JP2016145407A - 鋼の粉末及びこれを用いた金型 - Google Patents
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Abstract
【課題】積層造形法を適用して金型を製造するに際して、高熱伝導率と高耐食性とを実現可能な鋼の粉末を提供する。【解決手段】鋼の粉末を、質量％で、０．１０≦Ｃ＜０．２５，０．００５≦Ｓｉ≦０．６００，２．００≦Ｃｒ≦６．００，−０．０１２５×［Ｃｒ］＋０．１２５≦Ｍｎ≦−０．１００×［Ｃｒ］＋１．８００・・式（１）（但し式（１）中［Ｃｒ］はＣｒの含有質量％を表す），０．０１≦Ｍｏ≦１．８０，−０．００４４７×［Ｍｏ］＋０．０１０≦Ｖ≦−０．１１１７×［Ｍｏ］＋０．９０１・・式（２）（但し式（２）中［Ｍｏ］はＭｏの含有質量％を表す），０．０００２≦Ｎ≦０．３０００，残部がＦｅ及び不可避的不純物の組成を有するものとする。【選択図】 なし
Description
この発明は熱伝導性能と耐食性ともに優れた鋼の粉末及びこれを用いて製造された金型に関する。
樹脂やゴム等の射出成形金型，ダイカスト金型，ホットプレス（ホットスタンプやダイクエンチとも呼ばれる）金型等は、一般に鋼を溶製してインゴットを造り、その後鍛造や圧延を施してブロックや平角材を造り、それを機械加工で削って金型の形状とし、その後に焼入れ，焼戻し等の熱処理を施して製造している。
またこれら金型では、内部に冷却回路を設けてそこに冷却水を流通させることで、金型を冷却することが一般に行われている。
またこれら金型では、内部に冷却回路を設けてそこに冷却水を流通させることで、金型を冷却することが一般に行われている。
このような金型にあって、冷却水による冷却効率を高めることが、サイクルタイムの短縮化、つまりは製品製造（成形）のハイサイクル化による生産性向上を図ることに繋がる。
冷却効率を高める方法として、冷却回路を金型内部で縦横無尽に複雑に曲りくねった形状とし、冷却回路の全体的な形状，レイアウト等により冷却能力を高めるといったことも考えられるが、金型を機械加工により削って製造する方法では、冷却回路をそのような複雑形状に形成することは技術的に実現できない。
冷却効率を高める方法として、冷却回路を金型内部で縦横無尽に複雑に曲りくねった形状とし、冷却回路の全体的な形状，レイアウト等により冷却能力を高めるといったことも考えられるが、金型を機械加工により削って製造する方法では、冷却回路をそのような複雑形状に形成することは技術的に実現できない。
このような状況の下で近年、金型を積層造形法（３次元積層造形法）で造形する技術が注目されている。
積層造形法は、３次元モデルデータを材料の付着によって実体化する加工法で、この積層造形法では、先ず３次元ＣＡＤデータで表現される形状を、予め定められた軸に直交する多数の面でスライスして生じる薄片の断面形状を計算して、その薄片を実際に作製及びこれを積み重ね、貼り合せることで計算機表現された形状を実体化する。
積層造形法は、３次元モデルデータを材料の付着によって実体化する加工法で、この積層造形法では、先ず３次元ＣＡＤデータで表現される形状を、予め定められた軸に直交する多数の面でスライスして生じる薄片の断面形状を計算して、その薄片を実際に作製及びこれを積み重ね、貼り合せることで計算機表現された形状を実体化する。
この積層造形法には材料として粉末を用いる場合と、板を用いる場合とがある。
粉末を用いる方法では、粉末を層状（一層の厚みは例えば数十μｍ）に敷き均し、ある領域に熱エネルギー照射、例えばレーザービームや電子ビーム照射して粉末層を溶融凝固或いは焼結させ、そしてこれを一層一層積み重ねて行くことで全体の形状を造形する。
粉末を用いる方法では、粉末を層状（一層の厚みは例えば数十μｍ）に敷き均し、ある領域に熱エネルギー照射、例えばレーザービームや電子ビーム照射して粉末層を溶融凝固或いは焼結させ、そしてこれを一層一層積み重ねて行くことで全体の形状を造形する。
一方材料として板を用いる積層造形では、３次元形状データをＣＡＤ中でスライスして生じた個々のパーツ(板)を実際に機械加工等で製造し、そしてそのパーツを積み上げて拡散接合等することで全体の３次元形状を造形する。
例えばこの種積層造形法にて金型を製造する例が、下記特許文献１，特許文献２に開示されている。
例えばこの種積層造形法にて金型を製造する例が、下記特許文献１，特許文献２に開示されている。
詳しくは、下記特許文献１には「粉末焼結積層用金属粉末、それを用いた三次元形状造形物の製造方法および得られる三次元形状造形物」についての発明が示され、そこにおいて析出硬化型金属成分の粉末材料に光ビームを照射して、所定箇所の粉末を焼結又は溶融固化させて固化層を形成するとともに、これにより得られた固化層の上に更に固化層を形成することを繰り返して三次元形状造形物を製造する点が開示されている。
また下記特許文献２には「金型用入れ子、金型用入れ子の製造方法及び樹脂成形用金型」についての発明が示され、そこにおいて内部にスパイラル状の冷却路を有する入れ子を製造する際、そのスライスデータに基づいて、複数の金属板にそれぞれ冷却路を形成する溝を加工し、溝加工された金属板を所定の順番に積層してこれを拡散接合し、得られた金属ブロックを形状加工する点が開示されている。
以上のような積層造形法は、材料を積み重ねて全体の形状を造形するものであり、切削加工では到底できないような縦横無尽に曲りくねった複雑な冷却回路でも容易に加工形成することができ、冷却回路を敢えて金型の成形面に必要以上に近づけなくても、冷却効率を従来の機械加工による切削によって造られる金型のそれよりも効果的に高めることができる。
上記のように、曲がった複雑な３次元冷却回路を金型等の内部に設けることで冷却能は上がったが、冷却効率はすでに限界にあり更なる冷却効率の向上は難しい。冷却効率の向上を妨げる原因として、(1)低熱伝導率，(2)水冷孔割れの助長，(3)低耐食性、といった問題がある。また金型における冷却効率とは別の問題として、(4)ヒートチェックの頻発が挙げられる。以下にこれら(1)〜(4)の問題点について説明する。
まず、(1)低熱伝導率の問題について述べる。一般に積層造形には１８Ｎiマルエージング鋼やＳＵＳ４２０Ｊ２系の粉末が使われているが、これらの鋼は熱伝導率が低い。従っていかに冷却回路を効率的に配したとしても、金型内（意匠面と冷却回路の間）での熱移動が早くないため冷却効率の向上には限界がある。
まず、(1)低熱伝導率の問題について述べる。一般に積層造形には１８Ｎiマルエージング鋼やＳＵＳ４２０Ｊ２系の粉末が使われているが、これらの鋼は熱伝導率が低い。従っていかに冷却回路を効率的に配したとしても、金型内（意匠面と冷却回路の間）での熱移動が早くないため冷却効率の向上には限界がある。
次に(2)水冷孔割れの助長の問題について述べる。冷却効率を上げるためには冷却回路を意匠面に近づければよいが、近づけすぎると応力上昇と貫通距離減少の重畳によって、冷却回路からの亀裂が意匠面に進展しやすくなる。従って冷却回路の意匠面への近接には限界があり、従って冷却効率の向上にも限界がある。また１８Ｎiマルエージング鋼やＳＵＳ４２０Ｊ２系は低熱伝導率のため、金型内の温度勾配が大きくなることから冷却回路内面の熱応力が高くなり、冷却回路を構成する水冷孔の割れを起こし易い。この意味でも、低熱伝導率材は冷却回路と意匠面の近接を難しくし、冷却効率改善のネックになっている。
更に(3)低耐食性の問題について述べる。１８Ｎiマルエージング鋼は耐食性が低いため、水冷孔が錆び易い。酸化物である錆びは熱伝導率が非常に低いため、冷却水と金型との熱交換のバリアとなり、冷却効率の向上を阻害する。錆びが顕著になると、錆びで冷却回路が細くなり、冷媒の流量が減少することによっても冷却効率が下がる。酷い場合には錆びで冷却回路が詰まってしまうこともあり、こうなるとせっかくの曲がった冷却回路が全く用を成さないものとなってしまう。
最後に(4)ヒートチェック頻発の問題について述べる。１８Ｎiマルエージング鋼やＳＵＳ４２０Ｊ２系は低熱伝導率のため、金型内の温度勾配が大きくなることから意匠面の熱応力も高くなり、ヒートチェックが発生し易い。高温強度が低いとヒートチェックの問題は更に顕在化する。
以上をまとめると、３次元冷却回路を有する金型や部品の問題は、低熱伝導率と低耐食性に帰着する。低熱伝導率のため冷却効率向上には限界があり、加えて水冷孔割れが助長され、ヒートチェックが頻発する。また低耐食性のため錆びで冷却効率が低下し（最悪は水冷孔が詰まり）、冷却効率の向上を更に難しくしている。
逆に言えば、高熱伝導率と高耐食性とを両立した鋼の粉末を用いて積層造形された金型や部品があれば、上記の問題は解決される。
逆に言えば、高熱伝導率と高耐食性とを両立した鋼の粉末を用いて積層造形された金型や部品があれば、上記の問題は解決される。
ところが積層造形法にて金型を造形する、しないに拘らず、従来用いられているＪＩＳ ＳＫＤ６１やＳＵＳ４２０Ｊ２，マルエージング鋼等の金型用鋼は、高温強度を有するものの母相中に固溶し易いＳｉ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｏ等の元素が多く含有されているために熱伝導率が低く、熱伝導率の点から冷却効率を高めるといったことは難しい。
即ち、金型となったときに高温強度に加えて、耐食性及び熱伝導性能においても十分な性能を実現することのできる金型用の鋼は従来提供されていない。
即ち、金型となったときに高温強度に加えて、耐食性及び熱伝導性能においても十分な性能を実現することのできる金型用の鋼は従来提供されていない。
尚、本発明に対する他の先行技術として、下記特許文献３には「熱間工具鋼」についての発明が示され、そこにおいてＣ：０．２８〜０．５５％、Ｓｉ：０．１５〜０．８０％、Ｍｎ：０．４０〜０．８５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１８％以下、Ｃｒ：２．５〜５．７％、Ｍｏ：１．４〜２．８％、Ｖ：０．２０〜０．９０％、Ｗ：０．０１〜１．６５％、Ｃｏ：０．０３〜０．８９％、Ｎｉ：０．０１〜１．６５％を含有し、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなり、不可避的不純物のＮを０．００９％以下、Ｔｉを０．００３％以下、Ｂを０．０１２％以下に規制し、非金属介在物の清浄度がＪＩＳ ｄＡ０．００５％以下で、ｄ（Ｂ＋Ｃ）０．０２０％以下であると共に、熱処理後のマルテンサイト組織の方向性が１７〜３３％の範囲である熱間工具鋼が開示されている。
更に他の先行技術として、下記特許文献４には「破砕用刃物用鋼および破砕刃の製造方法」についての発明が示され、そこにおいてＣ：０．３〜０．５％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：４．０〜６．０％、ＭｏおよびＷの内の１種または２種をＭｏ＋１／２Ｗ：０．８〜２．５％、ＶおよびＮｂの内の１種または２種をＶ＋１／２Ｎｂ：０．３〜１．０％、を基本成分として含有し、残部をＦｅと不可避的不純物からなる破砕用刃物用鋼が開示されている。
更に他の先行技術として、下記特許文献５には「熱間鍛造金型及びその製造方法」についての発明が示され、そこにおいて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熱間鍛造金型が開示されている。
更に他の先行技術として、下記特許文献６には「熱間加工用金型」についての発明が示され、そこにおいて、Ｃ：０．３０％以上０．５０％未満、Ｓｉ：０．１０〜０．５％、Ｍｎ：０．３０〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：４．０〜８．０％、Ｍｏ：０．２％以上１．５％未満、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ａｌ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１５０％以下およびＯ：０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＮｉおよびＷがいずれも０．７％未満の化学組成および９００ＭＰａ以上の引張強度を有する熱間加工用金型であって、少なくとも被加工材と接する面に硬化深さが２００μｍを超える窒化層を備えるとともに、この窒化層の深さが３０μｍ以上の位置での硬さがビッカース硬さで９００以下である熱間加工用金型が開示されている。
更に他の先行技術として、下記特許文献７には「熱間鍛造金型用鋼」についての発明が示され、そこにおいてＣ：０．２５〜０．４５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０〜１．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：２．８〜４．２％、Ｍｏ：１．０〜２．０％、Ｖ：０．１〜０．５％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる熱間鍛造金型用鋼が開示されている。
更に他の先行技術として、下記特許文献８には「熱間工具鋼」についての発明が示され、そこにおいてＣ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０〜１．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：０．５０〜２．００％、Ｃｒ：２．７０〜５．５０％、Ｍｏ：１．００〜２．００％、Ｖ：０．４０〜０．８０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ａｌ：０．０１５〜０．１０％、Ｎ：０．０１５％以下、を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる合金鋼で、室温での破壊靭性値（ＫＱ）が２５０Ｋｇｆ／ｍｍ３／２以上、高温（６００℃）での耐力（０．２％ＰＳ）が６０Ｋｇｆ／ｍｍ２以上を有する熱間工具鋼が開示されている。
しかしながら、これら特許文献３〜８に開示のものは、何れもＣの含有量が０．２５％以上であり、これら特許文献に開示のものはＣ含有量において本発明とは異なった別異のものである。またこれら特許文献には粉末状となして積層造形法の材料として用いる点の言及もなされていない。
本発明は以上のような事情を背景とし、積層造形法を適用して金型を製造するに際して、高熱伝導率と高耐食性とを実現可能な鋼の粉末及びこれを用いて製造された金型を提供することを目的としてなされたものである。
而して請求項１は鋼の粉末に関するもので、質量％で０．１０≦Ｃ＜０．２５，０．００５≦Ｓｉ≦０．６００，２．００≦Ｃｒ≦６．００，
−０．０１２５×［Ｃｒ］＋０．１２５≦Ｍｎ≦−０．１００×［Ｃｒ］＋１．８００・・式（１）（但し式（１）中［Ｃｒ］はＣｒの含有質量％を表す）
０．０１≦Ｍｏ≦１．８０，
−０．００４４７×［Ｍｏ］＋０．０１０≦Ｖ≦−０．１１１７×［Ｍｏ］＋０．９０１・・式（２）（但し式（２）中［Ｍｏ］はＭｏの含有質量％を表す）
０．０００２≦Ｎ≦０．３０００，残部がＦｅ及び不可避的不純物の組成を有することを特徴とする。
−０．０１２５×［Ｃｒ］＋０．１２５≦Ｍｎ≦−０．１００×［Ｃｒ］＋１．８００・・式（１）（但し式（１）中［Ｃｒ］はＣｒの含有質量％を表す）
０．０１≦Ｍｏ≦１．８０，
−０．００４４７×［Ｍｏ］＋０．０１０≦Ｖ≦−０．１１１７×［Ｍｏ］＋０．９０１・・式（２）（但し式（２）中［Ｍｏ］はＭｏの含有質量％を表す）
０．０００２≦Ｎ≦０．３０００，残部がＦｅ及び不可避的不純物の組成を有することを特徴とする。
請求項２のものは、請求項１において、質量％で０．１０＜Ａｌ≦１．２０を更に含有することを特徴とする。
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、質量％で０．３０＜Ｎｉ≦３．５０，０．３０＜Ｃｕ≦２．００の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする。
請求項４のものは、請求項１〜３の何れかにおいて、質量％で０．０００１＜Ｂ≦０．０１００を更に含有することを特徴とする。
請求項５のものは、請求項１〜４の何れかにおいて、質量％で０．００３＜Ｓ≦０．２５０，０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００，０．０３＜Ｓｅ≦０．５０，０．００５＜Ｔｅ≦０．１００，０．０１＜Ｂｉ≦０．５０，０．０３＜Ｐｂ≦０．５０の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする。
請求項６のものは、請求項１〜５の何れかにおいて、質量％で０．００４＜Ｎｂ≦０．１００，０．００４＜Ｔａ≦０．１００，０．００４＜Ｔｉ≦０．１００，０．００４＜Ｚｒ≦０．１００，の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする。
請求項７のものは、請求項１〜６の何れかにおいて、質量％で０．１０＜Ｗ≦５．００，０．１０＜Ｃｏ≦３．００の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする。
請求項８は金型に関するもので、請求項１〜７の何れかに記載の材料を用いた積層造形法により製造された部位を有することを特徴とする。
尚本発明において、「金型」には金型本体はもとより、これに組み付けられて使用されるスプールコア等の金型部品も含まれる。更に、本発明の鋼からなる金型で、表面処理が施されたものも含まれる。
尚本発明において、「金型」には金型本体はもとより、これに組み付けられて使用されるスプールコア等の金型部品も含まれる。更に、本発明の鋼からなる金型で、表面処理が施されたものも含まれる。
本発明は、高熱伝導率，高耐食性の両特性を備えた鋼の粉末が従来提供されていない状況の下で、マルエージング鋼やステンレス鋼等の高合金鋼に対し熱伝導率を低下させる合金成分の含有量を少なくする一方、Ｃrを過度に減らすと耐食性が悪化してしまうためＣｒを過度に減らすことなく２．００≦Ｃｒ≦６．００とし、それら合金成分を適正にバランスさせることで、高耐食性を維持しつつ高熱伝導率を実現可能としたものである。
本発明の鋼の粉末は、積層造形法による造形で金型製造する際に用いられる粉末材料に好適である。
粉末を用いた積層造形法では、粉末を敷き並べた層に熱エネルギーを加えて粉末を固める際に、これを溶融凝固又は焼結させる。
その際に粉末は溶融状態等の高温状態から急速冷却され、焼入れが自動的に行われる。その際の焼入れは速い冷却速度の下で急速に行われる。即ち焼入れが粉末の積層成形過程で逐次的に同時に行われて行く。
粉末を用いた積層造形法では、粉末を敷き並べた層に熱エネルギーを加えて粉末を固める際に、これを溶融凝固又は焼結させる。
その際に粉末は溶融状態等の高温状態から急速冷却され、焼入れが自動的に行われる。その際の焼入れは速い冷却速度の下で急速に行われる。即ち焼入れが粉末の積層成形過程で逐次的に同時に行われて行く。
このように焼入れは速い冷却速度の下で行われるため、予め鋼の成分として焼入性向上成分の含有量を少なく抑えておいても、積層造形時に焼入れが良好に行われる。本発明によれば積層造形ままで金型に必要な硬度３０〜５０ＨＲＣを得ることが可能である。
以上のような本発明の鋼の粉末は、積層造形法によるダイカストの金型や部品に適用すると、冷却効率の向上、ヒートチェックの抑制、水冷孔の割れ防止を実現することができる。
また樹脂やゴム等の射出成形、鍛造、更には鋼板のホットプレスに用いる金型や部品に適用しても高い性能を発揮し得る。
尚、当該の金型や部品の全体を積層造形で製造する必要はない。例えば通常の製法（溶製材のブロックから機械加工）で作成した部材を土台とし、曲がった３次元冷却回路を有する部位のみを本発明の鋼の粉末を用いて積層造形法により製造しても良い。
また樹脂やゴム等の射出成形、鍛造、更には鋼板のホットプレスに用いる金型や部品に適用しても高い性能を発揮し得る。
尚、当該の金型や部品の全体を積層造形で製造する必要はない。例えば通常の製法（溶製材のブロックから機械加工）で作成した部材を土台とし、曲がった３次元冷却回路を有する部位のみを本発明の鋼の粉末を用いて積層造形法により製造しても良い。
次に本発明における各化学成分の限定理由を以下に説明する。
尚各化学成分の値は何れも質量％である。
１）＜請求項１の化学成分について＞
０．１０≦Ｃ＜０．２５
Ｃ＜０．１０では、金型に必要な３０ＨＲＣ以上の硬さが積層造形後に焼戻しがある場合に得られない。一方、０．２５≦Ｃでは熱伝導率が低下する。また０．２５≦Ｃでは積層造形ままの硬さが５０ＨＲＣを超え、積層造形ままで使う場合に大割れの危険が増す。
好適なＣの範囲は、諸特性のバランスに優れた０．１１≦Ｃ＜０．２４であり、より好ましくは０．１２≦Ｃ＜０．２３である。
尚各化学成分の値は何れも質量％である。
１）＜請求項１の化学成分について＞
０．１０≦Ｃ＜０．２５
Ｃ＜０．１０では、金型に必要な３０ＨＲＣ以上の硬さが積層造形後に焼戻しがある場合に得られない。一方、０．２５≦Ｃでは熱伝導率が低下する。また０．２５≦Ｃでは積層造形ままの硬さが５０ＨＲＣを超え、積層造形ままで使う場合に大割れの危険が増す。
好適なＣの範囲は、諸特性のバランスに優れた０．１１≦Ｃ＜０．２４であり、より好ましくは０．１２≦Ｃ＜０．２３である。
０．００５≦Ｓｉ≦０．６００
Ｓｉ＜０．００５では被削性の劣化が著しい。一方、０．６００＜Ｓｉでは熱伝導率の低下が著しい。好適なＳｉの範囲は、諸特性のバランスに優れた０．０１０≦Ｓｉ≦０．５５０であり、より好ましくは０．０２０≦Ｓｉ≦０．２００である。
Ｓｉ＜０．００５では被削性の劣化が著しい。一方、０．６００＜Ｓｉでは熱伝導率の低下が著しい。好適なＳｉの範囲は、諸特性のバランスに優れた０．０１０≦Ｓｉ≦０．５５０であり、より好ましくは０．０２０≦Ｓｉ≦０．２００である。
２．００≦Ｃｒ≦６．００
Ｃｒ＜２．００では耐食性が不足し、水冷回路の錆びや割れの原因になる。更に、Ｃｒ＜２．００では、マルテンサイト変態点が高くなり、組織が粗大化して硬さや靭性が不足する。一方、６．００＜Ｃｒでは熱伝導率が低下する。好適なＣｒの範囲は、諸特性のバランスに優れた２．０５≦Ｃｒ≦５．９０であり、より好ましくは２．１０≦Ｃｒ≦５．７０である。
Ｃｒ＜２．００では耐食性が不足し、水冷回路の錆びや割れの原因になる。更に、Ｃｒ＜２．００では、マルテンサイト変態点が高くなり、組織が粗大化して硬さや靭性が不足する。一方、６．００＜Ｃｒでは熱伝導率が低下する。好適なＣｒの範囲は、諸特性のバランスに優れた２．０５≦Ｃｒ≦５．９０であり、より好ましくは２．１０≦Ｃｒ≦５．７０である。
−０．０１２５×［Ｃｒ］＋０．１２５≦Ｍｎ≦−０．１００×［Ｃｒ］＋１．８００・・式（１）
Ｍｎ＜−０．０１２５×［Ｃｒ］＋０．１２５では変態点が高くなり、組織が粗大化して硬さや靭性が不足する。一方、−０．１００×［Ｃｒ］＋１．８００＜Ｍｎでは熱伝導率が低下する。
組織が粗大化して硬さや靭性が不足する傾向は特にＣｒが低い場合に著しい。また熱伝導率の低下は特にＣｒが高い場合に著しい。
Ｍｎ＜−０．０１２５×［Ｃｒ］＋０．１２５では変態点が高くなり、組織が粗大化して硬さや靭性が不足する。一方、−０．１００×［Ｃｒ］＋１．８００＜Ｍｎでは熱伝導率が低下する。
組織が粗大化して硬さや靭性が不足する傾向は特にＣｒが低い場合に著しい。また熱伝導率の低下は特にＣｒが高い場合に著しい。
０．０１≦Ｍｏ≦１．８０
Ｍｏ＜０．０１では、高温強度が不足する。またＭｏ＜０．０１では、積層造形後にＡｃ１点以下での加熱処理がある場合に３０ＨＲＣ以上の硬さを確保することが難しくなる。
一方、１．８０＜Ｍｏでは破壊靭性値の低下が大きい。好ましい範囲は０．０５≦Ｍｏ≦１．７０である。更に好ましい範囲は０．１０≦Ｍｏ≦１．６０である。
Ｍｏ＜０．０１では、高温強度が不足する。またＭｏ＜０．０１では、積層造形後にＡｃ１点以下での加熱処理がある場合に３０ＨＲＣ以上の硬さを確保することが難しくなる。
一方、１．８０＜Ｍｏでは破壊靭性値の低下が大きい。好ましい範囲は０．０５≦Ｍｏ≦１．７０である。更に好ましい範囲は０．１０≦Ｍｏ≦１．６０である。
−０．００４４７×［Ｍｏ］＋０．０１０≦Ｖ≦−０．１１１７×［Ｍｏ］＋０．９０１・・式（２）
Ｖ＜−０．００４４７×［Ｍｏ］＋０．０１０では、高温強度が不足する。また、積層造形後にＡｃ１点以下での加熱処理がある場合に、３０ＨＲＣ以上の硬さを確保することが難しくなる。更にＶ＜−０．００４４７×［Ｍｏ］＋０．０１０では、積層造形後にＡｃ３点以上加熱する焼入れがある場合に結晶粒が粗大化して靭性が低下する。
一方、−０．１１１７×［Ｍｏ］＋０．９０１＜Ｖでは上記の効果が飽和傾向であるうえ、著しいコスト上昇を招く。
Ｖ＜−０．００４４７×［Ｍｏ］＋０．０１０では、高温強度が不足する。また、積層造形後にＡｃ１点以下での加熱処理がある場合に、３０ＨＲＣ以上の硬さを確保することが難しくなる。更にＶ＜−０．００４４７×［Ｍｏ］＋０．０１０では、積層造形後にＡｃ３点以上加熱する焼入れがある場合に結晶粒が粗大化して靭性が低下する。
一方、−０．１１１７×［Ｍｏ］＋０．９０１＜Ｖでは上記の効果が飽和傾向であるうえ、著しいコスト上昇を招く。
０．０００２≦Ｎ≦０．３０００
Ｎ＜０．０００２では、３０ＨＲＣ以上の硬さを確保することが難しくなる。またＮ＜０．０００２では、耐食性を改善する効果に乏しい。更にＮ＜０．０００２では、積層造形後に焼入れがある場合に結晶粒が粗大化する。
一方、０．３０００＜Ｎでは高強度化や耐食性向上の効果が飽和傾向を示すと同時に、精錬コストが著しく増加する。また０．３０００＜Ｎでは積層造形時に窒素が溶融部から抜け出すことがある。こうなると積層造形部に穴が形成され、靭性などの特性が満たされない。好ましい範囲は０．０００３≦Ｎ≦０．２５００である。更に好ましい範囲は０．０００４≦Ｎ≦０．２０００である。
Ｎ＜０．０００２では、３０ＨＲＣ以上の硬さを確保することが難しくなる。またＮ＜０．０００２では、耐食性を改善する効果に乏しい。更にＮ＜０．０００２では、積層造形後に焼入れがある場合に結晶粒が粗大化する。
一方、０．３０００＜Ｎでは高強度化や耐食性向上の効果が飽和傾向を示すと同時に、精錬コストが著しく増加する。また０．３０００＜Ｎでは積層造形時に窒素が溶融部から抜け出すことがある。こうなると積層造形部に穴が形成され、靭性などの特性が満たされない。好ましい範囲は０．０００３≦Ｎ≦０．２５００である。更に好ましい範囲は０．０００４≦Ｎ≦０．２０００である。
尚本発明の鋼において、通常、下記に示す成分が不可避的不純物として下記量で含まれ得る。
Ｐ≦０．０５
Ｓ≦０．００３
Ｃｕ≦０．３０
Ｎｉ≦０．３０
Ａｌ≦０．１０
Ｗ≦０．１０
Ｏ≦０．０５
Ｃｏ≦０．１０
Ｎｂ≦０．００４
Ｔａ≦０．００４
Ｔｉ≦０．００４
Ｚｒ≦０．００４
Ｂ≦０．０００１
Ｃａ≦０．０００５
Ｓｅ≦０．０３
Ｔｅ≦０．００５
Ｂｉ≦０．０１
Ｐｂ≦０．０３
Ｍｇ≦０．０２
ＲＥＭ≦０．１０
Ｐ≦０．０５
Ｓ≦０．００３
Ｃｕ≦０．３０
Ｎｉ≦０．３０
Ａｌ≦０．１０
Ｗ≦０．１０
Ｏ≦０．０５
Ｃｏ≦０．１０
Ｎｂ≦０．００４
Ｔａ≦０．００４
Ｔｉ≦０．００４
Ｚｒ≦０．００４
Ｂ≦０．０００１
Ｃａ≦０．０００５
Ｓｅ≦０．０３
Ｔｅ≦０．００５
Ｂｉ≦０．０１
Ｐｂ≦０．０３
Ｍｇ≦０．０２
ＲＥＭ≦０．１０
２）＜請求項２の化学成分について＞
本発明鋼は、積層造形後に焼入れを受ける場合がある。焼入れ時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するため
０．１０＜Ａｌ≦１．２０
を含有させることが出来る。
ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト結晶粒界の移動（すなわち粒成長）を抑制する効果を有する。
また、Ａｌは鋼中で窒化物を形成して析出強化に寄与するため、窒化処理された鋼材の表面硬さを高くする作用も有する。より高い表面硬さを求めて窒化処理をする金型（金型の一部を構成している部品も含む）には、Ａｌを含む鋼材を使う事が有効である。
本発明鋼は、積層造形後に焼入れを受ける場合がある。焼入れ時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するため
０．１０＜Ａｌ≦１．２０
を含有させることが出来る。
ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト結晶粒界の移動（すなわち粒成長）を抑制する効果を有する。
また、Ａｌは鋼中で窒化物を形成して析出強化に寄与するため、窒化処理された鋼材の表面硬さを高くする作用も有する。より高い表面硬さを求めて窒化処理をする金型（金型の一部を構成している部品も含む）には、Ａｌを含む鋼材を使う事が有効である。
３）＜請求項３の化学成分について＞
本発明鋼は、積層造形後に焼入れを受ける場合がある。焼入れ性が悪いと、焼入れ中にフェライトやパーライトや粗大ベイナイトが析出して各種特性が劣化する。そのような懸念に対しては、Ｃｕ，Ｎｉを選択的に添加して焼入れ性を高めて対応すればよい。具体的には、
０．３０＜Ｎｉ≦３．５０
０．３０＜Ｃｕ≦２．００
の少なくとも１種を含有させれば良い。
焼入れの有無によらず、Ａｃ１点以下の温度への加熱処理がある場合、ＮｉにはＡｌと結合して金属間化合物を析出し、硬度を高める効果がある。ＣｕにもＡｃ１点以下の温度へ加熱した場合に、時効析出で硬度を高める効果がある。好適な範囲は、
０．５０≦Ｎｉ≦３．００
０．５０≦Ｃｕ≦１．８０
である。いずれの元素も、所定量を越えると熱伝導性や靭性を低下させる。
本発明鋼は、積層造形後に焼入れを受ける場合がある。焼入れ性が悪いと、焼入れ中にフェライトやパーライトや粗大ベイナイトが析出して各種特性が劣化する。そのような懸念に対しては、Ｃｕ，Ｎｉを選択的に添加して焼入れ性を高めて対応すればよい。具体的には、
０．３０＜Ｎｉ≦３．５０
０．３０＜Ｃｕ≦２．００
の少なくとも１種を含有させれば良い。
焼入れの有無によらず、Ａｃ１点以下の温度への加熱処理がある場合、ＮｉにはＡｌと結合して金属間化合物を析出し、硬度を高める効果がある。ＣｕにもＡｃ１点以下の温度へ加熱した場合に、時効析出で硬度を高める効果がある。好適な範囲は、
０．５０≦Ｎｉ≦３．００
０．５０≦Ｃｕ≦１．８０
である。いずれの元素も、所定量を越えると熱伝導性や靭性を低下させる。
４）＜請求項４の化学成分について＞
焼入れ性の改善策として、Ｂの添加も有効である。具体的には、
０．０００１＜Ｂ≦０．０１００
を含有させる。
なお、ＢはＢＮを形成すると焼入れ性の向上効果が無くなるため、鋼中にＢ単独で存在させる必要がある。具体的には、ＢよりもＮとの親和力が強い元素で窒化物を形成させ、ＢとＮを結合させなければ良い。そのような元素の例としては、Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｚｒなどがある。これらの元素は不純物レベルで存在してもＮを固定する効果はあるが、Ｎ量によっては後述する請求項６の範囲で添加する場合もある。Ｂが鋼中のＮと結合してＢＮが形成されても、余剰のＢが鋼中に単独で存在すれば、それが焼入れ性を高める。
Ｂはまた切削性や研削性の改善にも有効である。本発明鋼による金型や部品は積層造形後に切削や研削を受ける場合がある。切削性や研削性を改善する場合には、ＢＮを形成させれば良い。ＢＮは性質が黒鉛に類似しており、切削や研削の抵抗を下げると同時に切屑破砕性を改善する。
尚、鋼中にＢとＢＮがある場合には、焼入れ性と被削性・研削性が同時に改善される。
焼入れ性の改善策として、Ｂの添加も有効である。具体的には、
０．０００１＜Ｂ≦０．０１００
を含有させる。
なお、ＢはＢＮを形成すると焼入れ性の向上効果が無くなるため、鋼中にＢ単独で存在させる必要がある。具体的には、ＢよりもＮとの親和力が強い元素で窒化物を形成させ、ＢとＮを結合させなければ良い。そのような元素の例としては、Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｚｒなどがある。これらの元素は不純物レベルで存在してもＮを固定する効果はあるが、Ｎ量によっては後述する請求項６の範囲で添加する場合もある。Ｂが鋼中のＮと結合してＢＮが形成されても、余剰のＢが鋼中に単独で存在すれば、それが焼入れ性を高める。
Ｂはまた切削性や研削性の改善にも有効である。本発明鋼による金型や部品は積層造形後に切削や研削を受ける場合がある。切削性や研削性を改善する場合には、ＢＮを形成させれば良い。ＢＮは性質が黒鉛に類似しており、切削や研削の抵抗を下げると同時に切屑破砕性を改善する。
尚、鋼中にＢとＢＮがある場合には、焼入れ性と被削性・研削性が同時に改善される。
５）＜請求項５の化学成分について＞
本発明鋼はＳｉ量が少ないため、機械加工性がやや悪い。加工性の改善策として、以下のＳ，Ｃａ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｂｉ，Ｐｂを選択的に添加すれば良い。具体的には、
０．００３＜Ｓ≦０．２５０
０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００
０．０３＜Ｓｅ≦０．５０
０．００５＜Ｔｅ≦０．１００
０．０１＜Ｂｉ≦０．５０
０．０３＜Ｐｂ≦０．５０
の少なくとも１種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えた場合は衝撃値の低下を招く。
本発明鋼はＳｉ量が少ないため、機械加工性がやや悪い。加工性の改善策として、以下のＳ，Ｃａ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｂｉ，Ｐｂを選択的に添加すれば良い。具体的には、
０．００３＜Ｓ≦０．２５０
０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００
０．０３＜Ｓｅ≦０．５０
０．００５＜Ｔｅ≦０．１００
０．０１＜Ｂｉ≦０．５０
０．０３＜Ｐｂ≦０．５０
の少なくとも１種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えた場合は衝撃値の低下を招く。
６）＜請求項６の化学成分について＞
積層造形後に焼入れがある場合、予期せぬ設備トラブルなどによって焼入れ加熱温度が高くなったり焼入れ加熱時間が長くなれば、結晶粒の粗大化による各種特性の劣化が懸念される。そのような場合に備え、Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｚｒを選択的に添加し、これらの元素が形成する微細な析出物でオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することが出来る。具体的には、
０．００４＜Ｎｂ≦０．１００
０．００４＜Ｔａ≦０．１００
０．００４＜Ｔｉ≦０．１００
０．００４＜Ｚｒ≦０．１００
の少なくとも１種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えると炭化物や窒化物や酸化物が過度に生成し、衝撃値の低下を招く。
積層造形後に焼入れがある場合、予期せぬ設備トラブルなどによって焼入れ加熱温度が高くなったり焼入れ加熱時間が長くなれば、結晶粒の粗大化による各種特性の劣化が懸念される。そのような場合に備え、Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｚｒを選択的に添加し、これらの元素が形成する微細な析出物でオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することが出来る。具体的には、
０．００４＜Ｎｂ≦０．１００
０．００４＜Ｔａ≦０．１００
０．００４＜Ｔｉ≦０．１００
０．００４＜Ｚｒ≦０．１００
の少なくとも１種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えると炭化物や窒化物や酸化物が過度に生成し、衝撃値の低下を招く。
７）＜請求項７の化学成分について＞
Ｃ＜０．２５と金型用の鋼としては低Ｃの本発明鋼を高強度化するには、ＷやＣｏを選択的に添加すればよい。
Ｗは、炭化物の微細析出によって強度を上げる。Ｃｏは、母材への固溶によって強度を上げると同時に、炭化物形態の変化を介して析出硬化にも寄与する。具体的には、
０．１０＜Ｗ≦５．００
０．１０＜Ｃｏ≦３．００
の少なくとも１種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えると特性の飽和と著しいコスト増を招く。Ｃｏは所定量を超えると熱伝導率を低下させる。好適な範囲は、
０．３０≦Ｗ≦４．５０
０．３０≦Ｃｏ≦２．５０
である。
Ｃ＜０．２５と金型用の鋼としては低Ｃの本発明鋼を高強度化するには、ＷやＣｏを選択的に添加すればよい。
Ｗは、炭化物の微細析出によって強度を上げる。Ｃｏは、母材への固溶によって強度を上げると同時に、炭化物形態の変化を介して析出硬化にも寄与する。具体的には、
０．１０＜Ｗ≦５．００
０．１０＜Ｃｏ≦３．００
の少なくとも１種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えると特性の飽和と著しいコスト増を招く。Ｃｏは所定量を超えると熱伝導率を低下させる。好適な範囲は、
０．３０≦Ｗ≦４．５０
０．３０≦Ｃｏ≦２．５０
である。
以上のような本発明によれば、積層造形法を適用して金型を製造するに際して、高熱伝導率と高耐食性とを実現可能な鋼の粉末及びこれを用いて製造された金型を提供することができる。
表１に示す３４種類の鋼の粉末を用いて積層造形法により金型及び試験片を製造し、各種の試験を行った。具体的には、硬さ、熱伝導率、金型表面温度、ヒートチェック、水冷孔割れ、を評価する試験を行った。
尚、表１に記載した鋼の粉末には、表中で示されていない元素が不純物として規定した量の範囲内で含まれている場合がある。
また表１における比較鋼１はＪＩＳ ＳＫＤ６１、比較鋼２は１８Ｎiマルエージング鋼、比較鋼３はマルテンサイトステンレス鋼ＳＵＳ４２０Ｊ２、比較鋼４は機械構造用鋼ＳＣＭ４３５である。各比較鋼は少なくとも２元素が本発明の規定範囲外となっている。
尚、表１に記載した鋼の粉末には、表中で示されていない元素が不純物として規定した量の範囲内で含まれている場合がある。
また表１における比較鋼１はＪＩＳ ＳＫＤ６１、比較鋼２は１８Ｎiマルエージング鋼、比較鋼３はマルテンサイトステンレス鋼ＳＵＳ４２０Ｊ２、比較鋼４は機械構造用鋼ＳＣＭ４３５である。各比較鋼は少なくとも２元素が本発明の規定範囲外となっている。
これら３４種類の鋼の粉末はガスアトマイズ法で製造した。粉末は球体に近い形状をしており、その直径のヒストグラムをとった場合に１００μｍ以下の粉末が全体の８０％以上である（フレーク状や瓢箪状の粉末も少し混在する）。
積層造形用の粉末として好ましいのは直径の平均値が４００μｍ以下、直径のヒストグラムをとった場合に全体の８０％以上が直径４００μｍ以下となる微細な粉末である。
積層造形用の粉末として好ましいのは直径の平均値が４００μｍ以下、直径のヒストグラムをとった場合に全体の８０％以上が直径４００μｍ以下となる微細な粉末である。
その粉末をＳＫＤ６１のブロック状金型（これを土台とする）に電子ビームで積層造形し、金型（金型本体）を製造した。製造した金型全体の重量は約１８Ｋｇである。積層造形部には曲がった冷却回路が設けられており、冷却回路と意匠面の距離は１５ｍｍである。
比較鋼１，比較鋼３，比較鋼４については積層造形ままでは硬さが高すぎて靭性が非常に低いため、３００〜６５０℃の範囲で１Ｈｒ焼戻して金型に適した硬さに調整した。
比較鋼１，比較鋼３，比較鋼４については積層造形ままでは硬さが高すぎて靭性が非常に低いため、３００〜６５０℃の範囲で１Ｈｒ焼戻して金型に適した硬さに調整した。
金型を型締力１３５ｔｏｎダイカストマシンに組み込み、鋳造テストとして質量６３０ｇの鋳造品を３００００ショット鋳造した。この時の１０ショット目と３００００ショット目の金型表面温度（最高温度）を評価した。また３００００ショット鋳造後に意匠面のヒートチェックを観察した。更にヒートチックの評価を終えた金型を切断し、冷却回路の水冷孔の腐食と割れの程度を観察した。尚、金型内部の冷却回路には約３０℃の工業用水を流した。
また、金型とは別に積層造形で製造した小棒から熱伝導率測定用の試験片を切り出し、２５℃においてレーザーフラッシュ法によって熱伝導率を測定した。
これら評価試験の結果を表２に示す。
これら評価試験の結果を表２に示す。
表２で示すように、各発明鋼を用いて積層造形した金型の硬さは４１〜４９ＨＲＣであり、積層造形ままで金型に適した硬さとなっている。比較鋼も焼戻しによって３６〜４５ＨＲＣの適正値となっている。
＜金型表面温度＞
金型の表面温度（最高温度）は、一般に４１０℃以下であれば不具合（焼き付き，鋳造組織不良，サイクルタイムの延長，ヒートチェック）が生じ難い。
表２によれば、金型の表面温度が鋳造初期の１０ショット目で既に好ましくない４１０℃超に到達しているのは比較鋼の１〜３であり、何れも熱伝導率が２４Ｗ／ｍ／Ｋ以下と低い。これら比較鋼では金型の過熱による不具合が懸念される。
これに対し、２９Ｗ／ｍ／Ｋ以上の高熱伝導率である発明鋼１〜３０は、何れも１０ショット目で４１０℃を超えていない。経験的に熱伝導率が２８Ｗ／ｍ／Ｋ以上あれば高い冷却効率が得られるが、確かにこれらの発明鋼では過熱が抑制されている。
金型の表面温度（最高温度）は、一般に４１０℃以下であれば不具合（焼き付き，鋳造組織不良，サイクルタイムの延長，ヒートチェック）が生じ難い。
表２によれば、金型の表面温度が鋳造初期の１０ショット目で既に好ましくない４１０℃超に到達しているのは比較鋼の１〜３であり、何れも熱伝導率が２４Ｗ／ｍ／Ｋ以下と低い。これら比較鋼では金型の過熱による不具合が懸念される。
これに対し、２９Ｗ／ｍ／Ｋ以上の高熱伝導率である発明鋼１〜３０は、何れも１０ショット目で４１０℃を超えていない。経験的に熱伝導率が２８Ｗ／ｍ／Ｋ以上あれば高い冷却効率が得られるが、確かにこれらの発明鋼では過熱が抑制されている。
３００００ショット目の金型表面温度には耐食性が大きく影響する。これは水冷孔に錆びが発生すれば、錆びによる熱交換の阻害や冷却水量の減少（錆びで水冷孔が細くなる）によって冷却効率が落ちるためである。
このような観点でみればＣｒ量が非常に低い比較鋼２と比較鋼４は、３００００ショット目の金型最高温度が１０ショット目よりも大幅に高温度化しており、水冷孔に錆びが発生したことをうかがわせる。
比較鋼４は、１０ショット目の金型表面温度が３９４℃だったが３００００ショット目では４１０℃を超えている。
一方、比較鋼３はＣｒ量が非常に高く非常に耐食性が良いため、３００００ショット目の金型表面温度が１０ショット目の金型表面温度と変わっていない。但し比較鋼３は１０ショット目から４１０℃以上となっており、耐食性が高いだけでは十分でなく高熱伝導率でなければ金型の過熱を効果的に抑制できないことは明らかである。
このような観点でみればＣｒ量が非常に低い比較鋼２と比較鋼４は、３００００ショット目の金型最高温度が１０ショット目よりも大幅に高温度化しており、水冷孔に錆びが発生したことをうかがわせる。
比較鋼４は、１０ショット目の金型表面温度が３９４℃だったが３００００ショット目では４１０℃を超えている。
一方、比較鋼３はＣｒ量が非常に高く非常に耐食性が良いため、３００００ショット目の金型表面温度が１０ショット目の金型表面温度と変わっていない。但し比較鋼３は１０ショット目から４１０℃以上となっており、耐食性が高いだけでは十分でなく高熱伝導率でなければ金型の過熱を効果的に抑制できないことは明らかである。
これに対し高耐食性と高熱伝導率を両立する発明鋼１〜３０は、３００００ショット目の金型表面温度においても４１０℃以下と低温度を維持している。
尚、発明鋼５，８，２６のようにＣｒ量が比較的低いものほど１０ショット目との温度差は大きい傾向があり、水冷孔に僅かに錆びが発生したことをうかがわせる。但し高熱伝導率で冷却効率が高いため、錆びによる冷却能の低下はさほど顕著ではない。金型の温度を安定して低温に維持するには高耐食性と高熱伝導率が必要であることを確認した。
尚、発明鋼５，８，２６のようにＣｒ量が比較的低いものほど１０ショット目との温度差は大きい傾向があり、水冷孔に僅かに錆びが発生したことをうかがわせる。但し高熱伝導率で冷却効率が高いため、錆びによる冷却能の低下はさほど顕著ではない。金型の温度を安定して低温に維持するには高耐食性と高熱伝導率が必要であることを確認した。
＜ヒートチェック＞
次に、３００００ショット後の金型の意匠面のヒートチェックを観察した。ヒートチェックが発生し易い条件は金型の高温強度が低く（初期硬さが低い、軟化抵抗が低い）、作用する熱応力が高い（熱伝導率が低い）場合である。
比較鋼１は高温強度が高く、比較鋼の中では比較的高熱伝導率のためヒートチェックは中程度であった。好ましくないこの状態を△とする。
比較鋼２は高温強度が低く（初期硬さが低い）低熱伝導率のため極めて重度のヒートチェックが発生し、×と評価した。
比較鋼３は高温強度こそ高いものの、低熱伝導率のため著しいヒートチェックを生じ、×と評価した（但し比較鋼２より多少は軽度である）。
比較例４は高温強度が低いため、高熱伝導率であっても比較鋼３と同程度のヒートチェックが生じ、×と評価した。
次に、３００００ショット後の金型の意匠面のヒートチェックを観察した。ヒートチェックが発生し易い条件は金型の高温強度が低く（初期硬さが低い、軟化抵抗が低い）、作用する熱応力が高い（熱伝導率が低い）場合である。
比較鋼１は高温強度が高く、比較鋼の中では比較的高熱伝導率のためヒートチェックは中程度であった。好ましくないこの状態を△とする。
比較鋼２は高温強度が低く（初期硬さが低い）低熱伝導率のため極めて重度のヒートチェックが発生し、×と評価した。
比較鋼３は高温強度こそ高いものの、低熱伝導率のため著しいヒートチェックを生じ、×と評価した（但し比較鋼２より多少は軽度である）。
比較例４は高温強度が低いため、高熱伝導率であっても比較鋼３と同程度のヒートチェックが生じ、×と評価した。
これに対し発明鋼１〜３０は、高温強度と熱伝導率が共に高いためヒートチェックは極めて僅かであり、○と評価した。
今回は３００００ショットで鋳造テストを終えたが、更に数万ショットは鋳造可能と思われるほどヒートチェックは少ない状況であった。ヒートチェックを抑制するには高熱伝導率が必要であることを確認した。
今回は３００００ショットで鋳造テストを終えたが、更に数万ショットは鋳造可能と思われるほどヒートチェックは少ない状況であった。ヒートチェックを抑制するには高熱伝導率が必要であることを確認した。
＜水冷孔の錆びと割れ＞
次に、３００００ショット鋳造した金型を切断し、冷却回路の水冷孔の錆びと割れを確認した。
錆びについては金型表面温度の結果と対応し、比較鋼２と比較鋼４では著しい錆びが発生した。ステンレス鋼の比較鋼３では錆びがほとんど発生しておらず、また比較鋼１の錆びは軽度であった。比較鋼１はステンレス鋼ではないがＣｒが５％と高くかなりの耐食性があった。
発明鋼についてもＣｒ量の高い水準ほど錆びは少ない傾向であった。
次に、３００００ショット鋳造した金型を切断し、冷却回路の水冷孔の錆びと割れを確認した。
錆びについては金型表面温度の結果と対応し、比較鋼２と比較鋼４では著しい錆びが発生した。ステンレス鋼の比較鋼３では錆びがほとんど発生しておらず、また比較鋼１の錆びは軽度であった。比較鋼１はステンレス鋼ではないがＣｒが５％と高くかなりの耐食性があった。
発明鋼についてもＣｒ量の高い水準ほど錆びは少ない傾向であった。
一方、水冷孔割れが発生し易い条件は、耐食性が低く（Ｃｒ量が少なく）、熱伝導率が低い（熱応力が高い）場合である。
比較鋼１は、比較的高耐食性で亀裂の起点となる腐食部は少なかったものの、低熱伝導率のため深さ５ｍｍ程度の亀裂が進展しており、これを△と評価した。意匠面への亀裂の貫通が直ぐに起こるほどではないが深い亀裂であることには変わりなく好ましい状態ではない。
比較鋼２は、耐食性も熱伝導率も低いため１０ｍｍを超える亀裂に成長していた。意匠面と水冷孔の距離は１５ｍｍであり、意匠面への亀裂の貫通による水漏れが懸念される非常に危険な状態である。当然ながら評価は×である。
比較鋼３は、非常に耐食性が高いため亀裂の起点となる腐食部がほとんど無く、亀裂もほとんど観察されなかった。低熱伝導率ではあるが亀裂の起点発生を抑制すれば、水冷孔割れは抑制できることが分かる。
比較鋼４は、高熱伝導率であるが耐食性が低いため亀裂の発生は抑制できず、結果的に５ｍｍほど亀裂が進展しており、△と評価した。
比較鋼１は、比較的高耐食性で亀裂の起点となる腐食部は少なかったものの、低熱伝導率のため深さ５ｍｍ程度の亀裂が進展しており、これを△と評価した。意匠面への亀裂の貫通が直ぐに起こるほどではないが深い亀裂であることには変わりなく好ましい状態ではない。
比較鋼２は、耐食性も熱伝導率も低いため１０ｍｍを超える亀裂に成長していた。意匠面と水冷孔の距離は１５ｍｍであり、意匠面への亀裂の貫通による水漏れが懸念される非常に危険な状態である。当然ながら評価は×である。
比較鋼３は、非常に耐食性が高いため亀裂の起点となる腐食部がほとんど無く、亀裂もほとんど観察されなかった。低熱伝導率ではあるが亀裂の起点発生を抑制すれば、水冷孔割れは抑制できることが分かる。
比較鋼４は、高熱伝導率であるが耐食性が低いため亀裂の発生は抑制できず、結果的に５ｍｍほど亀裂が進展しており、△と評価した。
これに対し発明鋼は、高耐食性を有し且つ熱伝導率が高いことが特徴である。このため水冷孔割れは軽度であり最大でも亀裂の深さは１ｍｍ程度であった。評価は○である。今回は３００００ショットで鋳造テストを終えたが更に数万ショットは鋳造が可能と思われるほど水冷孔の亀裂は浅い状況であった。
表２の結果より高耐食性と高熱伝導率の両立が金型における冷却性能の向上、ヒートチェックの抑制、水冷孔割れ軽減に有効であることを確認した。
表２の結果より高耐食性と高熱伝導率の両立が金型における冷却性能の向上、ヒートチェックの抑制、水冷孔割れ軽減に有効であることを確認した。
＜水冷孔と意匠面の距離＞
ところで、高耐食性の比較鋼３は１０ショット目と３００００ショット目の金型最高温度が変わらないという安定した冷却性能を有している。そこで比較鋼３の鋼の粉末を用いて水冷孔を意匠面から１０ｍｍの位置に近接させた金型を製造し、表２の鋳造テストと同条件で評価テストを行った。水冷孔を意匠面に近接させる薄肉化によって意匠面の熱応力は低減するため、ヒートチェック改善効果も期待できる。その結果を表３に示す。
ところで、高耐食性の比較鋼３は１０ショット目と３００００ショット目の金型最高温度が変わらないという安定した冷却性能を有している。そこで比較鋼３の鋼の粉末を用いて水冷孔を意匠面から１０ｍｍの位置に近接させた金型を製造し、表２の鋳造テストと同条件で評価テストを行った。水冷孔を意匠面に近接させる薄肉化によって意匠面の熱応力は低減するため、ヒートチェック改善効果も期待できる。その結果を表３に示す。
表３で示すように、１０ショット目の金型最高温度は３９７℃となり、表２の発明鋼（水冷孔と意匠面との距離は１５ｍｍ）と同様に低温度化された。水冷孔を意匠面に近接させる方案は低温度化に非常に有効である。また３００００ショット目においても３９７℃のままであり、冷却能が非常に安定している。更に想定通りヒートチェックも表２の×から△へと改善された。
しかしながら、水冷孔割れについては表２の○から×へと劣化した。この例のように意匠面と水冷孔を近接させると、意匠面の熱応力は減少するが、水冷孔表面の熱応力は逆に増加する。このため亀裂の起点となる腐食部が少なくても（高耐食性でも）、亀裂の進展が加速されたと考えられる。亀裂深さは５ｍｍを超えており、意匠面と水冷孔の距離が１０ｍｍであることから意匠面への亀裂の貫通による水漏れが懸念される非常に危険な状態である。
このように冷却能向上のため水冷孔を意匠面に近接させると水冷孔割れが顕在化する。
しかしながら、水冷孔割れについては表２の○から×へと劣化した。この例のように意匠面と水冷孔を近接させると、意匠面の熱応力は減少するが、水冷孔表面の熱応力は逆に増加する。このため亀裂の起点となる腐食部が少なくても（高耐食性でも）、亀裂の進展が加速されたと考えられる。亀裂深さは５ｍｍを超えており、意匠面と水冷孔の距離が１０ｍｍであることから意匠面への亀裂の貫通による水漏れが懸念される非常に危険な状態である。
このように冷却能向上のため水冷孔を意匠面に近接させると水冷孔割れが顕在化する。
以上のように、熱伝導率が高くても耐食性が悪い場合は、錆びによって冷却能が大きく低下し、また腐食部が亀裂の起点となるため水冷孔割れが発生し易くなる。一方、耐食性を高めても熱伝導率が低ければ、冷却能の低下はもちろん水冷孔割れが助長され、更に耐ヒートチェック性も悪化する。
このため熱伝導率，耐食性の何れか一方だけ高めても低温度化（冷却能向上）、ヒートチェック抑制、水冷孔割れ軽減の３項目同時実現は難しい。
これに対し発明鋼は耐食性と熱伝導率が共に高いため、これら３項目を同時実現が可能である。
このため熱伝導率，耐食性の何れか一方だけ高めても低温度化（冷却能向上）、ヒートチェック抑制、水冷孔割れ軽減の３項目同時実現は難しい。
これに対し発明鋼は耐食性と熱伝導率が共に高いため、これら３項目を同時実現が可能である。
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る。上記ではダイカスト用の金型への適用例を述べたが、熱伝導率と耐食性の高さを両立した本発明の鋼は、温度制御用の冷媒を流す回路が内部に形成された金型や部品に好適に適用することができる。具体的には樹脂やゴム等の射出成形，鍛造，更には鋼板のホットプレス用の金型や部品に適用して高い性能を発揮する。
さらに本発明の成分からなる鋼を、棒状や線状やワイヤー状にして溶接材として使えば、積層造形ままと同様に、溶接ままで適正硬さが得られ、高熱伝導率で高耐食性という特性を生かすことができる。溶接も一種の積層造形である。勿論、通常の溶接材のように硬さ調整、歪みや応力の除去、を目的とした再加熱を溶接後に行なっても良い。
また、本発明の鋼による金型を表面改質（ショットブラスト，サンドブラスト，窒化，ＰＶＤ，ＣＶＤ，メッキ，など）と組合せることも有効である。
その他本発明は、その趣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。
さらに本発明の成分からなる鋼を、棒状や線状やワイヤー状にして溶接材として使えば、積層造形ままと同様に、溶接ままで適正硬さが得られ、高熱伝導率で高耐食性という特性を生かすことができる。溶接も一種の積層造形である。勿論、通常の溶接材のように硬さ調整、歪みや応力の除去、を目的とした再加熱を溶接後に行なっても良い。
また、本発明の鋼による金型を表面改質（ショットブラスト，サンドブラスト，窒化，ＰＶＤ，ＣＶＤ，メッキ，など）と組合せることも有効である。
その他本発明は、その趣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 (8)
- 質量％で
０．１０≦Ｃ＜０．２５
０．００５≦Ｓｉ≦０．６００
２．００≦Ｃｒ≦６．００
−０．０１２５×［Ｃｒ］＋０．１２５≦Ｍｎ≦−０．１００×［Ｃｒ］＋１．８００・・式（１）
（但し式（１）中［Ｃｒ］はＣｒの含有質量％を表す）
０．０１≦Ｍｏ≦１．８０
−０．００４４７×［Ｍｏ］＋０．０１０≦Ｖ≦−０．１１１７×［Ｍｏ］＋０．９０１・・式（２）
（但し式（２）中［Ｍｏ］はＭｏの含有質量％を表す）
０．０００２≦Ｎ≦０．３０００
残部がＦｅ及び不可避的不純物の組成を有することを特徴とする鋼の粉末。 - 質量％で
０．１０＜Ａｌ≦１．２０
を更に含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼の粉末。 - 質量％で
０．３０＜Ｎｉ≦３．５０
０．３０＜Ｃｕ≦２．００
の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする請求項１，２の何れかに記載の鋼の粉末。 - 質量％で
０．０００１＜Ｂ≦０．０１００
を更に含有することを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載の鋼の粉末。 - 質量％で
０．００３＜Ｓ≦０．２５０
０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００
０．０３＜Ｓｅ≦０．５０
０．００５＜Ｔｅ≦０．１００
０．０１＜Ｂｉ≦０．５０
０．０３＜Ｐｂ≦０．５０
の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする請求項１〜４の何れかに記載の鋼の粉末。 - 質量％で
０．００４＜Ｎｂ≦０．１００
０．００４＜Ｔａ≦０．１００
０．００４＜Ｔｉ≦０．１００
０．００４＜Ｚｒ≦０．１００
の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする請求項１〜５の何れかに記載の鋼の粉末。 - 質量％で
０．１０＜Ｗ≦５．００
０．１０＜Ｃｏ≦３．００
の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする請求項１〜６の何れかに記載の鋼の粉末。 - 請求項１〜７の何れかに記載の材料を用いた積層造形法により製造された部位を有する金型。
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