JP2008308745A

JP2008308745A - 熱間鍛造金型及びその製造方法

Info

Publication number: JP2008308745A
Application number: JP2007159081A
Authority: JP
Inventors: Nobuyuki Gomi; 伸幸五味; Hideto Morikawa; 秀人森川; Tetsuo Shioda; 哲郎塩田; Yasutaka Ikeuchi; 康貴池内; Akio Ota; 明男太田; Makoto Komori; 誠小森
Original assignee: Daido Steel Co Ltd; Nissan Motor Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd; Nissan Motor Co Ltd
Priority date: 2007-06-15
Filing date: 2007-06-15
Publication date: 2008-12-25
Anticipated expiration: 2027-06-15
Also published as: JP5273952B2

Abstract

【課題】靭性等の基本特性を確保しつつ、耐摩耗性に優れた熱間鍛造金型及びその製造方法を提供すること。
【解決手段】熱間鍛造金型は、質量％で、Ｃ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：４．０〜６．０％、Ｖ：０．２〜１．０％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．８〜２．０％、及び、Ｎ：０．００５〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。この場合に、更に、質量％で、Ｃｏ：０．１〜１．０％を含有し、更に、Ｃｕ：０．１〜１．０％を含有することができる。そして、熱間鍛造金型の表面には酸化膜が形成されているとよい。この酸化膜は熱処理により形成させればよい。
【選択図】図２

Description

本発明は、熱間鍛造金型及びその製造方法に関し、更に詳しくは、優れた耐摩耗性と耐割れ性を備えた熱間鍛造金型及びその製造方法に関する。

熱間鍛造金型の一般的な損傷形態は、割れと摩耗の複合である。従って、耐割れ性（破壊靭性値、疲労強度）と熱間での耐摩耗性（高温強度）の向上が、型の長寿命化に不可欠となる。従来、熱間鍛造金型、熱間プレス型、ダイカスト金型、アルミニウム押出し加工用ダイス等の各種工具鋼等の用途の材料としては、ＪＩＳＳＫＤ６１に代表される５Ｃｒ系熱間ダイス鋼が安価であることから多く用いられてきた。

しかしながら、ＪＩＳＳＫＤ６１は、Ｖ量が若干過剰であるため、これに起因して縞状偏析や靭性の異方性を大きくするという問題（特許文献１）や、製造工程で粗大なＶＣ（一次炭化物）が晶出しやすく、疲労破壊が助長されるという問題（特許文献２）が指摘されていた。
そこで、特許文献１では、Ｖ量を低減させることにより、縞状偏析をなくし、靭性の異方性を小さくした熱間工具鋼が開示されている。また、特許文献２では、Ｓｉ量を０．０５％以下に低減することにより、巨大な一次炭化物が鋼中に残存せず、強度、靭性等において優れた特性を有する合金工具鋼が開示されている。また、非特許文献１では、型寿命の延長を目的として低Ｓｉかつ高Ｍｏ化した鋼が提案されている。

特開平５−１４８５８９特公平７−０１７９８６型技術、Ｖｏｌ．１９，Ｎｏ．１（２００４）、ｐ．１００

しかしながら、上記従来鋼による熱間鍛造金型の場合、高温の被鍛材との接触による鍛造面の軟化は、耐ヒートクラック性や耐摩耗性などを低下させる他、塑性流動の程度を大きくするという問題があった。そして、塑性流動による発熱は、さらなる軟化を引き起こし、摩耗を促進して型寿命を低下させるという問題があった。
また、非特許文献１の鋼は、耐摩耗性が改善される一方で、高Ｍｏ化の弊害として破壊靭性値が低下するという問題があった。
更に、ＭｏやＶは希少金属であり、代替材料により特性向上することが望まれる。

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、靭性等の基本特性を確保しつつ、耐摩耗性に優れた熱間鍛造金型及びその製造方法を提供することである。

上記課題を解決するために、本発明に係る熱間鍛造金型は、質量％で、Ｃ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：４．０〜６．０％、Ｖ：０．２〜１．０％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．８〜２．０％、及び、Ｎ：０．００５〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを要旨とする。この場合、更に、質量％で、Ｃｏ：０．１〜１．０％を含有してもよく、更に、Ｃｕ：０．１〜１．０％を含有してもよい。これらの熱間鍛造金型の表面には、酸化膜が形成されていることが望ましい。

上記課題を解決するために、本発明に係る熱間鍛造金型の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：４．０〜６．０％、Ｖ：０．２〜１．０％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．８〜２．０％、及び、Ｎ：０．００５〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を粗加工し、焼入れ焼戻しを行った後、仕上げ加工を施すことにより得られる熱間鍛造金型に、１５０℃〜７００℃で追加の熱処理を施すことを要旨とする。この場合に用いる鋼は、更に、質量％で、Ｃｏ：０．１〜１．０％を含有するものでもよく、更に、Ｃｕ：０．１〜１．０％を含有するものでもよい。

本発明に係る熱間鍛造金型は、上記成分組成を備えたものであるから、靭性等の基本特性をＪＩＳＳＫＤ６１と同等に確保しつつ、従来工具鋼より優れた耐摩耗性が得られるという効果がある。そして、熱処理により形成される酸化膜や、鍛造中の熱付加により形成される酸化膜は、密着性が良く、潤滑性が良いため、保護膜として機能し、鍛造における金型の塑性流動を緩和し、その加工発熱に伴う軟化を抑制するため、耐摩耗性を向上させるという効果がある。
本発明に係る熱間鍛造金型の製造方法は、上記成分組成を備えた鋼を粗加工し、必要な硬さに調質した後、仕上げ加工を施すことにより得られる熱間鍛造金型に、１５０℃〜７００℃で追加の熱処理を施したものであるから、その表面にはＦｅＯ等の酸化膜が形成される。従って、本発明に係る熱間鍛造金型の製造方法によれば、上記成分組成を備えた金型が得られるから、靭性等の基本特性をＪＩＳＳＫＤ６１と同等に確保しつつ、従来法より優れた耐摩耗性が得られるという効果がある。そして、形成されたＦｅＯ等の酸化膜は、密着性が良く、潤滑性が良いため、保護膜として機能し、鍛造における金型の塑性流動を緩和し、その加工発熱に伴う軟化を抑制するため、耐摩耗性を向上させるという効果がある。

本発明に係る熱間鍛造金型及びその製造方法は、希少金属であるＭｏやＶの使用量を増加させるものではないため、環境負荷を低減することができるという効果もある。

以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。尚、以下の説明において、「％」は、特に説明がない限り「質量％」を意味する。
（成分組成及びその限定理由）
本発明の一実施形態に係る熱間鍛造金型用鋼は、必須元素として、以下の（１）〜（８）の元素を含む。

（１）Ｃ：０．３２〜０．４２％。
Ｃは、焼入れ焼戻しによりマルテンサイトの硬さ、及び、合金炭化物の析出硬化による必要な強度、硬さを得るために含有させる。そこで、Ｃ量は下限を０．３２％以上とした。一方、Ｃ量の増加に伴いマルテンサイトへの過飽和固溶量が過剰となり靭性が低下する。そこで、Ｃ量は上限を０．４２％以下とした。

（２）Ｓｉ：０．３０％以下。
Ｓｉは、本発明の一実施形態に係る熱間鍛造金型用鋼に最も重要な役割を持つ元素であり、摩耗に対する保護膜としての効果が高いＦｅＯ等の酸化膜を熱処理により形成させるために含有させる。ＦｅＯ等の酸化膜は、具体的には、仕上げ加工を行って得られる熱間鍛造金型に対して、従来では行われていない追加の熱処理、すなわち、大気炉を用いて１５０℃〜７００℃で追加の熱処理を行うことにより形成することができる。ＦｅＯ等の酸化膜は、金型母材との密着性が良好であり、摩耗に対する保護膜としての効果が従来工具鋼に比べて高い。そのため、ＦｅＯ等の酸化膜が形成された熱間鍛造金型は、耐摩耗性に優れる。尚、Ｓｉ量が過剰である場合には、金型母材とＦｅＯ酸化膜の間にＳｉを含む酸化層であるＦｅＳｉＯ_４が形成されると考えられる。ＦｅＳｉＯ_４は、保護膜であるＦｅＯの密着性を阻害するため、ＦｅＳｉＯ_４では、保護膜としての効果は得られない。
そのため、Ｓｉ量はできるだけ低減させる必要がある。そこで、Ｓｉ量は上限を０．３０％以下とした。被削性と耐摩耗性とのバランスを考慮すると、Ｓｉ量は０．０５〜０．１５％が更に好ましく、０．０８〜０．１２％がより更に好ましい。また、有害層であるＦｅＳｉＯ_４の形成を抑制するためには、Ｓｉ量は上限を０．１０％以下とするのが更に好ましい。

（３）Ｍｎ：０．３〜１．５％。
Ｍｎは、焼入れ性を向上させるため含有させる元素である。この効果を得るために、Ｍｎ量はその下限を０．３％以上とした。ただし、過剰なＭｎ添加は、軟化抵抗を劣化させ、加えて、球状化焼鈍し処理に長時間を要し、製造性を低下させる。そこで、Ｍｎ量は上限を１．５％以下とした。

（４）Ｎｉ：０．５％以下。
Ｎｉは、焼入れ性および耐衝撃性を向上させるが、多量に添加すると焼鈍しに長時間を要する。そこで、Ｎｉ量は上限を０．５％以下とすることとした。また、Ｎｉが０．５％より多く添加されると、Ｎｉの濃化現象によって酸化膜が形成されにくくなるからである。金型の表面により均一な酸化膜を形成させるためにはＮｉ量は、０．２%以下とすることが好ましい。

（５）Ｃｒ：４．０〜６．０％。
Ｃｒは、焼入れ性、破壊靭性を向上させる。そこで、Ｃｒ量は下限を４．０％以上とした。一方で、Ｃｒを多量に含有させると、高温強度を極度に低下させるため、Ｃｒ量は上限を６．０％以下とした。

（６）Ｖ：０．２〜１．０％
Ｖは、靭性に大きく影響を及ぼす元素であり、焼入れ時の結晶粒粗大化を抑制して耐衝撃性の低下を防ぐ。そこで、Ｖ量は下限を０．２％以上とした。一方、Ｖを多量に含有させると、ソーキングにより溶解しきれない粗大な晶出ＶＣが残留し、疲労強度、耐衝撃性を大幅に低下させる。そこで、Ｖ量は上限を１．０％以下とした。

（７）Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．８〜２．０％。
このうち、Ｍｏは必須元素であるが、Ｗは必要に応じて含有させればよい。Ｍｏは、高温強度を向上させるのに有効な元素であるので、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）量で下限を０．８％以上とした。しかし、多量に含有させると破壊靭性を低下させるため、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）量は上限を２．０％以下とした。

（８）Ｎ：０．００５〜０．０４％。
Ｎは、ＶＣＮを形成する構成元素となり、これにより、結晶粒粗大化を抑制するピン留め効果が得られる。そこで、Ｎ量は下限を０．００５％以上とした。一方、Ｎを多量に含有させると、ＶＣＮが粗大な状態で晶出する。そこで、Ｎ量は上限を０．０４％以下とした。

本発明の一実施形態に係る熱間鍛造金型用鋼は、更に、以下の（９）〜（１０）の成分元素を任意選択元素として含むものでもよい。
（９）Ｃｏ：０．１〜１．０％。
Ｃｏは、高温強度を向上させるのに有効な元素である。そのため、Ｃｏ量は下限を０．１％以上とした。一方、多量に含有させると靭性を低下させる。そこで、Ｃｏ量は上限を１．０％以下とした。

（１０）Ｃｕ：０．１〜１．０％。
Ｃｕは、靭性に寄与する。そのため、Ｃｕ量は下限を０．１％以上とした。一方、多量に含有させると熱間加工性を低下させる。そこで、Ｃｕ量は上限を１．０％以下とした。

本発明の一実施形態に係る熱間鍛造金型用鋼は、更に、以下の（１１）〜（１４）の成分元素を不可避的不純物として含む。
（１１）Ｐ：０．０１％以下。
Ｐは、介在物として粒界へ析出して耐衝撃性を低下させる他、偏析の濃度勾配を大きくし、異方性を悪化させる。そこで、Ｐ量は上限を０．０１％以下とした。

（１２）Ｓ：０．０１％以下。
Ｓは、成型加工時の被削性を向上させるが、疲労破壊の起点となる介在物を多量に生成させる。そこで、Ｓ量は上限を０．０１％以下とした。

（１３）Ａｌ：０．０２５％以下。
Ａｌは、脱酸元素として有効な元素である。この効果を得るには、Ａｌ量は０．０５％以上であることが好ましい。一方、Ａｌが多量になると、Ａｌ酸化物を鋼中に残存させ疲労強度を低下させる。そこで、Ａｌ量は上限を０．０２５％以下とした。

（１４）Ｏ：０．００５％以下。
Ｏは、Ｍｎ、Ａｌと結合して多量の酸化物を鋼中に残存させ疲労強度を低下させる。そこで、Ｏ量は上限を０．００５％以下とした。

（製造方法）
次に本発明の一実施形態に係る熱間鍛造金型の製造方法について説明する。
本発明の一実施形態に係る熱間鍛造金型は、上記成分組成を備えた鋼を溶製し、鋼塊とした（溶解→ソーキング）後、所定の形状に熱間加工（鍛造→焼ならし→焼戻し→球状化焼き鈍し→粗加工）し、必要な硬さに調質して（焼入れ・焼戻し）、仕上げ加工（鏡面加工、従来法での金型完成）をして得られる金型に、１５０℃〜７００℃で追加の熱処理を施すことにより得られる（金型完成）。ここで、下限を１５０℃としたのは、１５０℃未満では有効な酸化膜が形成されないからであり、上限を７００℃としたのは、７００℃超では軟化により十分な硬さが得られないからである。この熱処理により、熱間鍛造金型の表面にＦｅＯ等の酸化膜が形成され、得られる熱間鍛造金型に高い耐摩耗性が備わる。また、この熱処理は、熱間鍛造金型の表面に酸化膜を均一に形成させるためには、５００〜７００℃で１〜２時間行われることが好ましい。なぜなら、この温度域で形成される酸化膜は潤滑性・耐摩耗性に優れるものとなるからである。５００〜７００℃の熱処理を行うためには、大気炉内で実施することが好ましい。

（作用）
本発明の一実施形態に係る熱間鍛造金型は、上記成分組成を備えているため、靭性等の基本特性がＪＩＳＳＫＤ６１と同等に確保されるとともに、１５０℃〜７００℃の熱処理や実機での熱付加をした場合には、ＦｅＯ等の酸化膜が形成され、優れた耐摩耗性が得られる。
本発明の一実施形態に係る熱間鍛造金型の製造方法は、上記成分組成を備えた鋼を溶製し、鋼塊とした後、所定の形状に熱間加工し、必要な硬さに調質して仕上げ加工をして得られる金型に、１５０℃〜７００℃で追加の熱処理を施したものであるから、ＦｅＯ等の酸化膜が形成される。このようにして得られる本発明の一実施形態に係る熱間鍛造金型は、上記成分組成を備えたものであるから、靭性等の基本特性をＪＩＳＳＫＤ６１と同等に確保しつつ、従来より優れた耐摩耗性を発揮する。
ＦｅＯ等の酸化膜は、密着性が良く、潤滑性が良いため、保護膜として機能し、鍛造における金型の塑性流動を緩和し、その加工発熱に伴う軟化を抑制するため、熱間鍛造金型の耐摩耗性を向上させる。尚、Ｓｉ量をできる限り低減させたため、保護膜であるＦｅＯの密着性を阻害する酸化層ＦｅＳｉＯ_４は形成されない。

以下に、本発明を実施例及び比較例により具体的に説明する。
（供試材の作製）
表１に示す各成分組成からなる鋼をアーク溶解炉にて溶製し、造塊後、鍛造により径２６０ｍｍの円柱に加工し、焼ならし→焼戻し→球状化焼なましを施し、供試材とした。

（摩擦摩耗試験）
ピンオンディスク法による摩擦摩耗試験により摩擦係数を測定したのでこれについて説明する。
ディスク試験片は、以下の手順で作製した。まず、各実施例及び各比較例について、上記の供試材から径２５ｍｍ、厚さ６ｍｍの円盤を切り出し、これを加工して硬さを５３ＨＲＣに調質（焼入れ（１０３０℃）・焼戻し（５５０℃〜６２０℃））した後、試験面を仕上げ加工（鏡面研磨）した。そして、各実施例及び各比較例について、（ａ）これを６００ ℃の大気中で１時間保持する追加の熱処理をしたものと、（ｂ）これに再度鏡面研磨したものとを作製し、これらをディスク試験片とした（図１参照）。

ピンオンディスク法による摩擦摩耗試験は、その概要を図１に簡単に示すが、ピンとして調質したＳＵＪ２（１０Ｒ）を用い、荷重１０ｇｆ、相対滑り速度１００ｍｍ／ｓｅｃ、測定時間１５００ｓｅｃの条件でディスク試験片を回転させることにより行った。
その結果を、表２、並びに、図２及び図３に示す。表２は、調質硬さ及び摩擦係数（平均値）をまとめて示し、図２は、実施例１及び比較例２（ＳＫＤ６１）についての全摩擦距離についての摩擦係数を示すグラフである。図３は、実施例１及び比較例２（ＳＫＤ６１）についての摩擦摩耗試験後のディスク試験片の外観写真を示す。

（パンチ摩耗試験）
亜熱間鍛造の条件下でパンチ摩耗試験を行ったのでこれについて説明する。
パンチ試験片は、次の手順で作製した。まず、各実施例及び各比較例について、上記の供試材から径２２ｍｍ、長さ１１４ｍｍの円柱を切り出し、これを加工して硬さを５３ＨＲＣに調質（焼入れ（１０３０℃）・焼戻し（５５０℃〜６２０℃））した後、仕上げ加工（ラッピング）した。そして、各実施例及び各比較例について、（ａ）これを６００ ℃の大気中で１時間保持する追加の熱処理をしたものと、（ｂ）これに再度ラッピングしたものとを作製し、これらをパンチ試験片とした。その外観を図４（ａ）に示す。

パンチ摩耗試験は、大同機械製ＮＳ５−１０ＰＬパーツフォーマー（１４０ｔ）を用いて、図４（ｂ）に示す二工程鍛造により行った。
この試験では、ワーク材料をＳ５３Ｃとし、鍛造温度８００℃、鍛造速度８５ｓｐｍで、ショット数５０００ショットの鍛造を行い、この鍛造後のパンチ摩耗量（図５参照）を測定した。その結果を、表２に示す。
更に、鍛造温度８２０℃にした以外は上記パンチ摩耗試験と同じ条件で鍛造を行い、この鍛造後のパンチ摩耗量を測定した。その結果を図６に示す。

（実型摩耗試験）
実施例１及び比較例２を実生産を行っている熱間鍛造に適用した（ただし、実施例１及び比較例２の調質硬さは、ＨＲＣ４５とした）。そして、図７（ａ）に示すハッチング部位の型の摩耗量を測定した。摩耗量の測定は、３次元形状測定機を使用して行った。鍛造前後の形状を測定し、その差を摩耗量とした。摩耗量としては、このハッチング部分で最も摩耗量の多い部位の測定値を用い、プロットした。同図（ｂ）にその結果を示す。

（基本特性）
実施例１及び比較例２（ＳＫＤ６１）を対象に軸力疲労特性、平面破壊靭性値、焼戻し軟化抵抗を調べたので、その結果を、それぞれ図８（ａ）、（ｂ）、（ｃ）に示す。

（評価）
（摩擦摩耗試験−評価）
表２によれば、追加の熱処理を行った実施例１〜１４の摩擦係数は、再度鏡面研磨した実施例１〜１４の摩擦係数よりも小さかった。このことから、実施例１〜１４には、潤滑性の良い酸化膜が形成されていることがわかった。
また、実施例１〜１４の摩擦係数は、比較例１、２の摩擦係数に比べて小さかった。実施例１〜１４は、比較例１、２との関係では、特に、Ｓｉ量を低減させている。このことから、摩擦係数は、Ｓｉ量に依存し、Ｓｉ量の低減に伴い減少することが確認できた。

図２でも同様のことがわかった。追加の熱処理により酸化膜を形成させた実施例１は、再度鏡面研磨し酸化膜を除去したものに比べて、顕著に摩擦係数が小さくなった。このことから、熱間鍛造金型に熱処理を施すと摩擦係数を小さくすることができ潤滑性が良くなることがわかった。また、追加の熱処理により酸化膜を形成させた実施例１及び比較例２は、再度鏡面研磨したものよりも摩擦係数が小さくなったが、特に、実施例１は比較例２に比べて顕著に摩擦係数が小さくなった。このことから、実施例１の成分組成からなる熱間鍛造金型に追加の熱処理を施すと特に潤滑性を高める効果が高いことが確認できた。

図３によれば、追加の熱処理により酸化膜を形成させた実施例１のディスク試験片の表面は剥離が生じなかったが、再度鏡面研磨し酸化膜を除去した実施例１のディスク試験片の表面はピン材によって著しく削られる。このことから、熱間鍛造金型に熱処理を施すと潤滑の効果が得られることがわかった。
また、追加の熱処理により酸化膜を形成させた比較例２は、再度鏡面研磨し酸化膜を除去した比較例２よりもディスク試験片の表面の削られる度合いが少ない。このことから、実施例１の成分組成からなる熱間鍛造金型に追加の熱処理を施すと密着性を高める効果が特に高いことがわかった。尚、再度鏡面研磨し酸化膜を除去した場合には、摩擦係数や磨耗の程度に実施例１と比較例２に殆ど差異が認められなかった。

（パンチ摩耗試験−評価）
表２によれば、実施例１〜１４は、追加の熱処理により酸化膜を形成させたものが、再度鏡面研磨し酸化膜を除去したものに比べて５〜１０％摩耗量が減少した。このことから、熱処理を施すことにより形成される酸化膜は耐摩耗性が高いことがわかった。また、比較例１、２は、追加の熱処理により酸化膜を形成させたものでも摩耗量の減少割合が２〜３％と効果が少なかった。このことから、実施例１〜１４の成分組成からなる熱間鍛造金型に追加の熱処理を施すと耐摩耗性を高める効果が特に高いことがわかった。
また、実施例１〜１４は、Ｓｉ量を低減させたものであるから、Ｓｉ量を減少させることによって摩耗量が少なくなることもわかった。その理由は、表１によれば、実施例１及び比較例１、２のＳｉ量は、それぞれ０．１％及び１％であるのに対し、その他の成分は、ほぼ同量だからである。
また、表２の実施例１〜１４によれば、摩耗量は、Ｃ、Ｍｏ添加量の増加及びＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ添加量の減少に伴い減少する傾向があることがわかった。
更に、表２によれば、いずれの実施例も比較例も調質硬さに差異がないが、図６によれば、実鍛造条件では耐摩耗性に差異が生じた。このことからも、実施例１〜１４では鍛造面に生成する酸化膜に耐摩耗性や潤滑作用を高める効果があることがわかった。

（実型摩耗試験−評価）
更に、図７によれば、実施例１の鍛造数は、比較例２の鍛造数に比べて１．３倍であったが、実施例１の摩耗量は３５％減少した。このことから、実施例１が比較例２に比して耐摩耗性に優れることを実生産においても確認できた。

以上から、実施例１〜１４は、追加の熱処理により密着性・潤滑性が良い酸化膜が形成され、この酸化膜は、鍛造における金型の塑性流動を緩和し、その加工発熱に伴う軟化を抑制することにより耐摩耗性を向上させることがわかった。従って、この酸化膜は保護膜として有効であることがわかった。

（基本特性−評価）
図８（ａ）に示す軸力疲労特性によれば、実施例１の破断繰返し数は、同一の負荷応力で比較例２の２〜３倍となった。比較例２の疲労破面には、粗大なＶＣが確認される一方で、実施例１の破面には起点となるＶＣが認められなかった。その理由は、実施例１では比較例２に比べるとＳｉとＶを低減したため、凝固時の晶出ＶＣが減少且つ小径化し、後続のソーキングで完全に固溶したためと考えられる。

金型の早期破断、いわゆる初期の大割れは、破壊靭性値の低い型材ほど起こりやすいため、高い破壊靭性値の確保は、型材の長寿命化においては必須課題である。図８（ｂ）に示す破壊靭性値によれば、実施例１の破壊靭性値は、比較例２の破壊靭性値とほぼ同等だった。従って、実施例１のように、比較例２に比べてＳｉとＶを低減しても大割れが増すことは無いことが確認できた。

図８（ｃ）は、実施例１及び比較例２の調質材を５００℃〜７００℃の温度域に加熱した後の硬さを示す。これによれば、実施例１と比較例２とでは差異が認められなかった。実施例１ではＶを低減させるとはいっても、焼入れ時の結晶粒粗大化を抑制するのに十分な量を含有させているため、焼入れ組織での結晶粒の粗大化は認められなかった。また、Ｓｉ含有量は固溶硬化及び二次硬化に大きく寄与するが、実施例１ではＳｉを低減させていても軟化抵抗が劣化しないことが確認できた。

以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。

本発明に係る熱間鍛造金型及びその製造方法は、耐摩耗性及び耐割れ性に優れているため、特に、熱間鍛造金型の材料として有用であり、加えて熱間プレス型、ダイカスト金型あるいはアルミニウム押出し加工用ダイスなどの材料にも適する。従って、多くの鋼材メーカーや金型メーカーにとって産業上極めて有益である。

ピンオンディスク法の概要を示す図である。実施例１及び比較例２の摩擦摩耗試験の結果を示すグラフである。ピンオンディスク法による摩擦摩耗試験後の実施例１及び比較例２のディスク試験片の状態を示す外観写真である。（ａ）パンチ試験片の外観の一部を示す図であり、（ｂ）二工程鍛造の工程を示す図である。パンチ摩耗量の測定方法を示す図である。実施例１〜１４及び比較例１、２のパンチ摩耗量を示すグラフである。実施例１及び比較例２の実型の摩耗量を示すグラフである。実施例１及び比較例２の各種基本特性を示すグラフであり、（ａ）Ｓ−Ｎ曲線、（ｂ）硬さと破壊靭性値の関係、（ｃ）焼戻し軟化抵抗を示すグラフである。

Claims

質量％で、Ｃ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：４．０〜６．０％、Ｖ：０．２〜１．０％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．８〜２．０％、及び、Ｎ：０．００５〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする熱間鍛造金型。
更に、質量％で、Ｃｏ：０．１〜１．０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱間鍛造金型。
更に、質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の熱間鍛造金型。
請求項１から３のいずれかに記載の熱間鍛造金型の表面に酸化膜が形成されていることを特徴とする熱間鍛造金型。
質量％で、Ｃ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：４．０〜６．０％、Ｖ：０．２〜１．０％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．８〜２．０％、及び、Ｎ：０．００５〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を粗加工し、焼入れ焼戻しを行った後、仕上げ加工を施すことにより得られる熱間鍛造金型に、
１５０℃〜７００℃で追加の熱処理を施すことを特徴とする熱間鍛造金型の製造方法。
前記鋼は、更に、質量％で、Ｃｏ：０．１〜１．０％を含有することを特徴とする請求項５に記載の熱間鍛造金型の製造方法。
前記鋼は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％を含有することを特徴とする請求項５又は６に記載の熱間鍛造金型の製造方法。