）を生成す
るとされ、Ｎｉと同様に析出硬化に寄与する。しかし、
Ｃｕは、反面靭性を低下させたり、高温で母材の結晶粒
界に浸潤して、熱間加工性を害する作用をするため３．
５％以下とした。好ましくは０．３〜３．５％とする。

【００２０】上述した本発明の基本成分範囲で通常のエ
ンドミル等の切削加工性は問題ないが、特に重切削を適
用する場合を対象にして、さらに検討を進めた結果、重
量％で、式１：７．７［％Ｃ］＋２．２［％Ｓｉ］＋２
７１．２［％Ｓ］の値が２．５以上、６以下が好ましい
ことを見いだした。すなわち、上述した本発明鋼に対し
て重切削条件における性能比較を行い、重切削において
も優れた靭性と被削性を兼備できる範囲として、下記式
１の値が２．５以上を満足すれば良いことを見いだした
ものである。また、さらに精密放電加工性、磨き性を兼
備するには、下記式１の値が６以下を満足すれば良いこ
とを見いだしたものである。式１の係数等は、実験値の
回帰分析により得られたものである。

【００２１】詳しく説明すると、本発明者は、特に重切
削、たとえば工具一刃当たりの被削材への切り込み面積
が５０mm²以上の切削条件において、本発明の規定範囲
の鋼であっても、工具への溶着現象が発生して工具寿命
に至るという、特異な現象を確認した。理由は不詳であ
るが、切削温度の上昇が原因であろうと思われる。本発
明者はさらなる実験を繰り返し、Ｃ，Ｓｉ，Ｓの量を調
整することで、重切削にも耐えられる好ましい組成が得
られたのであり、式１はその関係を規定するものであ
る。式１において規定されるＣ，Ｓｉ，Ｓは重切削加工
に対してそれぞれ以下の意味をもつと考えられる。

【００２２】Siは、重切削の場合、切削温度がかなり上
昇するため、工具と切り屑の接触界面で低融点酸化物を
形成し、それによる切り屑の潤滑効果によって、工具へ
の溶着を防ぐ役割を果たす。Ｓは、低融点硫化物を形成
して、切り屑の潤滑効果を向上する役割と、MnSによる
切り屑の分断性を向上させる役割がある。さらに、重切
削では切削温度がかなり高いため、その温度での被削材
の延性・靭性が高くなっていて、非常に削り難い状況に
なってしまう。Sは、高温での延性・靭性をやや低下さ
せるため被削性を改善できる。Ｃは、切り屑を早期に分
断して、工具への溶着を防ぐ。

【００２３】なお、重切削における溶着現象を防止する
ために、上記の範囲が望ましいのであるが、Ｓｉ量を多
くすると靭性がやや低下する。これを補うために、Ｃを
やや高めに設定するのが好ましい。この点を考慮すると
重切削を適用する場合の好ましいＣ量は、重量比で０．
０３％以上で必要であり、Ｓｉは０．８〜１．５％と高
めに設定する必要がある。また、重切削を適用する場
合、Ｓが０．００１％未満では、重切削での被削性が良
くなく、０．０１％以上では精密放電加工性（靭性劣化
とMnSによる縞状欠陥）や高級磨き性（MnSによるピット
発生）が良くないため、Ｓを添加する場合は、０．００
１〜０．０１％とすることが望ましい。また、Ｓは割れ
感受性を高めるため、特に放電加工を行う場合には、好
ましくは０．００６以下に制限することが望ましい。

【００２４】Ｍｏ：１．０％以下 Ｍｏは、基地中に固溶して不動態皮膜を強化し耐食性を
向上させるのに極めて有効である。また、Moは、Ｃと結
合して微細な複合炭化物を形成することによって、Ｃｒ
が主体なって形成されるＭ７Ｃ３型の炭化物の粗大化を
抑制する著しい効果があり、靭性向上やピンホールの生
成要因が軽減される。しかし、過剰に含有すると多量の
炭化物を形成して工具摩耗を増加させるので、上限を
１．０％とする。より好ましくは、上述の効果を有効に
出現させるため０．１％以上添加することが望ましい。

【００２５】Ｃo：１．０％以下 Ｃoは、基地中に固溶して２次硬化性と耐食性を向上さ
せるとともに、Ｃｒが主体となって形成されるＭ７Ｃ３
型の炭化物の粗大化を抑制し、この炭化物および金属間
化合物（Ｎｉ-Ａｌ）を基地中に微細に析出させて、靱
性を改善する。しかし、多すぎると靭性の低下、被削性
の劣化および焼入れ性の低下をまねくこと、また、経済
性も考慮して上限は１．０％とした。より好ましくは、
上述の効果を有効に出現させるため０．１％以上添加す
る。

【００２６】ＶおよびＮｂ：０．５％以下 ＶおよびＮｂは、結晶粒の細粒化に有効で材料の靭性改
善作用を有し、本発明鋼の特性をさらに改善する効果を
示すので、必要により添加することができる。また、Ｖ
およびＮｂはＮと結合して微細な窒化物を形成する傾向
があるので、AlNの生成による粗大な化合物に起因する
切削性、靭性および磨き性の低下を抑制することができ
る。多量に含有すると炭化物を形成して、工具摩耗を増
加させるので上限値は、ＶとＮｂの合計で０．５％とし
た。より好ましくは、０．０１〜０．１%である。

【００２７】Ｓ：０．２０％以下 Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物を形成し被削性を向
上させる。しかし、ＭｎＳは孔食の起点となり易く耐食
性を劣化させるので必要に応じて添加することができ
る。しかし、０．２０％を越えても耐食性の低下に見合
う被削性向上は望めないので上限は０．２０％とした。
また、Ｓは、上述したように放電加工性、磨き性を劣化
するため、用途に応じて添加量を制限する必要がある。

【００２８】本発明においては、上述した組織と化学組
成による基本的な作用を損なわない範囲において靱性改
善元素あるいはさらに被削性改善元素を添加することが
できる。例えば、靱性改善元素としてＴｉ：０．５％以
下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｔａ：０．３％以下のいずれ
か１または２種を含有させることもでき、被削性改善元
素としてＺｒ：０．００３〜０．２％、Ca：０．０００
５〜０．０１％、Ｐｂ：０．０３〜０．２％、Ｓｅ：
０．０３〜０．２％、Ｔｅ：０．０１〜０．１５％、Ｂ
ｉ：０．０１〜０．２％、Ｉｎ：０．００５〜０．５
％、Ｃｅ：０．０１〜０．１％のいづれか１または２種
を含有させることもでき、さらにＹ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｓｍ
およびその他のＲＥＭ全体で０．０００５〜０．３％含
有させることもできる。

【００２９】

【実施例】次に実施例により、本発明を詳細に説明す
る。まず、実施例における標準的な製法を示す。供試鋼
は、３０ｋｇ高周波真空溶解炉にて溶解し、４０ｍｍ×
４０ｍｍの角棒に鍛伸後、熱処理を施しマルテンサイト
組織を得て実験に供した。熱処理は硬さ４０ＨＲＣ±５
を得るように、焼入れは1０００℃で1時間加熱してから
空冷し、その後焼戻しとして５２０℃から５８０℃の２
０℃刻みの適正温度で１時間加熱後空冷するものであ
る。実際の測定評価におけるマルテンサイトのパケット
サイズは、まず光学顕微鏡組織をASTMで規定されている
100倍での標準粒度図と比較して粒度を決定し、各試料
において6枚の写真についてこれらの測定を行い平均パ
ケットサイズとして求めた。パケットサイズの数値が大
きいほどパケットは細かくなっていることを示す。

【００３０】被削性の評価は、エンドミル切削試験を実
施し、切削長６ｍ時での工具逃げ面の最大摩耗巾（Ｖbm
ax[ｍｍ]）を測定した。切削条件は、２枚刃φ１０ハイ
ス・エンドミル、切削速度２３ｍ／min、送り速度０．
０６mm／刃、湿式で行った。靭性の評価は、２mmUノッ
チ試験片（JIS３号試験片）を用いてシャルピー衝撃試
験を実施し、室温でのシャルピー衝撃値を測定した。耐
食試験として、塩水噴霧試験（５％ＮａＣｌ，３５
℃，１ｈｒ）水道水浸せき試験（室温，１時間浸せき
後大気中放置）を実施し、外観観察により発錆状況を比
較しその程度により◎（良好：発錆ゼロ）、○（良：発
錆面積率１０％未満）、×（不良：発錆面積率３０％以
上）、△（中間：発錆面積率１０〜３０％未満）で評価
した。

【００３１】磨き性の評価は、50mm角の試料で焼入れ焼
戻しを施し硬さを調整した後、グラインダー→ペーパー
→ダイヤモンドコンパウンド方式にて鏡面仕上げを行
い、10倍の拡大鏡を用いて微細なピット発生個数をカウ
ントして、ピット数が10個未満のものを○、10〜20個の
ものを△、それ以上のものを×とした。

【００３２】（実施例１）表１に示す主要成分と表２に
示す微量元素が検出される鋼材を上述した製法により製
造し、評価を行った。結果を表３に示す。本発明の試料
No.1〜６は本発明の規定範囲内でＣｒ量を変化させた試
料である。本発明の範囲内でＣｒを増加させていくと、
耐食性がやや向上する傾向が見られる。また被削性に
は、５％付近で最良の結果となっている。靱性および磨
き性に大きな差は認められない。一方、本発明の規定範
囲よりもＣｒの少ない比較例C3、および本発明の規定範
囲よりもＣｒの多い比較例C4は、いずれもフェライト組
織を発現し、被削性が本発明の試料に比べて大きく劣化
した結果となった。

【００３３】また、本発明の試料No.７〜12は、本発明
の範囲内でＣ量を変化させた試料である。本発明の範囲
内でＣを増加させて行くと、被削性がやや劣化する傾向
が見られる。耐食性、靱性、磨き性には大きな差は認め
られない。一方、本発明の規定範囲よりもＣの多い比較
例C1は、本発明の試料に比べて耐食性が劣化すると共
に、被削性が大きく劣化する結果となった。

【００３４】本発明の典型的な組織として、図２に試料
３の400倍の組織写真とそのスケッチを示し、比較例と
して図３に試料C1の400倍の組織写真とそのスケッチを
示す。Ｃの多い試料C1は、明らかにパケットサイズが小
さくなっている。すなわち、被削性の劣化は、表３に示
すパケットサイズと相関しており、Ｃの多い比較例C1
は、パケットサイズが小さくなり、被削性が劣化したも
のと推測できる。また、本発明の規定範囲よりもＮの多
い比較例C2は、金型鋼材として重大な問題である磨き性
が本発明の試料よりも劣り、また被削性の試験において
も好ましくないチッピングが発生するという結果となっ
た。また、図４にＣｒの少ない比較例C3の400倍の組織
写真を示す。図４に示すように、Ｃｒが本発明の規定範
囲よりも少ないとフェライト組織が発現している。この
フェライトの発現が被削性を劣化する原因になってい
る。

【００３５】

【表１】

【００３６】

【表２】

【００３７】

【表３】

【００３８】（実施例２）表４に示す主要成分と表５に
示す微量元素が検出される鋼材を上述した製法により製
造し、評価を行った。結果を表６に示す。本発明の試料
No21〜24は、本発明の好ましい規定範囲内でＭｏおよび
Ｃｏの添加効果を確認したものである。Ｍｏおよび／ま
たはＣｏを添加する試料22〜24は、Ｃｏを実質的に添加
しない試料21よりも靱性が飛躍的に向上し、被削性も殆
ど劣化しない。すなわち、Ｃｏ，Ｍｏの添加は、靱性の
向上に極めて有利であることがわかる。また、試料No.2
4のようにＭｏとＣｏを複合添加することは、さらに靱
性を向上でき有利である。なお、本発明の好ましい組成
範囲を越えて、Ｍｏおよび／またはＣｏを添加した比較
鋼C5〜C7では、靱性の向上は達成できるが、被削性が劣
化していくことが確認される。

【００３９】図５に発明鋼の試料No.21（Mo，Co無添
加）、図６に本発明鋼の試料22（Ｍo添加）、図７に本
発明鋼の試料No.23（Co添加）、図８には本発明鋼の試
料24（Ｃｏ，Mo複合添加）の粒界炭化物を強調したエッ
チング処理を施して観察した金属ミクロ組織写真を示
す。図５のMo，Co無添加材では低Ｃ含有鋼にもかかわら
ず旧オーステナイト結晶粒界やマルテンサイトのパケッ
ト境界に炭化物（M7C3）が多量に析出しているのがわか
る。一方Ｍｏおよび／またはＣｏを添加した図６ないし
図８では、旧オーステナイト結晶粒界やマルテンサイト
のパケット境界に析出する炭化物（M7C3）がかなり減少
しているのが確認できる。つまり、本発明におけるＭｏ
および／またはＣｏの添加は、靭性の劣化をまねく旧オ
ーステナイト結晶粒界やマルテンサイトのパケット境界
に析出する炭化物（M7C3）の抑制に非常に効果的である
ことがわかる。

【００４０】

【表４】

【００４１】

【表５】

【００４２】

【表６】

【００４３】（実施例３）表７に示す主要成分と表８に
示す微量元素が検出される鋼材を上述した製法により製
造し、評価を行った。結果を表９に示す。本発明の試料
No31〜35は、本発明の好ましい規定範囲内でＶおよびＮ
ｂの添加効果を確認したものである。Ｖおよび／または
Ｎｂを添加する試料32〜35は、ＶまたはＮｂを実質的に
添加しない試料31よりも靱性が飛躍的に向上し、被削性
も殆ど劣化しない。すなわち、ＶまたはＮｂの添加は、
靱性の向上に極めて有利であることがわかる。また、試
料No34のようにＶとＮｂの複合添加も可能である。な
お、本発明の好ましい組成範囲を越えて、Ｖおよび／ま
たはＮｂを添加した比較鋼C8〜C10では、靱性の向上が
殆ど無くなり、被削性が劣化し、また耐食性も劣化する
ことが確認される。

【００４４】

【表７】

【００４５】

【表８】

【００４６】

【表９】

【００４７】（実施例４）表１０に示す主要成分と表１
１に示す微量元素が検出される鋼材を上述した製法によ
り製造し、評価を行った。結果を表１２に示す。本発明
の試料No41〜51は、本発明の規定範囲内で、成分を変更
したものである。本発明の試料に対して、比較鋼C11
は、Siが好ましい組成範囲を越えているため、被削性は
やや向上しているものの靭性が劣化している。また、比
較鋼C12は、Niが多すぎて、靭性はそれほど改善されて
いないにもかかわらず被削性が顕著に劣化している。

【００４８】比較鋼C13は、Alが少なすぎて、析出硬化元
素が不足のため硬さを高めることができなかった。ま
た、比較鋼C14は、Cuが多すぎて、熱間加工時の割れを
発生し加工することができなかった。また、比較鋼C15
は、Ｓが好ましい組成範囲を越えているため、被削性は
向上したが靭性は顕著に劣化し、さらに硫化物が多量に
生成したため錆易くおよび磨き性も劣化した。

【００４９】

【表１０】

【００５０】

【表１１】

【００５１】

【表１２】

【００５２】（実施例５）表１３に示す主要成分と表１
４に示す微量元素が検出される鋼材を上述した製法によ
り製造し、評価を行った。結果を表１５に示す。なお、
評価としては、上述したエンドミルによる評価に加え
て、重切削の評価を行った。重切削での被削性の評価
は、正面フライス切削試験を実施し、工具が欠損するま
での切削長を測定した。切削条件は、８枚刃φ160正面
フライスカッターでの単一刃切削、切削速度１２０m/mi
n、送り速度０．１mm／刃、乾式、センターカット方
式、工具一刃当たりの被削材への切り込み面積を２４０
mm²である。放電加工性の評価は、φ１０〜２０のCu電
極を用いて仕上げ肌（面粗さ）±１μｍとなる条件（ピ
ーク電流：１〜４Ａ、パルス幅：２〜１０μs、灯油）
で試験後、肉眼および光学顕微鏡での観察、面粗さの測
定で行った。評価基準は、まず肉眼および光学顕微鏡で
検鏡し割れ発生したもの（×）を除去した後、面粗さ
（Ry）が２μｍ未満を○、２μｍ以上３μｍ未満を△、
３μｍ以上を×とした。表１５に示すように、本発明の
鋼の中でも、重切削を考慮して本発明で見出した関係式
での適正範囲を満足し、Ｓが０．００１〜０．０１％の
範囲である試料Ｎｏ．５２〜６２は、重切削を満足し、
精密放電加工においても、肉眼で確認される縞条の模様
の発生もなく、高級磨き評価においてもピットの発生も
なく優れていることが確認される。さらに、Ｓが０．０
０６％以下を満足する試料Ｎｏ．５２，５４，５５，５
７，５８，６０，６１は、より優れた精密放電加工性お
よび高級磨き性を有することも確認している。

【００５３】

【表１３】

【００５４】

【表１４】

【００５５】

【表１５】

【００５６】

【発明の効果】本発明によればマルテンサイト組織を主
体とする鋼材の熱処理後の加工性を飛躍的に高めるた
め、生産コスト低減、リードタイム短縮の観点からの金
型の切削加工工数の低減にとって欠くことのできない高
強度金型用鋼材となる。特に本発明の好ましい組成範囲
を満たすことにより、強度・延性バランスに優れる利点
を害することなく、３８〜４５ＨＲＣの硬さを有し、耐
食性に優れ、かつ被削性を飛躍的に改善することができ
るというプラスチック成形用金型用鋼材として極めて有
用である。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の鋼材の有する金属ミクロ組織の模式図
である。

【図２】本発明の鋼材の金属ミクロ組織写真の一例とそ
の模式図である。

【図３】Cの高い比較鋼材の代表的な金属ミクロ組織写
真の一例とその模式図である。

【図４】Ｃｒの低い比較鋼材の代表的な金属ミクロ組織
写真の一例である。

【図５】本発明の鋼材の粒界炭化物を強調した金属ミク
ロ組織写真の一例である。

【図６】Ｍｏを添加した本発明の鋼材の粒界炭化物を強
調した金属ミクロ組織写真の一例である。

【図７】Ｃｏを添加した本発明の鋼材の粒界炭化物を強
調した金属ミクロ組織写真の一例である。

【図８】ＭｏとＣｏを複合添加した本発明の鋼材の粒界
炭化物を強調した金属ミクロ組織写真の一例である。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成１１年８月１７日（１９９９．８．１
７）

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００１７

【補正方法】変更

【補正内容】

【００１７】Ｎｉ：１．０〜４．０％ Ｎｉは、変態点を下げ、冷却時に主体組織であるマルテ
ンサイト組織を均一に生成させる作用と、Ａｌとの金属
間化合物を形成して析出させて硬さを高める作用があ
り、１．０％未満ではこの作用が認められなく、４．０
％を超えてもその効果は添加量のわりには顕著になら
ず、また、オーステナイトを生成し必要以上に粘くなり
被削性を劣化させるので１．０％〜４．０％とする。

【手続補正２】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００２４

【補正方法】変更

【補正内容】

【００２４】Ｍｏ：１．０％以下 Ｍｏは、基地中に固溶して不働態皮膜を強化し耐食性を
向上させるのに極めて有効である。また、Moは、Ｃと結
合して微細な複合炭化物を形成することによって、Ｃｒ
が主体なって形成されるＭ７Ｃ３型の炭化物の粗大化を
抑制する著しい効果があり、靭性向上やピンホールの生
成要因が軽減される。しかし、過剰に含有すると多量の
炭化物を形成して工具摩耗を増加させるので、上限を
１．０％とする。より好ましくは、上述の効果を有効に
出現させるため０．１％以上添加することが望ましい。

【手続補正３】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００５３

【補正方法】変更

【補正内容】

【００５３】

【表１３】

Claims (12)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量比でＣ：０．００５〜０．１％、Ｓ
   ｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０
   〜８．０％未満、Ｎｉ：４．０％以下、Ａｌ：０．１〜
   ２．０％、Ｃｕ：３．５％以下を含有し、かつマルテン
   サイトを主体とする組織を有する鋼であって、不可避的
   に存在するNおよびＯを、Ｎ：０．０２％以下、O：０．
   ００３％以下に規制したことを特徴とする被削性に優れ
   た高強度金型用鋼材。
2. 【請求項２】 重量％で、式１：７．７［％Ｃ］＋２．
   ２［％Ｓｉ］＋２７１．２［％Ｓ］の値が２．５以上で
   あることを特徴とする請求項１に記載の被削性に優れた
   高強度金型用鋼材。
3. 【請求項３】 式１の値が６以下であることを特徴とす
   る請求項２に記載の被削性に優れた高強度金型用鋼材。
4. 【請求項４】 重量比で、Ｃ≧０．０３、Ｓｉ：０．８
   〜１．５を満足することを特徴とする請求項２または３
   に記載の被削性に優れた高強度金型用鋼材。
5. 【請求項５】 重量比でＭｏを１％以下含有することを
   特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の被削性
   に優れた高強度金型用鋼材。
6. 【請求項６】 重量比でＣｏを１％以下含有することを
   特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の被削性
   に優れた高強度金型用鋼材。
7. 【請求項７】 重量比でＮは０．００５％以下、Oは重
   量比で０．００１％以下を有することを特徴とする請求
   項１ないし５のいずれかに記載の被削性に優れた高強度
   金型用鋼材。
8. 【請求項８】 重量比でＣ：０．００５〜０．０５％、
   Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：３．５〜
   ７．０％、Ｎｉ：１〜４．０％、Ａｌ：０．５〜２．０
   ％、Ｃｕ：０．３〜３．５％であることを特徴とする請
   求項１ないし７のいずれかに記載の被削性に優れた高強
   度金型用鋼材。
9. 【請求項９】 重量比でＶまたはＮｂをＶ＋Ｎｂで０．
   ５％以下を含有することを特徴とする請求項１ないし８
   のいずれかに記載の被削性に優れた高強度金型用鋼材。
10. 【請求項１０】 重量比で、Ｓ：０．２０％以下を含有
    することを特徴とする請求項１ないし９のいずれかに記
    載の被削性に優れた高強度金型用鋼材。
11. 【請求項１１】 重量比で０．０５％＜Ｓｉ≦１．５％
    を満たすことを特徴とする請求項１ないし１０のいずれ
    かに記載の被削性に優れた高強度金型用鋼材。
12. 【請求項１２】 表面硬さが３８ＨＲＣを越えることを
    特徴とする請求項１ないし１１のいずれかに記載の被削
    性に優れた高強度金型用鋼材。