JP2009120886A

JP2009120886A - 冷間金型用鋼および金型

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Publication number: JP2009120886A
Application number: JP2007294326A
Authority: JP
Inventors: Shogo Murakami; 昌吾村上; Shigenobu Nanba; 茂信難波; Kenji Yamamoto; 兼司山本; Tsuyoshi Tonomura; 剛志殿村
Original assignee: Nippon Koshuha Steel Co Ltd; Kobe Steel Ltd
Current assignee: Nippon Koshuha Steel Co Ltd; Kobe Steel Ltd
Priority date: 2007-11-13
Filing date: 2007-11-13
Publication date: 2009-06-04
Anticipated expiration: 2027-11-13
Also published as: JP5143531B2; US20100135844A1; TW200936785A; CN101668874B; CN101668874A; WO2009063690A1

Abstract

【課題】優れた基本特性（硬さや靱性など）を示し、且つ多様な硬質皮膜処理に良好に対応できる冷間金型用鋼を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．５〜０．７％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：５〜７％、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｎ：０．００３〜０．０２５％、Ｃｕ：０．２５〜１％、Ｎｉ：０．２５〜１％、Ｍｏ：０．５〜３％およびＷ：２％以下（０％を含む）、並びにＳ：０．１％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、次の（１）〜（３）：（１）［Ｃｒ］×［Ｃ］≦４、（２）［Ａｌ］／［Ｎ］：１〜３０、（３）［Ｍｏ］＋０．５×［Ｗ］：０．５〜３．００％｛［］は、各元素の含有量（％）を意味する。｝の要件を満足する冷間金型用鋼である。
【選択図】なし

Description

本発明は、冷間金型用鋼および金型に関し、詳細には、自動車用鋼板や家電用鋼板などを冷間・温間でプレス成形（打ち抜き、曲げ、絞り、トリミングなど）するのに用いられる金型の素材として有用な金型鋼に関するものである。

自動車用鋼板や家電用鋼板などの成形に用いられる金型は、鋼板の高強度化に伴い、寿命の改善が求められている。特に、自動車用鋼板では、環境問題を考慮し、自動車の燃費向上のために、引張強度が約５９０ＭＰａ以上のハイテン鋼板の需要が急速に高まっているが、それに伴い、金型の表面皮膜が早期に損傷するなどして「カジリ」（プレス成形時に焼きつく現象）が発生し、金型寿命が極端に低下するといった問題が生じている。

金型は、一般に、金型母材（金型用鋼）の表面に、硬質皮膜処理を施して製造される。母材の金型用鋼は、一般に、焼鈍→切削加工→焼入焼戻処理によって製造される。本願明細書では、特に、焼入処理を溶体化処理、焼戻処理を時効処理と呼ぶ場合がある。

金型用鋼（冷間ダイス鋼）としては、これまで、ＪＩＳＳＫＤ１１に代表される高Ｃ高Ｃｒの合金工具鋼や、耐摩耗性が更に改善されたＪＩＳＳＫＨ５１に代表される高速度工具鋼などが汎用されてきた。これらの工具鋼では、主に、Ｃｒ系炭化物やＭｏ、Ｗ、Ｖ系炭化物の析出硬化によって硬度の向上を図っている。また、耐摩耗性と靱性の両方を向上させることを目的として、ＪＩＳＳＫＨ５１のＣ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖなどの合金元素量を低減した低合金高速度工具鋼（通常、マトリックスハイスと呼ばれる。）も使用されている。

金型用鋼の更なる特性改善を目指して、様々な方法が提案されている（例えば特許文献１および２）。

特許文献１には、焼入焼戻処理による寸法変化量（変寸）、特に焼戻時の膨張変寸の抑制、および硬度の上昇を目的として、適正量のＮｉやＡｌを添加し、それに応じた適正量のＣｕを添加した冷間ダイス鋼が開示されている。またＣおよびＣｒの含有量を調整し、組織中の炭化物分布を微細に分散させると、耐カジリ性も向上することが記載されている。

特許文献２には、従来のマトリックスハイスよりも低い温度で焼入れしても、従来のものと同程度の特性（硬さや靱性）を確保することを目的として、焼戻し状態（熱処理前の状態）でＣｒを主としたＭ₂₃Ｃ₆系炭化物が２〜５ｖｏｌ％生成する組成を有し、焼入れ焼戻し後にＶを主としたＭＣ炭化物、およびＭｏ、Ｗを主としたＭ₆Ｃ系炭化物のいずれかが分散析出した組織を有する合金工具鋼が開示されている。
特開２００６−１６９６２４号公報特開２００４−１６９１７７号公報

上述のように金型は、一般に、金型用鋼の表面に硬質皮膜処理を施して製造される。この硬質皮膜処理としては、現在、熱拡散によってＶＣ皮膜を形成するＴＤ処理、主にＴｉＣを形成するＣＶＤ処理、および主にＴｉＮを形成するＰＶＤ処理が一般的である。ここで、ＴＤ処理とは、Ｖなどの溶融塩浴中に鋼材を浸漬して鋼材中のＣとＶを反応させ、約９００〜１０３０℃の高温環境下にて約５〜１５μｍのＶＣ皮膜を基材表面に拡散浸透させる処理である。これらの硬質皮膜処理は、金型ユーザーやプレスメーカーの事情に応じて、適宜採用されている。そのためいずれの硬質皮膜処理にも良好に対応できる（即ち寿命の長い硬質皮膜が形成される）金型用鋼が求められている。また金型用鋼には、当然、良好な基本特性（例えば硬さや靱性など）が求められる。

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、優れた基本特性（硬さや靱性など）を示し、且つ多様な硬質皮膜処理に良好に対応できる冷間金型用鋼、および金型を提供することにある。

上記目的を達成することができた本発明の冷間金型用鋼は、
Ｃ：０．５〜０．７％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．５〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｃｒ：５〜７％、
Ａｌ：０．０１〜１．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０２５％、
Ｃｕ：０．２５〜１％、
Ｎｉ：０．２５〜１％、
Ｍｏ：０．５〜３％およびＷ：２％以下（０％を含む）、並びに
Ｓ：０．１％以下（０％を含まない）
を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
下記（１）〜（３）｛［］は、各元素の含有量（％）を意味する。｝
（１）［Ｃｒ］×［Ｃ］≦４、
（２）［Ａｌ］／［Ｎ］：１〜３０、
（３）［Ｍｏ］＋０．５×［Ｗ］：０．５〜３．００％
の要件を満足するところに要旨が存在する。

好ましい実施形態において、上記冷間金型用鋼は、更に、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する。

好ましい実施形態において、上記冷間金型用鋼は、更に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＴａおよびＮｂよりなる群から選択される少なくとも一種の元素を合計で０．５％以下（０％を含まない）含有する。

好ましい実施形態において、上記冷間金型用鋼は、更に、Ｃｏ：１０％以下（０％を含まない）を含有する。

本発明の金型は、上記のいずれかの冷間金型用鋼を用いて得られる。

本発明の冷間金型用鋼は、上記のように合金成分および所定の元素間のバランスが適切に制御されているため、硬度および靱性に優れることに加えて、多様な硬質皮膜処理でも、その表面に寿命の長い硬質皮膜が形成される。上記の冷間金型用鋼を用いて得られる金型は、特に、引張強度が約５９０ＭＰａ以上のハイテン鋼板の成形用金型として好適に用いられる。

本発明者らは、硬さや靱性などの基本特性を良好に発揮し得、しかも、多様な硬質皮膜処理に充分対応可能な冷間金型用鋼を提供するため、検討を重ねてきた。その結果、種々の合金元素の含有量を所定範囲に制御するだけでなく、上記（１）〜（３）に示すように、所定の元素間のバランスも適切に制御すると、ＴｉＮ皮膜の剥離防止、並びに硬さおよび靱性の向上を図ることができること、その結果、ＴＤ処理、ＣＶＤ処理、ＰＶＤ処理などの硬質皮膜処理を行なっても、その表面に長寿命の硬質皮膜を形成することが可能になること、を見出し、本発明を完成した。

以下、本発明に到達した経緯を説明する。

本発明者らは、まず、従来のＪＩＳＳＫＤ１１やマトリックスハイスを用いた金型において、ＰＶＤ処理によって形成されるＴｉＮ皮膜が損傷して、カジリが発生する原因を探求した。

図１（ａ）は、金型用鋼としてＪＩＳＳＫＤ１１を用い、その上にＰＶＤ処理によってＴｉＮ皮膜を形成した金型の表面にカジリが発生した状態を示す光学顕微鏡写真である。図１（ｂ）に、ＴｉＮ皮膜を施す前の金型母材の光学顕微鏡写真も示す。図１（ｂ）中、白く見える部分はＣｒ系炭化物である。図１（ｃ）および（ｄ）は、図１（ａ）の一部を拡大した光学顕微鏡写真である。図１（ｃ）および（ｄ）より明らかなように、ＴｉＮ皮膜が剥離した領域には、硬質の粗大なＣｒ系炭化物（ＣｒやＦｅを主に含有する、約１〜５０μｍ程度の炭化物）が表面に析出し、当該炭化物を起点としてクラックが発生していることが分かる。

上記の観察結果から、本発明者らは、ＴｉＮ皮膜のカジリ発生の起点は上記の粗大なＣｒ系炭化物であり、当該炭化物の生成を出来るだけ抑制すれば、ＴｉＮ皮膜の剥離を防止でき、金型寿命を改善し得ることを見出した。

粗大なＣｒ系炭化物の生成を抑制して、ＰＶＤ処理によるＴｉＮ皮膜の寿命を向上させるためには、鋼中のＣ量およびＣｒ量を低減させれば良い。しかしＣ量を低減させすぎると、金型用鋼（母材）の表面に、ＴＤ処理またはＣＶＤ処理で充分な厚みのＶＣ皮膜またはＴｉＣ皮膜を形成することが難しくなる。そこで本発明は、金型用鋼のＣ量、Ｃｒ量およびこれらの積（上記（１））を適切に制御することによって、粗大なＣｒ系炭化物を析出させず、且つ一方で、充分な厚みのＶＣ皮膜およびＴｉＣ皮膜を確保することを特徴の１つとする。

本発明の金型用鋼では、ＰＶＤ処理によるＴｉＮ皮膜の寿命を向上させるために、粗大なＣｒ系炭化物の生成を抑制している。しかしＣｒ系炭化物が生成しないと、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止できず、焼入れ後に優れた靱性を確保できない。そこで本発明は、Ａｌ量、Ｎ量およびこれらのバランス（上記（２））を精緻に制御することによって、微細なＡｌＮを形成させて、焼入れ後に優れた靱性を確保することを特徴の１つとする。なお本明細書において「靱性に優れる」とは、後述の実施例の欄に記載した方法で測定したときのシャルピー衝撃値が、２０Ｊ以上であることを意味する。また、微細なＡｌＮとは、平均粒径で５μｍ以下程度のものを意味する。

また本発明の金型用鋼は、微細なＡｌＮを含むため、ＰＶＤ処理による窒化物系皮膜（例えばＣｒＮやＴｉＮ）との密着性が向上すると考えられる。

上述のように本発明の金型用鋼では、粗大なＣｒ系炭化物の生成を抑制するために、従来鋼であるＪＩＳＳＫＤ１１に比べて、Ｃ量およびＣｒ量を低減させている。そのため本発明では、Ｃ量およびＣｒ量の低減による硬さ減少を、合金成分（特にＡｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ）を積極的に添加することによって補っていることを特徴の１つとする。詳しくは本発明の金型用鋼は、特に、上記（２）を制御してＡｌ−Ｎｉ系金属間化合物による析出硬化や、上記（３）を制御してＭｏやＷとＣとの炭化物形成による二次硬化を利用して、高い硬度を達成している。なお本明細書において「高い硬度」とは、後述の実施例の欄に記載した方法で測定したときの最大硬さが、６５０ＨＶ以上であることを意味する。

以下、本発明の鋼中成分について、１つずつ詳細に説明する。

Ｃ：０．５〜０．７％
Ｃは、硬さおよび耐摩耗性を確保し、ＨＡＺ軟化の抑制にも寄与する元素である。また、金型母材の表面にＴＤ法やＣＶＤ法でＶＣやＴｉＣなどの炭化物皮膜を形成する場合、Ｃ量が低いと皮膜の厚さが薄くなるなどの問題もある。これらを勘案し、上記作用を有効に発揮させるためにＣ量の下限を０．５％とした。Ｃ量は０．５５％以上であることが好ましい。但しその量が過剰であると、粗大なＣｒ系炭化物が生成して、ＰＶＤ処理で形成されるＴｉＮ皮膜が剥離し易くなる。またＣ量が過剰であると、残留オーステナイトが増加し、高温の時効処理を行わないと所望の硬さが得られないほか、時効処理後に膨張するなどして変寸が大きくなる。さらにＣ量が過剰であると靱性に悪影響を及ぼす。よってＣ量の上限を０．７％とした。Ｃ量は０．６５％以下であることが好ましい。

Ｓｉ：０．５〜２．０％
Ｓｉは、製鋼時の脱酸元素として有用であり、硬さの向上と被削性確保に寄与する元素である。またＳｉは、マトリックスのマルテンサイトの焼戻し軟化を抑え、ＨＡＺ軟化の抑制に有用である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ量の下限を０．５％とした。但しその量が過剰であると靱性が低下する。また、偏析が大きくなり、熱処理後の変寸が大きくなる。よってＳｉ量の上限を２．０％とした。Ｓｉ量は、好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．２％以上であり、好ましくは１．８５％以下である。

Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは、焼入性確保に有用な元素である。しかしその量が過剰であると、残留オーステナイトが増加するため、高温の時効処理を行わないと所望の硬さが得られなくなるほか、靱性も低下する。これらを勘案して、Ｍｎ量を上記範囲に定めた。Ｍｎ量は、好ましくは０．１５％以上であり、好ましくは１％以下、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．３５％以下である。

Ｃｒ：５〜７％
Ｃｒは、所定の硬さを確保するために有用な元素である。詳しくはＣｒ量が少なすぎると、焼入性が不足してベイナイトが一部生成するため、硬さが低下し、耐摩耗性を確保することができない。さらにＣｒは、金型の耐食性を確保するためにも有用な元素である。そこでＣｒ量の下限を５％とした。Ｃｒ量は、好ましくは５．５％以上である。但しその量が過剰であると、粗大なＣｒ系炭化物が多量に生成し、ＰＶＤ処理によって形成されるＴｉＮ皮膜が剥離しやすくなる。またＣｒ量が過剰であると、熱処理後の収縮によって硬質皮膜の耐久性が低下する。さらにＣｒ量が過剰であると靱性に悪影響を及ぼす。そこでＣｒ量の上限を７％とした。Ｃｒ量は、好ましくは６．５％以下である。

Ａｌ：０．０１〜１．０％
Ａｌは、脱酸剤としても有用であることに加えて、Ｎｉ₃ＡｌなどのＡｌ−Ｎｉ系金属間化合物の析出強化による硬さ向上、およびＨＡＺ軟化の抑制にも寄与する元素である。さらにＡｌは、Ｎと共にＡｌＮ析出物を形成して、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止して、優れた靱性を達成するために重要な元素である。これらを勘案して、Ａｌの下限を０．０１％とした。Ａｌ量は、好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。

なお工具鋼の分野では、介在物の品質を向上させるため、Ａｌ量はなるべく低減するのが一般的である。それにもかかわらず金型用鋼の硬さ向上、好ましくはＨＡＺ軟化の抑制および結晶粒粗大化の防止のために、本発明では積極的にＡｌを添加している。本発明におけるＡｌの積極添加は、従来技術と比べて大きな違いの１つである。

一方、Ａｌ量が過剰であると、かえって靱性の低下を招くほか、偏析が大きくなり、熱処理後の変寸が大きくなる。そこでＡｌ量の上限を１．０％とした。Ａｌ量は、好ましくは０．８％以下である。

Ｎ：０．００３〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌと共にＡｌＮ析出物を形成して、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止して、優れた靱性を達成するために重要な元素である。優れた靱性を達成するためにＮ量の下限を０．００３％とした。しかしその量が過剰であると、かえって靱性が低下する。そこでＮ量の上限を０．０２５％とした。Ｎ量は、０．００４％以上、０．０２０％以下であることが好ましい。

Ｃｕ：０．２５〜１％
Ｃｕは、ε−Ｃｕの析出強化による硬さ向上を図るために必要な元素であり、ＨＡＺ軟化の抑制にも寄与する。但しその量が過剰であると、靱性が低下し、また鍛造割れが発生しやすくなる。そこでＣｕ量の上限を１％とした。Ｃｕ量は、０．３０％以上、０．８％以下であることが好ましい。

Ｎｉ：０．２５〜１％
Ｎｉは、Ｎｉ₃ＡｌなどのＡｌ−Ｎｉ系金属間化合物の析出強化による硬さ向上を図るために必要な元素であり、ＨＡＺ軟化の抑制にも寄与する。またＮｉは、Ｃｕと併用することにより、Ｃｕの過剰添加による熱間脆性を抑制し、鍛造時の割れを防止することもできる。但しその量が過剰であると、残留オーステナイトが増加して高温で時効しないと所定の硬さを確保できないほか、熱処理後に膨張してしまう。またＮｉ量が過剰であると、靱性も低下する。これらを勘案して、Ｎｉ量を上記範囲に定めた。Ｎｉ量は、０．３０％以上、０．８％以下であることが好ましい。

Ｍｏ：０．５〜３％およびＷ：２％以下（０％を含む）
ＭｏおよびＷは、いずれも、Ｍ₆Ｃ型炭化物を形成するほか、Ｎｉ₃Ｍｏ系金属間化合物などを形成し、析出強化に寄与する元素である。但しこれらの量が過剰であると、上記の炭化物などが過剰に生成し、靱性の低下を招くほか、熱処理後の変寸が大きくなる。そこでＭｏ量およびＷ量として上記範囲を設定した。本発明では、Ｍｏを必須成分とし、Ｗは選択元素とするが、両方を併用しても構わない。Ｗ量の好ましい下限は０．０２％である。Ｍｏ量は、０．７％以上、２．５％以下であることが好ましい。Ｗ量は、０．０５％以上、１．５％以下であることがより好ましい。

Ｓ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｓは、被削性確保に有用な元素である。被削性確保の観点からはＳを、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００４％以上の量で含有させることが推奨される。しかしその量が過剰であると溶接割れが生じる。そこでＳ量の上限を０．１％とした。Ｓ量は、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０５％以下、更に好ましくは０．０２５％以下である。

更に本発明では、下記（１）〜（３）の要件を満足していることが必要である｛［］は、各元素の含有量（％）を意味する。｝。

（１）［Ｃｒ］×［Ｃ］≦４
上記（１）は、粗大なＣｒ系炭化物の生成抑制を目的として設定されたものである。［Ｃｒ］×［Ｃ］が４を超えると、粗大なＣｒ系炭化物が生成してＴｉＮ皮膜が剥離し易くなる。またこの積が４を超えると、硬質皮膜の耐久性が低下するほか、熱処理後の変寸が大きくなる。［Ｃｒ］×［Ｃ］は、３．８以下であることが好ましく、３．７以下であることがより好ましい。なお、この下限は、粗大なＣｒ系炭化物の生成抑制や、更には熱処理後の変寸抑制などの観点からは小さい方が良いが、ＣｒやＣの添加による上記作用を有効に発揮させることなども勘案すると、おおむね、０．８であることが好ましい。

（２）［Ａｌ］／［Ｎ］：１〜３０
上記（２）は、微細なＡｌＮを形成させて、焼入れ後の靱性を確保するために設定されたものである。［Ａｌ］／［Ｎ］が小さすぎても、大きすぎても、微細なＡｌＮ析出物が得られにくくなり、優れた靱性が確保できない。よって、これらのバランスを精緻に制御することが重要である。［Ａｌ］／［Ｎ］は、２以上、２０以下であることが好ましい。

（３）［Ｍｏ］＋０．５×［Ｗ］：０．５〜３．００％
ＭｏやＷは、前述したように、析出強化に寄与する元素であり、上記（３）は、主に、これらの析出強化による硬さ向上を確保するためのパラメータとして設定されたものである。またこのパラメータを制御することによって、ＨＡＺ軟化を良好に抑制できる。これらの作用を有効に発揮させるため、上記（３）の下限を０．５％とした。但しＭｏ量やＷ量が過剰であると、炭化物が過剰に添加し、靱性の低下を招くほか、熱処理後の変寸が大きくなる。そこで上記（３）の上限を３．００％とした。上記（３）の下限は、好ましくは１．０％、より好ましくは１．２％であり、その上限は好ましくは２．８％である。なお上記（３）中、［Ｗ］の係数（０．５）は、Ｍｏの原子量はＷの約１／２であることを考慮して定めた。

本発明の鋼中の基本成分は上記のとおりであり、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば、製造過程で不可避的に混入する元素などが挙げられ、具体的にはＰ、Ｏなどが例示される。Ｐ量は、おおむね、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下である。Ｏ量は、おおむね、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下、更に好ましくは０．００２％以下である。本発明では、更に、他の特性改善を目的として、以下の選択成分を含有させても良い。

Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｖは、ＶＣなどの炭化物を形成して硬さ向上に寄与するほか、ＨＡＺ軟化の抑制に有効な元素である。また母材表面に、ガス窒化、塩浴窒化、プラズマ窒化などの窒化処理を施して拡散硬化層を形成する場合に、表面硬さの向上や硬化層深さの上昇に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｖ量は、おおむね、０．０５％以上添加することが好ましい。但しその量が過剰であると、固溶Ｃ量が低下し、母相であるマルテンサイト組織の硬さ低下を招くほか、靱性が低下する。そこでＶを含有させる場合、その量の上限を０．５％とした。Ｖ量は、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。

Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＴａおよびＮｂよりなる群から選択される少なくとも一種の元素を合計で０．５％以下（０％を含まない）
これらの元素は、いずれも窒化物形成元素であり、当該窒化物およびＡｌＮの微細分散化に寄与し、その結果、結晶粒粗大化を防止して靱性向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、おおむね、Ｔｉを０．０１％以上、Ｚｒを０．０２％以上、Ｈｆを０．０４％以上、Ｔａを０．０４％以上、Ｎｂを０．０２％以上の量で含有させることが好ましい。但しこれらの量が過剰であると、固溶Ｃ量が低下してマルテンサイトの硬さ低下を招く。そこで上記元素の合計量を０．５％とすることが好ましい。上記元素の合計量は、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。上記の元素は、単独で含有させても良く、２種以上を併用しても良い。

Ｃｏ：１０％以下（０％を含まない）
Ｃｏは、Ｍｓ点を高め、残留オーステナイトの低減化に有効な元素であり、これにより、硬さが向上する。上記作用を有効に発揮させるため、Ｃｏ量は、おおむね、１％以上であることが好ましい。但しその量が過剰であると、コストなどの上昇を招くため、上限を１０％とすることが好ましい。Ｃｏ量は、より好ましくは５．５％以下である。

本発明は、上記の金型用鋼を用いて得られる金型も包含する。金型の製造方法は、特に限定されないが、例えば、上記鋼を溶製後、熱間鍛造してから、焼鈍（例えば、約７００℃で７時間保持した後、約１７℃／ｈｒの平均冷却速度で約４００℃までを炉冷した後、放冷）を行なって軟化した後、切削加工などによって所定の形状に粗加工を行ってから、約９５０〜１１５０℃の温度で溶体化処理、次いで約４００〜５３０℃で時効処理を行なって所望の硬さを付与する方法が挙げられる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、上記・下記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表１に記載の種々の鋼種を用い、真空誘導溶解炉で１５０ｋｇのインゴットを溶製した後、約９００〜１１５０℃に加熱し、４０ｍｍＴ×７５ｍｍＷ×約２０００ｍｍＬの板２枚に鍛造し、その後、約６０℃／ｈｒの平均冷却速度で徐冷を行なった。１００℃以下の温度まで冷却した後、再び、約８５０℃の温度まで加熱し、約５０℃／ｈｒの平均冷却速度で徐冷を行なった（焼鈍）。上記のようにして得られた各焼鈍材を用い、下記（１）〜（３）の試験を行った。

（１）硬さ試験（最大硬さの測定）
上記の焼鈍材から、おおむね、２０ｍｍＴ×２０ｍｍＷ×１５ｍｍＬサイズの試験片を切出して硬さ測定用試験片とし、これに、以下の熱処理を施した。

溶体化処理（焼入処理）：約１０２０〜１０３０℃で１２０分間加熱→空冷→時効処理（焼戻処理）：約４００〜５６０℃で約３時間保持→放冷
上記のように、焼戻温度を約４００〜５６０℃の範囲内で変化させたときの硬さをビッカース硬度計（ＡＫＡＳＨＩ社製の規格ＡＶＫ、荷重５ｋｇ）で測定し、最大硬さ（ＨＶ）を調べた。本実施例では、最大硬さが６５０ＨＶ以上のものを合格とした。結果を表２に示す。

（２）靱性試験（シャルピー衝撃値の測定）
上記の焼鈍材に対し、以下の熱処理を施した。

溶体化処理（焼入処理）：約１０２０〜１０３０℃で１２０分間加熱→空冷→時効処理（焼戻処理）：約４００〜５６０℃で約３時間保持→空冷または放冷
次に、図２に示すように、１０ｍｍＲのＶノッチ部を有する試験片を切出して靱性測定用試験片（シャルピー衝撃試験片）とした。この試験片を用いてシャルピー衝撃試験を実施し、室温での吸収エネルギー（シャルピー衝撃値）を測定した。シャルピー衝撃試験片は３本ずつ採取し、これらの平均値をシャルピー衝撃値とした。本実施例では、シャルピー衝撃値が２０Ｊ以上のものを「靱性に優れる」と評価した。結果を表２に示す。

（３）硬質皮膜の特性評価
（３−１）硬質皮膜の形成
上記の焼鈍材から、おおむね、４ｍｍｔ×φ５０ｍｍサイズの試験片を切出し、靱性試験と同様の熱処理を行って、硬質皮膜の特性評価用の試験片とした。この試験片に対して、一般的な条件でＴＤ処理、ＣＶＤ処理およびＰＶＤ処理を行って、表面に別々に、ＶＣ皮膜、ＴｉＣ皮膜およびＴｉＮ皮膜を形成させた。

（３−２）硬質皮膜の膜厚測定
上記のようにして形成した各硬質皮膜（ＶＣ、ＴｉＣおよびＴｉＮ皮膜）の２０００倍の写真を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影し、任意の５箇所で膜厚を測定した。５箇所の測定値の平均値を、各硬質皮膜の膜厚（μｍ）とした。本実施例では、ＶＣ皮膜およびＴｉＣ皮膜の膜厚が７．０μｍ以上のものを合格とした。結果を表２に示す。

（３−３）硬質皮膜の剥離限界荷重の測定
各硬質皮膜（ＶＣ、ＴｉＣおよびＴｉＮ）の剥離限界荷重を、ピンオンディスク試験にて測定した。詳しくは、先端のＲ半径２００μｍのダイヤモンド圧子を、荷重増加速度：１００Ｎ／ｍｉｎおよび圧子移動速度：１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で、硬質皮膜に押込み−移動させ、最初に皮膜剥離が生じた箇所の荷重（Ｎ）を剥離限界荷重として求めた。本実施例では、各硬質皮膜の剥離限界荷重が２０Ｎ以上のものを合格とした。結果を表２に示す。

表１および２の結果から明らかなように、本発明の要件を満たす鋼Ｎｏ．６〜１２および１４〜２３は、（最大）硬さ、靱性（シャルピー衝撃値）、ＶＣまたはＴｉＣ皮膜の膜厚、並びに硬質皮膜（ＶＣ皮膜、ＴｉＣ皮膜またはＴｉＮ皮膜）の剥離限界荷重が全て良好である。これらに対して、本発明のいずれかの要件を満たさない鋼Ｎｏ．１〜５、１３および２４〜３１は、以下の不具合を有している。

鋼Ｎｏ．１および２は、Ｃ量およびＣｒ量、［Ｃｒ］×［Ｃ］のいずれもが過剰であり、粗大なＣｒ系炭化物のためにＴｉＮ皮膜の剥離限界荷重が不充分である。またこれらは、ＣおよびＣｒ量が過剰であるため、靱性も低下している。

鋼Ｎｏ．３および４は、Ｃ量が少ないため、ＶＣおよびＴｉＣ皮膜の膜厚が不充分であり、その結果、これら皮膜の剥離限界荷重が低下している。

鋼Ｎｏ．５は、Ａｌ量が少なく、且つ［Ａｌ］／［Ｎ］の値が小さいため、靱性が不充分である。

鋼Ｎｏ．１３は、Ａｌ量が多く、且つ［Ａｌ］／［Ｎ］の値が大きいため、靱性が不充分である。

鋼Ｎｏ．２４はＳｉ量が過剰であるため、鋼Ｎｏ．２５はＭｎ量が過剰であるため、鋼Ｎｏ．２６はＣｕおよびＮｉ量が過剰であるため、いずれも、靱性が不充分である。

鋼Ｎｏ．２７は、Ｍｏ量が少なく、且つ［Ｍｏ］＋０．５×［Ｗ］の値が小さいため、硬さが不充分である。

鋼Ｎｏ．２８は、［Ｍｏ］＋０．５×［Ｗ］の値が大きいため、靱性が不充分である。

鋼Ｎｏ．２９は、選択元素であるＶ量が過剰であるため、靱性が不充分である。

鋼Ｎｏ．３０は、選択元素であるＴｉおよびＮｂの合計量が０．５％を超えているため、固溶Ｃ量が低下し、その結果、硬さが不充分である。

鋼Ｎｏ．３１は、Ｎ量が過剰であるため、靱性が不充分である。

図１（ａ）は、金型用鋼としてＪＩＳＳＫＤ１１を用い、その上にＰＶＤ処理によってＴｉＮの皮膜を形成した金型表面にカジリが発生した状態を示す光学顕微鏡写真、図１（ｂ）は、ＴｉＮの皮膜を施す前の金型母材の光学顕微鏡写真、図１（ｃ）および（ｄ）は、図１（ａ）の一部を拡大した光学顕微鏡写真である。図２は、実施例で用いたシャルピー衝撃試験片の形状を示す概略図である。

Claims

Ｃ：０．５〜０．７％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．５〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｃｒ：５〜７％、
Ａｌ：０．０１〜１．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０２５％、
Ｃｕ：０．２５〜１％、
Ｎｉ：０．２５〜１％、
Ｍｏ：０．５〜３％およびＷ：２％以下（０％を含む）、並びに
Ｓ：０．１％以下（０％を含まない）
を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
下記（１）〜（３）｛［］は、各元素の含有量（％）を意味する。｝
（１）［Ｃｒ］×［Ｃ］≦４、
（２）［Ａｌ］／［Ｎ］：１〜３０、
（３）［Ｍｏ］＋０．５×［Ｗ］：０．５〜３．００％
の要件を満足することを特徴とする冷間金型用鋼。
更に、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の冷間金型用鋼。
更に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＴａおよびＮｂよりなる群から選択される少なくとも一種の元素を合計で０．５％以下（０％を含まない）含有する請求項１または２に記載の冷間金型用鋼。
更に、Ｃｏ：１０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の冷間金型用鋼。
請求項１〜４のいずれかに記載の冷間金型用鋼を用いて得られる金型。