JP2004019001A - 耐溶損性に優れた熱間工具鋼及び金型部材 - Google Patents
耐溶損性に優れた熱間工具鋼及び金型部材 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】良好な靭性，耐ヒートチェック性を保持しつつ耐溶損性に優れた熱間工具鋼を提供することを目的とする。
【解決手段】熱間工具鋼の組成を、重量％でＣ ：０．１０〜０．３５％，Ｓｉ：＜０．８０％，Ｍｎ：≦３．０％，Ｃｒ：２．０〜７．０％未満，１／２Ｗ＋Ｍｏ：０．３〜５．０％，Ｖ ：＜０．５％，Ｎ ：０．０５超〜０．５０％，Ｃ＋Ｎ：０．２０〜０．６０％，Ｏ ：≦０．０１００％，Ｐ ：≦０．０５０％，Ａｌ：≦０．０５０％を満たし、残部が実質的にＦｅからなる組成を有するものとする。
【選択図】 なし
【解決手段】熱間工具鋼の組成を、重量％でＣ ：０．１０〜０．３５％，Ｓｉ：＜０．８０％，Ｍｎ：≦３．０％，Ｃｒ：２．０〜７．０％未満，１／２Ｗ＋Ｍｏ：０．３〜５．０％，Ｖ ：＜０．５％，Ｎ ：０．０５超〜０．５０％，Ｃ＋Ｎ：０．２０〜０．６０％，Ｏ ：≦０．０１００％，Ｐ ：≦０．０５０％，Ａｌ：≦０．０５０％を満たし、残部が実質的にＦｅからなる組成を有するものとする。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明はＡｌダイカスト用の金型部材に好適な耐溶損性に優れた熱間工具鋼及び金型部材に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
Ａｌダイカスト用の金型本体，中子，入子ピン及び給湯管（以下これらを総称して金型部材とする）用の材料として、従来ＪＩＳ ＳＫＤ６１，ＳＫＤ６，ＳＫＤ６２等の熱間工具鋼が使用されて来た。
ところでＦｅとＡｌは親和性が強く、金型部材はＡｌ溶湯と比較的容易に反応し、Ｆｅ−Ａｌの金属間化合物を形成するなどして表層部が脱落する現象、いわゆる溶損を生じ易い。この溶損にはかじりや焼付きに基づく脱落も含まれる。
【０００３】
この溶損は、特に高温のＡｌ溶湯と高速で接触する湯口近傍の金型の段差部や入子ピン等に生じ易い。
而してこのような溶損が大きくなると、製品に凸部欠陥が生じたり、製品の離型が困難になるなどの問題が生ずる。
そのため、耐Ａｌ溶損性に優れた金型部材用の材料が求められていた。
【０００４】
従来、耐Ａｌ溶損性を高めるために軟窒化処理等の表面処理を行い、表層を母材よりも高耐Ａｌ溶損性の層に改質するといったことも行われている。
【０００５】
しかしながらこのような表面処理による改質処理を施した場合であっても、表層の改質層が残存する初期の間は溶損を防止できるものの、その表層の改質層は次第に消失するため、その後は母材が溶損して上記と同様の問題を生ずる。
従って表面処理により表層の改質処理を施す場合であっても母材自体の耐Ａｌ溶損性が強く求められる。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明はこのような事情を背景としてなされたもので、優れた靭性，耐ヒートチェック性を保持しつつ耐Ａｌ溶損性に優れた熱間工具鋼及び金型部材を提供することを目的とする。
【０００７】
而して請求項１は熱間工具鋼に関するもので、重量％で、Ｃ ：０．１０〜０．３５％，Ｓｉ：＜０．８０％，Ｍｎ：≦３．０％，Ｃｒ：２．０〜７．０％未満，１／２Ｗ＋Ｍｏ：０．３〜５．０％，Ｖ ：＜０．５％，Ｎ ：０．０５超〜０．５０％，Ｃ＋Ｎ：０．２０〜０．６０％，Ｏ ：≦０．０１００％，Ｐ ：≦０．０５０％，Ａｌ：≦０．０５０％を満たし、残部が実質的にＦｅからなる組成を有することを特徴とする。
【０００８】
請求項２は請求項１において、Ｎｉ：≦２．０％，Ｃｏ：≦５．０％の１種又は２種を更に含有していることを特徴とする。
【０００９】
請求項３は請求項１，２の何れかにおいて、Ｔｉ：≦１．０％，Ｔａ：≦１．０％，Ｂ ：≦０．０１０％，Ｃｕ：≦１．０％の１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする。
【００１０】
請求項４は請求項１〜３の何れかにおいて、Ｓ ：≦０．０５０％，Ｃａ：≦０．０１００％，Ｓｅ：≦０．０１００％，Ｔｅ：≦０．０１００％，Ｚｒ：≦０．０１００％，Ｍｇ：≦０．０１００％，Ｙ ：≦０．１００％の１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする。
【００１１】
請求項５は金型部材に関するもので、請求項１〜４の何れかの熱間工具鋼から成ることを特徴とする。
【００１２】
請求項６もまた金型部材に関するもので、請求項１〜４の何れかの熱間工具鋼から成り、表層が表面処理により母材よりも高耐Ａｌ溶損性の層に改質処理されていることを特徴とする。
【００１３】
【作用及び発明の効果】
本発明者は、熱間工具鋼の耐Ａｌ溶損性について種々研究を行ったところ、Ｎ量を増加することによって耐Ａｌ溶損性が向上することを見出した。
但し単にＮ量を高めた場合、Ｖ量が多いと粗大な１次炭窒化物が形成され、金型部材として必要な靭性，耐ヒートチェック性が低下してしまうこと、靭性，耐ヒートチェック性等の特性の低下を防ぐためには、Ｖ量を低減すること、更に加えてＣ＋Ｎ量を一定の幅に制御することが有効であることも併せて見出した。
本発明はこのような知見の下になされたものであってＮ量を増加すること，Ｖ量を低減すること，Ｃ＋Ｎ量を所定範囲内に制御することを骨子とし、かかる本発明により熱間工具鋼における靭性，耐ヒートチェック性を損なうことなく耐Ａｌ溶損性を高めることが可能となった。
【００１４】
このような本発明の熱間工具鋼をダイカスト用の金型部材に適用した場合、表面処理による表層改質の有無に拘らず金型部材の補修サイクルの延長が可能であり、製品の寸法精度を長期間高精度に維持することができる。
また表層改質のための表面処理を省略することも可能となり、これにより金型部材のための所要費用を低減することができる。
【００１５】
更に表面処理を省略可能であることから、金型を補修する度に表面処理をし直す手間を省くことが可能となり、補修の頻度を少なくできることと相俟って金型部材の補修費用の低減も達成することができる。
【００１６】
但し本発明においては請求項６に従って金型部材の表層を表面処理により母材よりも高耐Ａｌ溶損性の層に改質処理することもできる。
このような改質処理を施すことによって金型部材における耐溶損性を更に高めることができる。
【００１７】
ここで表層改質のための表面処理として以下のようなものを例示できる。
１．拡散浸透法
（Ａ）窒化処理
塩浴窒化 浸硫窒化
ガス窒化 軟窒化
プラズマ窒化 硬窒化
２．コーティング法
（Ａ）ＣＶＤ法
熱ＣＶＤ（ＴｉＮ，ＴｉＣ，ＴｉＣＮ，Ａｌ２Ｏ３化合物の単層もしくは多層の形成等）
プラズマＣＶＤ（ＴｉＮ，ＴｉＡｌＮ，ＴｉＣ，ＴｉＣＮ，ＤＬＣ化合物の単層もしくは多層の形成等）
（Ｂ）ＰＶＤ法
イオンプレーティング（ＴｉＮ，ＴｉＡｌＮ，ＣｒＮ，ＴｉＣ，ＴｉＣＮ，ＤＬＣ化合物の単層もしくは多層の形成等）
スパッタリング（ＴｉＮ，ＴｉＡｌＮ，ＣｒＮ，Ａｌ２Ｏ３化合物の単層もしくは多層の形成等）
（Ｃ）酸化処理（Ｆｅ２Ｏ３，Ｆｅ３Ｏ４化合物の単層もしくは多層の形成等）
【００１８】
次に本発明における各化学成分の限定理由を以下に詳述する。
Ｃ ：０．１０〜０．３５％
Ｃは硬さ，耐摩耗性を確保するために必要な元素であり、熱間工具鋼として十分な硬さ，耐摩耗性を確保するためには０．１０％以上の添加が必要である。
但し過度に添加した場合は溶製時に粗大な共晶炭化物が生成することや、焼入時に固溶しない炭化物が増加することにより靭性や耐ヒートチェック性の低下を招くため上限を０．３５％とする。
【００１９】
Ｓｉ：＜０．８０％
Ｓｉは脱酸元素として必要な元素である。また被削性及び焼戻し軟化抵抗性を高めるためにも有効な元素である。
但し添加量が多い場合には靭性や耐ヒートチェック性が低下することから０．８０％未満とする必要がある（好ましくは０．１０超〜０．５０％）。
【００２０】
Ｍｎ：≦３．０％
Ｍｎは脱酸元素として、また焼入性及び硬さの確保のために必要な成分であるが、添加量が多い場合には加工性が低下することから３．０％以下とする。
【００２１】
Ｃｒ：２．０〜７．０％未満
Ｃｒは炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させるため、また焼入性確保のために必要な元素である。但し過度の添加は焼入性や熱間強度の低下を招くため７．０％未満とする。
【００２２】
１／２Ｗ＋Ｍｏ：０．３〜５．０％
炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させるため、また焼入性確保のために必要で、このような効果を得るためには０．３％以上の添加が必要である。
但し過度の添加は靭性の低下を招くため上限を５．０％とする。
尚ＭｏとＷは同等の効果をもたらし、ＷはＭｏの約２倍の原子量であることから本発明ではＭｏ当量で規定する。添加方法は単独でも複合でも良い。
【００２３】
Ｖ：＜０．５％
Ｖは炭化物を形成し、基地の強化や耐摩耗性を向上させるために必要であり、また微細な炭化物の形成により結晶粒の微細化、ひいては靭性の向上にも有効である。
但し過度に添加すると溶製時に粗大な共晶炭化物，炭窒化物が生成すること、及び焼入時に固溶せずに残留する炭化物，炭窒化物量が増加することによって靭性，耐ヒートチェック性の低下を招くため、添加量を０．５％未満とする（好ましくは０．３％以下）。
【００２４】
Ｎ：０．０５超〜０．５０％
耐Ａｌ溶損性及び硬さを高めるために必要な元素である。この耐Ａｌ溶損性の向上には微細な窒化物，炭窒化物の生成が影響している可能性がある。
その効果を得るためには０．０５％を超える添加が必要である。
但し過度に添加すると粗大な共晶炭窒化物量が増加して靭性，耐ヒートチェック性が低下すること、及び合金組成により添加可能な限界量が存在するため上限を０．５０％とする。
【００２５】
Ｃ＋Ｎ：０．２０〜０．６０％
共晶炭窒化物の生成を抑えて靭性を向上させるためにＣ＋Ｎ量を０．６０％以下に抑えることが必要である。
但しＣ＋Ｎ量が低過ぎると硬さが低下するため、下限を０．２０％とする（好ましくは０．３０〜０．４５％）。
【００２６】
Ｏ：≦０．０１００％
Ｏは靭性や耐ヒートチェック性を低下させるため低減することが好ましい元素であるが、不可避的に含有されて来る元素であり、本発明では０．０１００％以下に規制する。好ましくは０．００３０％以下とする。
【００２７】
Ｐ：≦０．０５０％
Ｐは靭性や耐ヒートチェック性を低下させるため低減することが好ましい元素であるが、不可避的に含有されて来る元素であり、本発明では０．０５０％以下とする。０．０１５％以下に低減することが好ましい。
【００２８】
Ａｌ：≦０．０５０％
Ａｌは強脱酸材として有効な元素であり、また結晶粒粗大化防止や窒化性向上のために有効である。但し過度に添加すると材料の清浄度が低下したり被削性が低下するため０．０５０％以下に限定する。
【００２９】
Ｎｉ：≦２．０％
Ｎｉは焼入性の向上、基地の強化に有効であり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると加工性が低下するため上限を２．０％とする。
【００３０】
Ｃｏ：≦５．０％
Ｃｏは基地の強化、耐摩耗性向上に有効である。但し過度に添加すると加工性が低下するため上限を５．０％とする。
【００３１】
Ｔｉ：１．０％以下
Ｔｉは炭窒化物を形成して焼入れ時の結晶粒粗大化を防止する効果があり、必要に応じて添加することができる。
但し過度に添加すると粗大な炭窒化物が生成し、靭性や耐ヒートチェック性を低下させるため上限を１．０％とする。
【００３２】
Ｔａ：≦１．０％
Ｔａは炭窒化物を形成して焼入れ時の結晶粒粗大化を防止する効果があり、必要に応じて添加することができる。
但し過度に添加すると粗大な炭窒化物が生成し、靭性や耐ヒートチェック性を低下させるため上限を１．０％とする。
【００３３】
Ｂ：≦０．０１０％
Ｂは焼入性を向上させるのに有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると熱間加工性や靭性が低下するので上限を０．０１０％とする。
【００３４】
Ｃｕ：≦１．０％
Ｃｕは基地の強化に有効であり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると靭性が低下するため上限を１．０％とする。
【００３５】
Ｓ：≦０．０５０％
Ｓは不可避的に含有される元素であるが、被削性向上に有効であり必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．０５０％とする。
【００３６】
Ｃａ：≦０．０１００％
Ｃａは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３７】
Ｓｅ：≦０．０１００％
Ｓｅは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３８】
Ｔｅ：≦０．０１００％
Ｔｅは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると靭性，熱間加工性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３９】
Ｚｒ：≦０．０１００％
Ｚｒは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００４０】
Ｍｇ：≦０．０１００％
Ｍｇは溶製時に脱酸，脱硫元素として作用する。また高温での強度，延性向上にも効果がある。
必要に応じて添加することができるが、過度に添加すると熱間加工性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００４１】
Ｙ：０．１００％以下
Ｙは金型表面に酸化被膜を形成し、耐摩耗性，耐焼付き性，耐ヒートチェック性を改善する効果があり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると靭性が低下するので上限を０．１００％とする。
【００４２】
【実施例】
次に本発明の実施例を以下に詳述する。
＜実施例１＞
表１に示す組成の鋼５０ｋｇを鋼塊中の窒素濃度を高めるため、溶解，鋳込みの装置全体が１０気圧まで加圧可能な加圧溶解炉で溶解し、鋳造した。但し表１中の従来鋼については５０ｋｇを真空溶解炉で溶解し、鋳造した。
【００４３】
【表１】
【００４４】
続いて１２３０℃×１０ ｈｒの条件でソーキングを行い、その後６０ｍｍ角材に鍛造し、８７０℃×３ｈｒ→徐冷の条件で焼鈍しを行い、Ａｌ溶損試験片，シャルピー試験片，ヒートチェック試験片の各試験片を荒加工した。
その後、以下の表２に示す条件で焼入焼戻しを行い、続いてＡｌ溶損試験片，シャルピー試験片，ヒートチェック試験片の各試験片を精加工した。
ここでＡｌ溶損試験片はφ１０ｍｍ×６０ｍｍＬとし、またシャルピー試験片はＪＩＳ ３号試験片、ヒートチェック試験片はφ１５ｍｍ×５ｍｍとした。
【００４５】
【表２】
【００４６】
そして各試験片について以下の試験条件でＡｌ溶損試験，シャルピー試験，ヒートチェック試験を実施した。
その結果が表３に示してある。
【００４７】
（Ａ）Ａｌ溶損試験
Ａｌ溶湯中に試験片の３０ｍｍを浸漬し、試験片中心が直径３０ｍｍの円を描くように回転させてＡｌによる溶損状況を調査した。
・Ａｌ合金 ：Ｂ３９０（Ａｌ−１７Ｓｉ−４．５Ｃｕ）
・溶湯温度：７５０℃
・回転数 ：２００ｒｐｍ
・浸漬時間：３０分
試験後の試験片を飽和ＮａＯＨ水溶液に浸漬して付着したＡｌ合金を除去し、重量を測定して耐溶損性を下式による溶損率で評価した。
溶損率（％）＝（試験前重量‐試験後重量）÷（試験前のφ１０×３０Ｌ部の重量）×１００
【００４８】
（Ｂ）シャルピー試験
鋼材の幅方向から試験片を採取（Ｔ方向）し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に従いシャルピー衝撃値を評価した。
【００４９】
（Ｃ）ヒートチェック試験
高周波加熱、水冷式のヒートチェック試験機を用いて評価した。具体的には表層部の７００℃加熱⇔水冷を１０００回繰り返した後、試料表面に発生するクラックの深さ，本数を測定し、クラック平均長さで耐ヒートチェック性を評価した。
【００５０】
【表３】
【００５１】
表３の結果に見られるように、Ｎｏ．２７，２８，２９の従来鋼の場合、何れも耐溶損性（溶損率）が悪く、また靭性（シャルピー衝撃値），耐ヒートチェック性（平均クラック長さ）の何れも不十分な値である。
また一方、比較鋼においても耐溶損性（溶損率），靭性（シャルピー衝撃値），耐ヒートチェック性（平均クラック長さ）の何れかの特性が不十分であるのに対し、実施例の場合耐溶損性，靭性，耐ヒートチェック性何れも良好な特性が得られている。
【００５２】
＜実施例２＞
表４に示す組成の鋼（実施例及び従来鋼）について、実施例１と同様な加圧溶解炉（実施例）と真空誘導炉（従来鋼）にて５０ｋｇのインゴットを溶製し、φ２０ｍｍの丸材に鍛造し、その後８７０℃で焼鈍し処理を実施した。
【００５３】
【表４】
【００５４】
続いて実施例，従来鋼ともに２００ｍｍの長さに３本ずつ切断後、旋削によりφ１５×２００ｍｍに荒加工し、続いて１０３０℃×１ｈｒの条件で焼入れ後、５８０〜５９０℃×８ｈｒの条件で焼戻しを２回行い、硬さをＨＲＣ３８，４５，５２にそれぞれ調整した。
【００５５】
そしてそれらを鋳抜ピン形状に仕上加工し、続いて表層改質のための表面処理を実施した。
ここで表面処理は、実施例，従来鋼ともにＨＲＣ３８の素材については５２５℃×２．５ｈｒの条件でガス軟窒化処理を行い、またＨＲＣ５２の素材についてはＰＶＤ処理によってＣｒＮ被膜を形成した。
尚ＨＲＣ４５の素材については表面処理不実施とした。
【００５６】
Ａｌダイカスト金型（シリンダーヘッド型）に上記鋳抜ピンを組み込んで鋳造試験を行った。その際表面処理無しの鋳抜ピンについては５０００ショット、表面処理を実施した鋳抜ピンについては２００００ショットまで使用した。
そして鋳造前の鋳抜ピン重量及び鋳造後の鋳抜ピン重量を測定した。
【００５７】
このとき鋳造後の鋳抜ピンは飽和ＮａＯＨ水溶液に浸漬し、付着したＡｌ合金を除去してから重量を測定した。
そして（試験前重量）−（試験後重量）により溶損による減量を求め、溶損性の評価を行った。
結果が表５に示してある。
【００５８】
【表５】
【００５９】
表５の結果から、実施例において、表層改質のための表面処理を実施することによって溶損減量を更に効果的に低減せしめ得ることが分る。
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【発明の属する技術分野】
この発明はＡｌダイカスト用の金型部材に好適な耐溶損性に優れた熱間工具鋼及び金型部材に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
Ａｌダイカスト用の金型本体，中子，入子ピン及び給湯管（以下これらを総称して金型部材とする）用の材料として、従来ＪＩＳ ＳＫＤ６１，ＳＫＤ６，ＳＫＤ６２等の熱間工具鋼が使用されて来た。
ところでＦｅとＡｌは親和性が強く、金型部材はＡｌ溶湯と比較的容易に反応し、Ｆｅ−Ａｌの金属間化合物を形成するなどして表層部が脱落する現象、いわゆる溶損を生じ易い。この溶損にはかじりや焼付きに基づく脱落も含まれる。
【０００３】
この溶損は、特に高温のＡｌ溶湯と高速で接触する湯口近傍の金型の段差部や入子ピン等に生じ易い。
而してこのような溶損が大きくなると、製品に凸部欠陥が生じたり、製品の離型が困難になるなどの問題が生ずる。
そのため、耐Ａｌ溶損性に優れた金型部材用の材料が求められていた。
【０００４】
従来、耐Ａｌ溶損性を高めるために軟窒化処理等の表面処理を行い、表層を母材よりも高耐Ａｌ溶損性の層に改質するといったことも行われている。
【０００５】
しかしながらこのような表面処理による改質処理を施した場合であっても、表層の改質層が残存する初期の間は溶損を防止できるものの、その表層の改質層は次第に消失するため、その後は母材が溶損して上記と同様の問題を生ずる。
従って表面処理により表層の改質処理を施す場合であっても母材自体の耐Ａｌ溶損性が強く求められる。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明はこのような事情を背景としてなされたもので、優れた靭性，耐ヒートチェック性を保持しつつ耐Ａｌ溶損性に優れた熱間工具鋼及び金型部材を提供することを目的とする。
【０００７】
而して請求項１は熱間工具鋼に関するもので、重量％で、Ｃ ：０．１０〜０．３５％，Ｓｉ：＜０．８０％，Ｍｎ：≦３．０％，Ｃｒ：２．０〜７．０％未満，１／２Ｗ＋Ｍｏ：０．３〜５．０％，Ｖ ：＜０．５％，Ｎ ：０．０５超〜０．５０％，Ｃ＋Ｎ：０．２０〜０．６０％，Ｏ ：≦０．０１００％，Ｐ ：≦０．０５０％，Ａｌ：≦０．０５０％を満たし、残部が実質的にＦｅからなる組成を有することを特徴とする。
【０００８】
請求項２は請求項１において、Ｎｉ：≦２．０％，Ｃｏ：≦５．０％の１種又は２種を更に含有していることを特徴とする。
【０００９】
請求項３は請求項１，２の何れかにおいて、Ｔｉ：≦１．０％，Ｔａ：≦１．０％，Ｂ ：≦０．０１０％，Ｃｕ：≦１．０％の１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする。
【００１０】
請求項４は請求項１〜３の何れかにおいて、Ｓ ：≦０．０５０％，Ｃａ：≦０．０１００％，Ｓｅ：≦０．０１００％，Ｔｅ：≦０．０１００％，Ｚｒ：≦０．０１００％，Ｍｇ：≦０．０１００％，Ｙ ：≦０．１００％の１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする。
【００１１】
請求項５は金型部材に関するもので、請求項１〜４の何れかの熱間工具鋼から成ることを特徴とする。
【００１２】
請求項６もまた金型部材に関するもので、請求項１〜４の何れかの熱間工具鋼から成り、表層が表面処理により母材よりも高耐Ａｌ溶損性の層に改質処理されていることを特徴とする。
【００１３】
【作用及び発明の効果】
本発明者は、熱間工具鋼の耐Ａｌ溶損性について種々研究を行ったところ、Ｎ量を増加することによって耐Ａｌ溶損性が向上することを見出した。
但し単にＮ量を高めた場合、Ｖ量が多いと粗大な１次炭窒化物が形成され、金型部材として必要な靭性，耐ヒートチェック性が低下してしまうこと、靭性，耐ヒートチェック性等の特性の低下を防ぐためには、Ｖ量を低減すること、更に加えてＣ＋Ｎ量を一定の幅に制御することが有効であることも併せて見出した。
本発明はこのような知見の下になされたものであってＮ量を増加すること，Ｖ量を低減すること，Ｃ＋Ｎ量を所定範囲内に制御することを骨子とし、かかる本発明により熱間工具鋼における靭性，耐ヒートチェック性を損なうことなく耐Ａｌ溶損性を高めることが可能となった。
【００１４】
このような本発明の熱間工具鋼をダイカスト用の金型部材に適用した場合、表面処理による表層改質の有無に拘らず金型部材の補修サイクルの延長が可能であり、製品の寸法精度を長期間高精度に維持することができる。
また表層改質のための表面処理を省略することも可能となり、これにより金型部材のための所要費用を低減することができる。
【００１５】
更に表面処理を省略可能であることから、金型を補修する度に表面処理をし直す手間を省くことが可能となり、補修の頻度を少なくできることと相俟って金型部材の補修費用の低減も達成することができる。
【００１６】
但し本発明においては請求項６に従って金型部材の表層を表面処理により母材よりも高耐Ａｌ溶損性の層に改質処理することもできる。
このような改質処理を施すことによって金型部材における耐溶損性を更に高めることができる。
【００１７】
ここで表層改質のための表面処理として以下のようなものを例示できる。
１．拡散浸透法
（Ａ）窒化処理
塩浴窒化 浸硫窒化
ガス窒化 軟窒化
プラズマ窒化 硬窒化
２．コーティング法
（Ａ）ＣＶＤ法
熱ＣＶＤ（ＴｉＮ，ＴｉＣ，ＴｉＣＮ，Ａｌ２Ｏ３化合物の単層もしくは多層の形成等）
プラズマＣＶＤ（ＴｉＮ，ＴｉＡｌＮ，ＴｉＣ，ＴｉＣＮ，ＤＬＣ化合物の単層もしくは多層の形成等）
（Ｂ）ＰＶＤ法
イオンプレーティング（ＴｉＮ，ＴｉＡｌＮ，ＣｒＮ，ＴｉＣ，ＴｉＣＮ，ＤＬＣ化合物の単層もしくは多層の形成等）
スパッタリング（ＴｉＮ，ＴｉＡｌＮ，ＣｒＮ，Ａｌ２Ｏ３化合物の単層もしくは多層の形成等）
（Ｃ）酸化処理（Ｆｅ２Ｏ３，Ｆｅ３Ｏ４化合物の単層もしくは多層の形成等）
【００１８】
次に本発明における各化学成分の限定理由を以下に詳述する。
Ｃ ：０．１０〜０．３５％
Ｃは硬さ，耐摩耗性を確保するために必要な元素であり、熱間工具鋼として十分な硬さ，耐摩耗性を確保するためには０．１０％以上の添加が必要である。
但し過度に添加した場合は溶製時に粗大な共晶炭化物が生成することや、焼入時に固溶しない炭化物が増加することにより靭性や耐ヒートチェック性の低下を招くため上限を０．３５％とする。
【００１９】
Ｓｉ：＜０．８０％
Ｓｉは脱酸元素として必要な元素である。また被削性及び焼戻し軟化抵抗性を高めるためにも有効な元素である。
但し添加量が多い場合には靭性や耐ヒートチェック性が低下することから０．８０％未満とする必要がある（好ましくは０．１０超〜０．５０％）。
【００２０】
Ｍｎ：≦３．０％
Ｍｎは脱酸元素として、また焼入性及び硬さの確保のために必要な成分であるが、添加量が多い場合には加工性が低下することから３．０％以下とする。
【００２１】
Ｃｒ：２．０〜７．０％未満
Ｃｒは炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させるため、また焼入性確保のために必要な元素である。但し過度の添加は焼入性や熱間強度の低下を招くため７．０％未満とする。
【００２２】
１／２Ｗ＋Ｍｏ：０．３〜５．０％
炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させるため、また焼入性確保のために必要で、このような効果を得るためには０．３％以上の添加が必要である。
但し過度の添加は靭性の低下を招くため上限を５．０％とする。
尚ＭｏとＷは同等の効果をもたらし、ＷはＭｏの約２倍の原子量であることから本発明ではＭｏ当量で規定する。添加方法は単独でも複合でも良い。
【００２３】
Ｖ：＜０．５％
Ｖは炭化物を形成し、基地の強化や耐摩耗性を向上させるために必要であり、また微細な炭化物の形成により結晶粒の微細化、ひいては靭性の向上にも有効である。
但し過度に添加すると溶製時に粗大な共晶炭化物，炭窒化物が生成すること、及び焼入時に固溶せずに残留する炭化物，炭窒化物量が増加することによって靭性，耐ヒートチェック性の低下を招くため、添加量を０．５％未満とする（好ましくは０．３％以下）。
【００２４】
Ｎ：０．０５超〜０．５０％
耐Ａｌ溶損性及び硬さを高めるために必要な元素である。この耐Ａｌ溶損性の向上には微細な窒化物，炭窒化物の生成が影響している可能性がある。
その効果を得るためには０．０５％を超える添加が必要である。
但し過度に添加すると粗大な共晶炭窒化物量が増加して靭性，耐ヒートチェック性が低下すること、及び合金組成により添加可能な限界量が存在するため上限を０．５０％とする。
【００２５】
Ｃ＋Ｎ：０．２０〜０．６０％
共晶炭窒化物の生成を抑えて靭性を向上させるためにＣ＋Ｎ量を０．６０％以下に抑えることが必要である。
但しＣ＋Ｎ量が低過ぎると硬さが低下するため、下限を０．２０％とする（好ましくは０．３０〜０．４５％）。
【００２６】
Ｏ：≦０．０１００％
Ｏは靭性や耐ヒートチェック性を低下させるため低減することが好ましい元素であるが、不可避的に含有されて来る元素であり、本発明では０．０１００％以下に規制する。好ましくは０．００３０％以下とする。
【００２７】
Ｐ：≦０．０５０％
Ｐは靭性や耐ヒートチェック性を低下させるため低減することが好ましい元素であるが、不可避的に含有されて来る元素であり、本発明では０．０５０％以下とする。０．０１５％以下に低減することが好ましい。
【００２８】
Ａｌ：≦０．０５０％
Ａｌは強脱酸材として有効な元素であり、また結晶粒粗大化防止や窒化性向上のために有効である。但し過度に添加すると材料の清浄度が低下したり被削性が低下するため０．０５０％以下に限定する。
【００２９】
Ｎｉ：≦２．０％
Ｎｉは焼入性の向上、基地の強化に有効であり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると加工性が低下するため上限を２．０％とする。
【００３０】
Ｃｏ：≦５．０％
Ｃｏは基地の強化、耐摩耗性向上に有効である。但し過度に添加すると加工性が低下するため上限を５．０％とする。
【００３１】
Ｔｉ：１．０％以下
Ｔｉは炭窒化物を形成して焼入れ時の結晶粒粗大化を防止する効果があり、必要に応じて添加することができる。
但し過度に添加すると粗大な炭窒化物が生成し、靭性や耐ヒートチェック性を低下させるため上限を１．０％とする。
【００３２】
Ｔａ：≦１．０％
Ｔａは炭窒化物を形成して焼入れ時の結晶粒粗大化を防止する効果があり、必要に応じて添加することができる。
但し過度に添加すると粗大な炭窒化物が生成し、靭性や耐ヒートチェック性を低下させるため上限を１．０％とする。
【００３３】
Ｂ：≦０．０１０％
Ｂは焼入性を向上させるのに有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると熱間加工性や靭性が低下するので上限を０．０１０％とする。
【００３４】
Ｃｕ：≦１．０％
Ｃｕは基地の強化に有効であり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると靭性が低下するため上限を１．０％とする。
【００３５】
Ｓ：≦０．０５０％
Ｓは不可避的に含有される元素であるが、被削性向上に有効であり必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．０５０％とする。
【００３６】
Ｃａ：≦０．０１００％
Ｃａは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３７】
Ｓｅ：≦０．０１００％
Ｓｅは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３８】
Ｔｅ：≦０．０１００％
Ｔｅは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると靭性，熱間加工性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３９】
Ｚｒ：≦０．０１００％
Ｚｒは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００４０】
Ｍｇ：≦０．０１００％
Ｍｇは溶製時に脱酸，脱硫元素として作用する。また高温での強度，延性向上にも効果がある。
必要に応じて添加することができるが、過度に添加すると熱間加工性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００４１】
Ｙ：０．１００％以下
Ｙは金型表面に酸化被膜を形成し、耐摩耗性，耐焼付き性，耐ヒートチェック性を改善する効果があり、必要に応じて添加することができる。但し過度に添加すると靭性が低下するので上限を０．１００％とする。
【００４２】
【実施例】
次に本発明の実施例を以下に詳述する。
＜実施例１＞
表１に示す組成の鋼５０ｋｇを鋼塊中の窒素濃度を高めるため、溶解，鋳込みの装置全体が１０気圧まで加圧可能な加圧溶解炉で溶解し、鋳造した。但し表１中の従来鋼については５０ｋｇを真空溶解炉で溶解し、鋳造した。
【００４３】
【表１】
続いて１２３０℃×１０ ｈｒの条件でソーキングを行い、その後６０ｍｍ角材に鍛造し、８７０℃×３ｈｒ→徐冷の条件で焼鈍しを行い、Ａｌ溶損試験片，シャルピー試験片，ヒートチェック試験片の各試験片を荒加工した。
その後、以下の表２に示す条件で焼入焼戻しを行い、続いてＡｌ溶損試験片，シャルピー試験片，ヒートチェック試験片の各試験片を精加工した。
ここでＡｌ溶損試験片はφ１０ｍｍ×６０ｍｍＬとし、またシャルピー試験片はＪＩＳ ３号試験片、ヒートチェック試験片はφ１５ｍｍ×５ｍｍとした。
【００４５】
【表２】
そして各試験片について以下の試験条件でＡｌ溶損試験，シャルピー試験，ヒートチェック試験を実施した。
その結果が表３に示してある。
【００４７】
（Ａ）Ａｌ溶損試験
Ａｌ溶湯中に試験片の３０ｍｍを浸漬し、試験片中心が直径３０ｍｍの円を描くように回転させてＡｌによる溶損状況を調査した。
・Ａｌ合金 ：Ｂ３９０（Ａｌ−１７Ｓｉ−４．５Ｃｕ）
・溶湯温度：７５０℃
・回転数 ：２００ｒｐｍ
・浸漬時間：３０分
試験後の試験片を飽和ＮａＯＨ水溶液に浸漬して付着したＡｌ合金を除去し、重量を測定して耐溶損性を下式による溶損率で評価した。
溶損率（％）＝（試験前重量‐試験後重量）÷（試験前のφ１０×３０Ｌ部の重量）×１００
【００４８】
（Ｂ）シャルピー試験
鋼材の幅方向から試験片を採取（Ｔ方向）し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に従いシャルピー衝撃値を評価した。
【００４９】
（Ｃ）ヒートチェック試験
高周波加熱、水冷式のヒートチェック試験機を用いて評価した。具体的には表層部の７００℃加熱⇔水冷を１０００回繰り返した後、試料表面に発生するクラックの深さ，本数を測定し、クラック平均長さで耐ヒートチェック性を評価した。
【００５０】
【表３】
表３の結果に見られるように、Ｎｏ．２７，２８，２９の従来鋼の場合、何れも耐溶損性（溶損率）が悪く、また靭性（シャルピー衝撃値），耐ヒートチェック性（平均クラック長さ）の何れも不十分な値である。
また一方、比較鋼においても耐溶損性（溶損率），靭性（シャルピー衝撃値），耐ヒートチェック性（平均クラック長さ）の何れかの特性が不十分であるのに対し、実施例の場合耐溶損性，靭性，耐ヒートチェック性何れも良好な特性が得られている。
【００５２】
＜実施例２＞
表４に示す組成の鋼（実施例及び従来鋼）について、実施例１と同様な加圧溶解炉（実施例）と真空誘導炉（従来鋼）にて５０ｋｇのインゴットを溶製し、φ２０ｍｍの丸材に鍛造し、その後８７０℃で焼鈍し処理を実施した。
【００５３】
【表４】
続いて実施例，従来鋼ともに２００ｍｍの長さに３本ずつ切断後、旋削によりφ１５×２００ｍｍに荒加工し、続いて１０３０℃×１ｈｒの条件で焼入れ後、５８０〜５９０℃×８ｈｒの条件で焼戻しを２回行い、硬さをＨＲＣ３８，４５，５２にそれぞれ調整した。
【００５５】
そしてそれらを鋳抜ピン形状に仕上加工し、続いて表層改質のための表面処理を実施した。
ここで表面処理は、実施例，従来鋼ともにＨＲＣ３８の素材については５２５℃×２．５ｈｒの条件でガス軟窒化処理を行い、またＨＲＣ５２の素材についてはＰＶＤ処理によってＣｒＮ被膜を形成した。
尚ＨＲＣ４５の素材については表面処理不実施とした。
【００５６】
Ａｌダイカスト金型（シリンダーヘッド型）に上記鋳抜ピンを組み込んで鋳造試験を行った。その際表面処理無しの鋳抜ピンについては５０００ショット、表面処理を実施した鋳抜ピンについては２００００ショットまで使用した。
そして鋳造前の鋳抜ピン重量及び鋳造後の鋳抜ピン重量を測定した。
【００５７】
このとき鋳造後の鋳抜ピンは飽和ＮａＯＨ水溶液に浸漬し、付着したＡｌ合金を除去してから重量を測定した。
そして（試験前重量）−（試験後重量）により溶損による減量を求め、溶損性の評価を行った。
結果が表５に示してある。
【００５８】
【表５】
表５の結果から、実施例において、表層改質のための表面処理を実施することによって溶損減量を更に効果的に低減せしめ得ることが分る。
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
Claims (6)
- 重量％で、
Ｃ ：０．１０〜０．３５％
Ｓｉ：＜０．８０％
Ｍｎ：≦３．０％
Ｃｒ：２．０〜７．０％未満
１／２Ｗ＋Ｍｏ：０．３〜５．０％
Ｖ ：＜０．５％
Ｎ ：０．０５超〜０．５０％
Ｃ＋Ｎ：０．２０〜０．６０％
Ｏ ：≦０．０１００％
Ｐ ：≦０．０５０％
Ａｌ：≦０．０５０％
を満たし、残部が実質的にＦｅからなる組成を有することを特徴とする耐溶損性に優れた熱間工具鋼。 - 請求項１において、
Ｎｉ：≦２．０％
Ｃｏ：≦５．０％
の１種又は２種を更に含有していることを特徴とする耐溶損性に優れた熱間工具鋼。 - 請求項１，２の何れかにおいて、
Ｔｉ：≦１．０％
Ｔａ：≦１．０％
Ｂ ：≦０．０１０％
Ｃｕ：≦１．０％
の１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする耐溶損性に優れた熱間工具鋼。 - 請求項１〜３の何れかにおいて、
Ｓ ：≦０．０５０％
Ｃａ：≦０．０１００％
Ｓｅ：≦０．０１００％
Ｔｅ：≦０．０１００％
Ｚｒ：≦０．０１００％
Ｍｇ：≦０．０１００％
Ｙ ：≦０．１００％
の１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする耐溶損性に優れた熱間工具鋼。 - 請求項１〜４の何れかの熱間工具鋼から成ることを特徴とする耐溶損性に優れた金型部材。
- 請求項１〜４の何れかの熱間工具鋼から成り、表層が表面処理により母材よりも高耐Ａｌ溶損性の層に改質処理されていることを特徴とする耐溶損性に優れた金型部材。
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