JP2017166066A

JP2017166066A - Steel for mold and mold

Info

Publication number: JP2017166066A
Application number: JP2017039355A
Authority: JP
Inventors: 河野　正道; Masamichi Kono; 正道河野
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2016-03-11
Filing date: 2017-03-02
Publication date: 2017-09-21
Anticipated expiration: 2037-03-02
Also published as: KR20170106234A; JP6866692B2; KR101989665B1

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a steel for mold having hardness of precipitating particle boundary carbide during manufacturing a mold, good annealing property and hardness of participating pearlite, having high hardness and excellent in corrosion resistance when becomes the mold and fine in old austenite crystal particle and the mold.SOLUTION: A steel for mold contains, by mass%, 0.220≤C≤0.360, 0.65≤Si<1.05, 0.43≤Mn≤0.92, 0.43≤Ni≤0.92, 0.67≤0.5Mn+Ni≤1.30, 10.50≤Cr<12.50, 0.05≤Mo<0.50, 0.002≤V<0.50, 0.001≤N≤0.160, 0.300≤C+N≤0.420 and the balance Fe with inevitable impurities.SELECTED DRAWING: None

Description

この発明は金型用鋼及び金型に関し、特に硬度と耐食性に優れた金型用鋼及び金型に関する。 The present invention relates to a mold steel and a mold, and more particularly to a mold steel and a mold excellent in hardness and corrosion resistance.

近年、プラスチック製品にあっては、高強度化のために硬質なガラス繊維を混入させたものが増えて来ている。このようなプラスチック製品の射出成形においては、金型の摩耗が顕在化する。金型が摩耗すると、それが製品に転写されて製品の表面品質を悪化させる。表面品質の悪い製品は商品にならず、廃棄処分となる。従って、金型は摩耗しないことが重要であり、耐摩耗性を確保するため、金型には高硬度が求められる。
従来、硬質なガラス繊維を混入させたプラスチックの射出成形に使用される金型の硬度は４５〜５５ＨＲＣがメインである（加工性の観点から、上記よりも硬さの低い状態に調質して使う場合もある）。 In recent years, plastic products in which hard glass fibers are mixed to increase the strength have been increasing. In the injection molding of such plastic products, the wear of the mold becomes obvious. As the mold wears, it is transferred to the product and degrades the surface quality of the product. Products with poor surface quality are not commodities and are discarded. Therefore, it is important that the mold does not wear, and the mold is required to have high hardness in order to ensure wear resistance.
Conventionally, the hardness of a mold used for injection molding of plastic mixed with hard glass fibers is mainly 45 to 55 HRC (from the viewpoint of workability, the hardness is tempered to a lower hardness than the above. Sometimes used).

プラスチック製品を成形する金型にあっては、一般にその内部に温度調整用の流路を設け、その流路に冷水・温水・蒸気などを流して金型の温度調節を行う。しかし耐食性の低い金型では流路が錆びで狭くなり、所定の流量（冷水・温水・蒸気など）を確保できなくなって温度調節に支障をきたすことになる。更に錆びが進行した場合には流路が錆びで詰まってしまい、流路が用をなさなくなってしまう。また、耐食性の低い金型では錆びの部分を起点として亀裂が発生し、その進展によって金型が割れたり、意匠面に貫通した亀裂から冷水・温水・蒸気などが漏れて樹脂製品に悪影響を及ぼすことがある。また、成形する樹脂から発生するガスによって金型表面が腐食することがある。腐食部が製品に転写されると表面品質が劣化する。このような理由から金型には高耐食性が求められる。 In general, a mold for molding a plastic product is provided with a temperature adjusting flow path therein, and cold water, hot water, steam, or the like is supplied to the flow path to adjust the temperature of the mold. However, in a mold having low corrosion resistance, the flow path becomes narrow due to rust, and it becomes impossible to secure a predetermined flow rate (cold water, hot water, steam, etc.), which hinders temperature control. Furthermore, when rust progresses, the flow path is clogged with rust, and the flow path becomes useless. In addition, molds with low corrosion resistance have cracks starting from the rusted part, and the cracks are caused by the progress of the mold, or cold water, hot water, steam, etc. leak from the cracks that penetrate the design surface, which adversely affects resin products. Sometimes. In addition, the mold surface may be corroded by gas generated from the resin to be molded. When the corroded part is transferred to the product, the surface quality deteriorates. For this reason, the mold is required to have high corrosion resistance.

また金型としての使用中には、熱応力や機械応力が繰り返し付与される。このような過酷な使用環境下での割れを回避するため、金型には結晶粒の微細さが求められる。 Further, during use as a mold, thermal stress and mechanical stress are repeatedly applied. In order to avoid cracking under such a severe use environment, the mold is required to have fine crystal grains.

プラスチック射出成形用の、硬度と耐食性が要求される金型（金型の一部を構成する部品も含む）は一般に、溶解→精錬→鋳造→均質化熱処理→熱間加工→中間熱処理→焼鈍→機械加工１（粗加工）→焼入れ→焼戻し→機械加工２（仕上げ加工）→鏡面研磨あるいはシボ加工の工程を経て製造される。
また必要に応じて表面改質（ＰＶＤ、ＣＶＤ、窒化、ショットブラスト、ショットピーニングなど）を適用する場合もある。 Molds that require hardness and corrosion resistance for plastic injection molding (including parts that constitute part of the mold) are generally melting → refining → casting → homogenization heat treatment → hot working → intermediate heat treatment → annealing → Manufactured through a process of machining 1 (rough machining) → quenching → tempering → machining 2 (finishing) → mirror polishing or embossing.
Further, surface modification (PVD, CVD, nitriding, shot blasting, shot peening, etc.) may be applied as necessary.

この製造工程において金型用鋼には、(1)熱間加工後に粒界炭化物が析出しないこと、(2)焼鈍性が良いこと、(3)焼入れ時にパーライトが析出しないこと、が求められる。 In this manufacturing process, the mold steel is required to be (1) no grain boundary carbides precipitated after hot working, (2) good annealing, and (3) no pearlite precipitated during quenching.

熱間加工ではγ単相状態にあり、炭素や炭化物形成元素は全て母相中に固溶している。熱間加工後の冷却中、温度の低下によって元素の固溶度が下がり、γ粒界に炭化物が析出することがある。熱間加工後に析出した粒界炭化物は後続する熱処理（焼鈍，焼入れ，焼戻し）で解消することが出来ない。粒界炭化物はマトリックスに分散する異物となり、鏡面研磨によって均一で滑らかな表面を得る際の障害となる。また粒界炭化物は、金型として使用中の繰り返し応力による破壊の起点にもなる。従って「(1)粒界炭化物の析出し難さ」が求められる。 In hot working, it is in a γ single phase state, and carbon and carbide forming elements are all dissolved in the matrix. During cooling after hot working, the solid solubility of the element may decrease due to a decrease in temperature, and carbide may precipitate at the γ grain boundary. Grain boundary carbides precipitated after hot working cannot be eliminated by subsequent heat treatment (annealing, quenching, tempering). The grain boundary carbide becomes a foreign substance dispersed in the matrix and becomes an obstacle to obtaining a uniform and smooth surface by mirror polishing. In addition, the grain boundary carbide becomes a starting point of fracture due to repeated stress during use as a mold. Therefore, “(1) difficulty in precipitation of grain boundary carbides” is required.

焼鈍性が悪い場合、軟質化のために複雑で長時間に亘る焼鈍条件が必要となり、素材コストの上昇を招く。従って上記機械加工１が可能な状態にまで簡単な熱処理で軟質化する「(2)焼鈍性の良さ」が求められる。 When the annealing property is poor, complicated and long annealing conditions are required for softening, which leads to an increase in material cost. Therefore, “(2) good annealing property” is required which is softened by a simple heat treatment to a state where the machining 1 is possible.

焼入れで析出したパーライトも、その後の焼戻しで解消することができない。パーライトはマトリックスに分散する異物となり、鏡面研磨によって均一で滑らかな表面を得る際の障害となる。またパーライトは、金型として使用中の繰り返し応力による破壊の起点にもなる。従って「(3)パーライトの析出し難さ」が求められる。 The pearlite precipitated by quenching cannot be eliminated by subsequent tempering. Perlite becomes a foreign substance dispersed in the matrix and becomes an obstacle to obtaining a uniform and smooth surface by mirror polishing. Pearlite also serves as a starting point for fracture due to repeated stress during use as a mold. Therefore, “(3) difficulty in precipitation of pearlite” is required.

従来、耐食性と５２ＨＲＣ程度の高硬度が要求される金型や部品には、ＪＩＳＳＵＳ４２０Ｊ２が多用される。その成分は、０．４Ｃ−０．９Ｓｉ−０．４Ｍｎ−０．２Ｎｉ−１３Ｃｒ−０．０１５Ｎである。このＳＵＳ４２０Ｊ２は上記(2)焼鈍性が良いことの条件を満たし、８５０〜９５０℃から１５〜６０℃／Ｈｒで６５０℃まで冷却し以降は放冷、という簡単な焼鈍処理をするだけで８７〜９６ＨＲＢに軟質化する。
しかしながら、ＳＵＳ４２０Ｊ２は上記(1)(3)の条件を満たさない。
特に、焼入れ温度１０３０℃から５０℃／ｍｉｎという高速で焼入れ冷却してもパーライトの析出を回避することが出来ない。
一般に金型内部の焼入れ冷却速度は１０〜４０℃／ｍｉｎであることから（パーライトが析出する５５０〜８５０℃の温度域）、ＳＵＳ４２０Ｊ２の金型内部ではパーライトの析出が不可避となり、金型として使用中の破壊の危険性が高まる。 Conventionally, JIS SUS420J2 is frequently used for molds and parts that require corrosion resistance and high hardness of about 52 HRC. The component is 0.4C-0.9Si-0.4Mn-0.2Ni-13Cr-0.015N. This SUS420J2 satisfies the above condition (2) Good annealing properties, and is cooled to 650 ° C. from 850 to 950 ° C. at 15 to 60 ° C./Hr, and then left to cool, and then it is 87 to Softens to 96HRB.
However, SUS420J2 does not satisfy the conditions (1) and (3).
In particular, precipitation of pearlite cannot be avoided even by quenching and cooling at a quenching temperature of 1030 ° C. to 50 ° C./min.
Generally, the quenching and cooling rate inside the mold is 10 to 40 ° C / min (temperature range of 550 to 850 ° C where pearlite is precipitated), so pearlite is inevitably deposited inside the SUS420J2 mold and used as a mold. The risk of destruction inside increases.

上記の問題に対し、ＳＵＳ４２０Ｊ２の成分を大幅に変更した高Ｎステンレス鋼が用いられることがある。この鋼では、Ｃを低減することで上記(1)の問題を回避している。低Ｃ化で強度が下がる分は高Ｎ化で補っている。またこの鋼では低Ｃ化と併せＭｎやＮｉを増量することで上記(3)の問題を回避している。しかし、このような成分調整の結果として焼入れ性が過度に高くなるため今度は上記(2)を達成出来ない。この結果、焼鈍や機械加工１（粗加工）のコスト増や納期延長を余儀なくされる。更に焼鈍性が悪いことから焼入れ時にγメモリー効果が発現し、熱間加工時の粗大粒が焼入れ時にも引き継がれ、金型として使用中の割れを生じ易くなっている。
以上のように、プラスチックを射出成形する金型には、高硬度と高耐食性のほかに(1)熱間加工後に粒界炭化物が析出しないこと、(2)焼鈍性が良いこと、(3)焼入れ時にパーライトが析出しないこと、が求められるが、従来これらの特性を満たす金型用鋼及び金型は提供されていない。 To solve the above problem, high-N stainless steel in which the components of SUS420J2 are significantly changed may be used. In this steel, the problem (1) is avoided by reducing C. The decrease in strength due to low C is compensated by high N. In addition, in this steel, the problem of the above (3) is avoided by increasing the amount of Mn and Ni together with the lowering of C. However, since the hardenability becomes excessively high as a result of such component adjustment, the above (2) cannot be achieved. As a result, annealing and machining 1 (rough machining) are forced to increase costs and delivery times. Further, since the annealing property is poor, a γ memory effect is exhibited at the time of quenching, and coarse grains at the time of hot working are inherited at the time of quenching, so that cracking during use as a mold is likely to occur.
As described above, in addition to high hardness and high corrosion resistance, (1) no grain boundary carbide precipitates after hot working, (2) good annealing, and (3) Although it is required that pearlite does not precipitate at the time of quenching, steel for molds and molds that satisfy these characteristics have not been provided.

尚、本発明の範囲である１０．５〜１２．５Ｃｒを含む鋼が、下記の特許文献１から特許文献７に開示されている。しかしながら以下に示すように、これらの鋼はいずれもプラスチックの射出成形金型用鋼ではなく、本発明とは用途が異なっている。また、必須元素や着目する特性も異なっている。 In addition, the steel containing 10.5-12.5Cr which is the range of this invention is disclosed by the following patent document 1-patent document 7. FIG. However, as shown below, these steels are not plastic injection mold steels, and have different uses from the present invention. In addition, essential elements and characteristics of interest are also different.

特許文献１には４０〜４７ＨＲＣの快削工具鋼が開示されている。しかしながら特許文献１に記載のものは、高硬度，高耐食性のプラスチックの射出成形金型としての言及がなく、また快削化のためＳを必須添加としている点、硬さレベルが本発明より低い点で本発明とは異なっている。仮にこの鋼をプラスチックの射出成形金型に適用すれば、快削成分の影響で所定の鏡面性を確保できないこと、耐磨耗性に劣ること、が容易に推定される。
また、Ｃｒを７．０５〜１５．０％の範囲で含有した実施例は開示されておらず、同範囲内でＣｒを含有することの効果が証明されていない。焼鈍性や粒界炭化物及びパーライトの析出についての着眼もない。 Patent Document 1 discloses 40 to 47 HRC free cutting tool steel. However, the material described in Patent Document 1 is not mentioned as an injection mold for plastics with high hardness and high corrosion resistance, and S is an essential addition for free cutting, and the hardness level is lower than that of the present invention. This is different from the present invention. If this steel is applied to a plastic injection mold, it is easily estimated that a predetermined mirror property cannot be secured due to the influence of free cutting components and that the wear resistance is inferior.
Moreover, the Example which contained Cr in the range of 7.05 to 15.0% is not disclosed, and the effect of containing Cr within the same range is not proved. There is no focus on annealing and precipitation of grain boundary carbides and pearlite.

特許文献２には４５〜６３ＨＲＣの快削工具鋼が開示されている。しかしながら特許文献２に記載のものも、高硬度，高耐食性のプラスチックの射出成形金型としての言及がなく、快削化のためＳを必須添加としている点で本発明とは異なっている。仮にこの鋼をプラスチックの射出成形金型に適用すれば、快削成分の影響で所定の鏡面性を確保できないことが容易に推定される。焼鈍性や粒界炭化物及びパーライトの析出についての着眼もない。 Patent Document 2 discloses a free-cutting tool steel of 45 to 63 HRC. However, the one described in Patent Document 2 is also different from the present invention in that there is no mention as a high hardness, high corrosion resistance plastic injection mold, and S is an essential addition for free cutting. If this steel is applied to a plastic injection mold, it is easily estimated that a predetermined mirror property cannot be ensured due to the influence of free cutting components. There is no focus on annealing and precipitation of grain boundary carbides and pearlite.

特許文献３には熱間加工用合金鋼が開示されている。しかしながら特許文献３に記載のものも、高硬度，高耐食性のプラスチックの射出成形金型としての言及がなく、基本成分がＣとＳｉとＲＥＭとＮの場合もあり、これでは焼きが入らないうえ耐食性も得られないことが容易に推定される。また、選択元素としてのＣｒについては、２．５〜１３．０Ｃｒの範囲内の実施例の開示がなく、同範囲内でＣｒを含有することの効果が実施例で証明されていない。焼鈍性や粒界炭化物及びパーライトの析出についての着眼もない。 Patent Document 3 discloses an alloy steel for hot working. However, the one described in Patent Document 3 is not mentioned as an injection mold for plastics with high hardness and high corrosion resistance, and there are cases where the basic components are C, Si, REM, and N. It is easily estimated that corrosion resistance is not obtained. Moreover, about Cr as a selection element, there is no indication of the Example in the range of 2.5-13.0Cr, and the effect of containing Cr within the same range is not proved by the Example. There is no focus on annealing and precipitation of grain boundary carbides and pearlite.

特許文献４には炭化物の面積率が５．５〜３０％で溶損性に優れたダイカスト金型用鋼が開示されている。しかしながら特許文献４に記載のものは、Ｎｉが必須ではなく、添加されても０．２％（実施例）と低く、高Ｎｉの効果が証明されていない点、Ｍｏ＋０．５Ｗは必須だが最低でも１．９５％（実施例）と多く、低Ｍｏの効果が証明されていない点で本発明と異なっている。また、多量の炭化物を形成させるためＣが非常に多い。プラスチックの射出成形金型に適用すれば、炭化物の影響で鏡面性や耐食性の低下、炭化物を起点にした破壊が起こると容易に推定される。焼鈍性や粒界炭化物及びパーライトの析出についての着眼もない。 Patent Document 4 discloses a die casting steel having a carbide area ratio of 5.5 to 30% and excellent melt resistance. However, in the thing of patent document 4, Ni is not essential, and even if it adds, it is as low as 0.2% (Example), and the effect of high Ni is not proven, Mo + 0.5W is essential, but at least It is as high as 1.95% (Example) and is different from the present invention in that the effect of low Mo has not been proved. Further, C is very much because a large amount of carbide is formed. When applied to plastic injection molds, it is easily presumed that the specularity and corrosion resistance decrease due to the influence of carbides, and that the destruction starts from carbides. There is no focus on annealing and precipitation of grain boundary carbides and pearlite.

特許文献５にはバネ用の直径４．５〜２０ｍｍの鋼線が開示されている。しかしながら特許文献５に記載のものは、プラスチックの射出成形金型としての言及がなく、またＶが必須でない点で本発明とは異なっている。
Ｖは選択添加された場合でも０．５％（実施例）と多く、低Ｖの効果が証明されていない。当然ながら直径４．５〜２０ｍｍの鋼線では金型に適用することはできない。焼鈍性や粒界炭化物及びパーライトの析出についての着眼もない。 Patent Document 5 discloses a steel wire having a diameter of 4.5 to 20 mm for a spring. However, the one described in Patent Document 5 is different from the present invention in that there is no mention as a plastic injection mold and V is not essential.
Even when V is selectively added, it is as high as 0.5% (Example), and the effect of low V has not been proved. Of course, a steel wire having a diameter of 4.5 to 20 mm cannot be applied to a mold. There is no focus on annealing and precipitation of grain boundary carbides and pearlite.

特許文献６及び特許文献７では油井用ステンレス鋼管が開示されている。これら特許文献に記載のものは、プラスチックの射出成形金型としての言及がない点、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｖが必須でない点で本発明とは異なっている。また、Ｓｉは０．３１％（実施例）以下と低く、高Ｓｉの効果が証明されていない。選択添加のＮｉは最低でも１．６３％（実施例）と高く、低Ｎｉの効果が証明されていない。選択添加のＭｏは最低でも０．７５％（実施例）と高く、低Ｍｏの効果が証明されていない。当然ながら鋼管では金型に適用することはできない。焼鈍性や粒界炭化物及びパーライトの析出についての着眼もない。 Patent Documents 6 and 7 disclose stainless steel pipes for oil wells. Those described in these patent documents are different from the present invention in that there is no mention as a plastic injection mold and Ni, Mo, and V are not essential. Moreover, Si is as low as 0.31% (Example) or less, and the effect of high Si has not been proved. The selectively added Ni is as high as 1.63% (Example) at the minimum, and the effect of low Ni has not been proved. The selectively added Mo is as high as at least 0.75% (Example), and the effect of low Mo has not been proved. Of course, steel pipes cannot be applied to molds. There is no focus on annealing and precipitation of grain boundary carbides and pearlite.

一方、プラスチックの射出成形金型用の高Ｃｒ鋼については下記の特許文献８及び特許文献９に開示されている。しかしながらこれら特許文献に記載のものは、Ｃｒ添加量が１２．５％以上と高く、本発明とは異なっている。 On the other hand, high Cr steel for plastic injection molds is disclosed in Patent Document 8 and Patent Document 9 below. However, those described in these patent documents have a Cr addition amount as high as 12.5% or more, which is different from the present invention.

また、Ｃｒの添加量が本発明と重複するプラスチックの射出成形金型用鋼については、特許文献１０に開示されている。しかしながら本発明は、この特許文献１０の実施例として開示の無いＳｉ・Ｍｎ・Ｎｉの成分範囲を対象としており、この特許文献に開示の技術には無い効果を見出している。 Patent Document 10 discloses a plastic injection mold steel in which the addition amount of Cr overlaps with that of the present invention. However, the present invention targets a component range of Si, Mn, and Ni that is not disclosed as an example of Patent Document 10, and has found an effect that is not found in the technology disclosed in this Patent Document.

特開昭５７−７３１７１号公報JP-A-57-73171 特開昭５７−７３１７２号公報JP-A-57-73172 特開昭５８−１１３３５２号公報JP 58-113352 A 特開２００７−１９７７８４号公報JP 2007-197784 A 特開２００７−３１４８１５号公報JP 2007-314815 A 特開２００８−２９７６０２号公報JP 2008-297602 A 特開２００９−１６７４７６号公報JP 2009-167476 A 特開平８−２５３８４６号公報Japanese Patent Laid-Open No. 8-253846 特表２００４−５０３６７７号公報JP-T-2004-503676 特表２０１０−５３９３２５号公報Special table 2010-539325 gazette

本発明は以上のような事情を背景とし、金型を製造する際の粒界炭化物の析出し難さ、良好な焼鈍性，パーライトの析出し難さを備え、且つ金型となった場合に高硬度で耐食性に優れ、旧オーステナイト結晶粒が微細な金型用鋼及び金型を提供することを目的としてなされたものである。 In the background of the above circumstances, the present invention has a difficulty in precipitating grain boundary carbides when producing a mold, good annealing, difficulty in precipitating pearlite, and a mold. The purpose of the present invention is to provide a mold steel and a mold having high hardness and excellent corrosion resistance and fine old austenite crystal grains.

而して請求項１のものは、金型用鋼に関するもので、質量％で０．２２０≦Ｃ≦０．３６０，０．６５≦Ｓｉ＜１．０５，０．４３≦Ｍｎ≦０．９２，０．４３≦Ｎｉ≦０．９２，０．６７≦０．５Ｍｎ＋Ｎｉ≦１．３０，１０．５０≦Ｃｒ＜１２．５０，０．０５≦Ｍｏ＜０．５０，０．００２≦Ｖ＜０．５０，０．００１≦Ｎ≦０．１６０，０．３００≦Ｃ＋Ｎ≦０．４２０を含有し、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。 Thus, the first aspect relates to a mold steel, and in mass%, 0.220 ≦ C ≦ 0.360, 0.65 ≦ Si <1.05, 0.43 ≦ Mn ≦ 0.92. 0.43 ≦ Ni ≦ 0.92, 0.67 ≦ 0.5Mn + Ni ≦ 1.30, 10.50 ≦ Cr <12.50, 0.05 ≦ Mo <0.50, 0.002 ≦ V <0 .50, 0.001 ≦ N ≦ 0.160, 0.300 ≦ C + N ≦ 0.420, with the balance having a composition of Fe and inevitable impurities.

尚、通常、金型用鋼において、下記に示す成分が下記範囲で不可避的不純物として含まれ得る。
Ｐ≦０．０５，Ｓ≦０．００６，Ｃｕ≦０．３０，Ａｌ≦０．１０，Ｗ≦０．３０，Ｏ≦０．０１，Ｃｏ≦０．３０，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などである。 Normally, in the steel for molds, the following components can be included as inevitable impurities within the following ranges.
P ≦ 0.05, S ≦ 0.006, Cu ≦ 0.30, Al ≦ 0.10, W ≦ 0.30, O ≦ 0.01, Co ≦ 0.30, 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, and the like.

請求項２のものは、請求項１において、質量％で０．３０＜Ｗ≦５．００，０．３０＜Ｃｏ≦４．００の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする。 According to a second aspect of the present invention, in the first aspect of the present invention, at least one of 0.30 <W ≦ 5.00 and 0.30 <Co ≦ 4.00 is further contained by mass%.

請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、質量％で０．００４＜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。 According to a third aspect of the present invention, in any one of the first and second aspects, 0.004 <Nb ≦ 0.100, 0.004 <Ta ≦ 0.100, 0.004 <Ti ≦ 0.100 in mass%. It further contains at least one of 0.004 <Zr ≦ 0.100.

請求項４のものは、請求項１〜３の何れかにおいて、質量％で０．１０＜Ａｌ≦１．２０を更に含有することを特徴とする。 According to a fourth aspect of the present invention, in any one of the first to third aspects, the composition further contains 0.10 <Al ≦ 1.20 in mass%.

請求項５のものは、請求項１〜４の何れかにおいて、質量％で０．３０＜Ｃｕ≦３．０
を更に含有することを特徴とする。 According to a fifth aspect of the present invention, in any one of the first to fourth aspects, the mass% is 0.30 <Cu ≦ 3.0.
Is further contained.

請求項６のものは、請求項１〜５の何れかにおいて、質量％で０．０００１＜Ｂ≦０．００５０を更に含有することを特徴とする。 A sixth aspect of the present invention is characterized in that in any one of the first to fifth aspects, 0.0001 <B ≦ 0.0050 is further contained in mass%.

請求項７のものは、請求項１〜６の何れかにおいて、質量％で０．００６＜Ｓ≦０．０５０，０．０００５＜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。 According to a seventh aspect of the present invention, in any one of the first to sixth aspects, 0.006 <S ≦ 0.050, 0.0005 <Ca ≦ 0.2000, 0.03 <Se ≦ 0.50 in mass%. It further contains at least one of 0.005 <Te ≦ 0.100, 0.01 <Bi ≦ 0.50, 0.03 <Pb ≦ 0.50.

請求項８のものは、金型に関するものであって、請求項１〜７の何れかに記載の鋼から成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ピン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。 An eighth aspect of the present invention relates to a mold, and is made of the steel according to any one of the first to seventh aspects.
In the present invention, the “mold” includes not only the mold body but also mold parts such as pins that are assembled and used. Furthermore, the metal mold | die which consists of steel of this invention and the surface-treated thing is contained.

以上のような本発明は、ＳＵＳ４２０Ｊ２に対して低Ｃ化、低Ｃｒ化、高Ｍｎ化、高Ｎｉ化及びＭｏ添加を行い、粒界炭化物及びパーライトの析出を抑制した点を特徴としたものである。
かかる本発明によれば、硬度，耐食性，焼鈍性をＳＵＳ４２０Ｊ２並みに確保したうえで、粒界炭化物及びパーライトの析出を抑制することができる。
ＳＵＳ４２０Ｊ２において、析出する炭化物はＣｒ系炭化物であることから、炭化物の析出を抑制するためにはＣｒの低量化が有効であるが、反面、Ｃrを過度に減らすと耐食性や焼鈍性が悪化してしまう。
そこで本発明では、Ｃｒを過度に減らすことなく１０．５０≦Ｃｒ＜１２．５０とし、このＣｒ量の下でＭｎ，Ｎｉ，Ｍｏを適量添加することで、良好な焼鈍性を確保しつつ粒界炭化物及びパーライトの析出を抑制した。 The present invention as described above is characterized in that SUS420J2 is reduced in C, reduced in Cr, increased in Mn, increased in Ni and added with Mo to suppress precipitation of grain boundary carbides and pearlite. is there.
According to the present invention, it is possible to suppress precipitation of grain boundary carbides and pearlite while ensuring hardness, corrosion resistance, and annealing properties as in SUS420J2.
In SUS420J2, since the precipitated carbide is Cr-based carbide, it is effective to reduce Cr in order to suppress the precipitation of carbide, but on the other hand, if Cr is excessively reduced, the corrosion resistance and annealing properties deteriorate. End up.
Therefore, in the present invention, 10.50 ≦ Cr <12.50 without excessively reducing Cr, and by adding an appropriate amount of Mn, Ni, and Mo under this Cr amount, it is possible to ensure a good annealing property while ensuring good annealing. Sedimentation of boundary carbide and pearlite was suppressed.

本発明では、低Ｃ化による硬度低下を補うため、高Ｎ化した。更にＭｏ添加によりＭｏの２次硬化で硬度を補う効果をもたせた。
またＳＵＳ４２０Ｊ２並みの焼鈍性は、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｍｏを過度に高めないことで確保し、ＳＵＳ４２０Ｊ２並みの耐食性は、低Ｃ化と、Ｃｒを過度に減らさないこと、ＮiとＭｏの増量で確保した。
本発明では、更に、焼入れ時にオーステナイト粒界を炭化物でピン止めし、微細な結晶粒を維持するためにＶを増やした。ＣとＣｒを低減したことによる焼入れ時のＣｒ系炭化物の減少をＶ系炭化物で補うためである。尚、焼入れ時に固溶する一部のＶは２次硬化によって硬度を補う効果を発揮する。 In the present invention, the N content is increased to compensate for the decrease in hardness due to the lower C content. Furthermore, the effect of supplementing the hardness was obtained by the secondary hardening of Mo by adding Mo.
In addition, the annealing property similar to SUS420J2 is ensured by not excessively increasing Mn, Ni, and Mo, and the corrosion resistance similar to SUS420J2 is ensured by low C, not excessively reducing Cr, and increasing amounts of Ni and Mo. .
In the present invention, the austenite grain boundaries are pinned with carbides during quenching, and V is increased in order to maintain fine crystal grains. This is to compensate for the decrease in Cr-based carbides during quenching due to the reduction of C and Cr with V-based carbides. In addition, a part of V that dissolves during quenching exhibits the effect of supplementing the hardness by secondary curing.

以上の本発明は、特にプラスチックの射出成形金型用鋼や射出成形を含むゴム成形金型用鋼として適したものであるが、鋼板の冷間プレス成形金型，鋼板のホットスタンプ金型，薬剤の粉末を錠剤に固める打錠杵金型等の金型用鋼としても好適なものである。 The present invention as described above is particularly suitable as a steel for plastic injection molds and steels for rubber molds including injection molding, and is a cold press mold for steel sheets, a hot stamp mold for steel sheets, It is also suitable as a steel for molds such as a tableting mold for solidifying drug powder into tablets.

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。
「請求項１の化学成分について」
０．２２０≦Ｃ≦０．３６０
Ｃ＜０．２２０では、高い耐摩耗性の確保に必要な高硬度（４５ＨＲＣ以上）を安定して得にくい。０．３６０＜Ｃでは、耐食性や溶接性が低下する。また０．３６０＜Ｃでは粒界炭化物やパーライトが析出し易くなる。また０．３６０＜Ｃでは焼入れ時の残留オーステナイトが増え、焼戻しの硬さや寸法の調整が難しくなる。
好適なＣの範囲は、諸特性のバランスに優れた０．２３０≦Ｃ≦０．３５０、Ｎが多い場合は０．２３０≦Ｃ≦０．２９０、Ｎが少ない場合は０．２９０≦Ｃ≦０．３５０である。 Next, the reasons for limiting each chemical component in the present invention will be described below.
“Chemical composition of claim 1”
0.220 ≦ C ≦ 0.360
When C <0.220, it is difficult to stably obtain high hardness (45 HRC or more) necessary for ensuring high wear resistance. In 0.360 <C, corrosion resistance and weldability will fall. If 0.360 <C, grain boundary carbides and pearlite are likely to precipitate. If 0.360 <C, the retained austenite at the time of quenching increases, and it becomes difficult to adjust the hardness and dimensions of tempering.
The preferable range of C is 0.230 ≦ C ≦ 0.350, which is excellent in the balance of various characteristics, 0.230 ≦ C ≦ 0.290 when N is large, and 0.290 ≦ C ≦ when N is small. 0.350.

０．６５≦Ｓｉ＜１．０５
Ｓｉ＜０．６５では機械加工時の被削性が劣化する。またＳｉ＜０．６５では焼鈍状態の金属組織における炭化物分布のムラが大きくなるという不都合もある。
一方、１．０５≦Ｓｉでは熱伝導率の低下が大きい。射出成形の生産性を高めるには金型内に射出されたプラスチックの固化時間を短くする必要があり、そのためには高熱伝導率の金型材が求められる。Ｓｉには鋼からＣを排出させる作用があるため、１．０５≦Ｓｉでは粒界炭化物やパーライトが析出しやすくなる。またデルタフェライトも生じやすい。デルタフェライトが残存すると、鏡面研磨性に悪影響を及ぼし、金型の破壊の起点となる虞もある。デルタフェライトは高温になるほど析出しやすくなるため、高Ｃｒ高Ｓｉ鋼はデルタフェライトを避けるために低温での均質化熱処理や熱間加工をせざるを得ず、低温度化によって偏析の軽減が困難となるため、鏡面研磨性やシボ加工性に悪影響を及ぼす。
好適なＳｉの範囲は、これらの特性のバランスに優れた０．６８≦Ｓｉ≦１．０２であり、より好ましくは０．７２≦Ｓｉ≦０．９８である。 0.65 ≦ Si <1.05
If Si <0.65, the machinability during machining deteriorates. Further, when Si <0.65, there is a disadvantage that unevenness of carbide distribution in the annealed metal structure becomes large.
On the other hand, when 1.05 ≦ Si, the thermal conductivity is greatly reduced. In order to increase the productivity of injection molding, it is necessary to shorten the solidification time of the plastic injected into the mold. For this purpose, a mold material having high thermal conductivity is required. Since Si has an action of discharging C from steel, grain boundary carbides and pearlite are likely to precipitate when 1.05 ≦ Si. Delta ferrite is also likely to occur. If the delta ferrite remains, it may adversely affect the mirror polishability and may be a starting point for mold destruction. Delta ferrite tends to precipitate at higher temperatures, so high Cr high Si steels must be homogenized and hot worked at low temperatures to avoid delta ferrite, and it is difficult to reduce segregation by lowering the temperature. Therefore, it has an adverse effect on mirror polishing and texture processing.
A preferable Si range is 0.68 ≦ Si ≦ 1.02, which is excellent in the balance of these characteristics, and more preferably 0.72 ≦ Si ≦ 0.98.

図１は被削性に及ぼすＳｉ量の影響を示す。
０．３２Ｃ−０．６７Ｍｎ−０．７１Ｎｉ−１２．２Ｃｒ−０．２２Ｍｏ−０．２４Ｖ−０．０４０Ｎを基本成分とし、Ｓｉ量を変化させた素材を、９１５℃から１５℃／Ｈｒで６５０℃まで冷却し、以降を放冷する焼鈍で９７ＨＲＢ以下に軟質化している。この成分系はＳＵＳ４２０Ｊ２よりも低Ｃ低Ｃｒで炭化物が少ないため、同じＳｉ含有量１％で比較すればＳＵＳ４２０Ｊ２よりも被削性が良い。０．６５≦ＳｉではＳＵＳ４２０Ｊ２系以上の被削性となる。そこで本発明では０．６５≦Ｓｉと規定した。 FIG. 1 shows the effect of Si content on machinability.
A material in which 0.32C-0.67Mn-0.71Ni-12.2Cr-0.22Mo-0.24V-0.040N is a basic component and the amount of Si is changed is 650 from 915 ° C to 15 ° C / Hr at 650 ° C. It has been softened to 97HRB or less by annealing to cool to 0 ° C and then to cool. Since this component system has lower C and lower Cr than SUS420J2 and less carbide, machinability is better than SUS420J2 when compared at the same Si content of 1%. When 0.65 ≦ Si, the machinability is SUS420J2 or higher. Therefore, in the present invention, it is defined as 0.65 ≦ Si.

図２は熱伝導率に及ぼすＳｉ量の影響を示す。
０．３２Ｃ−０．６７Ｍｎ−０．７１Ｎｉ−１２．２Ｃｒ−０．２２Ｍｏ−０．２４Ｖ−０．０４０Ｎを基本成分とし、Ｓｉ量を変化させた素材を、１０３０℃から焼入れ、５０５℃で焼戻しした後に室温で熱伝導率を測定した。この成分系はＳＵＳ４２０Ｊ２よりも低Ｃ低Ｃｒだが、高Ｍｎ高Ｎｉであるため、減量と増量の影響が相殺し、熱伝導率はＳＵＳ４２０Ｊ２に近い。１．０５≦ＳｉではＳＵＳ４２０Ｊ２よりも熱伝導率が悪くなる。そこで本発明ではＳｉ＜１．０５と規定した。 FIG. 2 shows the effect of Si content on thermal conductivity.
0.32C-0.67Mn-0.71Ni-12.2Cr-0.22Mo-0.24V-0.040N as a basic component, the amount of Si was changed, quenched from 1030 ° C and tempered at 505 ° C After that, the thermal conductivity was measured at room temperature. This component system is lower C and lower Cr than SUS420J2, but because it is high Mn and high Ni, the effects of weight loss and weight increase are offset, and the thermal conductivity is close to SUS420J2. When 1.05 ≦ Si, the thermal conductivity is worse than that of SUS420J2. Therefore, in the present invention, Si <1.05 is specified.

０．４３≦Ｍｎ≦０．９２
Ｍｎ＜０．４３ではオーステナイトを安定化してパーライトの析出を抑制する効果が小さい。またＭｎ＜０．４３ではデルタフェライト析出の危険性が高まる。
一方、０．９２＜Ｍｎでは焼鈍性が悪化する。また０．９２＜Ｍｎでは熱伝導率の低下も大きい。また０．９２＜Ｍｎでは焼入れ時の残留オーステナイトが増え、焼戻しの硬さや寸法の調整が難しくなる。
好適なＭｎの範囲は、諸特性のバランスに優れた０．４６≦Ｍｎ≦０．９０であり、より好ましくは０．５０≦Ｍｎ≦０．８８である。
オーステナイトの安定化（パーライトの析出抑制）に対しては、高Ｃｒ鋼の場合Ｎｉ添加が非常に効果的である。ただしＮｉの多量添加は著しいコスト上昇を招く。そこでＮｉと同様にオーステナイトを安定化する元素で、且つ安価なＭｎを利用することで、素材コストの上昇を抑制している。 0.43 ≦ Mn ≦ 0.92
When Mn <0.43, the effect of stabilizing austenite and suppressing the precipitation of pearlite is small. Further, when Mn <0.43, the risk of delta ferrite precipitation increases.
On the other hand, if 0.92 <Mn, the annealability deteriorates. When 0.92 <Mn, the thermal conductivity is greatly reduced. If 0.92 <Mn, the retained austenite at the time of quenching increases, and it becomes difficult to adjust the hardness and dimensions of tempering.
A preferable range of Mn is 0.46 ≦ Mn ≦ 0.90 excellent in the balance of various characteristics, and more preferably 0.50 ≦ Mn ≦ 0.88.
For the stabilization of austenite (suppression of pearlite precipitation), the addition of Ni is very effective in the case of high Cr steel. However, a large amount of Ni causes a significant cost increase. Therefore, an increase in material cost is suppressed by using Mn, which is an element that stabilizes austenite as in Ni and is inexpensive.

図３はパーライト析出の臨界冷却速度に及ぼすＭｎ量の影響を示す。
０．３１Ｃ−０．９３Ｓｉ−０．７２Ｎｉ−１２．３Ｃｒ−０．２３Ｍｏ−０．２２Ｖ−０．０３９Ｎを基本成分として、Ｍｎ量を変化させた素材に対して、１０３０℃からの冷却速度を変化させた時、パーライトが析出しなくなる最低の冷却速度を臨界冷却速度として評価した。臨界冷却速度が小さいほど、パーライトが析出し難く好ましい。
図３で示すように、臨界冷却速度はＭｎの増加につれて低下し、０．４３Ｍｎで１０℃／ｍｉｎとなる。一般に金型内部の焼入れ速度は、パーライトが析出する５５０〜８５０℃の温度域で１０〜４０℃／ｍｉｎであることから、パーライト析出の臨界冷却速度が１０℃／ｍｉｎであれば、実際の金型の焼入れでもパーライトを生じる危険性は非常に少なくなる。そこで本発明では０．４３≦Ｍｎと規定した。 FIG. 3 shows the effect of the amount of Mn on the critical cooling rate of pearlite precipitation.
0.31C-0.93Si-0.72Ni-12.3Cr-0.23Mo-0.22V-0.039N as a basic component, the cooling rate from 1030 ° C is applied to the material with the Mn content changed. The critical cooling rate was evaluated as the lowest cooling rate at which pearlite does not precipitate when changed. The smaller the critical cooling rate, the more preferable it is because pearlite is less likely to precipitate.
As shown in FIG. 3, the critical cooling rate decreases with an increase in Mn and becomes 10 ° C./min at 0.43 Mn. In general, the quenching speed inside the mold is 10 to 40 ° C./min in the temperature range of 550 to 850 ° C. where pearlite precipitates. Therefore, if the critical cooling rate of pearlite deposition is 10 ° C./min, the actual mold There is very little risk of pearlite formation even when the mold is quenched. Therefore, in the present invention, it is defined as 0.43 ≦ Mn.

図４は焼鈍性に及ぼすＭｎ量の影響を示す。
０．３１Ｃ−０．９３Ｓｉ−０．７２Ｎｉ−１２．３Ｃｒ−０．２３Ｍｏ−０．２２Ｖ−０．０３９Ｎを基本成分として、Ｍｎ量を変化させた素材に対して、９１５℃から１５℃／Ｈｒで６５０℃まで冷却し、以降を放冷した時の硬さをＭｎ量に対して示した。９７ＨＲＢ以下になっていれば、軟質で機械加工し易く好ましい。硬さはＭｎの増加につれて上昇し０．９２Ｍｎで９７ＨＲＢとなる。そこで本発明ではＭｎ≦０．９２を規定した。 FIG. 4 shows the influence of the amount of Mn on the annealability.
0.31C-0.93Si-0.72Ni-12.3Cr-0.23Mo-0.22V-0.039N as a basic component, with a Mn content changed, 915 ° C to 15 ° C / Hr The hardness when cooled to 650 ° C. and then allowed to cool was shown with respect to the amount of Mn. If it is 97HRB or less, it is preferable because it is soft and easy to machine. The hardness increases with increasing Mn and becomes 97HRB at 0.92 Mn. Therefore, in the present invention, Mn ≦ 0.92 is defined.

０．４３≦Ｎｉ≦０．９２
Ｎｉ＜０．４３ではオーステナイトを安定化してパーライトの析出を抑制する効果が小さい。またデルタフェライト析出の危険性が高まる。
一方、０．９２＜Ｎｉでは焼鈍性が悪化する。また熱伝導率の低下も大きい。０．９２＜Ｎｉでは焼入れ時の残留オーステナイトが増え、焼戻しの硬さや寸法の調整が難しくなる。Ｎｉの効果はＭｎと類似している。
好適なＮｉの範囲は、諸特性のバランスに優れた０．４５≦Ｎｉ≦０．９０であり、より好ましくは０．４８≦Ｎｉ≦０．８８である。 0.43 ≦ Ni ≦ 0.92
When Ni <0.43, the effect of stabilizing austenite and suppressing the precipitation of pearlite is small. Also, the risk of delta ferrite precipitation increases.
On the other hand, if 0.92 <Ni, the annealability deteriorates. In addition, the thermal conductivity is greatly reduced. If 0.92 <Ni, the retained austenite at the time of quenching increases, and it becomes difficult to adjust the hardness and dimensions of tempering. The effect of Ni is similar to Mn.
A preferable range of Ni is 0.45 ≦ Ni ≦ 0.90 excellent in the balance of various characteristics, and more preferably 0.48 ≦ Ni ≦ 0.88.

０．６７≦０．５Ｍｎ＋Ｎｉ≦１．３０
焼鈍性と焼入れ性を高い次元で両立するため、０．５Ｍｎ＋Ｎｉの値を上記のように規定する。０．５Ｍｎ＋Ｎｉ＜０．６７では焼鈍性は良いが焼入れ性が不足する。また０．５Ｍｎ＋Ｎｉ＜０．６７ではデルタフェライト析出の危険も増す。
一方、１．３０＜０．５Ｍｎ＋Ｎｉでは焼入れ性は良いが焼鈍性が悪い。１．３０＜０．５Ｍｎ＋Ｎｉでは焼入れ時の残留オーステナイトが増え、焼戻しの硬さや寸法の調整が難しくなる。 0.67 ≦ 0.5 Mn + Ni ≦ 1.30
In order to achieve both high annealing and hardenability, the value of 0.5Mn + Ni is specified as described above. When 0.5Mn + Ni <0.67, the annealability is good, but the hardenability is insufficient. Further, when 0.5Mn + Ni <0.67, the risk of delta ferrite precipitation increases.
On the other hand, 1.30 <0.5Mn + Ni has good hardenability but poor annealing. When 1.30 <0.5Mn + Ni, retained austenite at the time of quenching increases, and it becomes difficult to adjust the hardness and dimensions of tempering.

図５は１０℃／ｍｉｎの焼入れ時におけるパーライトの析出状況を示す。０．３２Ｃ−０．９１Ｓｉ−１２．２Ｃｒ−０．２３Ｍｏ−０．２３Ｖ−０．０３８Ｎを基本成分として、Ｍｎ量とＮｉ量を変化させた。１０３０℃から１０℃／ｍｉｎの冷却でパーライトが析出した領域を「×」、しなかった領域を「○」で示した。両者の境界は０．５Ｍｎ＋Ｎｉ＝０．６７であり、これ以上であれば実際の金型の焼入れにおいてもパーライト析出の危険性はかなり低減できる。そこで０．６７≦０．５Ｍｎ＋Ｎｉと規定した。 FIG. 5 shows the precipitation state of pearlite during quenching at 10 ° C./min. Using 0.32C-0.91Si-12.2Cr-0.23Mo-0.23V-0.038N as a basic component, the amount of Mn and the amount of Ni were changed. A region where pearlite was precipitated by cooling from 1030 ° C. to 10 ° C./min was indicated by “X”, and a region where pearlite was not formed was indicated by “◯”. The boundary between the two is 0.5Mn + Ni = 0.67, and if it is more than this, the risk of pearlite precipitation can be considerably reduced even in actual quenching of the mold. Therefore, it was defined as 0.67 ≦ 0.5 Mn + Ni.

図６は１５℃／Ｈｒの焼鈍における軟質化の状況を示す。０．３２Ｃ−０．９１Ｓｉ−１２．２Ｃｒ−０．２３Ｍｏ−０．２３Ｖ−０．０３８Ｎを基本成分として、Ｍｎ量とＮｉ量を変化させた。９１５℃から１５℃／Ｈｒで冷却する焼鈍で９７ＨＲＢを超えた領域を「×」、以下であった領域を「○」で示した。両者の境界は０．５Ｍｎ＋Ｎｉ＝１．３０であり、これ以下であれば、簡単な焼鈍で軟質化させられる。そこで０．５Ｍｎ＋Ｎｉ≦１．３０と規定した。
このように、０．５Ｍｎ＋Ｎｉは焼入性と焼鈍性のバランスを検討する際に非常に有用な指標である。 FIG. 6 shows the state of softening during annealing at 15 ° C./Hr. Using 0.32C-0.91Si-12.2Cr-0.23Mo-0.23V-0.038N as a basic component, the amount of Mn and the amount of Ni were changed. A region exceeding 97 HRB by annealing at 915 ° C. to 15 ° C./Hr is indicated by “x”, and a region that was below is indicated by “◯”. The boundary between the two is 0.5Mn + Ni = 1.30, and if it is less than this, it can be softened by simple annealing. Therefore, it is defined as 0.5Mn + Ni ≦ 1.30.
Thus, 0.5Mn + Ni is a very useful index when examining the balance between hardenability and annealability.

１０．５０≦Ｃｒ＜１２．５０
Ｃｒ＜１０．５０では耐食性が悪化する。またＣｒ＜１０．５０では焼鈍性も悪化する。
一方、１２．５０≦Ｃｒでは粒界炭化物やパーライトが析出しやすくなる。またデルタフェライトも析出しやすくなる。また１２．５０≦Ｃｒでは熱伝導率の低下が大きい。１２．５０≦Ｃｒでは焼入れ時の残留オーステナイトが増え、焼戻しの硬さや寸法の調整が難しくなる。
好適なＣｒの範囲は、諸特性のバランスに優れた１０．７０≦Ｃｒ≦１２．４５であり、より好ましくは１０．９０≦Ｃｒ≦１２．４０である。 10.50 ≦ Cr <12.50
When Cr <10.50, the corrosion resistance deteriorates. On the other hand, if Cr <10.50, the annealability also deteriorates.
On the other hand, when 12.50 ≦ Cr, grain boundary carbides and pearlite are likely to precipitate. Also, delta ferrite is likely to precipitate. In addition, when 12.50 ≦ Cr, the thermal conductivity is greatly reduced. When 12.50 ≦ Cr, the retained austenite at the time of quenching increases, and it becomes difficult to adjust the hardness and dimensions of tempering.
A preferable Cr range is 10.70 ≦ Cr ≦ 12.45, which is excellent in the balance of various properties, and more preferably 10.90 ≦ Cr ≦ 12.40.

０．０５≦Ｍｏ＜０．５０
Ｍｏ＜０．０５では、パーライトの析出を抑制する効果に乏しい。また、Ｍｏ＜０．０５では２次硬化の寄与が小さく、高温で焼戻した場合に４５ＨＲＣ以上の硬度を安定して得ることが困難となる。
一方、０．５０≦Ｍｏでは焼鈍性が悪化する。またデルタフェライトが析出しやすくなる。
好適なＭｏの範囲は、諸特性のバランスに優れた０．０７≦Ｍｏ≦０．４６であり、より好ましくは０．０９≦Ｍｏ≦０．４３である。 0.05 ≦ Mo <0.50
When Mo <0.05, the effect of suppressing the precipitation of pearlite is poor. Further, when Mo <0.05, the contribution of secondary curing is small, and when tempering at a high temperature, it is difficult to stably obtain a hardness of 45 HRC or higher.
On the other hand, if 0.50 ≦ Mo, the annealability deteriorates. Also, delta ferrite is likely to precipitate.
A preferable range of Mo is 0.07 ≦ Mo ≦ 0.46, which is excellent in the balance of various characteristics, and more preferably 0.09 ≦ Mo ≦ 0.43.

図７はデルタフェライト面積率に及ぼすＭｏ量の影響を示す。
素材は０．２３Ｃ−１．０４Ｓｉ−０．４５Ｍｎ−０．４４Ｎｉ−１２．４７Ｃｒ−０．４６Ｖ−０．００４Ｎを基本成分として、Ｍｏ量を変化させた。偏析を軽減するための均質化に相当する１２８０℃に加熱し、急冷で焼きを入れた組織のデルタフェライトの面積率を評価した。
図７で示すように、デルタフェライトはＭｏが少なくなると析出し難くなり、０．５０％以下のＭｏ量では面積率がゼロとなる。そこで本発明ではＭｏ＜０．５０と規定した。 FIG. 7 shows the influence of the amount of Mo on the delta ferrite area ratio.
The amount of Mo was changed by using 0.23C-1.04Si-0.45Mn-0.44Ni-12.47Cr-0.46V-0.004N as a basic component. The area ratio of delta ferrite of the structure heated to 1280 ° C. corresponding to homogenization for reducing segregation and quenched by quenching was evaluated.
As shown in FIG. 7, delta ferrite becomes difficult to precipitate when the amount of Mo decreases, and the area ratio becomes zero when the amount of Mo is 0.50% or less. Therefore, in the present invention, Mo <0.50 is specified.

０．００２≦Ｖ＜０．５０
Ｖ＜０．００２では、焼入れ時に微細なオーステナイト結晶粒を維持する効果に乏しく、靭性の低下によって金型が使用中に破壊する危険性が高まる。またＶ＜０．００２では２次硬化の寄与がほとんどないため、高温で焼戻した場合に４５ＨＲＣ以上を安定して得ることが困難となる。
一方、０．５０≦Ｖでは微細結晶粒を維持する効果が飽和するだけでなくコスト増を招く。またＶの炭窒化物が析出しやすくなり、かえって金型が割れ易くなる。０．５０≦Ｖではデルタフェライトが析出し易い。
好適なＶの範囲は、諸特性のバランスに優れた０．００５≦Ｖ≦０．４５であり、より好ましくは０．００８≦Ｖ≦０．４０である。 0.002 ≦ V <0.50
When V <0.002, the effect of maintaining fine austenite crystal grains during quenching is poor, and the risk of the mold breaking during use due to a decrease in toughness increases. Further, when V <0.002, there is almost no contribution of secondary curing, so that it is difficult to stably obtain 45 HRC or more when tempering at a high temperature.
On the other hand, when 0.50 ≦ V, the effect of maintaining the fine crystal grains is saturated and the cost is increased. In addition, the carbonitride of V is likely to precipitate, and on the contrary, the mold is easily cracked. When 0.50 ≦ V, delta ferrite is likely to precipitate.
A preferable range of V is 0.005 ≦ V ≦ 0.45 excellent in the balance of various characteristics, and more preferably 0.008 ≦ V ≦ 0.40.

０．００１≦Ｎ≦０．１６０
Ｎ＜０．００１では、硬度を高める効果に乏しく、４５ＨＲＣ以上を安定して得ることが困難となる。また、ＮはＶ系炭化物の固溶温度に大きく影響し、低ＮであるほどＶ系炭化物は低温で固溶するため、Ｎ＜０．００１では焼入れ時に微細なオーステナイト結晶粒を維持する効果にも乏しい。
一方、０．１６０＜Ｎでは、高強度化や微細結晶粒を維持する効果が飽和する。また０．１６０＜ＮではＮ添加に要する精錬の時間とコストが増加し、素材コストの上昇を招く。更に０．１６０＜ＮではＶの炭窒化物が析出しやすくなり金型が割れ易くなる。
好適なＮの範囲は、諸特性のバランスに優れた０．００３≦Ｎ≦０．１５５であり、より好ましくは０．００５≦Ｎ≦０．１５０である。 0.001 ≦ N ≦ 0.160
When N <0.001, the effect of increasing the hardness is poor, and it is difficult to stably obtain 45 HRC or more. Further, N greatly affects the solid solution temperature of the V-based carbide, and the lower the N, the more the V-based carbide dissolves at a lower temperature. Therefore, when N <0.001, the effect of maintaining fine austenite grains during quenching is achieved. Is also scarce.
On the other hand, when 0.160 <N, the effects of increasing strength and maintaining fine crystal grains are saturated. If 0.160 <N, the refining time and cost required for N addition increase, leading to an increase in material cost. Further, when 0.160 <N, the carbonitride of V is likely to precipitate and the mold is liable to crack.
A preferable range of N is 0.003 ≦ N ≦ 0.155 excellent in the balance of various characteristics, and more preferably 0.005 ≦ N ≦ 0.150.

０．３００≦Ｃ＋Ｎ≦０．４２０
Ｃ＋Ｎ＜０．３００では硬度を高める効果に乏しく、４５ＨＲＣ以上を安定して得ることが困難となる。また焼入れ時のＶ系炭化物が少なくなるため、微細なオーステナイト結晶粒を維持する効果にも乏しい。
一方、０．４２０＜Ｃ＋Ｎでは、微細結晶粒維持の効果が飽和する。また０．４２０＜Ｃ＋ＮではＶ系の炭窒化物が増加し、金型が割れ易くなる。０．４２０＜Ｃ＋Ｎでは焼入れ時の残留オーステナイトが増え、焼戻しの硬さや寸法の調整が難しくなる。
好適なＣ＋Ｎの範囲は、諸特性のバランスに優れた０．３０３≦Ｃ＋Ｎ≦０．４１５であり、より好ましくは０．３０６≦Ｃ＋Ｎ≦０．４１０である。 0.300 ≦ C + N ≦ 0.420
When C + N <0.300, the effect of increasing the hardness is poor, and it is difficult to stably obtain 45 HRC or more. Further, since V-based carbides during quenching are reduced, the effect of maintaining fine austenite crystal grains is poor.
On the other hand, when 0.420 <C + N, the effect of maintaining fine crystal grains is saturated. Further, when 0.420 <C + N, V-based carbonitrides increase, and the mold is easily cracked. When 0.420 <C + N, the retained austenite at the time of quenching increases, and it becomes difficult to adjust the hardness and dimensions of tempering.
A preferable C + N range is 0.303 ≦ C + N ≦ 0.415, which is excellent in the balance of various characteristics, and more preferably 0.306 ≦ C + N ≦ 0.410.

「請求項２の化学成分について」
本発明鋼はＣｒを多く含有するため軟化抵抗が低く、焼戻し温度が高い場合には４５ＨＲＣの確保が難しい。そのような場合には、ＷやＣｏを選択的に添加し、強度確保を図ればよい。Ｗは炭化物の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、
０．３０＜Ｗ≦５．００
０．３０＜Ｃｏ≦４．００
の少なくとも１種（１元素）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。 “Chemical composition of claim 2”
Since the steel of the present invention contains a large amount of Cr, the softening resistance is low, and it is difficult to ensure 45 HRC when the tempering temperature is high. In such a case, W or Co may be selectively added to ensure strength. W increases strength by precipitation of carbides. Co increases the strength by solid solution in the base material, and at the same time contributes to precipitation hardening through a change in carbide form. In particular,
0.30 <W ≦ 5.00
0.30 <Co ≦ 4.00
It is sufficient to contain at least one kind (one element).
If any element exceeds a predetermined amount, saturation of characteristics and significant cost increase are caused.

「請求項３の化学成分について」
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、衝撃値や鏡面研磨性の低下を招く。 “Chemical composition of claim 3”
If the quenching heating temperature becomes high or the quenching heating time becomes long due to unexpected equipment troubles, etc., there is a concern about deterioration of various characteristics due to coarsening of crystal grains. In such a case, Nb—Ta—Ti—Zr can be selectively added, and coarsening of austenite crystal grains can be suppressed by fine precipitates formed by these elements. In particular,
0.004 <Nb ≦ 0.100
0.004 <Ta ≦ 0.100
0.004 <Ti ≦ 0.100
0.004 <Zr ≦ 0.100
What is necessary is just to contain at least 1 sort of.
When any element exceeds a predetermined amount, carbides, nitrides, and oxides are excessively generated, and the impact value and the mirror polishability are reduced.

「請求項４の化学成分について」
同様に、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し、微細粒の維持に有効である。
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。より高い耐摩耗性を求めて窒化処理をする金型には、Ａｌを含む鋼材を使う事が有効である。
但し、Ａｌが所定量を超えると、熱伝導率や靭性の低下を招く。 “Chemical component of claim 4”
Similarly, in order to suppress the coarsening of the austenite crystal grains, 0.10 <Al ≦ 1.20
Can be contained. Al combines with N to form AlN, has the effect of suppressing the movement of austenite grain boundaries (ie, grain growth), and is effective in maintaining fine grains.
Moreover, since Al forms nitrides in steel and contributes to precipitation strengthening, it also has the effect of increasing the surface hardness of the nitriding steel. It is effective to use a steel material containing Al for a mold for nitriding for higher wear resistance.
However, when Al exceeds a predetermined amount, the thermal conductivity and toughness are reduced.

「請求項５の化学成分について」
近年、部品の大型化や一体化によって、金型のサイズは大きくなる傾向にある。大きな金型は冷却され難い。このため、焼入れ性が低い鋼材の大きな金型を焼入れると、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。本発明鋼はかなり高い焼入れ性を有しており、そのような懸念は少ない。しかし、非常に大きな金型を冷却強度の弱い焼入れ方案で処理した場合にも備え、Ｃｕを添加して焼入れ性を更に高めることが出来る。具体的には、
０．３０＜Ｃｕ≦３．０
を含有させれば良い。Ｃｕには時効析出で硬度を高める効果もある。Ｃｕが所定量を越えると偏析が顕著となり、鏡面研磨性やシボ加工性の低下を招く。 “Chemical component of claim 5”
In recent years, the size of molds tends to increase as parts become larger and integrated. Large molds are difficult to cool. For this reason, when quenching a large metal mold of steel with low hardenability, ferrite, pearlite, and coarse bainite are precipitated during quenching, and various properties deteriorate. The steel of the present invention has a considerably high hardenability, and there are few such concerns. However, even when a very large mold is processed by a quenching method with a low cooling strength, Cu can be added to further improve the hardenability. In particular,
0.30 <Cu ≦ 3.0
May be contained. Cu also has the effect of increasing hardness by aging precipitation. When Cu exceeds a predetermined amount, segregation becomes prominent, leading to a decrease in specular polishing properties and embossing properties.

「請求項６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≦０．００５０
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、請求項３に掲げる元素が挙げられる。請求項３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量によっては請求項３に規定する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はまた被削性の改善にも有効である。被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が同時に改善される。 “Chemical component of claim 6”
Addition of B is also effective as a measure for improving hardenability. In particular,
0.0001 <B ≦ 0.0050
Containing.
Note that when B forms BN, the effect of improving the hardenability is lost, and therefore B needs to be present alone in the steel. Specifically, it is sufficient that nitride is formed with an element having an affinity for N stronger than B, and B and N are not bonded. Examples of such elements include the elements listed in claim 3. Even if the element of claim 3 is present at the impurity level, it has an effect of fixing N, but depending on the amount of N, it may be added within the range specified in claim 3. Even if B is combined with N in steel to form BN, if surplus B is present alone in the steel, it enhances hardenability.
B is also effective in improving machinability. In order to improve machinability, BN may be formed. BN is similar in nature to graphite and lowers cutting resistance while improving chip friability. In addition, when B and BN exist in steel, hardenability and machinability are improved at the same time.

「請求項７の化学成分について」
被削性の改善には、Ｓ−Ｃａ−Ｓｅ−Ｔｅ−Ｂｉ−Ｐｂを選択的に添加することも有効である。具体的には、
０．００６＜Ｓ≦０．０５０
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被削性の飽和と熱間加工性の劣化、衝撃値や鏡面研磨性の低下を招く。 “Chemical component of claim 7”
For improving the machinability, it is also effective to selectively add S-Ca-Se-Te-Bi-Pb. In particular,
0.006 <S ≦ 0.050
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
What is necessary is just to contain at least 1 sort (s) of these.
If any element exceeds a predetermined amount, machinability is saturated, hot workability is deteriorated, impact value and specular polishing are deteriorated.

以上のような本発明によれば、金型を製造する際の粒界炭化物の析出し難さ、良好な焼鈍性，パーライトの析出し難さを備え、且つ金型となった場合に高硬度で耐食性に優れ、旧オーステナイト結晶粒が微細な金型用鋼及び金型を提供することができる。 According to the present invention as described above, it has difficulty in precipitation of grain boundary carbides when producing a mold, good annealing, difficulty in precipitation of pearlite, and high hardness when it becomes a mold. Therefore, it is possible to provide a steel for a mold and a mold having excellent corrosion resistance and fine old austenite crystal grains.

被削性に及ぼすＳｉ量の影響を示した図である。It is the figure which showed the influence of Si amount which acts on machinability. 熱伝導率に及ぼすＳｉ量の影響を示した図である。It is the figure which showed the influence of the amount of Si which acts on thermal conductivity. パーライト析出に及ぼすＭｎ量の影響を示した図である。It is the figure which showed the influence of the amount of Mn which has on pearlite precipitation. 焼鈍性に及ぼすＭｎ量の影響を示した図である。It is the figure which showed the influence of the amount of Mn which has on the annealing property. パーライト析出に及ぼすＭｎ量及びＮi量の影響を示した図である。It is the figure which showed the influence of the amount of Mn and Ni which has on pearlite precipitation. 焼鈍性に及ぼすＭｎ量及びＮi量の影響を示した図である。It is the figure which showed the influence of the amount of Mn and Ni which has on the annealing property. デルタフェライト析出に及ぼすＭｏ量の影響を示した図である。It is the figure which showed the influence of Mo amount which acts on delta ferrite precipitation.

表１に示す２０鋼種について、粒界炭化物の析出し難さ・焼鈍性・パーライトの析出し難さ・焼入れ時の結晶粒度・焼入れ焼戻し硬さ・耐食性を調査した。
尚、比較鋼の５鋼種は何れも硬度や耐食性を必要とする用途で使われるもので、比較鋼１はＪＩＳＳＵＳ４２０Ｊ２、比較鋼２はＪＩＳＳＵＳ４０３、比較鋼３はＪＩＳＳＵＨ１、比較鋼４はＪＩＳＳＵＨ６００、比較鋼５は市中で販売されていた鋼である。
表１に示す２０鋼種の素材は以下の手順で製造した。まず、溶鋼を５０Ｋｇのインゴットに鋳込んだ後、１２４０℃で１２Ｈｒの均質化処理を施した。そして熱間鍛造によって６０ｍｍ×４５ｍｍの矩形断面の棒状に仕上げた。引き続き１０２０℃に加熱して急冷する焼きならしと、６２０℃の加熱による焼戻しを施した。更に８６０℃あるいは９１５℃に加熱した後に１５℃／Ｈｒで徐冷して焼鈍した。この棒鋼から試験片を切出し、各種の調査に用いた。 The 20 steel types shown in Table 1 were examined for difficulty in precipitation of grain boundary carbides, annealing, difficulty in precipitation of pearlite, grain size during quenching, quenching and tempering hardness, and corrosion resistance.
The five types of comparative steels are used for applications that require hardness and corrosion resistance. Comparative steel 1 is JIS SUS420J2, comparative steel 2 is JIS SUS403, comparative steel 3 is JIS SUH1, and comparative steel 4 is JIS. SUH600 and comparative steel 5 are steels sold in the city.
The materials of 20 steel types shown in Table 1 were manufactured by the following procedure. First, molten steel was cast into a 50 kg ingot, and then homogenized at 1240 ° C. for 12 hours. And it was finished in the shape of a bar with a rectangular cross section of 60 mm × 45 mm by hot forging. Subsequently, normalizing by heating to 1020 ° C. and quenching and tempering by heating at 620 ° C. were performed. Furthermore, after heating to 860 degreeC or 915 degreeC, it annealed by annealing slowly at 15 degreeC / Hr. Specimens were cut from this steel bar and used for various investigations.

＜粒界炭化物の析出し難さ＞
上記素材から切り出した１５ｍｍ×１５ｍｍ×２５ｍｍのブロックを試験片とし、工場の熱間加工工程を模擬した実験で評価した。粒界炭化物は、熱間加工後の８００℃までの冷却中に析出する。そこで試験片のブロックを熱間加工模擬の１１８０℃に加熱し、５℃／ｍｉｎで８００℃まで冷却し、以降は急冷して炭化物の状態を凍結した。
その後上記試験片を腐食し、粒界炭化物を着色した。組織は光学顕微鏡の倍率１０００倍で観察した。顕著な粒界炭化物があれば不合格で「×」、粒界炭化物が僅かにあれば「△」、ほぼ無ければ合格で「○」とした。 <Difficulty of precipitation of grain boundary carbide>
A 15 mm × 15 mm × 25 mm block cut out from the material was used as a test piece, and evaluation was performed by an experiment simulating a hot working process in a factory. Grain boundary carbides precipitate during cooling to 800 ° C. after hot working. Therefore, the block of the test piece was heated to 1180 ° C. simulated by hot working, cooled to 800 ° C. at 5 ° C./min, and then rapidly cooled to freeze the carbide state.
Thereafter, the test piece was corroded, and the grain boundary carbide was colored. The tissue was observed at an optical microscope magnification of 1000 times. If there was a remarkable grain boundary carbide, it was rejected as “x”, if there was a slight amount of grain boundary carbide, “△”, and if there was almost no grain boundary carbide, it was judged as “◯”.

結果は表２に示す通りである。Ｃ量とＣｒ量の多い比較鋼１は×である。高ＣだがＣｒが約９％と低い比較鋼３は△、それ以外は○である。比較鋼１では実際の金型の製造工程でも粒界炭化物が顕著になり、鏡面研磨性の悪化や、金型使用中での割れが懸念される。比較鋼３も、熱間加工後の冷却速度が更に小さい場合やオーステナイト粒径が更に大きい場合にはかなりの粒界炭化物が析出する虞がある。
一方、発明鋼を含む他の鋼種については、実際の金型においても粒界炭化物の析出はほぼ無いと判断される。即ち、鏡面研磨性の低下や割れの危険性も低いと考えられる。 The results are as shown in Table 2. Comparative steel 1 with a large amount of C and Cr is x. The comparative steel 3 having a high C but a low Cr of about 9% is Δ, and the others are ○. In the comparative steel 1, grain boundary carbides become conspicuous even in the actual manufacturing process of the mold, and there is a concern about deterioration of mirror polishing and cracking during use of the mold. In the comparative steel 3 as well, when the cooling rate after hot working is further reduced or when the austenite grain size is further increased, there is a possibility that considerable grain boundary carbides are precipitated.
On the other hand, for other steel types including invention steel, it is judged that there is almost no precipitation of grain boundary carbides even in an actual mold. That is, it is considered that the mirror polishability is lowered and the risk of cracking is low.

＜焼鈍性＞
先述の１５ｍｍ×１５ｍｍ×２５ｍｍのブロックを試験片とし、工場の焼鈍工程を模擬した実験で評価した。試験片を８６０℃（比較鋼２・比較鋼３．比較鋼４）あるいは９１５℃（他の鋼種）に加熱して１２０分保持した後、１５℃／Ｈｒで６５０℃まで冷却し、以降は放冷とした。その後、試験片のＨＲＢ硬さを測定し、機械加工が容易に出来る硬さまで軟化しているかどうかを確認した。９７ＨＲＢ以下であれば合格で「○」、９７ＨＲＢを超えていれば不合格で「×」とした。
結果は表２に示す通りである。比較鋼３と比較鋼５は、焼鈍後の硬さが９７ＨＲＢを超えており軟化が十分でなく「×」である。比較鋼３は高Ｓｉのため固溶硬化の寄与が大きく焼鈍後においても高硬度となった。比較鋼５は高Ｎｉで焼入れ性が良いため、球状炭化物とフェライトの組織にならず、ベイナイトとなったために高硬度となった。
比較鋼３と比較鋼５については、実際の金型製造時においても金型の粗加工で工具寿命が短くなる、あるいは加工効率が下がる可能性が高い。
これに対し発明鋼を含む他の鋼種については、焼鈍後の硬さが９７ＨＲＢ以下で、このような問題は生じないと考えられる。 <Annealing>
The above-mentioned 15 mm × 15 mm × 25 mm block was used as a test piece, and evaluation was performed by an experiment simulating the annealing process of a factory. The test piece was heated to 860 ° C. (Comparative Steel 2 / Comparative Steel 3. Comparative Steel 4) or 915 ° C. (other steel types) and held for 120 minutes, then cooled to 650 ° C. at 15 ° C./Hr, and then released. It was cold. Then, the HRB hardness of the test piece was measured, and it was confirmed whether it was softened to the hardness which can be machined easily. If it was 97HRB or less, it was determined to be “O” if it passed, and if it exceeded 97HRB, it was determined to be “X” if it failed.
The results are as shown in Table 2. The comparative steel 3 and the comparative steel 5 have a hardness after annealing exceeding 97 HRB, and are not sufficiently softened and are “x”. Since the comparative steel 3 has high Si, the solid solution hardening contributes greatly, and the hardness is high even after annealing. Since the comparative steel 5 was high Ni and had good hardenability, it did not have a structure of spherical carbide and ferrite, but became bainite, so that the hardness was high.
With regard to the comparative steel 3 and the comparative steel 5, there is a high possibility that the tool life will be shortened or the processing efficiency will be reduced by roughing the mold even during the actual mold manufacture.
On the other hand, for other steel types including the inventive steel, the hardness after annealing is 97HRB or less, and it is considered that such a problem does not occur.

＜パーライトの析出し難さ＞
φ４ｍｍ×１０ｍｍの試験片を１０３０℃に加熱した後、１０℃／ｍｉｎで１００℃以下まで冷却する。冷却後は金属組織を４００倍の倍率で観察し、パーライト析出の有無を確認した。パーライトが析出していなければ合格で「○」、わずかでも析出が認められれば不合格で「×」とした。
結果は表２に示す通りである。比較鋼１と比較鋼３は「×」である。金型内部の焼入れ冷却速度は、パーライトが析出する５５０〜８５０℃の温度域で１０〜４０℃／ｍｉｎであることから、比較鋼１又は比較鋼３を用いた金型の内部ではパーライトの析出が不可避となり、金型として使用中の破壊の危険性が高まる。
一方、発明鋼を含む他の鋼種については、パーライトの析出はなく、実際に金型を焼入れする場合においてもパーライトの析出は起こらないと判断できる。 <Difficult to deposit pearlite>
A φ4 mm × 10 mm test piece is heated to 1030 ° C. and then cooled to 100 ° C. or less at 10 ° C./min. After cooling, the metal structure was observed at a magnification of 400 times to confirm the presence or absence of pearlite precipitation. If pearlite did not precipitate, it was accepted as “◯”, and even if slight precipitation was observed, it was rejected as “x”.
The results are as shown in Table 2. The comparative steel 1 and the comparative steel 3 are “x”. The quenching and cooling rate inside the mold is 10 to 40 ° C./min in the temperature range of 550 to 850 ° C. where pearlite is precipitated, so that pearlite is precipitated inside the mold using comparative steel 1 or comparative steel 3. Becomes inevitable, and the risk of destruction during use as a mold increases.
On the other hand, pearlite does not precipitate for other steel types including the invention steel, and it can be determined that pearlite does not precipitate even when the mold is actually quenched.

＜焼入れ時の結晶粒度＞
実際の金型の焼入れでは、５Ｈｒ程度の長時間保持を受けることがある。そのような条件下におけるオーステナイト結晶粒径を調査した。先述の１５ｍｍ×１５ｍｍ×２５ｍｍのブロックを試験片とし、１０３０℃で５Ｈｒ保持した後に急冷してマルテンサイト化した。この組織を腐食し旧オーステナイト結晶粒界を現出させて結晶粒度番号を評価した。結晶粒度番号が５以上であれば合格で「○」、５未満を不合格で「×」とした。
結果は表２の通りである。Ｃが少ない比較鋼２，比較鋼４は、オーステナイト粒界の移動を抑制する炭化物も少なくなるため、結果「×」である。比較鋼５は、段落［００１１］で述べた通り、焼鈍性が悪いためにメモリー効果が発現し、結果「×」である。実際の金型の焼入れにおいても比較鋼２，比較鋼４，比較鋼５は、結晶粒が粗大化し、金型として使用中に割れ易いことが懸念される。
一方、発明鋼を含む他の鋼種については、結果「○」であり、結晶粒の粗大化は起こらないと考えられる。 <Grain size during quenching>
In the actual quenching of the mold, it may be held for a long time of about 5 hours. The austenite grain size under such conditions was investigated. The 15 mm × 15 mm × 25 mm block described above was used as a test piece, held at 1030 ° C. for 5 hours, and then rapidly cooled to martensite. The structure was corroded to reveal the prior austenite grain boundaries, and the grain size number was evaluated. If the crystal grain size number was 5 or more, it was judged as “good” if it was acceptable, and if it was less than 5, it was judged as “x”.
The results are shown in Table 2. The comparative steel 2 and the comparative steel 4 with less C have less carbides that suppress the movement of the austenite grain boundaries, so the result is “x”. As described in paragraph [0011], the comparative steel 5 exhibits poor memory properties and exhibits a memory effect, and the result is “x”. Even in actual quenching of the mold, the comparative steel 2, the comparative steel 4, and the comparative steel 5 are concerned that the crystal grains become coarse and are easily broken during use as a mold.
On the other hand, for other steel types including the inventive steel, the result is “◯”, and it is considered that no coarsening of crystal grains occurs.

＜焼入れ焼戻し硬さ＞
上記「焼入れ時の結晶粒度」の評価で用いた試験片（マルテンサイト化している）を４７０〜５２０℃で２Ｈｒ焼戻した。この焼戻し温度の範囲において得られた最大硬さを評価した。焼入れ焼戻し硬さは耐摩耗性を確保するため４５ＨＲＣ以上であることが好ましい。硬さが４５ＨＲＣ以上あれば合格で「○」、４５ＨＲＣ未満を不合格で「×」とした。
結果は表２に示す通りである。比較鋼２と比較鋼４は低Ｃであるため４５ＨＲＣ以上の硬度は得られないが、他の鋼種は全て４５ＨＲＣ以上である。即ち発明鋼については耐摩耗性の確保に必要な４５ＨＲＣ以上が得られている。尚、当然ながら焼戻し条件を調整すれば低硬度にすることも可能である。 <Hardening and tempering hardness>
The test piece (martensiticized) used in the evaluation of the “crystal grain size during quenching” was tempered at 470 to 520 ° C. for 2 hours. The maximum hardness obtained in this tempering temperature range was evaluated. The quenching and tempering hardness is preferably 45 HRC or more in order to ensure wear resistance. If the hardness was 45 HRC or higher, it was “O” if it was acceptable, and “X” if it was less than 45 HRC.
The results are as shown in Table 2. Since the comparative steel 2 and the comparative steel 4 are low C, a hardness of 45 HRC or higher cannot be obtained, but all other steel types are 45 HRC or higher. In other words, for the inventive steel, 45 HRC or more necessary for ensuring wear resistance is obtained. Of course, the hardness can be lowered by adjusting the tempering conditions.

＜耐食性＞
試験片については上記「焼入れ焼戻し硬さ」を評価したものを流用した。硬さ測定後の試験片を鏡面研磨し、湿度９８％で５０℃の環境に２４Ｈｒ晒した後の発錆状況を目視観察し、点状の腐食部が発生していなければ合格で「○」、１箇所でも発生していれば不合格で「×」とした。評価した鋼は何れもＣｒ量が多いため、この条件では全面が腐食することは無く、点状で局部的に錆びた部分が発生するか否かの差が生じた。
結果は表２に示す通りである。比較鋼３は高Ｃ低Ｃｒであるため耐食性が悪く結果「×」である。他の比較鋼と発明鋼は高Ｃｒであるため高い耐食性を有している。 <Corrosion resistance>
About the test piece, what evaluated said "hardening tempering hardness" was diverted. The specimen after the hardness measurement is mirror-polished, and the rusting state after being exposed to an environment of 98% humidity and 50 ° C. for 24 hours is visually observed. If it occurred even at one location, it was rejected and marked “x”. Since all of the evaluated steels had a large amount of Cr, the entire surface was not corroded under this condition, and a difference was generated as to whether or not a spot-like, locally rusted portion was generated.
The results are as shown in Table 2. Since the comparative steel 3 is high C and low Cr, the corrosion resistance is poor and the result is “x”. Other comparative steels and inventive steels have high corrosion resistance due to high Cr.

＜総合判定＞
以上の調査結果についてまとめると、比較鋼１は特に大きな金型で粒界炭化物やパーライトが析出し易いと判断でき、鏡面研磨性の悪化や割れの危険性が増加する問題がある。
比較鋼２，比較鋼３，比較鋼４は高硬度と高耐食性という基本性能の何れかに難がある。他の欠点として、比較鋼２は結晶粒度、比較鋼３は焼鈍性とパーライト析出、比較鋼４は結晶粒度、を挙げることができる。
比較鋼５は焼鈍性と焼入れ時の結晶粒度に難があり、機械加工における工具寿命や生産性の低下、金型になった場合の割れ易さが懸念される。このように何れの比較鋼にも少なくとも２項目に問題がある。
これに対し発明鋼１５種は何れの項目にも問題はない。発明鋼は高硬度と高耐食性という基本性能を確保した上で、粒界炭化物の析出し難さ，焼鈍性，パーライトの析出し難さ，結晶粒の微細さ、を具備している。従って実際の金型においても、高硬度と高耐食性に加え鏡面性の高さや割れ難さを発揮することが期待できる。 <Comprehensive judgment>
When the above investigation results are summarized, it can be determined that the comparative steel 1 is likely to precipitate grain boundary carbides and pearlite in a particularly large mold, and there is a problem that the mirror polishability deteriorates and the risk of cracking increases.
The comparative steel 2, the comparative steel 3, and the comparative steel 4 have difficulty in any of the basic performances of high hardness and high corrosion resistance. As other defects, the comparative steel 2 can have a crystal grain size, the comparative steel 3 can be annealed and pearlite precipitation, and the comparative steel 4 can have a crystal grain size.
The comparative steel 5 has difficulty in annealing and crystal grain size at the time of quenching, and there is a concern about the tool life and productivity decrease in machining and the ease of cracking when it becomes a mold. As described above, each comparative steel has problems in at least two items.
On the other hand, the invention steel type 15 has no problem in any item. Invented steel has the basic properties of high hardness and high corrosion resistance, and has the difficulty of precipitation of grain boundary carbide, annealing, difficulty of precipitation of pearlite, and fineness of crystal grains. Therefore, even in an actual mold, in addition to high hardness and high corrosion resistance, it can be expected to exhibit high specularity and difficulty in cracking.

以上のように本発明鋼はＳＵＳ４２０Ｊ２(0.4C-0.4Mn-0.2Ni-13Cr-0.01Mo-0.015N)をベースとして、粒界炭化物やパーライトの析出を抑制するため、低Ｃ化，低Ｃｒ化，高Ｍｎ化，高Ｎｉ化，Ｍｏ添加，を行なった。また、低Ｃ化による硬度低下を補うため、高Ｎ化した。Ｍｏ添加には、パーライト析出抑制や２次硬化量確保の効果もある。ＳＵＳ４２０Ｊ２並みの焼鈍性はＭｎ・Ｎｉ・Ｍｏを過度に高めないことで確保し、ＳＵＳ４２０Ｊ２並みの耐食性は低Ｃ化とＣｒを過度に減らさないことで確保した。更に、焼入れ時のオーステナイト粒界を炭化物でピン止めし、微細な結晶粒を維持するためにＶを添加した。ＣとＣｒの低減によって焼入れ時のＣｒ系炭化物が減るため、それをＶ系炭化物で補うためである。なお、焼入れ時に固溶する一部のＶは、２次硬化によって硬度を補う効果を発揮する。このような施策によって本発明鋼は、金型を製造する際の粒界炭化物の析出し難さ、良好な焼鈍性，パーライトの析出し難さを備え、且つ金型となった場合に高硬度で耐食性に優れ、旧オーステナイト結晶粒が微細に維持されており、プラスチック製品を成形する金型に適用して好適である。 As described above, the steel of the present invention is based on SUS420J2 (0.4C-0.4Mn-0.2Ni-13Cr-0.01Mo-0.015N), and suppresses precipitation of grain boundary carbides and pearlite. , High Mn, high Ni, and Mo addition. Moreover, in order to compensate the hardness fall by low C, it increased N. Addition of Mo also has the effect of suppressing pearlite precipitation and ensuring the amount of secondary hardening. Annealing quality similar to SUS420J2 was ensured by not excessively increasing Mn, Ni, and Mo, and corrosion resistance comparable to SUS420J2 was ensured by lowering C and not excessively reducing Cr. Furthermore, V was added to pin the austenite grain boundaries during quenching with carbides and maintain fine crystal grains. This is because Cr-based carbides during quenching decrease due to the reduction of C and Cr, and this is supplemented with V-based carbides. In addition, some V which dissolves at the time of hardening exhibits the effect which supplements hardness by secondary hardening. By such measures, the steel according to the present invention has difficulty in precipitation of grain boundary carbides when manufacturing a mold, good annealing, difficulty in precipitation of pearlite, and high hardness when it becomes a mold. In addition, it has excellent corrosion resistance, and the old austenite crystal grains are kept fine, and is suitable for application to a mold for molding plastic products.

以上本発明の実施形態を詳述したがこれはあくまで一例示である。
例えば本発明の鋼は、表面ショットブラスト，窒化処理，ＰＶＤ処理，ＣＶＤ処理，メッキ処理その他の表面改質処理を施して使用することも有効である。
また粉末や板の積層造形による金型作成に使う粉末や板にも適用でき、棒線状として金型の本体や部品の溶接補修に使用することも可能である等、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。 Although the embodiment of the present invention has been described in detail above, this is merely an example.
For example, the steel of the present invention can be effectively used after being subjected to surface shot blasting, nitriding treatment, PVD treatment, CVD treatment, plating treatment or other surface modification treatment.
In addition, the present invention can be applied to powders and plates used for mold production by additive molding of powders and plates, and can be used for welding repair of die bodies and parts as rods. The present invention can be implemented in a mode in which various changes are made without departing from the scope.

Claims

0.220 ≦ C ≦ 0.360 by mass%
0.65 ≦ Si <1.05
0.43 ≦ Mn ≦ 0.92
0.43 ≦ Ni ≦ 0.92
0.67 ≦ 0.5 Mn + Ni ≦ 1.30
10.50 ≦ Cr <12.50
0.05 ≦ Mo <0.50
0.002 ≦ V <0.50
0.001 ≦ N ≦ 0.160
0.300 ≦ C + N ≦ 0.420
And the balance has a composition of Fe and unavoidable impurities.

In Claim 1, 0.30 <W ≦ 5.00 by mass%
0.30 <Co ≦ 4.00
A mold steel characterized by further containing at least one of the following.

In any one of Claim 1, 2, 0.004 <Nb <= 0.100 in the mass%.
0.004 <Ta ≦ 0.100
0.004 <Ti ≦ 0.100
0.004 <Zr ≦ 0.100
A mold steel characterized by further containing at least one of the following.

In any one of Claims 1-3, 0.10 <Al <= 1.20 in the mass%.
Furthermore, it contains steel for metal mold | die characterized by the above-mentioned.

In any one of Claims 1-4, 0.30 <Cu <= 3.0 by mass%
Furthermore, it contains steel for metal mold | die characterized by the above-mentioned.

In any one of Claims 1-5, 0.0001 <B <= 0.0050 in the mass%
Furthermore, it contains steel for metal mold | die characterized by the above-mentioned.

In any one of Claims 1-6, 0.006 <S <= 0.050 in the mass%.
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
A mold steel characterized by further containing at least one of the following.

A mold made of the steel according to any one of claims 1 to 7.