JP2010024544A - 温熱間鍛造用金型 - Google Patents

Abstract

【課題】従来に比べ、型寿命を向上させることが可能な温熱間鍛造用金型を提供すること。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：３５〜４０％、Ａｌ：３．０〜４．５％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物であるＮｉ基合金Ｎｉ基合金より形成されるとともに、下記式（１）で示される溶体化温度Ｔ±２０℃が１０００〜１２５０℃の範囲内で溶体化処理が施された後、７００〜８２０℃の範囲内で時効処理が施されており、４５〜５５ＨＲＣの硬さを有する温熱間鍛造用金型とする。
式（１）：Ｔ ＝−３４８．０６＋３２．０４Ｃｒ＋７１．５３Ａｌ
（Ｔ：溶体化温度（℃）、Ｃｒ、Ａｌ：含有率（質量％））
【選択図】図６

Description

本発明は、温熱間鍛造用金型に関するものである。

従来、例えば、各種の自動車部品等が、金型を用いた温熱間鍛造によって成形されている。これまで、金型材料としては、マトリックスハイス等の工具鋼が広く使用されてきた。また、各種工具鋼以外にも、Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８やＩｎｃｏｎｅｌＸ−７５０等のＮｉ基耐熱超合金を金型材料として適用することもある。

その他にも例えば、特許文献１には、温熱間鍛造用金型ではないが、Ｃｒ：２５〜５０重量％、Ａｌ：１．５〜９重量％、残部が実質的にＮｉである組成の合金を金型材料として適用した熱間プレス用金型が開示されている。同文献には、熱間プレス法とは、所定温度に加熱しながら当該金型に充填されている金属粉を加圧成形する方法であるとされている。

なお、特許文献２には、Ｎｉ基合金として、重量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：３０〜４５％、および、Ａｌ：１．５〜５．０％を含有し、残部が不可避的不純物およびＮｉからなるＮｉ基合金組成を有し、冷間もしくは温間の塑性加工されるとともにその後、時効処理された非磁性高硬度合金が開示されている。

特開昭６３−１８０３１号公報 特開２００６−２７４４４３号公報

しかしながら、従来知られる温熱間鍛造用金型は、以下の点で問題があった。すなわち、温熱間鍛造用金型は、機械的・熱的に大きな負荷がかかる状況で使用されることが多い。特に、自動車部品等の成形では、成形荷重が非常に高い上、成形時における加熱−冷却の温度差が激しい。

金型材料としてマトリックスハイス鋼等の工具鋼を適用した場合、上述した熱負荷によって型成形面が著しく軟化し、摩耗やヒートチェック等の損傷が発生する。また、鍛造条件によっては、型成形面が８００℃以上の高温となり、工具鋼の変態点を超えてしまうこともある。このように型成形面の温度が変態点を超えてしまうと、型成形面の表層に靱性の低い再焼き入れ層が発生してしまう。

これらの理由から、従来の工具鋼からなる温熱間鍛造用金型は、型寿命が短いという問題があった。型寿命が短くなると、金型費が増加するとともに、型交換による生産性低下等を引き起こすため、鍛造製品の製造コストを悪化させる。

型寿命を少しでも長くするため、従来の工具鋼からなる温熱間鍛造用金型に冷却用の孔部を形成し、この孔部を介して型の冷却を行い、型の昇温を抑制することも行われている。しかし、このような手法によれば、型に孔部を形成するための型加工が別途必要となり、その分、金型費が増加してしまう。

このように、８００℃付近に変態点を持つ鉄を原料とした金型材料では、もはや対応に限界がある。そのため、この温度域で変態点を持たないＮｉ基耐熱超合金（Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８等）を金型材料に適用することが有効であると考えられる。

ところが、Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８等のＮｉ基耐熱超合金からなる金型は、冷間における硬さが低い。そのため、金型本体の圧縮強度の不足によって温熱間鍛造時に座屈することがある。それ故、その適用可能な範囲に限界があった。

なお、特許文献１の熱間プレス金型を温熱間鍛造用金型に転用することも考えられる。しかし、この熱間プレス金型は、比較的成形荷重の小さな粉末材料の成形用途に最適化されている。詳しくは、Ｃｒ３８重量％、Ａｌ３．８重量％残部Ｎｉから成る合金塊を１２００℃にて６０分間固溶化処理（溶体化処理と同意）したとの記述がある。しかし、後述するが、この溶体化処理条件は適正な条件ではないため、結晶粒度が０番以下となり靭性が低くなる。そのため、機械的・熱的に大きな負荷がかかる状況で用いられることが多い温熱間鍛造用金型に転用すれば、金型が大割れすることが懸念され、そのまま転用することは困難である。

本発明は、上記事情を鑑みてなされたもので、本発明が解決しようとする課題は、従来に比べ、型寿命を向上させることが可能な温熱間鍛造用金型を提供することにある。

上記課題を解決するため、本発明に係る温熱間鍛造用金型は、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：３５〜４０％、Ａｌ：３．０〜４．５％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物であるＮｉ基合金より形成されるとともに、下記式（１）で示される溶体化温度Ｔ±２０℃が１０００〜１２５０℃の範囲内で溶体化処理が施された後、７００〜８２０℃の範囲内で時効処理が施されており、４５〜５５ＨＲＣの硬さを有することを要旨とする。
式（１）：Ｔ ＝−３４８．０６＋３２．０４Ｃｒ＋７１．５３Ａｌ
（Ｔ：溶体化温度（℃）、Ｃｒ、Ａｌ：含有率（質量％））

ここで、本発明に係る温熱間鍛造用金型は、ＪＩＳ Ｇ０５５１で規定する結晶粒度が２番以上であることが好ましい。

また、本発明に係る温熱間鍛造用金型は、被鍛材がビレットであることが好ましい。

また、本発明に係る温熱間鍛造用金型において、上記Ｎｉ基合金は、質量％で、Ｆｅ：５％以下を含有していても良い。

また、本発明に係る温熱間鍛造用金型において、上記Ｎｉ基合金は、質量％で、Ｃｏ：２％以下、Ｍｏ：２．５％以下、および、Ｗ：２．５％以下から選択される１種または２種以上の元素を含有し、Ｍｏ＋０．５Ｗ：２．５％以下とされていても良い。

また、本発明に係る温熱間鍛造用金型において、上記Ｎｉ基合金は、質量％で、Ｂ：０．０１５％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、および、Ｃａ：０．０１％以下から選択される１種または２種以上の元素を含有していても良い。

また、本発明に係る温熱間鍛造用金型において、上記Ｎｉ基合金は、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆから選択される１種または２種以上の元素を、質量％で２．０％以下含有していても良い。

また、本発明に係る温熱間鍛造用金型において、上記Ｎｉ基合金は、Ｖ、ＮｂおよびＴａから選択される１種または２種以上の元素を、質量％で２．０％以下含有していても良い。

また、本発明に係る温熱間鍛造用金型において、上記Ｎｉ基合金は、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下、および、ＲＥＭ：０．１％以下から選択される１種または２種以上の元素を含有していても良い。

一方、本発明に係る他の温熱間鍛造用金型は、一端に鍛造面を有する鍛造部と、金型胴体を構成する胴体部と、接合界面を含む接合部とを備え、上記鍛造部は、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：３５〜４０％、Ａｌ：３．０〜４．５％を含有するＮｉ基合金より形成され、上記鍛造部が５０ＨＲＣ以上、上記胴体部が４５ＨＲＣ以上、上記接合部が３５０Ｈｖ以上の硬さを有することを要旨とする。

ここで、本発明に係る他の温熱間鍛造用金型は、上述した本発明に係る温熱間鍛造用金型を用いて再生された再生金型であることが好ましい。

この際、上記胴体部は、上記鍛造部と同系のＮｉ基合金またはマトリクスハイス鋼より形成されていることが好ましい。

また、上記接合部は、上記接合界面における酸化物系および／または窒化物系の異物の存在率が３５％以下であることが好ましい。

また、上記胴体部がＮｉ基合金である場合には、５５０〜８００℃の範囲内で熱処理が施され、上記胴体部がマトリクスハイス鋼である場合には、５５０〜６２５℃の範囲内で熱処理が施されていることが好ましい。

本発明に係る温熱間鍛造用金型は、特定成分を特定割合で含有するＮｉ基合金より形成され、従来の汎用Ｎｉ基合金では得られない４５〜５５ＨＲＣの硬さに調質されている。そのため、従来の温熱間鍛造用金型に比較して、高い軟化抵抗、耐摩耗性、強度を兼ね備える。また、溶体化処理温度を合金成分に適した条件とすることによって、硬さおよび靱性のバランスが良好になる。したがって、本発明に係る温熱間鍛造用金型によれば、従来に比較して型寿命を向上させることが可能になる。また、型寿命を向上させるのに、従来のように、わざわざ型に冷却用の孔部を形成する必要もない。そのため、その分、型費用を低減しやすくなる。

ここで、上記溶体化処理後のＪＩＳ Ｇ０５５１で規定する結晶粒度が２番以上である場合には、硬さと結晶粒度が適正化されることによって、先行特許に示される類似合金に対して高い靭性を発揮することができる。

また、被鍛材がビレットである場合、金型の温度が著しく上昇しやすく、被鍛材にかかる成形荷重も大きくなる。そのため、金型への熱的・機械的負荷が大きくなる。このような用途に本発明に係る温熱間鍛造用金型を用いた場合には、上記効果を発揮しやすくなるので有利である。

また、上記Ｎｉ基合金が、Ｆｅを特定割合含有している場合には、型の高温強度を維持しやすくなる。

また、上記Ｎｉ基合金が、Ｃｏ、ＭｏおよびＷから選択される１種または２種以上の元素を特定割合含有し、Ｍｏ＋０．５Ｗの値が特定範囲内である場合には、型強度を向上させやすくなる。

また、上記Ｎｉ基合金が、Ｂ、ＭｇおよびＣａから選択される１種または２種以上の元素を特定割合含有している場合には、金型材料の熱間加工性を改善することができる。そのため、金型の製造性に優れる。

また、上記Ｎｉ基合金が、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆから選択される１種または２種以上の元素を特定割合含有している場合には、型強度を向上させやすくなる。

また、上記Ｎｉ基合金が、Ｖ、ＮｂおよびＴａから選択される１種または２種以上の元素を特定割合含有している場合にも、型強度を向上させやすくなる。

また、上記Ｎｉ基合金が、ＣｕおよびＲＥＭから選択される１種または２種以上の元素を特定割合含有している場合には、金型材料の冷間加工性を改善することができる。そのため、金型の製造性に優れる。

一方、本発明に係る他の温熱間鍛造用金型は、一端に鍛造面を有する鍛造部と、金型胴体を構成する胴体部と、接合界面を含む接合部とを備え、上記鍛造部は、特定成分を特定割合で含有するＮｉ基合金より形成され、上記鍛造部が５０ＨＲＣ以上、上記胴体部が４５ＨＲＣ以上、上記接合部が３５０Ｈｖ以上の硬さに調質されている。そのため、金型として実用に供するに足りる耐塑性変形性、耐摩耗性、強度を兼ね備える。したがって、本発明に係る他の温熱間鍛造用金型は、型寿命を向上させることが可能になる。

ここで、本発明に係る他の温熱間鍛造用金型が、上述した本発明に係る温熱間鍛造用金型を用いて再生された再生金型である場合には、より一層型寿命の向上に寄与することができる。

また、上記胴体部が上記鍛造部と同系のＮｉ基合金より形成されている場合には、軟化抵抗が高いため繰り返し再生が行いやすくなり、金型製造費を低減しやすくなる。加えて、接合部での成分混合が少なくなるので、接合部の材料特性の損失が少なくなる。さらに、廃型を再溶解するのに比べて、省エネルギーで繰り返し再生が可能となるので、環境にも優しい。一方、上記胴体部またはマトリクスハイス鋼より形成されている場合には、熱処理による軟化が少なく、強度を保ちやすくなる。また、Ｎｉ基合金に比較して安価なマトリクスハイス鋼を使用することにより、金型製造費を低減しやすくなる。

また、上記接合部の接合界面における酸化物系および／または窒化物系の異物の存在率が３５％以下である場合には、接合強度に優れるので、機械的負荷の大きな用途等への適用に有利である。

また、上記胴体部がＮｉ基合金である場合に、５５０〜８００℃の範囲内で熱処理が施され、上記胴体部がマトリクスハイス鋼である場合に、５５０〜６２５℃の範囲内で熱処理が施されている場合には、上記鍛造部、胴体部、接合部の各部位の硬さバランスに優れる。

Ｃｒ含有量と溶体化処理後の硬さの関係を示した図である。 Ａｌ含有量と７００℃、８００℃における最大時効硬さの関係を示した図である。 時効処理材の硬さと時効処理条件の関係を示した図である。 Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ３元系の計算状態図上に、式（１）から計算される溶体化温度Ｔを示した図である。 溶体化処理条件と結晶粒度の関係を示した図である。 衝撃値と結晶粒度および硬さとの関係を示した図である。 実施例１の合金の溶体化組織を示したＳＥＭ写真である。 実施例１の合金の時効組織を示したＳＥＭ写真である。 実施例１の合金を用いた試験片と、各比較例の合金を用いた各試験片について、各温度、各時間で軟化処理を施したときの軟化抵抗を示した図である。 耐摩耗性試験におけるパンチ摩耗量の測定方法を説明するための図である。 摩耗試験後における実施例１および各比較例に係る小パンチの鍛造面から深さ方向の硬さ分布を示した図である。 自動車部品の成形に用いたパンチ形状を模式的に示した図である。 本発明の一実施形態に係る他の温熱間鍛造用金型を模式的に示した図である。

以下、本発明の一実施形態に係る温熱間鍛造用金型（「本金型」ということがある。）およびその製造方法（「本製造方法」ということがある。）、本発明の一実施形態に係る他の温熱間鍛造用金型（「本第２金型」ということがある。）について詳細に説明する。

１．本金型
本金型は、特定成分の含有率が下記に規定される範囲内とされており、残部がＮｉおよび不可避的不純物よりなるＮｉ基合金を用いて形成されている。上記Ｎｉ基合金において、特定成分の種類および含有率を規定した理由は、次の通りである。なお、以下の含有率の単位は、質量％である。

・Ｃ：０．１％以下
Ｃは、溶解時に脱酸剤として作用する。また、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａが存在する場合には、これら元素と炭化物を形成し、固溶化熱処理時の結晶粒粗大化を抑制するとともに、粒界の強化に寄与する。Ｃ含有率が０．１％を越えると、金型の強度および靱性の低下を招く。そのため、Ｃ含有率の上限を、０．０１％以下とする。Ｃ含有率の上限は、好ましくは、０．０８％以下であると良い。

・Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉは、溶解時に脱酸剤として作用する。その効果を得るため、Ｓｉ含有率の下限は、好ましくは、０．０５％以上、より好ましくは、０．２％以上であると良い。

但し、Ｓｉの多量の添加は、金型の強度および靱性の低下を招く。そのため、Ｓｉ含有率の上限を、２．０％以下とする。Ｓｉ含有率の上限は、好ましくは、１．０％以下であると良い。

・Ｍｎ：２．０％以下
ＭｎもＳｉと同様に、脱酸剤として有用な元素である。その効果を得るため、Ｍｎ含有率の下限は、好ましくは、０．０５％以上、より好ましくは、０．２％以上であると良い。

但し、Ｍｎの多量の添加は、やはり金型の強度および靱性の低下を招く。そのため、Ｍｎ含有率の上限を、２．０％以下とする。Ｍｎ含有率の上限は、好ましくは、１．０％以下であると良い。

・Ｃｒ：３５〜４０％
Ｃｒは、α相を形成する主要な元素である。α相がγ相とラメラ状に析出することで高強度および高硬度が得られる。もちろん、Ｃｒは、耐食性の向上にも寄与する。その効果を得るため、Ｃｒ含有率の下限を、３５％以上とする。Ｃｒ含有率の下限は、好ましくは、３７％以上であると良い。

但し、Ｃｒの多量の添加は、加工性の低下を招く。図１にＮｉ−Ｃｒ合金のＣｒの含有量と溶体化処理材の関係を示す。Ｃｒの含有量が減少するほど溶体化硬さは低下し、４０％以下の含有量でＨｖ２００以下の硬さを得られる。そのため、Ｃｒ含有率の上限を、４０％以下とする。Ｃｒ含有率の上限は、好ましくは、３９％以下であると良い。

・Ａｌ：３．０〜４．５％
Ａｌは、γ’相を形成する重要な元素であり、さらに、耐高温腐食性の向上にも寄与する。図２にＡｌ含有量と時効処理材の最大硬さの関係を示す。Ａｌの含有量が３．８％のときに最大硬さのピークを示す。したがって、金型に必要な硬さを得るため、Ａｌ含有率の下限を、３．０％以上とする。Ａｌ含有率の下限は、好ましくは、３．４％以上であると良い。

但し、Ａｌの多量の添加は、加工性の低下を招く。そのため、Ａｌ含有率の上限を、４．５％以下とする。Ａｌ含有率の上限は、好ましくは、４．２％以下であると良い。

本金型を構成するＮｉ基合金は、上記構成元素に加えて、さらに、以下の元素を任意に含有していても良い。

・Ｆｅ：５％以下
Ｆｅは、不純物として混入する可能性が高い元素である。Ｆｅは、金型の高温強度を低下させる傾向があるので、原料を吟味するなどして、できる限りその混入量を低く抑えることが好ましい。但し、Ｆｅ含有率を過度に少なくしようとすると金型の高コスト化を招く。許容できるＦｅ含有率の上限は、５％以下である。Ｆｅ含有率の上限は、好ましくは、３．０％以下に留めたい。なお、Ｆｅは、１．０％以下であれば、不可避的不純物として含まれうる。

・Ｃｏ：２．０％以下、Ｍｏ：２．５％以下、および、Ｗ：２．５％以下から選択される１種または２種以上の元素、Ｍｏ＋０．５Ｗ：２．５％以下
Ｃｏは、固溶強化により合金の強度を高める。また、Ｃｏは、γ’相の析出量を増大させるのにも寄与する。その効果を得るため、Ｃｏ含有率の下限は、好ましくは、０．０５％以上、より好ましくは、０．２％以上であると良い。

但し、Ｃｏの多量の添加は、金型の高コスト化を招く。そのため、Ｃｏ含有率の上限を、２．０％以下とする。Ｃｏ含有率の上限は、好ましくは、１．０％以下であると良い。なお、Ｃｏは、０．１％以下であれば、不可避的不純物として含まれうる。

Ｍｏは、固溶強化により合金の強度を高める。また、Ｍｏは、金型の耐食性の向上にも寄与する。その効果を得るため、Ｍｏ含有率の下限は、好ましくは、０．２％以上であると良い。

但し、Ｍｏの多量の添加は、金型の高コスト化を招く。そのため、Ｍｏ含有率の上限を、２．５％以下とする。Ｍｏ含有率の上限は、好ましくは、１％以下であると良い。なお、Ｍｏは、０．１％以下であれば、不可避的不純物として含まれうる。

Ｗは、固溶強化により合金の強度を高める。その効果を得るため、Ｗ含有率の下限は、好ましくは、０．２％以上であると良い。

但し、Ｗの多量の添加は、金型の高コスト化を招く。そのため、Ｗ含有率の上限を、２．５％以下とする。Ｗ含有率の上限は、好ましくは、１％以下であると良い。なお、Ｗは、０．１％以下であれば、不可避的不純物として含まれうる。

Ｍｏ＋０．５Ｗの値は、ＭｏとＷの添加による効果が加算される割合を表すものである。Ｍｏ＋０．５Ｗの値が過大になると、加工性や耐高温腐食性が損なわれる。そのため、Ｍｏ＋０．５Ｗの値の上限を、２．５％以下とする。Ｍｏ＋０．５Ｗの値の上限は、好ましくは、１％以下であると良い。

Ｍｏ＋０．５Ｗの値の下限は、特に限定されるわけではないが、固溶硬化による強度向上等の観点から、好ましくは、０．２％以上であると良い。なお、Ｍｏ＋０．５Ｗは、０．１５％以下であれば、不可避的不純物として含まれうる。

・Ｂ：０．０１５％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、および、Ｃａ：０．０１％以下から選択される１種または２種以上の元素
Ｂ、Ｍｇ、Ｃａは、いずれも熱間加工性を改善するのに役立つ。また、Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界を強化し、クリープ強度を高めるのにも役立つ。また、Ｍｇ、Ｃａは、溶解時における脱酸および脱硫を考慮して添加することも可能である。その効果を得るため、Ｂの含有率の下限は、好ましくは、０．０００５％以上、より好ましくは、０．００１％以上であると良い。Ｍｇの含有率の下限は、好ましくは、０．０００５％以上、より好ましくは、０．００１％以上であると良い。Ｃａの含有率の下限は、好ましくは、０．０００５％以上、より好ましくは、０．００１％以上であると良い。

但し、これら元素の多量の添加は、かえって熱間加工性を低下させる。そのため、Ｂの含有率の上限を、０．０１５％以下とする。Ｂの含有率の上限は、好ましくは、０．０１％以下、より好ましくは、０．００８％以下であると良い。また、Ｍｇの含有率の上限を、０．０１％以下とする。Ｍｇの含有率の上限は、好ましくは、０．００８％以下、より好ましくは、０．００５％以下であると良い。また、Ｃａの含有率の上限を、０．０１％以下とする。Ｃａの含有率の上限は、好ましくは、０．００８％以下、より好ましくは、０．００５％以下であると良い。

・Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆから選択される１種または２種以上の元素：２．０％以下
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆは、γ’相を形成するＡｌと置換することにより、γ’相の固溶強化に寄与し、合金の強度をさらに高める作用がある。そのため、Ａｌと複合して添加すると良い。その効果を得るため、これら元素の含有率の下限は、好ましくは、０．０５％以上、より好ましくは、０．２％以上であると良い。

但し、Ａｌとの合計量が過剰になると、加工性が悪化する。そのため、これら元素の含有率の上限を、２．０％以下とする。Ａｌとの合計の含有率は、好ましくは、５％以下であると良い。

また、これら元素のうち、強度の向上に最も効果的な元素はＴｉである。Ｔｉの含有率の上限は、好ましくは、２．０％以下、より好ましくは、１％以下であると良い。

また、Ｚｒ、Ｈｆは、結晶粒界に偏析し、粒界を強化する効果もある。この効果を効率良く得る観点から、Ｚｒ、Ｈｆの含有率の上限は、好ましくは、０．１％以下、より好ましくは、０．０５％以下であると良い。

・Ｖ、ＮｂおよびＴａから選択される１種または２種以上の元素：２．０％以下
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａは、γ’相を形成するＡｌと置換することにより、γ’相の固溶強化に寄与し、合金の強度をさらに高める作用がある。そのため、Ａｌと複合して添加すると良い。その効果を得るため、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａの含有率の下限は、好ましくは、０．２％以上であると良い。

但し、Ａｌとの合計量が過剰になると、加工性が悪化する。そのため、Ｖの含有率の上限を、２．０％以下とする。Ｖの含有率の上限は、好ましくは、１％以下、より好ましくは、０．５％以下であると良い。また、Ｎｂ、Ｔａの含有率の上限を、２．０％以下とする。Ｎｂ、Ｔａの含有率の上限は、好ましくは、１％以下、より好ましくは、０．５％以下であると良い。なお、Ｖは、０．１％以下であれば、不可避的不純物として含まれうる。

・Ｃｕ：２％以下、および、ＲＥＭ：０．１％以下から選択される１種または２種以上の元素
Ｃｕは、冷間加工性を改善する。さらに、耐硫酸腐食性を顕著に向上させる効果もある。但し、Ｃｕの多量の添加は、熱間加工性の悪化を招く。そのため、Ｃｕ含有率の上限を、２％以下とする。Ｃｕ含有率の上限は、好ましくは、１％以下であると良い。なお、Ｃｕは、０．１％以下であれば、不可避的不純物として含まれうる。

ＲＥＭは、高温における耐酸化性を高めるのに寄与する。この効果は、主として、密着したスケールの剥離を抑制するという機構を通じて得られる。その効果を得るため、ＲＥＭ含有率の下限は、好ましくは、０．００５％以上、より好ましくは、０．０２％以上であると良い。

但し、ＲＥＭの多量の添加は、熱間加工性の悪化を招く。そのため、ＲＥＭ含有率の上限を、０．１％以下とする。ＲＥＭ含有率の上限は、好ましくは、０．０８％以下であると良い。

本金型は、上述したようなＮｉ基合金を金型材料に用いている。そして、本金型は、４５〜５５ＨＲＣの硬さを有している。また、本金型は、下記式（１）で示される溶体化温度Ｔ±２０℃が１０００〜１２５０℃の範囲内で溶体化処理が施されることにより、結晶粒度が２番以上とされている。
式（１）：Ｔ ＝−３４８．０６＋３２．０４Ｃｒ＋７１．５３Ａｌ
（Ｔ：溶体化温度（℃）、Ｃｒ、Ａｌ：含有率（質量％））

ここで、上記「硬さ」は、冷間において測定される金型材料そのもののロックウェル硬さのことである。当該硬さは、冷間加工による加工硬化や各種表面処理等の影響を受けていない部位、例えば、加工硬化や各種表面処理等の影響を受けた部分等を除去して露出した金型表面や金型内部などから測定することができる。

本金型の硬さの下限は、鍛造時における塑性変形の防止などの観点から、好ましくは、４７ＨＲＣ以上、より好ましくは、４９ＨＲＣ以上、さらに好ましくは、５１ＨＲＣ以上であると良い。

本金型の硬さの上限は、靱性低下による金型の割れ防止などの観点から、好ましくは、５４ＨＲＣ以下、より好ましくは、５３ＨＲＣ以下であると良い。

上記の硬さに調質するための時効条件は、図３に示す硬さと時効処理温度の関係から決定することができる。４５〜５５ＨＲＣの硬さを得るためには、８２０〜７００℃の時効温度で処理すれば良いことが分かる。

上記の式（１）は、次のように求めた。図４に示す計算状態図において、γ相とγ＋α相の境界線から１０℃低い領域が、式（１）のＴが示す点である。この点を基準として下記の現象を想定した。Ｔ℃で溶体化処理を行った場合、組織に分散析出した球状のα−Ｃｒが、ピン止め効果として働き、結晶粒の粗大化を防止する。Ｔ＋２０℃を超える温度で溶体化処理を行った場合には、α−Ｃｒは完全にγ相中に溶け込み、ピン止め効果は現れず、結晶粒は著しく粗大化する。また、Ｔ−２０℃を下回る温度で溶体化処理を行った場合には、α−Ｃｒの析出量が過剰となり、溶体化時の硬さが増加する。そして、図４の計算状態図において示す点をプロットし、重回帰式により式（１）を算出した。

上記の想定を実証するため、Ｃｒ：３８％、Ａｌ：ｘ％、および、Ｃｒ：ｙ％、Ａｌ：３．８％の合金を用いて、１０００〜１２００℃の溶体化処理を行った後、結晶粒度を確認した。その一例としてＣｒ：３８％、Ａｌ：３．８％およびＣｒ：３８％、Ａｌ：４．２％とした合金の溶体化組織の写真を図５に示す。これらの合金のＴは、式（１）よりそれぞれ１１４１℃、１１７０℃である。溶体化処理温度は、図５の（ａ）（ｅ）ではＴ−２０℃以下、（ｂ）（ｆ）（ｇ）ではＴ±２０℃の範囲内、（ｃ）（ｄ）（ｈ）ではＴ＋２０℃以上である。（ａ）（ｅ）では、結晶粒度は６番と微細粒組織を示すが、硬さが３００Ｈｖ以上となり、加工性が低下する。（ｂ）（ｆ）（ｇ）では、結晶粒度が２〜６番であり、溶体化条件は適正であるといえる。（ｃ）（ｄ）では、結晶粒度が１番以下となり、後述するが、これでは靭性が著しく劣化する。したがって、本金型の溶体化条件の最適値を、Ｔ±２０℃の範囲と規定した。

なお、上述の「結晶粒度」の試験方法は、ＪＩＳ Ｇ０５５１に準拠する。詳しくは、固溶化熱処理法を用いて、１０％シュウ酸溶液にて電解腐食し、粒度を顕微鏡で測定することによる。

本金型の被鍛材は、特に限定されるものではないが、好ましくは、ビレットなどを例示することができる。被鍛材がビレットである場合、金型の温度が著しく上昇しやすく、被鍛材にかかる成形荷重も大きくなる。そのため、金型への熱的・機械的負荷が大きくなる。このような用途に本金型を用いれば、型寿命の向上効果等を発揮しやすくなって有利だからである。

なお、本発明において「ビレット」とは、塊状の略丸断面や略角断面の材料であって、板状のものも含む概念として用いている。

被鍛材にビレットを用いて成形する鍛造品としては、例えば、自動車部品、電機家電部品、産業機械部品などを例示することができる。このうち、本金型は、金型の温度が著しく上昇しやすく、被鍛材にかかる成形荷重も大きな自動車部品等の鍛造に好適に用いることができる。

本金型の型形状は、成形する鍛造品の形状等を考慮して選択することができる。本金型の型形状としては、例えば、パンチ、ピン、ダイなどの形状を例示することができる。好ましくは、一般に、被鍛材に打ちつけられることによって温度が上昇しやすく、型寿命が短くなりやすいパンチやピンなどの形状を選択すると、本発明の効果を特に発揮しやすくなる。

本金型は、型に冷却用の孔部が形成されていない中実体であると良い。型寿命の向上のため、型に冷却用の孔部を形成しなければ、その分、余分な型加工が減り、型費用を低減しやすくなるからである。

また、従来の金型では、その軟化抵抗が小さいため、多量の潤滑剤塗布もしくは水冷、空冷による金型冷却が必要であったが、本金型は、軟化抵抗に優れるため、多量の潤滑剤塗布もしくは水冷、空冷による金型の冷却が不要になる。つまり、本金型は、型冷却が不要もしくは極小で済む金型である、と言える。
より詳細には、本金型を使用する場合の鍛造条件として、潤滑剤が必要な成形および型部位では、必要最小限の潤滑剤塗布量とすることができる。すなわち、本金型の潤滑材塗布量を、従来の潤滑剤塗布量に比べ３〜４割程度削減することができる。一方、潤滑剤が不要な成形および型部位では、金型冷却のための水冷、空冷を実施しなくても済むという効果が得られる。

本金型を構成する上記Ｎｉ基合金は、靱性の向上、耐ヒートチェック性の向上等の観点から、結晶粒度番号が、好ましくは、２番以上、より好ましくは、４番以上、さらに好ましくは、６番以上であると良い。

２．本製造方法
次に、本金型の製造方法の一例について説明する。先ず、本金型の素材として、上述した化学組成を有するＮｉ基合金を準備する。

具体的には、上述した化学組成となるように各原料を秤量し、例えば、真空誘導炉などの溶解炉を用いて、Ｎｉ基合金インゴットを溶製する。その後、得られたＮｉ基合金インゴットを、必要に応じて均熱処理した後、熱間鍛造、熱間圧延するなどして、棒材、板材、ブロック材、コイル材等の金型製造に適した素材形状に形成すれば良い。

次に、準備した所定形状の素材に対して、溶体化処理を施す。金型の粗加工が容易な硬さ（約２０ＨＲＣ程度）まで素材を軟化させるためである。なお、上記鍛造・圧延などの塑性加工によって、材料中には加工歪が多量に導入される。この状態から溶体化処理を施すと、歪を核として再結晶を生じる。歪が多量に存在するほど、再結晶後の結晶粒径を微細にすることができる。

上記溶体化処理は、下記式（１）で示される溶体化温度Ｔ±２０℃が１０００〜１２５０℃の範囲内で施すことが必要である。
式（１）：Ｔ ＝−３４８．０６＋３２．０４Ｃｒ＋７１．５３Ａｌ
（Ｔ：溶体化温度（℃）、Ｃｒ、Ａｌ：含有率（質量％））

また、保持時間としては、好ましくは、０．１〜１０時間、より好ましくは、０．２〜５時間、さらに好ましくは、０．５〜１時間の範囲内などを例示することができる。

次に、上記溶体化処理を施した素材を、パンチ状等の金型形状に粗加工する。上記粗加工は、機械切削や放電加工等により行うことができる。

次に、得られた粗加工体を４５〜５５ＨＲＣの硬さに調質する。具体的には、上記粗加工体を時効処理することにより調質すれば良い。時効処理の条件としては、具体的には、例えば、温度が、好ましくは、７００〜８２０℃、より好ましくは、７２０〜７８０℃、さらに好ましくは、７４０〜７６０℃の範囲内、保持時間が、好ましくは、１〜４０時間、より好ましくは、５〜３０時間、さらに好ましくは、１０〜２０時間の範囲内などを例示することができる。

次に、上記硬さを調質した粗加工体を所定の金型形状に精加工する。上記精加工は、機械切削等により行うことができる。

基本的には、以上の工程を経ることにより本金型を得ることができる。

３．本第２金型
図１３に本第２金型を模式的に示す。本第２金型ＲＰは、鍛造部Ａと、胴体部Ｂと、接合部Ｃとを有している。鍛造部Ａは、一端に鍛造面Ａ１を有している。胴体部Ｂは、金型胴体の一部を構成する。接合部Ｃは、接合界面Ｃ１を含んでいる。

図１３（ａ）では、鍛造部Ａと胴体部Ｂとの間に接合部Ｃを備える場合を例示している。図１３（ｂ）では、鍛造部Ａと胴体部Ｂとの間、および、胴体部Ｂ間に接合部Ｃを備える場合を例示している。このように本第２金型ＲＰにおいて、接合部Ｃは、鍛造部Ａと胴体部Ｂとの間に存在していても良いし、胴体部Ｂ間に存在していても良い。また、本第２金型ＲＰにおいて、胴体部Ｂおよび接合部Ｃは、１又は２以上存在していても良い。

ここで、本第２金型ＲＰは、鍛造部Ａが、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：３５〜４０％、Ａｌ：３．０〜４．５％を含有するＮｉ基合金より形成されている。鍛造部Ａを形成するＮｉ基合金において、上記各成分以外については、残部がＮｉおよび不可避不純物であっても良いし、以下の成分元素を１種または２種以上含有（質量％）していても良い。
Ｆｅ：５％以下、
Ｃｏ：２．０％以下、
Ｍｏ：２．５％以下、
Ｗ：２．５％以下、
Ｂ：０．０１５％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆから選択される少なくとも１種：２．０％以下、
Ｖ、ＮｂおよびＴａから選択される少なくとも１種：２．０％以下、
Ｃｕ：２％以下、
ＲＥＭ：０．１％以下、
但し、Ｍｏ＋０．５Ｗ：２．５％以下

なお、各成分元素の規定理由、含有率の好適範囲等は、「１．本金型」に準ずるため、ここでの詳細な説明は省略する。

また、本第２金型ＲＰは、胴体部Ｂが、鍛造部Ａと同系のＮｉ基合金（共材）またはマトリクスハイス鋼より形成されていることが好ましい。胴体部Ｂが鍛造部Ａと同系のＮｉ基合金より形成されている場合には、軟化抵抗が高いため繰り返し再生が行いやすくなり、金型製造費を低減しやすくなるし、接合部Ｃでの成分混合が少なくなるので、接合部Ｃの材料特性の損失が少なくなる等の利点があるからである。一方、胴体部Ｂがマトリクスハイス鋼より形成されている場合には、熱処理による軟化が少なく、強度を保ちやすくなるし、Ｎｉ基合金に比較して安価なマトリクスハイス鋼を使用することにより、金型製造費を低減しやすくなる等の利点があるからである。

図１３に例示する本第２金型ＲＰの形状は、例えば、次のようにして得ることができる。先ず、鍛造部Ａの材料を準備する（準備工程）。この際、好適には、鍛造部Ａの材料として、使用済みとなった本金型（「１．本金型」にて説明したもの）を準備すると良い。この場合には、上述した本金型の再生によって一層型寿命を向上させることができるからである。なお、「使用済みとなった本金型」とは、鍛造に使用された本金型のことであり、その鍛造面には、摩耗や割れ等の劣化部が生じている。

次いで、準備した本金型の鍛造面に存在する劣化部を除去し、元の鍛造面形状となるように面下げを行う（面下げ工程）。この面下げにより、新たな鍛造面Ａ１が露出される。面下げ方法としては、例えば、放電加工、切削加工、研磨加工等を例示することができ、これらは１または２以上組み合わせても良い。

次いで、準備した本金型の後端部に、Ｎｉ基合金やマトリクスハイス鋼等の金型材を接合する（接合工程）。上記接合方法としては、例えば、摩擦圧接、アーク溶接（ＴＩＧ溶接、ＰＰＷ溶接等）などを好適に適用することができる。

この際、接合部Ｃは、接合界面Ｃ１における酸化物系および／または窒化物系の異物の存在率が３５％以下であることが好ましい。接合強度に優れるので、機械的負荷の大きな鍛造に有利だからである。上記異物の存在率は、破壊起点が低減され、接合強度の向上に有利である等の観点から、より好ましくは、２０％以下、さらに好ましくは、５％以下であると良い。

なお、上記異物の存在率は、接合界面Ｃ１とほぼ垂直な面方向に切断した後、断面を光学顕微鏡にて観察し、観察された接合ライン全域にわたって存在している異物の合計長さＭを求め、これを接合ライン全域の長さＬで除すことにより算出することができる（異物の存在率（％）＝Ｍ／Ｌ×１００）

次いで、接合した金型材の余剰部分を除去し、元の金型形状に整形する（整形工程）。これにより、図１３（ａ）に示した本第２金型ＲＰの形状が得られる。

また、鍛造部Ａの材料を準備するにあたり、使用済みとなった図１３（ａ）の本第２金型ＲＰを準備し、上記の手順を経れば、図１３（ｂ）に示した金型形状が得られる。

なお、上記では、使用済み金型の準備工程→面下げ工程→接合工程→整形工程の順で説明したが、他にも、使用済み金型の準備工程→接合工程→面下げ工程→整形工程の順とすることも可能である。好ましくは、前者である。先に面下げをおこなった後に金型材の接合を行うため、面下げ加工時の位置合わせが行いやすく、面下げ時の精度を高めやすい利点があるからである。もっとも、鍛造部Ａの材料として、上述した化学組成を有するＮｉ基合金製の金型材を準備することも可能である。この場合には、当該準備した鍛造部Ａとなる金型材に、胴体部ＢとなるＮｉ基合金やマトリクスハイス鋼等の金型材を接合し、全体形状を金型形状に整形する等すれば良い。

本第２金型ＲＰにおいて、各部位の硬さは、鍛造部Ａが５０ＨＲＣ以上、胴体部Ｂが４５ＨＲＣ以上、接合部Ｃが３５０Ｈｖの硬さに調質されている。

なお、上記「硬さ」は、冷間において測定される金型材料そのもののロックウェル硬さ（鍛造部Ａ、胴体部Ｂ）あるいはビッカース硬さ（接合部Ｃ）のことである。当該硬さは、冷間加工による加工硬化や各種表面処理等の影響を受けていない部位、例えば、加工硬化や各種表面処理等の影響を受けた部分等を除去して露出した金型表面や金型内部などから測定することができる。

鍛造部Ａの硬さ下限は、高い耐摩耗性を得る、鍛造面を塑性変形させ難くする等の観点から、好ましくは、５０ＨＲＣ以上、より好ましくは、５２ＨＲＣ以上であると良い。

鍛造部Ａの硬さの上限は、特に限定されるものではないが、十分な靱性を得ることで突発的な大割れを抑制しやすくなるなどの観点から、好ましくは、５６ＨＲＣ以下、より好ましくは、５４ＨＲＣ以下であると良い。

胴体部Ｂの硬さ下限は、鍛造荷重による塑性変形の防止効果を向上させる等の観点から、好ましくは、４５ＨＲＣ以上、より好ましくは、４７ＨＲＣ以上、さらに好ましくは、４９ＨＲＣ以上であると良い。

胴体部Ｂの硬さの上限は、特に限定されるものではないが、十分な靱性を得ることで突発的な大割れを抑制しやすくなるなどの観点から、好ましくは、５６ＨＲＣ以下、より好ましくは、５４ＨＲＣ以下であると良い。

接合部Ｃの硬さ下限は、接合部Ｃの歪みが生じても鍛造品のクリアランス範囲内に型寸法変化を抑制しやすくなる等の観点から、好ましくは、３５０Ｈｖ以上、より好ましくは、４００Ｈｖ以上、さらに好ましくは、４５０Ｈｖ以上であると良い。

接合部Ｃの硬さの上限は、特に限定されるものではないが、十分な靱性を得ることで突発的な大割れを抑制しやすくなるなどの観点から、好ましくは、６５０Ｈｖ以下、より好ましくは、５５０Ｈｖ以下であると良い。

上記の硬さに調質するためには、上述した整形工程の後、胴体部Ｂの材質に合わせて所定の熱処理を行えば良い。すなわち、胴体部ＢがＮｉ基合金である場合には、好ましくは、５５０〜８００℃、より好ましくは、６００〜７７０℃、さらに好ましくは、６５０〜７５０℃の範囲内で時効処理を行えば良い。一方、胴体部Ｂがマトリクスハイス鋼である場合には、好ましくは、５５０〜６２５℃、より好ましくは、５６５〜６１５℃、さらに好ましくは、５８５〜６０５℃の範囲内で焼戻し処理を行えば良い。

以下、本発明を実施例を用いてより具体的に説明する。
１．実験１
表１に示す化学組成（質量％）の合金インゴット１５０ｋｇを真空溶解により溶製した。次いで、得られた合金インゴットを均熱処理した後、鍛伸して直径３２ｍｍの棒材とした。

（衝撃値）
結晶粒度の微細化が靭性に及ぼす効果を確認するため、シャルピー衝撃試験を次のようにして行った。供試材は、表１の実施例１、２、６に示される成分の合金を用い、上記の３２ｍｍの棒材に対して、２水準の溶体化処理を施した。すなわち、前述の式（１）で計算されるＴ±２０℃内の温度およびＴ＋２０℃を超える温度の２水準で行い、結晶粒度を変化させた。溶体化処理を施した素材を粗加工した後、５５０〜９００℃の時効処理によって、４０〜５９ＨＲＣまでの硬さに調質した。その後、１０ｍｍ×１０ｍｍ×長さ５５ｍｍの形状の１０Ｒノッチの衝撃試験片に精加工してシャルピー衝撃試験を行った。
表２に、計算値Ｔ、施した溶体化処理温度、溶体化処理後の結晶粒度を示す。表２より各試験材の結晶粒度は、新たに付した記号Ａ１、Ｂ１、Ｃ１では２番以上であり、Ａ２、Ｂ２、Ｃ２では１番未満であることを確認した。
衝撃試験の結果を、図６に示す。温熱間鍛造金型として必要な衝撃値は最低４０Ｊ／ｃｍ^２である。この値をクリアするのは結晶粒度が２番以上かつ硬さが５５ＨＲＣ以下の条件を満たすときである。結晶粒度が１番未満の試験材の破面は、粒界破壊の様相を呈しており、これが低衝撃値となる原因と考えられる。また、５６ＨＲＣ以上では粒内破壊した破面にディンプルがほとんど認められず、延性の不足により低衝撃値となったと考えられる。

（軟化抵抗性）
各合金の軟化抵抗性を次のようにして測定した。すなわち、上述の鍛伸した各棒材に対して前述の式（１）で与えられる温度Ｔ℃、保持時間１時間の条件で溶体化処理を施した。これより、１５ｍｍ角の立方体状の試験片を切り出した。次いで、本発明の金型に適用される実施例合金を用いた試験片については、温度７５０℃、保持時間１６時間の時効処理を施し、硬さがＨＲＣ５４となるように調質した。一方、従来の金型に適用される比較例合金を用いた試験片については、最高硬さとなるように調質した。そして、これら各試験片につき、ロックウェル硬度計を用いて、軟化処理前のロックウェル硬さ（冷間）を予め測定した。

なお、図７に、実施例１の合金の溶体化組織を、図８に、実施例１の合金の時効組織を示す。図７に示すように、溶体化組織は、母相がγ相であり、結晶粒のピン止めのための球状化α−Ｃｒの析出が認められた。また、図８に示すように、時効組織には、全面がα＋γの２相からなるラメラ構造と、組織写真では明確ではないが、微細なγ’相の分散析出が確認された。

次に、各試験片を、温度５５０〜７５０℃、保持時間１〜１００時間の条件で加熱することにより、軟化処理を施した。次いで、軟化処理後の各試験片につき、ロックウェル硬度計を用いて、ロックウェル硬さ（冷間）を測定した。温度７００℃、保持時間１時間の軟化処理を施したときの結果を表３に示す。また、図９に、実施例１の合金を用いた試験片と、各比較例の合金を用いた各試験片について、各温度、各時間で軟化処理を施したときの軟化抵抗を示す。

これら実験１の結果によれば、以下のことが分かる。すなわち、従来の工具鋼（比較例１〜３の合金）は、７００℃以上の温度に加熱されると、著しい軟化を生じることが分かる。この結果から、従来の工具鋼を温熱間鍛造用金型の材料に適用すれば、成形時の熱負荷によって型成形面が軟化し、摩耗やヒートチェック等の損傷の発生によって型寿命が短くなることが容易に想像できる。

また、従来の工具鋼を適用した温熱間鍛造用金型では、熱負荷による軟化を抑制するために、型に冷却用の孔部を形成し、型の昇熱をできる限り抑制しなければ、型寿命の向上は難しいと言える。

一方、Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８等の汎用のＮｉ基合金（比較例４、５）は、７００℃以上の温度に加熱されても、著しい軟化を生じ難いことが分かる。しかしながら、これらＮｉ基合金は、冷間における硬さが相対的に低い。そのため、これらのＮｉ基合金を温熱間鍛造用金型の材料に適用すれば、金型本体の圧縮強度不足により、温熱間鍛造時に座屈することが予想される。特に、例えば、自動車部品の温熱間鍛造等のように、高い成形荷重を負荷して被鍛材であるビレットを成形するような用途には、従来汎用されているＮｉ基合金を適用することはもはや困難であると言える。

これらに対して、本発明で規定されるＮｉ基合金は、７００℃以上の温度に加熱されても、著しい軟化を生じ難いうえ、冷間における硬さを相対的に高く維持することができる。そのため、本発明で規定されるＮｉ基合金を用いて温熱間鍛造用金型を形成すれば、型寿命の向上が期待される。そこで、以下では、各合金を用いて小型の温熱間鍛造用金型（小パンチ）を作製し、これを用いてパンチ摩耗試験を行い、実際に型性能の確認を行った。

（耐摩耗性試験）
上述した鍛伸により直径３２ｍｍの各棒材を、前述の式（１）で与えられる温度Ｔ℃、保持時間１時間の条件で溶体化処理を施した。この溶体化処理材を粗加工した後、７５０℃で時効処理を施し、精加工することにより、実施例および比較例に係る各小パンチを作製した。作製した小パンチは、長さ１０４ｍｍ、胴体部直径１６．２ｍｍであり、パンチ先端の評価部には１５°のテーパー加工が施されている。なお、鍛造前に、ロックウェル硬度計を用いて、各小パンチの素材硬さを予め測定した。

次いで、得られた各小パンチを、１４０ｔｏｎのパーツフォーマー（大同機械（株）製、「ＮＳ５−１０ＰＬ」）に取り付け、温熱間鍛造を行った。被鍛材は、ＪＩＳ Ｓ５３Ｃ 製のビレット（直径１３．３ｍｍ、長さ２８．３ｍｍの円柱状）である。このビレットから全２工程でカップ状の鍛造品を製造した。

第１工程は圧縮率５４％の据え込み、第２工程は後方押し出しである。鍛造の速度は８５ｓｐｍ、パンチ外部からの冷却水量は６０ｍ／ｓとした。被鍛材の温度は、高周波加熱の終了時が９３０℃、第１工程の開始時が約８２０℃となるようにした。

後方押し出しパンチの摩耗量は、１ショット目と５０００ショット目の形状変化から算出した。すなわち、図１０に示すように、パンチＰの先端から０．２ｍｍの位置におけるパンチ半径の減少量を摩耗量Ｒと定義した。

また、実施例１に係る小パンチについては、上記試験後に、パンチの成形面の軟化量を測定するため、当該パンチを縦に切断し、鍛造面から深さ方向の硬さ分布をビッカース硬度計（荷重：１００ｇ）を用いて測定した。

表４に、実施例および比較例に係る各小パンチの素材硬さとパンチ摩耗量の測定結果を示す。図１１に、摩耗試験後における実施例１および各比較例に係る小パンチの鍛造面から深さ方向の硬さ分布を示す。

これらの結果によれば、以下のことが分かる。すなわち、従来の工具鋼を用いた比較例１〜３に係る小パンチは、パンチ表面の軟化により、相対的に耐摩耗性が悪く、型寿命が短いことが分かる。

なお、汎用のＮｉ合金を用いた比較例４、５に係る小パンチは、最大硬さ付近まで合金を調質したにも関わらず、合金強度が十分でなく、鍛造時に座屈が発生した。

これらに対して、各実施例に係る小パンチは、パンチ表面が軟化せず、型摩耗が相対的に極めて少ないことが分かる。このことから、実施例に係る小パンチは、型寿命を向上させることができることが確認できた。

（自動車部品の成形）
本実施例では、さらに、自動車部品（等速ジョイント部品）を成形可能な大パンチを作製し、実生産の温熱間鍛造を以下の通りに実施した。

すなわち、表１に示す実施例１の化学組成（質量％）の合金インゴット１．３ｔｏｎを真空溶解により溶製した。次いで、得られた合金インゴットを均熱処理した後、鍛伸して直径９８ｍｍの棒材とした。次いで、得られた棒材に対して溶体化処理を施して粗加工形状のパンチ金型とし、硬さがＨＲＣ５３となるように時効処理を施した後、精加工することにより、実施例１に係る大パンチを作製した。作製した大パンチは、図１２に示すように、長さ３００ｍｍ、胴体部直径９０ｍｍの中実体であり、後述の窒化処理は施されていない。

一方、比較用として、ＨＣＲ５７に調質され、かつ、表面に窒化処理がなされたＳＫＨ５１材（比較例１）による同形状の中実体のパンチを用いた。なお、実生産では、従来この比較例１に係る大パンチに対して、パンチ軸心に沿ってパンチ後端面からパンチ先端部近傍にかけて、高温軟化を抑制するための冷却孔が形成された中空体であり、これを比較例１’とする。

準備した各大パンチを用いて自動車部品の温熱間鍛造を行った。この際、実施例１の鍛造条件については、ヒートチェックを抑制する観点から、熱振幅を抑えるように、冷却を兼ねる潤滑剤の塗布量を必要最小限に設定した。また、比較例１についても同条件とした。比較例１’は、軟化摩耗を抑制することを目的に、従来から一般的に行われている冷却を強化した条件とした。詳しくは、潤滑剤の塗布量を実施例１の１．５倍とし、パンチの冷却孔にエアーを吹き込んで空冷した。

その結果、実施例１に係る大パンチは、比較例１の約１００倍の型寿命が得られることが確認できた。また、従来条件の比較例１’と比較しても約３倍の型寿命が得られ、飛躍的な金型寿命の向上を確認できた。

２．実験２
図１３（ａ）に例示するように、鍛造部Ａ、接合部Ｃ、胴体部Ｂを順に有する実施例および比較例に係る各小パンチを作製した。作製した小パンチは、全長１０４ｍｍ、直径１６．２ｍｍ、鍛造部Ａの長さ３０ｍｍ、接合部Ｃの長さ３ｍｍ、胴体部Ｂの長さ７１ｍｍであり、鍛造部Ａの鍛造面には、１５°のテーパー加工が施されている。なお、鍛造部Ａ、胴体部Ｂの合金組成、鍛造部Ａと胴体部Ｂとの接合方法、鍛造部Ａ、接合部Ｃ、胴体部Ｂの硬さ、小パンチ整形後の熱処理条件は、後述の表５〜表８に示す通りである。

（鍛造部Ａの耐摩耗性試験）
「１．実験１」の（耐摩耗性試験）と同様にして、鍛造部Ａの耐摩耗性試験を行った。摩耗量Ｒが０．１５ｍｍ未満を「耐摩耗性が良好である」として「Ａ」、摩耗量Ｒが０．１５ｍｍ以上を「耐摩耗性に劣る」として「Ｂ」と評価した（後述の表９）。

（引張試験）
上記小パンチと同条件で、鍛造部Ａ、接合部Ｃ、胴体部Ｂを順に有する実施例および比較例に係る直径２５ｍｍ、長さ１２０ｍｍの丸棒を作製し、そこから接合部Ｃが試験部に位置するように、試験部の直径が８ｍｍ、標点間距離が３４ｍｍの引張試験片を加工した。引張試験は、ＪＩＳ４号に準じて実施した。引張強さが１７５０ＭＰａ以上であった場合を「接合強度に優れる」として「Ａ＋」、引張強さが１１５０ＭＰａ以上１７５０ＭＰａ未満の範囲内であった場合を「接合強度が良好であるとして「Ａ」、引張強さが１０００ＭＰａ以上１１５０ＭＰａ未満の範囲内であった場合を「接合強度がやや良好であるとして「Ｂ」、引張強さが１０００ＭＰａ未満の範囲内であった場合を「接合強度不足である」として「Ｃ」と評価した（後述の表９）。

（耐圧縮変形試験）
胴体部Ｂの硬さが４５ＨＲＣ以上のものを「耐圧縮変形性に優れる」として「Ａ」、 胴体部Ｂの硬さが４５ＨＲＣ未満のものを「耐圧縮変形性に劣る」として「Ｂ」と評価した（後述の表９）。

これら実験２の結果によれば、以下のことが分かる。すなわち、比較例１、２は、鍛造部Ａの硬さが５０ＨＲＣ未満であるため、耐摩耗性に劣る。これは、鍛造部Ａに５０ＨＲＣ未満の高硬度Ｎｉ基耐熱合金を用いたためである。

比較例３、４は、胴体部Ｂの硬さが４５ＨＲＣ未満であるため、耐圧縮変形性に劣る。これは、胴体部Ｂに４５ＨＲＣ未満の高硬度Ｎｉ基耐熱合金およびＦｅ基合金（熱間ダイス鋼）を用いたためである。

比較例５、６は、接合部Ｃの硬さが３５０Ｈｖ未満であるため、接合強度に劣る。これは摩擦圧接時の熱影響が過大であったことが原因として考えられる。

比較例７、８は、鍛造部Ａの材料がＦｅ基合金（熱間ダイス鋼）であるため、耐摩耗性に劣る。

比較例９、１０は、鍛造部Ａの材料が、汎用のＮｉ基合金（Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８）であるため、４５ＨＲＣ以上の硬さを得ることができない。そのため、耐摩耗性に劣る。また、耐圧縮変形性にも劣る。

比較例１１は、胴体部Ｂの材料が、熱間ダイス鋼（ＳＫＤ６１）である。この熱間ダイス鋼は軟化抵抗が低いため、時効硬化の熱処理時に軟化し、４５ＨＲＣ以上の硬さが得られない。そのため、耐圧縮変形性に劣る。

比較例１２は、胴体部Ｂの材料が、汎用のＮｉ基合金（Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８）であるため、４５ＨＲＣ以上の硬さを得ることができない。そのため、耐圧縮変形性に劣る。

比較例１３、１４は、鍛造部Ａの硬さが５０ＨＲＣ未満であるため、耐摩耗性に劣る。これは、時効処理温度が高すぎたことが原因として考えられる。

比較例１５は、胴体部Ｂの硬さが４５ＨＲＣ未満であるため、耐圧縮変形性に劣る。これは、胴体部Ｂに４５ＨＲＣ未満の高硬度Ｎｉ基耐熱合金を用いたためである。また、接合部Ｃの硬さが３５０Ｈｖ未満であり、接合強度にも劣る。

比較例１６は、胴体部Ｂの硬さが４５ＨＲＣ未満であるため、耐圧縮変形性、接合強度に劣る。これは、胴体部Ｂに４５ＨＲＣ未満の高硬度Ｎｉ基耐熱合金を用いたためである。

比較例１７は、接合部Ｃの硬さが３５０Ｈｖ未満であるため、接合強度に劣る。これはアーク溶接時の熱影響が過大であったことが原因として考えられる。

比較例１８、１９は、鍛造部Ａの溶接材料がＦｅ基合金（熱間ダイス鋼）であるため、高硬度が得られず、耐摩耗性に劣る。また、接合部Ｃの硬さが３５０Ｈｖ未満であり、接合強度にも劣る。

比較例２０、２１は、鍛造部Ａの溶接材料が、汎用のＮｉ基合金（Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８）であるため、４５ＨＲＣ以上の硬さを得ることができない。そのため、耐摩耗性に劣る。また、耐圧縮変形性にも劣る。

比較例２２は、胴体部Ｂの材料が、熱間ダイス鋼（ＳＫＤ６１）である。この熱間ダイス鋼は軟化抵抗が低いため、時効硬化の熱処理時に軟化し、４５ＨＲＣ以上の硬さが得られない。そのため、耐圧縮変形性に劣る。また、接合部Ｃの硬さが３５０Ｈｖ未満であり、接合強度にも劣る。

比較例２３は、胴体部Ｂの材料が、汎用のＮｉ基合金（Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８）であるため、４５ＨＲＣ以上の硬さを得ることができない。そのため、耐圧縮変形性に劣る。

これらに対し、実施例１〜６は、いずれも耐摩耗性、耐圧縮変形性、接合強度を兼ね備えている。つまり、鍛造部Ａ、接合部Ｃ、胴体部Ｂを有していても、鍛造部の材質を特定のＮｉ基合金より形成し、各部位の硬さを適切な範囲とすることで、実用に供することが可能な金型とすることができる。そのため、実験１で作製したいわゆる無垢の金型に劣化部が生じた際に、劣化部を除去し、実験２で示した構造、材質、硬さの金型に新たに再生させることで、型寿命をより一層向上させることが可能なことが確認できた。

また、実験２の実施例間を比較すると次のことが分かる。すなわち、鍛造部Ａと胴体部Ｂとを共材で構成することにより、接合部の材料特性の損失が少なくなり、高い接合強度が得られることが分かる。さらに、鍛造部Ａと胴体部Ｂとが共材である場合、繰り返し金型の再生を行い鍛造部Ａがなくなったときには、鍛造部Ａに接する胴体部Ｂを新たな鍛造部Ａに加工することにより、また新たな再生金型を構成することができる。そのため、型寿命向上へ寄与しやすいと言える。

また、接合部Ｃの接合界面における酸化物系および／または窒化物系の異物の存在率が３５％以下である場合には、接合強度に優れることも確認できた。

以上、本発明に係る温熱間鍛造用金型、本発明に係る他の温熱間鍛造用金型について説明したが、本発明は、上記実施形態、実施例に限定されるものではなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能なものである。

例えば、上記実施例では、温熱間鍛造用金型をパンチ形状としたが、本発明に係る温熱間鍛造用金型、本発明に係る他の温熱間鍛造用金型は、ダイ形状等であっても良く、特に型形状が限定されるものではない。

Claims (14)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．１％以下、
   Ｓｉ：２．０％以下、
   Ｍｎ：２．０％以下、
   Ｃｒ：３５〜４０％、
   Ａｌ：３．０〜４．５％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物であるＮｉ基合金より形成されるとともに、
   下記式（１）で示される溶体化温度Ｔ±２０℃が１０００〜１２５０℃の範囲内で溶体化処理が施された後、７００〜８２０℃の範囲内で時効処理が施されており、
   ４５〜５５ＨＲＣの硬さを有することを特徴とする温熱間鍛造用金型。
   式（１）：Ｔ ＝−３４８．０６＋３２．０４Ｃｒ＋７１．５３Ａｌ
   （Ｔ：溶体化温度（℃）、Ｃｒ、Ａｌ：含有率（質量％））
2. 前記溶体化処理後のＪＩＳ Ｇ０５５１で規定する結晶粒度が２番以上であることを特徴とする請求項１に記載の温熱間鍛造用金型。
3. 被鍛材がビレットであることを特徴とする請求項１または２に記載の温熱間鍛造用金型。
4. 前記Ｎｉ基合金は、質量％で、Ｆｅ：５％以下を含有することを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の温熱間鍛造用金型。
5. 前記Ｎｉ基合金は、質量％で、Ｃｏ：２．０％以下、Ｍｏ：２．５％以下、および、Ｗ：２．５％以下から選択される１種または２種以上の元素を含有し、Ｍｏ＋０．５Ｗ：２．５％以下であることを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の温熱間鍛造用金型。
6. 前記Ｎｉ基合金は、質量％で、Ｂ：０．０１５％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、および、Ｃａ：０．０１％以下から選択される１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載の温熱間鍛造用金型。
7. 前記Ｎｉ基合金は、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆから選択される１種または２種以上の元素を、質量％で２．０％以下含有することを特徴とする請求項１から６のいずれか１項に記載の温熱間鍛造用金型。
8. 前記Ｎｉ基合金は、Ｖ、ＮｂおよびＴａから選択される１種または２種以上の元素を、質量％で２．０％以下含有することを特徴とする請求項１から７のいずれか１項に記載の温熱間鍛造用金型。
9. 前記Ｎｉ基合金は、質量％で、Ｃｕ：２％以下、および、ＲＥＭ：０．１％以下から選択される１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１から８のいずれか１項に記載の温熱間鍛造用金型。
10. 一端に鍛造面を有する鍛造部と、金型胴体を構成する胴体部と、接合界面を含む接合部とを備え、前記鍛造部は、
    質量％で、
    Ｃ ：０．１％以下、
    Ｓｉ：２．０％以下、
    Ｍｎ：２．０％以下、
    Ｃｒ：３５〜４０％、
    Ａｌ：３．０〜４．５％を含有するＮｉ基合金より形成され、
    前記鍛造部が５０ＨＲＣ以上、前記胴体部が４５ＨＲＣ以上、前記接合部が３５０Ｈｖ以上の硬さを有することを特徴とする温熱間鍛造用金型。
11. 請求項１〜９のいずれか１項に記載の温熱間鍛造用金型を用いて再生された再生金型であることを特徴とする請求項１０に記載の温熱間鍛造用金型。
12. 前記胴体部は、前記鍛造部と同系のＮｉ基合金またはマトリクスハイス鋼より形成されていることを特徴とする請求項１０または１１に記載の温熱間鍛造用金型。
13. 前記接合部は、前記接合界面における酸化物系および／または窒化物系の異物の存在率が３５％以下であることを特徴とする請求項１０から１２のいずれか１項に記載の温熱間鍛造用金型。
14. 前記胴体部がＮｉ基合金である場合には、５５０〜８００℃の範囲内で熱処理が施され、
    前記胴体部がマトリクスハイス鋼である場合には、５５０〜６２５℃の範囲内で熱処理が施されていることを特徴とする請求項１２または１３に記載の温熱間鍛造用金型。