JP2024060363A - 鋼材及び金型 - Google Patents

Abstract

【課題】被削性、衝撃値、及び、軟化抵抗性の３特性のすべてが良好である鋼材を提供すること。【解決手段】鋼材は、０．１９≦Ｃ≦０．３１ｍａｓｓ％、０．０１０≦Ｖ≦０．１８０ｍａｓｓ％、Ｍｎ／Ｃｒ＞０．１５０、Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％、５．６０≦Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％、Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％、０．６０≦Ｓｉ≦１．４０ｍａｓｓ％、０．６０≦Ｍｏ≦２．００ｍａｓｓ％、０．００１≦Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％、及び、０．００３≦Ｎ≦０．０４０ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。鋼材は、質量が３０００ｋｇ以上であり、縦、横、高さ方向の寸法（Ｌ1、Ｌ2、Ｌ3)のうち、最小の寸法（Ｌmin）が３００ｍｍ以上であるもの、及び／又は、中心部の硬さが３５ＨＲＣ以上４５ＨＲＣ以下であるものが好ましい。金型は、このような鋼材から製造され、質量が２０００ｋｇ以上であるものからなる。【選択図】図６

Description

本発明は、鋼材及び金型に関し、さらに詳しくは、質量及びサイズが共に大きい金型の製造に好適な鋼材及びこれを用いた金型に関する。

金型には使用中に応力や熱が繰り返し作用するため、金型用の鋼材には、硬さ、耐衝撃性、耐ヒートチェック性、耐摩耗性などの複数の特性に優れていることが求められる。そのため、このような特性を備えた鋼材に関し、従来から種々の提案がなされている。

例えば、特許文献１には、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる熱間工具鋼が開示されている。
同文献には、
（Ａ）Ｓｉ量を０．０１ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％未満とすると、金型形状への加工が工業的に可能となる程度の被削性と、汎用金型鋼（例えば、ＪＩＳ ＳＫＤ６１）よりも高い熱伝導率とを備えた熱間工具鋼が得られる点、並びに、
（Ｂ）Ｍｎ量、Ｃｒ量、Ｍｏ量、及び、Ｖ量を最適化すると、高い焼入れ性と、高い衝撃値とを備えた熱間工具鋼が得られる点
が記載されている。

金型の製造工程は、一般に、
（ａ）金型の製造に適した鋼材を製造する第１工程と、
（ｂ）得られた鋼材から金型を製造する第２工程と
を備えている。

第１工程（金型用の鋼材の製造工程）は、様々な工程を含む。主な工程は、溶解工程、精錬工程、鋳造工程、均質化熱処理工程、熱間加工工程、焼きならし工程、焼戻し工程、及び、球状化焼鈍工程である。これらの内、焼きならし工程と焼戻し工程と球状化焼鈍工程の１つ以上が省略されることがある。

第２工程（鋼材からの金型の製造工程）は、以下の２通りの工程がある。
１つめの工程は、ＨＴ工程である。ＨＴ工程は、一般に、
（ａ）球状化焼鈍された鋼材を大まかな金型形状に機械加工（荒加工）する工程と、
（ｂ）荒加工された金型に対して、焼入れ（Ｈ）及び焼戻し（Ｔ）を行う工程と、
（ｃ）焼入れ及び焼戻しが行われた金型に対して、仕上げの機械加工を行う工程と、
（ｄ）必要に応じて、仕上げ加工された金型に対し、表面改質を行う工程と
を備えている。

２つめの工程は、ＰＨ工程である。ＰＨ工程は、一般に、
（ａ）鋼材（必ずしも球状化焼鈍された鋼材である必要ではない）に対して、焼入れ及び焼戻しを行い、鋼材を適度な硬さに調質（プレハードン（ＰＨ））する工程と、
（ｂ）調質された鋼材に対して、機械加工（仕上げ加工）を行う工程と、
（ｃ）必要に応じて、機械加工された金型に対して、表面改質を行う工程と
を備えている。
例えば、ダイカスト金型の場合、その多くはＨＴ工程で製造されているが、金型に必要な硬さが低い場合には、ＰＨ工程が採用されることもある。

ＰＨ工程に供される鋼材、及び、ＰＨ工程で製造される金型に求められる特性は、
（１）被削性の良いこと、
（２）焼入れ速度が小さい場合の衝撃値が高いこと、及び、
（３）表面部と中心部の硬度差が小さいこと（硬度均質性）
である。

また、焼入れ速度が小さい場合においても高い衝撃値を得るためには、
（ａ）粗大な異物が少ないこと、
（ｂ）点列状に分布する炭化物や炭窒化物が少ないこと、及び、
（ｃ）焼入れ性が高いこと
の３要因を満たしていることが必要である。
しかしながら、上述した３つの特性のすべてを満たす鋼材を製造することは、容易ではない。

特開２０１１－００１５７２号公報

本発明が解決しようとする課題は、ＰＨ工程に適した鋼材、すなわち、被削性、衝撃値、及び、硬度均質性の３特性のすべてが良好である鋼材を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、鋼材の質量及びサイズがともに大きい場合であっても、被削性、衝撃値、及び、硬度均質性の３特性のすべてが良好である鋼材を提供することにある。
さらに、本発明が解決しようとする他の課題は、このような鋼材から製造される金型を提供することにある。

上記課題を解決するために本発明に係る鋼材は、
０．１９≦Ｃ≦０．３１ｍａｓｓ％、
０．０１０≦Ｖ≦０．１８０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ／Ｃｒ＞０．１５０、
Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％、
５．６０≦Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％、
０．４０≦Ｓｉ≦１．４０ｍａｓｓ％、
０．６０≦Ｍｏ≦２．００ｍａｓｓ％、
０．００１≦Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％、及び、
０．００３≦Ｎ≦０．０４０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。

本発明に係る鋼材は、
質量が３０００ｋｇ以上であり、
縦方向の寸法（Ｌ₁）、横方向の寸法（Ｌ₂）、及び、高さ方向の寸法（Ｌ₃)のうち、最小の寸法（Ｌ_min）が３００ｍｍ以上であるものが好ましい。
また、本発明に係る鋼材は、中心部の硬さが３５ＨＲＣ以上４５ＨＲＣ以下であるものが好ましい。
さらに、本発明に係る金型は、本発明に係る鋼材から製造され、質量が２０００ｋｇ以上であるものからなる。

本発明に係る鋼材の大きな特徴は、２つある。１つ目の特徴は、Ｃ量とＶ量が相対的に少ないことである。これにより、粗大な異物及び点列状に分布する炭化物や炭窒化物に起因する衝撃値の低下を抑制することができる。一方、Ｃ量とＶ量が少なくなると、焼入れ時のオーステナイト結晶粒が粗大化しやすい。しかしながら、Ｃ量及びＶ量が少なくても、適量のＡｌ及びＮを添加し、かつ、焼入れ条件を調整すると、焼入れ時のオーステナイト結晶粒の粗大化に起因する衝撃値の低下を抑制することができる。

大きな特徴の２つ目は、Ｃｒ量及びＭｎ量を個別に規定すると同時に、「Ｍｎ／Ｃｒ」というパラメータを導入し、Ｍｎ量とＣｒ量の最適範囲を見出したことである。Ｍｎ量及びＣｒ量を最適化すると、焼入れ性の低下に起因する衝撃値の低下が抑制され、かつ、硬度均質性が向上する。
特に、「球状化焼鈍（ＳＡ）性」と「焼入れ性」、及び、「焼入れ性」と「硬度均質性」は、それぞれ、元素の影響が相反する特性である。これらの内、ＰＨ工程に供される鋼材は、ＳＡ性を必ずしも必要としない。本発明に係る鋼材は、Ｃｒ量及びＭｎ量が最適化されているので、焼入れ性と硬度均質性を両立させることが可能となる。

さらに、「被削性」と「耐ヒートチェック性」は、一般に、元素の影響が相反する特性である。これらの内、ＰＨ工程に供される鋼材は、耐ヒートチェック性よりも被削性が重視される。本発明に係る鋼材は、Ｓｉ量が最適化されているので、耐ヒートチェック性を著しく低下させることなく、被削性を向上させることが可能となる。

Ｃ量と衝撃値との関係を示す図である。 Ｖ量と衝撃値との関係を示す図である。 Ｃ量とＶ量の範囲を示す図である。 焼入れ速度が小さい場合において、衝撃値に及ぼすＭｎ量とＣｒ量の影響を示す図である。

軟化抵抗に及ぼすＣｒの影響を示す図である。 Ｍｎ量とＣｒ量の範囲を示す図である。 被削性に及ぼすＳｉ量の影響を示す図である。 軟化抵抗に及ぼすＭｏの影響を示す図である。 試験片の切り出し位置を説明するための模式図である。

以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． 鋼材］
［１．１． 組成］
［１．１．１． 主構成元素］
本発明に係る鋼材は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。

（１）０．１９≦Ｃ≦０．３１ｍａｓｓ％：
直径０．５μｍ未満の微細な粒子（炭化物、炭窒化物）は、焼入れ加熱時にオーステナイト結晶粒の成長を抑制する「ピン止め粒子」として機能する。Ｃ量が少なくなりすぎると、焼入れ加熱時にピン止め粒子の量が不足する。その結果、結晶粒が粗大化し、衝撃値、破壊靱性値、延性などの鋼材特性が劣化する場合がある。
また、Ｃ量が少なくなりすぎると、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）が過度に高くなる。その結果、焼入れ性は高くなるが、衝撃値が低下する場合がある。

さらに、Ｃ量が少なくなりすぎると、５６０～６００℃における焼戻しで３５ＨＲＣ以上（好ましくは、３６ＨＲＣ以上）の硬さを得にくい。
従って、Ｃ量は、０．１９ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．２０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．２１ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｃ量が過剰になると、鋳造時に粗大な炭化物や炭窒化物が晶出する場合がある。これらは、衝撃値を低下させる「異物」となる。粗大な異物を熱処理（均質化熱処理、焼きならし）で固溶させ、消失させることは難しい。粗大な異物は、焼入れ焼戻し後においても固溶しきらずに、残存する場合があり、直径が３μｍを超える状態で観察されることがある。固溶しきらずに残存した異物は、破壊の起点となり、衝撃値や疲労強度を低下させる原因となる。

さらに、熱間加工によりインゴットをブロック状や棒状の鋼材に成形した場合において、熱間加工後の冷却速度が遅い時には、炭化物や炭窒化物が点列状に析出し、衝撃値が低下する場合がある。Ｃ量が過剰になると、この現象が明瞭になる。
従って、Ｃ量は、０．３１ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．３０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．２９ｍａｓｓ％以下である。

（２）０．０１０≦Ｖ≦０．１８０ｍａｓｓ％：
Ｖは、鋼中のＣ及び／又はＮと結合し、炭化物、炭窒化物、及び／又は、窒化物を形成する。これらは、いずれもピン止め粒子として機能する。そのため、Ｖ量が少なくなりすぎると、焼入れ加熱時にピン止め粒子の量が不足する。
また、Ｖ量が少なくなりすぎると、焼戻し時に２次硬化の程度が小さくなる。その結果、５６０～６００℃で焼戻した場合に、３５ＨＲＣ以上（好ましくは、３６ＨＲＣ以上）の硬さを得にくい。
従って、Ｖ量は、０．０１０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．０１３ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０１６ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｖ量が過剰になると、粗大な異物、及び／又は、点列状に分布する炭化物や炭窒化物が増加する。その結果、衝撃値が低下する現象が明瞭になることがある。さらに、Ｖ量が過剰になると、鋼材のコストが高くなり、省資源にも逆行する。
従って、Ｖ量は、０．１８０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．１７０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．１６０ｍａｓｓ％以下である。

（３）Ｍｎ／Ｃｒ＞０．１５０：
鋼中に含まれるＣｒの質量に対するＭｎの質量の比（Ｍｎ／Ｃｒ）は、球状化焼鈍（ＳＡ）性に影響を与える。一般に、Ｍｎ／Ｃｒが小さくなるほど、ＳＡ性が向上する。そのため、ＨＴ工程に供される鋼材の場合、簡便なＳＡで充分に軟化する高いＳＡ性を確保するためには、Ｍｎ／Ｃｒを小さくするのが好ましい。しかし、Ｍｎ／Ｃｒを小さく保つためには、Ｍｎを高められず、焼入れ性の向上に限界がある。

これに対し、ＰＨ工程に供される鋼材の場合、ＳＡ性の重要性は低い。一方、ＰＨ工程において大きな鋼材や金型を対象とする場合、焼入れ性の高さは重要である。
高い焼入れ性を得るためには、Ｍｎ／Ｃｒは、０．１５０超である必要がある。Ｍｎ／Ｃｒは、好ましくは、０．１５５以上、さらに好ましくは、０．１６０以上である。

（４）Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、焼入れ性に影響を与える。一般に、Ｍｎ量が多くなるほど、焼入れ性が向上する。しかしながら、Ｍｎ量が過剰になると、熱伝導率が低下し、耐ヒートチェック性が悪くなる。また、Ｍｎ量が過剰になると、残留オーステナイト量が多くなる。残留オーステナイトは焼戻し時に分解することがあるが、分解する／分解しないにかかわらず、残留オーステナイトは鋼材特性に悪影響を及ぼすことがある。従って、Ｍｎ量は、１．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、１．４５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．４０ｍａｓｓ％以下である。

（５）５．６０≦Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、焼入れ性、硬度均質性及び高温強度に影響を与える。Ｃｒ量が少なくなりすぎると、焼入れ性が低下し、硬度均質性も低下する。また、高温強度も低下する。従って、Ｃｒ量は、５．６０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、５．７０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、５．８０ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｃｒ量が過剰になると、軟化抵抗性が低下する。すなわち、ダイカスト金型として使用中に溶湯と接触している金型表面は高温になるが、高温に加熱された金型表面は軟化しやすくなる。軟化により高温強度が低下すると、耐ヒートチェック性も悪化する。また、最高硬さを超えた領域の軟化が顕著となり、焼戻し硬さの調整が難しくなる。これは、硬さが炉温の変動に敏感であるためである。

また、Ｃｒ量が過剰になると、熱伝導率が低下する。その結果、熱応力が高くなり、耐ヒートチェック性も悪化する。また、Ｃｒ量が過剰になると、Ｃｒ系の炭化物が熱間加工後に粒界に析出し、衝撃値を低下させる原因となる。さらに、Ｓｉ量が０．５０ｍａｓｓ％以下である場合において、Ｃｒ量を多くすると、被削性の低下が著しくなる。
従って、Ｃｒ量は、６．６０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、６．５０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、６．４０ｍａｓｓ％以下である。

（６）Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％：
本発明では、上述したように、焼入れ性、及び、軟化抵抗性をＣｒとＭｎのバランス（Ｃｒ量、Ｍｎ量、Ｍｎ／Ｃｒ比）で確保している。これに対し、Ｃｕ及びＮｉは、いずれも焼入れ性及び軟化抵抗性を高める効果を有するが、その効果はあまり大きくない。むしろ、Ｃｕ＋Ｎｉ量が過剰になると、後述する悪影響が目立つ。そこで、ＣｕとＮｉについては総量で規定し、かつ、その総量は、焼入れ性への影響が小さい範囲を上限として規定する。

合金元素が鋼の焼入れ性を高める効果の指標として、「焼入れ性特性値」がある。焼入れ性特性値は、その値が大きいほど、焼入れ性を高める効果が高いことを意味する。焼入れ性特性値は、合金元素の種類と、その添加量ごとに決まっている。成分の異なる鋼の焼入れ性は、合金元素の種類と量に応じた焼入れ性特性値の加算値で評価する。

ここで、Ｍｎを０．１０ｍａｓｓ％添加した時の焼入れ性特性値は０．１２５である。一方、Ｎｉを０．４２ｍａｓｓ％添加した時の焼入れ性特性値は０．０６２であり、Ｃｕを０．４２ｍａｓｓ％添加した時の焼入れ性特性値も０．０６２である。つまり、ＣｕとＮｉをそれぞれ０．４２ｍａｓｓ％添加（合計０．８４ｍａｓｓ％添加）した時の焼入れ性特性値（加算値）は、０．１２４である。この値は、Ｍｎを０．１０ｍａｓｓ％添加した時の焼入れ性特性値（＝０．１２５）とほぼ同等である。これは、Ｃｕ＋Ｎｉ量が０．８４ｍａｓｓ％以下である場合には、焼入れ性改善に対して影響が小さいことを意味する。Ｃｕ＋Ｎｉ量が０．８４ｍａｓｓ％程度では、高温強度の向上に対する影響も小さい。

一方、Ｃｕ＋Ｎｉ量が０．８４ｍａｓｓ％程度になると、様々な不具合が顕在化する。具体的には、熱間加工時に割れやすくなる、残留オーステナイトが増加する、熱伝導率が低下する、コストが増加する、などである。そのため、Ｃｕ＋Ｎｉ量は、０．８４ｍａｓｓ％以下である必要がある。本発明において、Ｍｎ／Ｃｒ＞０．１５０の条件を満たす必要があるために、焼入れ性の向上に寄与するＭｎ量とＣｒ量の総量は６．４４ｍａｓｓ％を超える（図６参照）。このことから、Ｃｕ＋Ｎｉ量が０．８４ｍａｓｓ％以下であれば、焼入れ性に大きく影響しないことは明らかである。Ｃｕ＋Ｎｉ量は、好ましくは、０．７８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．７２ｍａｓｓ％以下である。

（７）０．４０≦Ｓｉ≦１．４０ｍａｓｓ％：
Ｓｉ量が少なくなりすぎると、被削性が低下し、大きな金型の機械加工を工業的に安定して行うことが難しい。特に、本発明の鋼材は、大きな金型の製造を想定しているため、削る量も多く、被削性の良さが求められる。従って、Ｓｉ量は、０．４０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．４５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｃ量、Ｖ量、及び、Ｎ量が多い場合において、Ｓｉ量が過剰である時には、粗大な晶出物、及び／又は、点列状に分布する炭化物や炭窒化物が多くなる場合がある。
また、ＰＨ工程に供される鋼材は、高い耐ヒートチェック性よりも被削性の良さが重視される。しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると、熱伝導率が低下する。その結果、ダイカスト金型として使用した時に熱応力が高くなり、耐ヒートチェック性が悪化する場合がある。耐ヒートチェック性が過度に低下すると、ダイカスト金型として使用するのが困難となる。従って、Ｓｉ量は、１．４０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、１．３０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．２０ｍａｓｓ％以下である。

（８）０．６０≦Ｍｏ≦２．００ｍａｓｓ％：
Ｍｏ量が少なくなりすぎると、焼戻し時の２次硬化の程度が小さくなる。そのため、Ｍｏ量が少なくなりすぎると、５６０～６００℃で焼戻した時に、３５ＨＲＣ以上（好ましくは、３６ＨＲＣ以上）の硬さを得にくい。また、軟化抵抗性と高温強度が不足し、耐ヒートチェック性が悪化する場合がある。従って、Ｍｏ量は、０．６０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、０．７０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．８０ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｍｏ量が過剰になると、被削性が低下する。特に、Ｓｉ量が少ない場合において、Ｍｏ量が過剰である時には、被削性の低下が著しい。また、Ｍｏ量が過剰になると、破壊靱性が低下する場合がある。この傾向は、Ｓｉ量が多い場合に顕在化する。さらに、Ｍｏ量が過剰になると、鋼材のコストを増大させ、省資源にも逆行する。従って、Ｍｏ量は、２．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、１．９５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．９０ｍａｓｓ％以下である。

（９）０．００１≦Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％：
本発明に係る鋼材は、Ｃ量とＶ量が既存の熱間ダイス鋼（ＳＫＤ６１）よりも大幅に少ない。このため、焼入れ加熱時のピン止め粒子となるＶ系の炭化物、炭窒化物、及び窒化物の量がＳＫＤ６１よりも少ない。そこで、本発明においては、オーステナイト結晶粒の成長抑制にＡｌＮ粒子も併用する。

Ａｌ量が少なくなりすぎると、精錬時に酸素の低減が難しくなり、酸化物が増えて衝撃値が低下する場合がある。また、Ａｌ量が少なくなりすぎると、ピン止め粒子となるＡｌＮの量が不足する。その結果、焼入れ加熱時にオーステナイト結晶粒が粗大化し、衝撃値、破壊靱性、及び／又は、延性が低下する場合がある。従って、Ａｌ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、０．００２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．００３ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ａｌ量が過剰になると、粗大なアルミナ粒子が増え、衝撃値や疲労強度が低下する場合がある。また、熱伝導率が低下し、耐ヒートチェック性が悪化する場合がある。従って、Ａｌ量は、０．０８０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、０．０７０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０６０ｍａｓｓ％以下である。
なお、被削性改善のためにＣａを添加する場合、化合物の形態を適正化する上でＡｌ量が非常に重要となる。

（１０）０．００３≦Ｎ≦０．０４０ｍａｓｓ％：
本発明においては、焼入れ加熱時のオーステナイト相中にＡｌＮ粒子を分散させるため、Ａｌ量と併せてＮ量も規定する。Ｎ量が少なくなりすぎると、ピン止め粒子となるＡｌＮの量が不足する。その結果、焼入れ加熱時にオーステナイト結晶粒が粗大化し、衝撃値、破壊靱性値、及び／又は、延性が低下する場合がある。また、Ｎ量が少なくなりすぎると、同じくピン止め粒子であるＶ系の炭窒化物や窒化物の量も不足する場合がある。従って、Ｎ量は、０．００３ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．００４ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上である。

一方、通常の精錬で調整可能な量を超えるＮ量を添加するためには、専用の設備を用いたＮの積極添加が必要となり、素材コストが上昇する。また、Ｎ量が過剰になると、粗大な晶出物、及び／又は、点列状に分布する炭化物や炭窒化物が増加する場合がある。この傾向は、Ｃ量、Ｓｉ量、及び、Ｖ量が多い場合に顕在化する。また、Ｎ量が過剰になると、粗大なＡｌＮが過度に多くなり、衝撃値が低下する場合がある。さらに、Ｎ量が過剰になると、金型を溶接補修する際に鋼材中のＮが気化し、溶接部の内部や表面における欠陥形成の原因となる場合がある。従って、Ｎ量は、０．０４０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．０３８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０３６ｍａｓｓ％以下である。

（１１）不可避的不純物：
本発明に係る鋼材は、不可避的不純物が含まれていても良い。本発明に係る鋼材に不純物として含有され得る元素及びその含有量としては、以下のようなものがある。
Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％、Ｓ≦０．００６ｍａｓｓ％、Ｏ≦０．００６ｍａｓｓ％、
Ｗ≦０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｏ≦０．３０ｍａｓｓ％、Ｂ≦０．０００２ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．００４ｍａｓｓ％、Ｔａ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．００４ｍａｓｓ％、Ｚｒ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｃａ≦０．０００５ｍａｓｓ％、Ｓｅ≦０．０３ｍａｓｓ％、
Ｔｅ≦０．００５ｍａｓｓ％、Ｂｉ≦０．０１ｍａｓｓ％、Ｐｂ≦０．０３ｍａｓｓ％、
Ｍｇ≦０．０２ｍａｓｓ％。

本発明において「含有量」とは、偏析の濃い部分、偏析の薄い部分、及び、偏析が平均的である部分を含む、所定の質量の鋼材（好ましくは、１元素の分析当たり１グラム以上）を酸に溶解し、化学的な分析手法によって導き出された「鋼材の平均的な元素量」を表す。

［１．１．２． 副構成元素］
本発明に係る鋼材は、上述した主構成元素及び不可避的不純物に加えて、以下のような１又は２以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。

［Ａ． Ａ群］
（１２）０．３０＜Ｗ≦２．００ｍａｓｓ％：
本発明に係る鋼材は、従来の熱間ダイス鋼よりもＣ量及びＶ量が少ないため、用途によっては強度が不足する場合がある。このような場合、高強度化のためにＷを添加することが有効である。このような効果を得るためには、Ｗ量は、０．３０ｍａｓｓ％超が好ましい。Ｗ量は、さらに好ましくは、０．８０ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｗ量が過剰になると、素材コストが上昇する。また、偏析の顕在化による機械的性質の劣化や異方性の増大を招く場合がある。従って、Ｗ量は、２．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｗ量は、さらに好ましくは、１．５０ｍａｓｓ％以下である。

（１３）０．３０＜Ｃｏ≦１．００ｍａｓｓ％：
Ｃｏは、Ｗと同様に、強度を向上させる作用がある。そのため、強度が不足する場合、高強度化のためにＣｏを添加することが有効である。このような効果を得るためには、Ｃｏ量は、０．３０ｍａｓｓ％超が好ましい。Ｃｏ量は、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｃｏ量が過剰になると、素材コストが上昇する。また、偏析の顕在化による機械的性質の劣化や異方性の増大を招く場合がある。従って、Ｃｏ量は、１．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｏ量は、さらに好ましくは、０．９０ｍａｓｓ％以下である。
なお、本発明に係る鋼材は、Ｃｏ又はＷのいずれか一方を含むものでも良く、あるいは、双方を含むものでも良い。

［Ｂ． Ｂ群］
（１４）０．０００２＜Ｂ≦０．００８０ｍａｓｓ％：
鋼材中のＰ量が相対的に多い場合、粒界に偏析するＰが粒界強度を下げ、衝撃値が低下する。粒界強度を改善するためには、Ｂの添加が有効である。粒界強度を改善するためには、Ｂは、鋼中において単独で（化合物を形成せずに）存在している必要がある。ＢがＢＮを形成すると、Ｂ添加の効果が失われる。そこで、Ｎを含有する鋼材に、粒界強度の改善を目的としてＢを添加する際には、ＮをＢ以外の元素と結合させる必要がある。

具体的には、窒化物を形成しやすいＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂなどの窒化物形成元素とＮとを結合させるのが好ましい。これらの元素は、不純物レベルの含有量でも効果はあるが、不足する場合には、不純物レベルを超える量を添加するのが好ましい。
なお、ＢＮは、鋼材の被削性を改善する効果がある。そのため、被削性の改善を目的としてＢを添加する場合には、鋼材中に窒化物形成元素を積極的に添加する必要はない。

上述したような効果を得るためには、Ｂ量は、０．０００２ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｂ量は、さらに好ましくは、０．０００３ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０００４ｍａｓｓ％以上である。
一方、必要以上にＢを添加しても、効果に差がなく、実益がない。また、Ｂ量が過剰になると、鋼材のコストを増大させる。従って、Ｂ量は、０．００８０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｂ量は、さらに好ましくは、０．００７５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．００７０ｍａｓｓ％以下である。

［Ｃ． Ｃ群］
（１５）０．００６＜Ｓ≦０．１８０ｍａｓｓ％：
（１６）０．０００５＜Ｃａ≦０．０５００ｍａｓｓ％：
（１７）０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（１８）０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（１９）０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（２０）０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％：

本発明に係る鋼材において、被削性を改善するには、快削元素の添加が有効である。快削元素としては、具体的には、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、及び、Ｐｂが挙げられる。本発明に係る鋼材は、これらのいずれか１種の快削元素を含むものでも良く、あるいは、２種以上を含むものでも良い。

十分な快削性を得るためには、各快削元素の含有量は、それぞれ、上記の下限値より多いことが好ましい。
一方、快削元素の含有量が過剰になると、熱間加工時に割れやすくなる。また、快削元素の含有量が過剰になると、衝撃値、疲労強度、耐ヒートチェック性などが低下する場合がある。従って、各快削元素の含有量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。

［Ｄ． Ｄ群］
（２１）０．００４＜Ｎｂ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（２２）０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（２３）０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（２４）０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％：

本発明に係る鋼材は、Ｖ及びＡｌ以外の炭窒化物形成元素を添加し、炭化物、炭窒化物、及び／又は、窒化物を増量しても良い。炭窒化物形成元素としては、具体的には、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及び、Ｚｒが挙げられる。本発明に係る鋼材は、これらのいずれか１種の炭窒化物形成元素を含むものでも良く、あるいは、２種以上を含むものでも良い。

オーステナイト結晶粒の過度の粒成長を抑制するためには、各炭窒化物形成元素の含有量は、それぞれ、上記の下限値より多いことが好ましい。
一方、炭窒化物形成元素の含有量が過剰になると、炭化物、炭窒化物、及び／又は、窒化物が粗大な状態で鋳造時に晶出する。粗大な晶出粒子は、均質加熱処理時、ＳＡ時、及び焼入れ時においても消失せずに異物として残存し、衝撃値や疲労強度を低下させる原因となる。従って、各炭窒化物形成元素の含有量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。

［１．２． 鋼材の特性］
［１．２．１． 質量及びサイズ］
上述したように、ＰＨ工程に供される鋼材、及び、ＰＨ工程で製造される金型に求められる特性は、被削性、衝撃値、及び、硬度均質性の３特性である。これらの３特性の中でも、大きな鋼材で問題となるのは、大きな鋼材から製造された大きな金型の内部の衝撃値が低いことである。

大きな金型において衝撃値が低下する原因の１つ目は、大きな鋼材の内部には大きな異物が晶出しやすいことである。これは、大きな鋼材の内部において、インゴット製造時の凝固速度が小さいことによる。
大きな金型において衝撃値が低下する原因の２つ目は、熱間加工後の冷却速度が小さいために、炭化物や炭窒化物が点列状に析出しやすいことである。
大きな金型において衝撃値が低下する原因の３つ目は、大きな鋼材の内部において、焼入れ速度が小さくなることである。

本発明に係る鋼材は、Ｃ量とＶ量が少なく、Ｍｎ量とＣｒ量を適正化しているので、大きな異物や、熱間加工後の小さな冷却速度や、小さな焼入れ速度の影響が小さい。すなわち、本発明に係る鋼材は、質量及びサイズが共に大きい場合であっても、被削性、衝撃値、及び、硬度均質性の３特性を高い次元で両立させることができる。

例えば、鋼材の組成及び製造条件を最適化すると、上記の３特性のすべてが実用レベルに到達していることに加えて、質量が３０００ｋｇ以上である鋼材が得られる。鋼材の組成及び製造条件をさらに最適化すると、質量が４０００ｋｇ以上、あるいは、５０００ｋｇ以上である鋼材であっても製造することができる。

また、鋼材の組成及び製造条件を最低化すると、上記の特性を備えていることに加えて、縦方向の寸法（Ｌ₁）、横方向の寸法（Ｌ₂）、及び、高さ方向の寸法（Ｌ₃)のうち、最小のサイズ（Ｌ_min）が３００ｍｍ以上である鋼材が得られる。鋼材の組成及び製造条件をさらに最適化すると、Ｌ_minが３５０ｍｍ以上、あるいは、４００ｍｍ以上である鋼材であっても製造することができる。
ここで、「縦方向の寸法（Ｌ₁）」、「横方向の寸法（Ｌ₂）」、及び、「高さ方向の寸法（Ｌ₃)」とは、それぞれ、鋼材に外接する最小体積の直方体の３辺の長さをいう。

［１．２．２． 硬さ］
［Ａ． 定義］
本発明において、「鋼材の硬さ」とは、
（ａ）所定の硬さに調質された鋼材の断面の中央付近（焼入れ速度が遅い領域）又は外周付近（焼入れ速度が速い領域）から試験片を切り出し、
（ｂ）その試験片を用いて、室温において測定されたロックウェルＣスケール硬さ
をいう。

図９に、試験片の切り出し位置を説明するための模式図を示す。例えば、鋼材がａ[ｍｍ]×ｂ[ｍｍ]×ｃ[ｍｍ]（ａ≦ｂ≦ｃ、ａ≧３００ｍｍ）のブロック材１０である場合、ｃ軸方向の中央付近からａ[ｍｍ]×ｂ[ｍｍ]×ｄ[ｍｍ]の第１素材１２を切り出す。ｄは、特に限定されないが、３０～７０ｍｍが好ましい。「中央付近」とは、ｃ軸方向（ブロック材１０の最大長さ方向）に沿ってブロック材１０を３等分した時の、中央の領域をいう。この「中央付近」の任意の位置から第１素材１２を切り出す。

次に、第１素材１２のａｂ面の中心部から、ｅ[ｍｍ]×ｆ[ｍｍ]×ｄ[ｍｍ]の第２素材１４を切り出す。ｅ、ｆの値は、ａｂ面の大きさ、評価目的等に応じて、最適な値を選択するのが好ましい。例えば、ａ＝６００～８００ｍｍであり、ｂ＝９００～１１００ｍｍである場合、ｅ＝９０～１２０ｍｍ、ｆ＝１３０～１６０ｍｍが好ましい。
また、第１素材１２の外周部から、ｇ［ｍｍ］×ｇ［ｍｍ］×ｄ［ｍｍ］の第３素材１６を切り出す。第３素材１６の切り出し位置は、特に限定されないが、第１素材１２の角部が好ましい。また、ｇの値は、特に限定されないが、４０～６０ｍｍが好ましい。さらに、第２素材１４及び第３素材１６から、それぞれ、硬さ測定用の試験片を切り出し、これらを用いて硬さを測定する。

すなわち、より具体的には、「中心部の硬さ」とは、第１素材１２の中心部から切り出された試料を用いて測定されたロックウェールＣスケール硬さをいう。
「外周部の硬さ」とは、第１素材１２の外周部から切り出された、脱炭のない試料を用いて測定されたロックウェルＣスケール硬さをいう。
「中心部」とは、第１素材１２の切断面の重心から切断面の外縁に向かって任意の直線を放射状に引き、各直線と切断面の外縁との交点をＡとし、重心から交点Ａまでの距離をＲ_Aとしたときに、第１素材１２の切断面の重心からＲ_A／２までの領域をいう。
「外周部」とは、中心部の外側にある領域をいう。

［Ｂ． 熱処理条件］
鋼材を調質するための熱処理条件（焼入れ条件及び焼戻し条件）は、目的とする硬さが得られる限りにおいて、特に限定されない。
最適な焼入れ温度は、鋼材の組成により異なる。焼入れ温度は、通常、８８０℃～９８０℃である。焼入れ時の冷却速度は、鋼材の大きさ及び冷却方法により異なる。大型の鋼材の場合、中心部の冷却速度は、通常、８００℃から２００℃までの冷却区間で１０℃／ｍｉｎ以下となる。
同様に、最適な焼戻し温度は、鋼材の組成により異なる。焼戻し温度は、通常、５６０～６００℃である。１回の焼戻しで所定の硬さに調質できなかった場合、焼戻しを複数回繰り返すのが好ましい。

［Ｃ． 硬度均質性］
本発明に係る鋼材は、質量及びサイズが相対的に大きい場合であっても、高い硬さが得られる。また、冷却速度の速い外周付近と、冷却速度の遅い中央付近の硬度差が小さい、つまり、硬度均質性が高い。

鋼材の組成及び製造条件を最適化すると、室温における外周部の硬さ（Ｈ₁）は、３６～４４ＨＲＣとなる。鋼材の組成及び製造条件をさらに最適化すると、Ｈ₁は、３７～４３ＨＲＣ、あるいは、３８～４２ＨＲＣとなる。
鋼材の組成及び製造条件を最適化すると、室温における中心部の硬さ（Ｈ₂）は、３５～４５ＨＲＣとなる。鋼材の組成及び製造条件をさらに最適化すると、Ｈ₂は、３６～４４ＨＲＣ、あるいは、３７～４３ＨＲＣとなる。
さらに、鋼材の組成及び製造条件を最適化すると、Ｈ₁とＨ₂との差の絶対値（ΔＨ＝｜Ｈ₁－Ｈ₂｜）は、３．５ＨＲＣ以下となる。

［１．２．３． 衝撃値］
本発明において、「鋼材の衝撃値」とは、
（ａ）所定の硬さに調質された鋼材の断面の中央付近（凝固速度や焼入れ速度が遅い領域）から衝撃試験片を切り出し、
（ｂ）１５～３５℃において衝撃試験を実施することにより得られる衝撃値
をいう。

衝撃試験片の切り出し位置は、鋼材の断面の中央付近である。すなわち、図９に示す第２素材１４から衝撃試験片を切り出す。
また、鋼材を調質するための熱処理条件（焼入れ条件及び焼戻し条件）については、上述した通りであるので、説明を省略する。

「衝撃試験片」とは、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準ずる試験片（１０ｍｍ×１０ｍｍ×５０ｍｍ、ノッチ先端の円弧半径：１ｍｍ、ノッチ深さ：２ｍｍ、ノッチ底下部の試験片断面積：０．８ｃｍ²）をいう。
「衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）」とは、吸収エネルギー［Ｊ］を試験片ノッチ底下部の断面積（０．８［ｃｍ²］）で割った値をいう。
「平均衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）」とは、１０本以上（好ましくは、１０本～２０本）の衝撃試験片の衝撃値の平均値をいう。
「低衝撃値率（％）」とは、衝撃試験を行った衝撃試験片の総本数（ｎ₀）に対する、衝撃値が２０［Ｊ／ｃｍ²］未満である衝撃試験片の本数（ｎ）の割合（＝ｎ×１００／ｎ₀）をいう。

本発明に係る鋼材において、組成及び製造条件を最適化すると、サイズが大きいにもかかわらず高い衝撃値を示し、かつ、衝撃値のバラツキの小さい鋼材が得られる。
具体的には、組成及び製造条件を最適化すると、平均衝撃値が２５［Ｊ／ｃｍ²］以上であり、かつ、低衝撃値率が３０％以下である鋼材が得られる。
組成及び製造条件をさらに最適化すると、平均衝撃値は、２６［Ｊ／ｃｍ²］以上、あるいは、２７［Ｊ／ｃｍ²］以上となる。
また、組成及び製造条件をさらに最適化すると、低衝撃値率は、２０％以下、あるいは、１０％以下となる。

［２． 金型］
本発明に係る金型は、本発明に係る鋼材からなり、以下のような特性を持つ。

［２．１． 質量及びサイズ］
本発明に係る鋼材は、質量及びサイズが相対的に大きい場合であっても、被削性、衝撃値、及び、硬度均質性に優れているという特徴がある。そのため、このような鋼材を用いると、質量及びサイズが相対的に大きい場合であっても、衝撃値、及び、硬度均質性に優れた金型が得られる。

金型の組成及び製造条件を最適化すると、衝撃値、及び、硬度均質性が実用レベルに到達していることに加えて、質量が２０００ｋｇ以上である金型が得られる。金型の組成及び製造条件をさらに最適化すると、質量が３０００ｋｇ以上、あるいは、４０００ｋｇ以上である金型であっても製造することができる。

また、金型の組成及び製造条件を最低化すると、上記の特性を備えていることに加えて、縦方向の寸法（Ｌ'₁）、横方向の寸法（Ｌ'₂）、及び、高さ方向の寸法（Ｌ'₃)のうち、最小の寸法（Ｌ'_min）が２５０ｍｍ以上である金型が得られる。金型の組成及び製造条件をさらに最適化すると、Ｌ'_minが３００ｍｍ以上、あるいは、３５０ｍｍ以上である金型であっても製造することができる。
ここで、「縦方向の寸法（Ｌ'₁）」、「横方向の寸法（Ｌ'₂）」、及び、「高さ方向の寸法（Ｌ'₃)」とは、それぞれ、金型に外接する最小体積の直方体の３辺の長さをいう。

［２．２． 硬さ、衝撃値、硬度均質性］
本発明に係る鋼材は、特に、ＰＨ工程に供される鋼材として好適である。ＰＨ工程で製造された金型は、調質後の鋼材と同等の硬さ、衝撃値、及び、硬度均質性を持つ。硬さ、衝撃値、及び、硬度均質性の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。

［３． 鋼材の製造方法］
本発明に係る鋼材の製造方法は、
（ａ）所定の組成となるように配合された原料を溶解し、溶湯を精錬し、溶湯を鋳型に鋳造する第１工程と、
（ｂ）鋳塊を均質化熱処理する第２工程と、
（ｃ）均質加熱処理後の鋳塊を熱間加工する第３工程と、
（ｄ）必要に応じて、熱間加工後の粗形材の焼きならしを行う第４工程と、
（ｅ）必要に応じて、粗形材の焼戻しを行う第５工程と、
（ｆ）必要に応じて、素形材の球状化焼鈍を行う第６工程と、
（ｇ）素形材の焼入れ焼戻しを行う第７工程と
を備えている。

［３．１． 第１工程］
まず、所定の組成となるように配合された原料を溶解し、溶湯を精錬し、溶湯を鋳型に鋳造する（第１工程）。溶解条件、精錬条件、及び、鋳造条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。

［３．２． 第２工程］
次に、鋳塊を均質化熱処理する（第２工程）。均質化熱処理は、凝固時に生じた成分偏析を薄め、凝固時に晶出した異物をできるだけ固溶させることで、成分を均質化するために行われる。均質化熱処理の条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。

［３．３． 第３工程］
次に、均質加熱処理後の鋳塊を熱間加工する（第３工程）。熱間加工は、鋳塊を所望の形状を有する粗形材にするために行われる。熱間加工の条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。

［３．４． 第４工程］
次に、必要に応じて、熱間加工後の粗形材の焼きならしを行う（第４工程）。焼きならしは、粗形材の組織を均一化、微細化する必要がある場合に行われる。焼ならし条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。なお、焼きならし工程は、省略することができる。

［３．５． 第５工程］
次に、必要に応じて、粗形材の焼戻しを行う（第５工程）。焼戻しは、焼きならし後の冷却過程で生じたマルテンサイトあるいはベイナイトを焼戻す必要がある場合や、球状化焼鈍に備えて炭化物を析出させる必要がある場合に行われる。焼戻し条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。なお、焼戻し工程は、省略することができる。

［３．６． 第６工程］
次に、必要に応じて、素形材の球状化焼鈍を行う（第６工程）。
球状化焼鈍は、第７工程の焼入れ加熱時に微細なオーステナイト結晶粒を得るために行われる。なお、球状化焼鈍工程は、省略することができる。

［３．７． 第７工程］
次に、粗形材の焼入れ焼戻しを行う（第７工程）。焼入れ、及び、焼入れ後に行われる焼戻しは、鋼材を所定の硬さに調質するために行われる。焼入れ条件及び焼戻し条件は、所定の硬さが得られる限りにおいて、特に限定されない。

［４． 金型の製造方法］
本発明に係る金型は、
（ａ）適度な硬さに調質（プレハードン（ＰＨ））された鋼材に対して、機械加工（仕上げ加工）を行う第１工程と、
（ｂ）必要に応じて、機械加工された金型に対して、表面改質を行う第２工程と
を備えている。
各工程の方法及び条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適なものを選択することができる。

［５． 作用］
ＰＨ工程に供される鋼材、及び、ＰＨ工程で製造される金型に求められる特性は、
（１）被削性、
（２）焼入れ速度が小さい場合の衝撃値、及び、
（３）硬度均質性
である。以下、主にダイカストを例にして、この３特性が必要な理由を説明する。

［５．１． 被削性］
機械加工に供される鋼材には、高速で加工しても加工工具をあまり摩耗させないことが求められる。工具の摩耗が激しいと、工具の交換頻度が高くなり、加工コストが増加する。一方、工具の摩耗を避けるために加工速度を下げると、加工効率が低下する。以上の理由から、金型用の鋼材には、低コストで効率的に加工できること、すなわち、「被削性の良さ」が求められる。

金型をＨＴ工程で製造する場合、球状化焼鈍で９８ＨＲＢ（およそ２３８ＨＶ）以下に軟質化した鋼材を荒加工するため、切削量が多くてもＰＨ工程ほどは問題にならない。
これに対し、ＰＨ工程においては、焼入れ焼戻しで３５ＨＲＣ（およそ３４５ＨＶ）以上に硬くなっている鋼材を大量に削るため、被削性が悪いと工業的に成立しない。

一方で、被削性の良い鋼材は、一般に、Ｓｉ、Ｐ、及び／又は、Ｓを多く含有する。このような鋼材から作製された金型は、一般に、耐ヒートチェック性が悪い。「耐ヒートチェック性が悪い」とは、ヒートチェックが発生しやすく、かつ、進展しやすいことをいう。以下に、その理由を説明する。

高Ｓｉの鋼材は、熱伝導率が低い。熱伝導率の低い鋼材から製造した金型をダイカストに用いると、金型表面の温度振幅が大きくなるために、発生する熱応力が高くなる。
高Ｐの鋼材から製造した金型は、靱性が低い。そのため、このような金型をダイカストに用いると、亀裂の発生や進展が容易になる。
さらに、高Ｓの鋼材は、相対的に多量の硫化物を含む。このような鋼材から製造した金型では、硫化物が亀裂の起点や進展経路となるため、亀裂の発生や進展が容易である。

すなわち、Ｓｉ、Ｐ、及び／又は、Ｓを相対的に多量に含有する鋼材は、被削性が良好である。しかし、このような鋼材を金型として使用すると、マトリックスに高い熱応力が作用する。そのため、熱疲労亀裂であるヒートチェックが発生し、進展しやすい。すなわち、「被削性の良さ」と「耐ヒートチェック性の良さ」は、相反する。

これに対し、本発明に係る鋼材は、実質的にＰ及びＳを含まず、かつ、Ｓｉ量を最適化している。また、鋼材の組成及び焼入れ焼戻し条件を最適化すると、鋼材をＰＨ工程に適した硬さに調質することができる。そのため、本発明に係る鋼材は、耐ヒートチェック性を著しく損なうことなく、良好な被削性を示す。

［５．２． 焼入れ速度が小さい場合の衝撃値］
ＰＨ工程の場合、金型は、所定の硬さに調質された鋼材から製造される。そのため、金型を製造するための鋼材には、硬さだけでなく、高い衝撃値も必要である。この理由は、衝撃値の高い金型は大割れしにくいためである。

高い衝撃値を得るためには、以下の３項目を満たす必要がある。すなわち、
（ａ）粗大な異物が少ないこと、
（ｂ）点列状に分布する炭化物や炭窒化物が少ないこと、
（ｃ）焼入れ性が高いこと
である。

［５．２．１． 粗大な異物が少ないこと］
「異物」とは、マトリックスとは組成の異なる物質であり、炭化物、窒化物、炭窒化物、硫化物、酸化物などを指す。
本発明において、「粗大な異物」とは、大きさ（＝円相当径）が３μｍ以上である異物をいう。

金型に応力が作用した際、粗大な異物は、亀裂の起点になりやすく、発生した亀裂の伝搬経路となりやすい。従って、高い衝撃値を得るためには、粗大な異物は少ないほど良い。
異物には、１種類の金属元素を含むものと、２種以上の金属元素を含むものとがある。従来のダイカスト金型用鋼はＣ量とＶ量が多いため、粗大な異物は、通常、Ｖを含む炭化物や炭窒化物からなる。Ｖ系の炭化物や炭窒化物のサイズや量は、鋼材の化学成分だけでなく、鋳造時の凝固速度、均質化熱処理の温度や時間などにも影響される。

［５．２．２． 点列状に分布する炭化物や炭窒化物が少ないこと］
熱間加工後の冷却速度が小さかった場合、成分によってはオーステナイト結晶粒界に炭化物や炭窒化物が析出する。炭化物や炭窒化物の形状は、棒状、Ｖ字状、Ｗ字状、あるいは、波状であり、長さが最も大きく計測される方向のサイズは、０．５～３μｍである。このような炭化物や炭窒化物は、上記の「粗大な異物」よりはサイズが小さいものの、粒界で断続的に連なって点列状に分布する。そのため、このような炭化物や炭窒化物が存在すると、粒界で破壊しやすくなり、衝撃値は大きく低下する。

［５．２．３． 焼入れ性が高いこと］
鋼材が大きくなると、焼入れ時の冷却速度が小さくなる。この傾向は、特に鋼材の内部で顕著である。このため、ＰＨ工程を用いて金型を製造する場合において、近年の金型の大型化に伴って鋼材が大きくなると、焼入れ時の鋼材内部の冷却速度が小さくなる。その結果、大型の鋼材からＰＨ工程で削り出された金型の衝撃値の低下が問題になってきた。

［５．２．４． 高衝撃値］
以上の経緯から、焼入れ速度が小さい場合においても高い衝撃値が得られる鋼材、すなわち、「焼入れ性の良い鋼材」が強く求められている。「焼入れ性が良い」とは、換言すれば、焼入れ速度が小さい場合であっても粗大なベイナイトを生成しないことをいう。

一方、焼入れ性の良い鋼材は、ＳＡ性が悪い。このような鋼材は、ＳＡの徐冷中に炭化物が析出しにくく、フェライト変態も進行しにくいため、ＳＡ組織（フェライトの母相中に炭化物が分散した組織）を得にくいからでる。
これに対し、ＰＨ工程に供される鋼材は、必ずしもＳＡ性を考慮する必要がない。但し、後工程の焼入れ加熱時に微細なオーステナイト結晶粒を得るために、球状化焼鈍を行うことがある。本発明に係る鋼材は、このようなＰＨ工程に適するようにＣｒ量及びＭｎ量が最適化されているため、良好な焼入れ性を示す。

［５．３． 硬度均質性］
鋼材を所定の硬さ（３５～４５ＨＲＣ）に調質するために、焼入れ焼戻しを行う。大きな鋼材を焼入れると、表面側と内部側で焼入れ速度が異なる。従って、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトなどの相の比率が表面側と内部側で異なる場合がある。この状態で焼戻すと、表面側と内部側で硬さが同じにならない。
さらに、このような鋼材から金型を作製する（機械加工で削り出す）と、鋼材の内部が金型の表面として露出するため、削り出された金型表面（ＰＨ鋼材の内部側）の硬さは、鋼材表面の硬さと異なる。

硬さの差は鋼材特性の差であり、上記のように、ＰＨ鋼材の表面側と内部側の硬さの差は、金型性能を確保する上で重要な要因である。表面側と内部側で硬さの差は小さい方が好ましく、この状態は「硬度均質性が良い」と評価される。本発明においては、Ｃｒ量とＭｎ量が最適化されているために、良好な硬度均質性を示す。

［５．４． 軟化抵抗性］
ダイカスト金型の表面は、溶湯との接触によって温度が上昇する。鋳造ショット数が増えると、高温に晒される累積時間も長くなるために、金型表面の硬さが低下することもある。このような軟化は、高温強度の低下を招き、その結果として耐ヒートチェック性が悪化する。

以上の理由から、ダイカスト金型には、上記の３特性に加えて、軟化しにくいこと、すなわち、「軟化抵抗性の高さ」が求められる。但し、低Ｃｒ化で軟化抵抗性を高めた鋼材は、高温強度が低い点に注意を要する。低Ｃｒ鋼は、高温での固溶強化に乏しいためである。高温強度の低下は、耐ヒートチェック性を劣化させる。すなわち、「軟化抵抗性の良さ」と「耐ヒートチェック性の良さ」は、相反する。
これに対し、本発明に係る鋼材は、Ｃｒ量及びＭｎ量を最適化している。そのため、本発明に係る鋼材は、焼入れ性や耐ヒートチェック性を著しく損なうことなく、良好な軟化抵抗性を示す。

［１． 好適な元素量の検証試験］
［１．１． 概要］
本発明において達成すべき項目を改めて以下に示す。
（１）被削性
（２）焼入れ速度が小さい場合の衝撃値
（ａ）粗大な異物が少ないこと
（ｂ）点列状に分布する炭化物や炭窒化物（以下、これらを総称して「粒界炭化物」ともいう）が少ないこと
（ｃ）焼入れ性が高いこと
（３）硬度均質性

以下の検証試験では、(２)(ａ)以外を対象とした。理由は３つある。
１つ目の理由は、(２)(ａ)は、凝固速度の小さい工業的なサイズ（質量が８ｔｏｎ以上）のインゴットから製造された鋼材でしか正確な検証ができないからである。
２つ目の理由は、実際に８ｔｏｎ以上のインゴットを用いて大きな鋼材を製造すると、コストと調査時間が過大になるからである。
３つ目の理由は、(２)(ａ)の影響は非常に大きいため、衝撃値に及ぼす(２)(ｂ)又は(２)(ｃ)の影響を正確に検証するには、(２)(ａ)の影響を排除すべきだからである。

そこで、凝固速度の大きいインゴット（質量１５０ｋｇの小さなインゴット）から、断面の小さい鋼材（直径：８２ｍｍ×長さ：３０００ｍｍ程度）を製造した。次いで、その鋼材から作製した試験片に対して、工業的な製法（すなわち、大きな金型用鋼材及び大きな金型の製造方法）を模擬した熱処理を行った。こうすることで、当該鋼材が工業的なサイズのインゴットから金型を製造した時の「(２)(ａ)以外の」特性を適正に評価できると考えられる。
一方、(２)（ａ）は、実際に凝固速度の小さい工業的なサイズのインゴット（質量が８ｔｏｎ以上のインゴット）から製造した鋼材で評価した。

［１．２． Ｃ量の上限値の検証試験］
［１．２．１． 試料の作製］
［Ａ． 丸棒の作製］
以下では、Ｃ量が０．３１ｍａｓｓ％を超えた場合における衝撃値の低下を検証した。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、１．２０Ｓｉ－０．０６Ｃｕ－０．１１Ｎｉ－１．３１Ｍｎ－５．８９Ｃｒ－１．６８Ｍｏ－０．０１９Ａｌ－０．０２７Ｎ－０．１８Ｖとし、Ｃ量を系統的に変化させた。これらの鋼種を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。インゴットを製造した後、均質化熱処理、熱間加工、焼きならし、及び、焼戻しを行った。
なお、今回の検証では、焼きならし及び焼戻しを実施したが、これらの処理を省略しても良い。また、今回の検証では実施しなかったが、熱間加工後又は焼戻し後に、球状化焼鈍（ＳＡ）を実施する場合がある。上記の工程により、直径：８２ｍｍ×長さ：３０００ｍｍ程度の焼戻し状態の鋼材（丸棒）を製造した。

［Ｂ． 熱間加工を模擬した角棒の熱処理］
焼戻し後の丸棒から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの角棒１０本を作製した。
得られた角棒に対して、工業的な熱間加工時のオーステナイト結晶粒径を再現するための加熱を行った。すなわち、真空中、１２４０℃において２Ｈの保持を行った。工業的な工程では、熱処理は必ずしも真空中で行わないが、温度履歴を模擬することが検証の目的であるため、真空中で熱処理を行った。

次に、角棒に対し、インゴットをサイズの大きな鋼材に熱間加工した後の冷却を模擬した熱処理を行った。すなわち、上記１２４０℃での２Ｈ保持に続き、１０００℃までを１℃／ｍｉｎで冷却し、１０００℃から６００℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却した。
なお、成分によっては、この温度区間においてオーステナイト結晶粒界に炭化物や炭窒化物が点列状に析出する場合がある。

６００℃以下の温度域では、真空炉に不活性ガスを導入して３～４Ｔｏｒｒ（０．４０～０．５３ｋＰａ）に加圧し、さらに不活性ガスを強制対流させ、角棒を急冷した。
６００℃以下の冷却速度は、工業的に製造されるサイズの大きな鋼材を模擬していない。しかしながら、この評価の目的が「熱間加工後の高温域で粒界に析出した粒界炭化物の影響」を調査することであるため、６００℃以下の冷却履歴が上記のような履歴であっても目的は達せられる。粒界炭化物は、熱間加工後の「焼きならし－焼戻し－焼入れ焼戻し」でも消失せず、最終的に金型まで残留して衝撃値を大きく低下させる。

［Ｃ． 角棒の焼きならし、焼戻し、及び、焼入れ焼戻し］
次に、熱間加工を模擬した熱処理を施した角棒に対し、真空中において、工業的な製法に準じた焼きならし、及び、焼戻しを行った。
さらに、焼戻し後の角棒を真空焼入れした。すなわち、真空中において、角棒を９２０℃で１Ｈ保持した。次いで、真空炉へ不活性ガスを導入して３～４Ｔｏｒｒ（０．４０～０．５３ｋＰａ）に加圧し、さらに不活性ガスを強制対流させることにより角棒を急冷し、角棒を２００℃以下まで冷却した。

焼入れ時の９２０℃から２００℃への冷却時間は６０ｍｉｎ以内であった。すなわち、角棒の冷却は、工業的に製造されるサイズの大きな鋼材の冷却とは異なっている。しかしながら、この評価の目的が「熱間加工後の高温域で粒界に析出した粒界炭化物の影響」を調査することであるため、焼入れが急冷であっても目的は達せられる。

続いて、焼入れ後の角棒に対し、さらに焼戻しを行った。焼戻しは、５６０～６００℃で２Ｈ保持後、２００℃以下へ冷却することにより行った。
さらに、焼戻しを追加した。すなわち、上記の角棒を５６０～６００℃で所定時間保持後、２００℃以下へ冷却した。この処理を１回以上実施し、角棒を３９．５～４０．５ＨＲＣに調質した。保持の温度と時間、処理の回数は、鋼種（Ｃ量）によって変えた。これは、Ｃ量が異なると、軟化抵抗も異なるためである。

［１．２．２． 試験方法］
３９．５～４０．５ＨＲＣに調質した角棒から衝撃試験片を作製した。衝撃試験片の形状は、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準じた形状（１０ｍｍ×１０ｍｍ×５０ｍｍ、ノッチ先端の円弧半径：１ｍｍ、ノッチ深さ：２ｍｍ、ノッチ底下部の試験片断面積：０．８ｃｍ²）とした。得られた衝撃試験片を用いて、衝撃試験を１５～３５℃において実施した。
評価には衝撃値を用いた。ここで言う衝撃値［Ｊ／ｃｍ²］とは、吸収エネルギー［Ｊ］を試験片ノッチ底下部の断面積０．８ｃｍ²で割った値であり、試験片１０本の平均値を指す。

［１．２．３． 結果］
ダイカスト金型に必要な衝撃値は、負荷の小さい金型では２０Ｊ／ｃｍ²以上、負荷の大きい金型では２５Ｊ／ｃｍ²以上である。また、衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ²以上のダイカスト金型では、破壊の危険性がかなり低下する。
この評価では焼入れは急冷であるが、実際の大きな金型で焼入れが緩冷の場合、衝撃値は５Ｊ／ｃｍ²程度は低下する。そこで、ここでは、良否判定を行うための衝撃値の閾値を２５Ｊ／ｃｍ²とした。

図１に、Ｃ量と衝撃値との関係を示す。試験に用いた衝撃試験片は、大きな金型と異なり、焼入れが急冷である。それにもかかわらず、Ｃ量が過剰になると衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ²未満となる試験片が発生した。このことから、熱間加工後の高温域で析出する粒界炭化物の影響は非常に大きいことが分かる。図１より、衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ²以上となるのは、Ｃ量が０．３１ｍａｓｓ％以下の鋼種であることが分かる。

［１．３． Ｖ量の上限値の検証試験］
［１．３．１． 角棒の作製］
以下では、Ｖ量が０．１８０ｍａｓｓ％を超えた場合における衝撃値の低下を検証した。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．３１Ｃ－１．３６Ｓｉ－０．０４Ｃｕ－０．１３Ｎｉ－１．２２Ｍｎ－５．９６Ｃｒ－１．３８Ｍｏ－０．０１８Ａｌ－０．０３２Ｎとし、Ｖ量を系統的に変化させた。これらの鋼種を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。以下、Ｃ量の検証試験と同様にして、角棒１０本を作製した。

［１．３．２． 試験方法］
Ｃ量の検証試験と同様にして、衝撃値の測定を行った。

［１．３．３． 結果］
図２に、Ｖ量と衝撃値との関係を示す。試験に用いた衝撃試験片は、大きな金型と異なり、焼入れが急冷である。それにもかかわらず、Ｖ量が過剰になると衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ²未満となる試験片が発生した。このことから、熱間加工後の高温域で析出する粒界炭化物の影響は非常に大きいことが分かる。図２より、衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ²以上となるのは、Ｖ量が０．１８０ｍａｓｓ％以下の鋼種であることが分かる。

［１．３．４． Ｃ量とＶ量の好適な範囲］
図３に、Ｃ量とＶ量の範囲を示す。本発明においては、「硬さ」、「粗大な異物の量」、「熱間加工後に粒界に析出する粒界炭化物の量」、及び、「ピン止め粒子の量」を考慮してＣ量とＶ量を規定した。従来の熱間ダイス鋼は、Ｃ量が０．３２ｍａｓｓ％以上であり、かつ、Ｖ量が０．３０ｍａｓｓ％以上である。これに対し、本発明に係る鋼材は、Ｃ量が０．３１ｍａｓｓ％以下であり、かつ、Ｖ量が０．１８０ｍａｓｓ％以下であるため、Ｃ量とＶ量の領域が従来鋼とは異なる。

また、本発明は、焼入れ温度においても従来鋼とは異なる。従来鋼の焼入れ温度は、ＣとＶを充分に固溶させるため、１０１０～１０４０℃と高温である。これに対し、ＣとＶが少ない本発明の焼入れ温度は、８８０～９８０℃と低温で良い。
そのため、本発明に係る鋼材は、
（ａ）ＣＯ₂の排出量を削減することができる、
（ｂ）焼き入れた鋼材の変形が小さく、鋼材に割れも発生しにくい
というメリットがある。

［１．４． Ｍｎ量及びＣｒ量の検証試験］
［１．４．1． 試料の作製］
以下では、焼入れ性と衝撃値に及ぼすＭｎ量及びＣｒ量の影響を検証した。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．２５Ｃ－０．８１Ｓｉ－０．０８Ｃｕ－０．０９Ｎｉ－１．７８Ｍｏ－０．０５Ｖ－０．０２８Ａｌ－０．０１１Ｎとし、Ｍｎ量とＣｒ量を系統的に変化させた。これらの鋼種を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。以下、Ｃ量の検証試験と同様にして、１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの角棒１０本と、１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの小片１個を作製した。

上記の角棒と小片を真空中、９２０℃で１Ｈ保持した後、焼入れを行った。焼入れ時の冷却速度は、９２０℃から７５０℃までを８℃／ｍｉｎ、７５０℃から５００℃までを５℃／ｍｉｎ、５００℃から２００℃までを０．５℃／ｍｉｎとし、２００℃から１００℃以下への冷却速度は特に制御しなかった。
上記の焼入れ工程は、３０００ｋｇ以上の大きな鋼材を焼き入れた場合の、最も冷却速度の小さい内部を想定した例の１つである。２００℃に到達時、相変態はほぼ完了しているため、そこから１００℃以下への冷却速度は特に制御しなかった。

続いて、角棒及び小片の焼戻しを行った。焼戻しは、５６０℃で２Ｈ保持後、２００℃以下へ冷却することにより行った。
さらに、焼戻しを追加した。すなわち、上記の角棒及び小片を５６０～６００℃で所定時間保持後、２００℃以下へ冷却した。この処理を１回以上実施し、角棒及び小片を３９．５～４０．５ＨＲＣに調質した。保持の温度と時間、処理の回数は、鋼種（Ｍｎ量とＣｒ量）によって変えた。これは、Ｍｎ量及び／又はＣｒ量が異なると、軟化抵抗が異なるためである。

［１．４．２． 試験方法］
［Ａ． 衝撃試験］
３９．５～４０．５ＨＲＣに調質した角棒から衝撃試験片を作製した。衝撃試験片の形状は、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準じた形状（１０ｍｍ×１０ｍｍ×５０ｍｍ、ノッチ先端の円弧半径：１ｍｍ、ノッチ深さ：２ｍｍ、ノッチ底下部の試験片断面積：０．８ｃｍ²）とした。得られた衝撃試験片を用いて、衝撃試験を１５～３５℃において実施した。
評価には衝撃値を用いた。ここで言う衝撃値［Ｊ／ｃｍ²］とは、吸収エネルギー［Ｊ］を試験片ノッチ底下部の断面積０．８ｃｍ²で割った値であり、試験片１０本の平均値を指す。

［Ｂ． 軟化抵抗性］
３９．５～４０．５ＨＲＣに調質した小片を用いて、軟化抵抗性を評価した。調質された小片を５６０℃で２４Ｈ保持後、室温まで冷却した。次いで、室温において、ＨＲＣ硬さを測定した。

［１．４．３． 結果］
［Ａ． 衝撃試験］
図４に、焼入れ速度が小さい場合において、衝撃値に及ぼすＭｎ量とＣｒ量の影響を示す。図４中、「×」は衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ²未満であることを表し、「○」は衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ²以上３０Ｊ／ｃｍ²未満であることを表し、「●」は衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ²以上であることを表す。実線はＭｎ／Ｃｒ＝０．１５０の相関線を表し、破線はＣｒ＝５．６０ｍａｓｓ％の相関線を表す。また、１点鎖線はＭｎ＋Ｃｒ＝６．６０ｍａｓｓ％の相関線を表し、２点鎖線はＭｎ＋Ｃｒ＝６．８０ｍａｓｓ％の相関線を表す。

図４より、
（ａ）Ｍｎ／Ｃｒ＞０．１５、かつ、Ｃｒ≧５．６０ｍａｓｓ％とすると、衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ²以上となること、
（ｂ）Ｍｎ＋Ｃｒ≧６．６０ｍａｓｓ％とすると、衝撃値が高くなること、及び、
（ｃ）Ｍｎ＋Ｃｒ≧６．８０ｍａｓｓ％とすると、衝撃値がさらに高位安定となること
が分かった。
以上によって、本発明に係る鋼材が、粗大な異物及び粒界炭化物の影響が僅少な条件下において、焼入れ性が高いことを確認できた。

［Ｂ． 軟化抵抗性］
図５に、軟化抵抗に及ぼすＣｒの影響を示す。初期硬さ４０ＨＲＣに対し、熱処理後の硬さの低下が少ないほど、軟化抵抗性が高いことを表す。図５より、Ｃｒ量が６．６０ｍａｓｓ％を超えると、軟化抵抗性の劣化が著しいことが分かる。

［１．４．４． Ｍｎ量とＣｒ量の好適な範囲］
以上より、Ｍｎ量とＣｒ量の好適な範囲が定められた。図６に、Ｍｎ量とＣｒ量の範囲を示す。図６の４本の線で囲まれる領域が本発明に係る鋼材の範囲である。
従来の熱間ダイス鋼のＭｎ量及びＣｒ量の範囲は、Ｍｎ＜０．８０ｍａｓｓ％、かつ、Ｃｒ＜５．８０ｍａｓｓ％である。この範囲は、図６に示す範囲の左下に外れた領域にある。図６及び図３より、本発明に係る鋼材の組成は、従来の熱間ダイス鋼とは全く異なることは明らかである。

［１．５． Ｓｉ量の下限値の検証試験］
［１．５．１． 試験片の作製］
以下では、被削性に及ぼすＳｉ量の影響を検証した。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．２２Ｃ－１．０９Ｍｎ－０．０７Ｃｕ－０．１８Ｎｉ－６．１２Ｃｒ－１．０１Ｍｏ－０．０４Ｖ－０．０２３Ａｌ－０．０１６Ｎとし、Ｓｉ量を系統的に変化させた。これらの鋼種を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。以下、Ｃ量の検証試験と同様にして、直径：８２ｍｍ×長さ：３０００ｍｍ程度の焼戻し状態の鋼材（丸棒）を作製した。

次に、焼戻し状態の丸棒から、５０ｍｍ×２５ｍｍ×２００ｍｍのブロックを切り出した。次いで、Ｍｎ量及びＣｒ量の検証試験と同一条件下でブロックの焼入れ焼戻しを行い、ブロックを３９．５～４０．５ＨＲＣに調質した。

［１．５．２． 試験方法］
ブロックを切削工具で切削し、切削工具の摩耗量を測定した。切削工具の摩耗量が３００μｍに到達した時点における切削距離を工具寿命とした。切削距離が長くなるほど、被削性は良いと判断される。

［１．５．３． 結果］
図７に、被削性に及ぼすＳｉ量の影響を示す。Ｓｉ量が少ない場合、被削性が悪く、切削加工の工数が膨大となる。特に、大きな金型では切削量が多いため、被削性が悪いと工業的に成立しにくい。図７より、Ｓｉ量が０．４０ｍａｓｓ％以上になると、被削性が急激に良化することが分かる。また、Ｓｉ量が０．６０ｍａｓｓ％以上になると、「被削性が非常に良い」と評価されるＳＫＤ６１に近い被削性が得られることが分かる。また、Ｓｉ量をさらに増加させても、被削性が飽和に近づくことが分かる。

［１．６． Ｍｏ量の下限値及び上限値の検証試験］
［１．６．１． 試験片の作製］
以下では、軟化抵抗性に及ぼすＭｏ量の影響を検証した。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．２９Ｃ－０．７０Ｓｉ－１．３９Ｍｎ－０．０７Ｃｕ－０．１２Ｎｉ－５．７９Ｃｒ－０．０３Ｖ－０．０２６Ａｌ－０．０１０Ｎとし、Ｍｏ量を系統的に変化させた。これらの鋼種を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。以下、Ｃ量の検証試験と同様にして、直径：８２ｍｍ×長さ：３０００ｍｍ程度の焼戻し状態の鋼材（丸棒）を作製した。

次に、焼戻し状態の丸棒から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの小片を切り出した。次いで、Ｍｎ量及びＣｒ量の検証試験と同一条件下で小片の焼入れ焼戻しを行い、小片を３９．５～４０．５ＨＲＣに調質した。

［１．６．２． 試験方法］
３９．５～４０．５ＨＲＣに調質した小片を用いて、軟化抵抗性を評価した。調質された小片を５６０℃で２４Ｈ保持後、室温まで冷却した。次いで、室温において、ＨＲＣ硬さを測定した。

［１．６．３． 結果］
図８に、軟化抵抗に及ぼすＭｏの影響を示す。Ｍｏ量が少なすぎる場合及び多すぎる場合のいずれも、軟化抵抗性は低下した。ＰＨ工程で製造された金型の硬さは、３５ＨＲＣ以上である場合が多い。図８より、５６０℃×２４Ｈの熱処理後においても３５ＨＲＣ以上の硬さを確保するためには、Ｍｏ量を０．６０ｍａｓｓ％以上２．００ｍａｓｓ％以下にすれば良いことが分かる。

［２． 大型インゴットを用いた検証試験］
［２．１． 概要］
好適な元素量の検証試験では、研究的な小サイズ（１５０ｋｇ）のインゴットを用いて、断面の小さい鋼材を製造し、その鋼材から作製した試験片に対して工業的な製法（大きな金型用鋼材及び大きな金型の製法）を模擬した熱処理を行った。これにより、当該鋼材が工業的な製法で製造され、金型になった場合の「２（ａ）以外」の特性を適正に評価することができた。

一方、以下の実施例では、実際に質量８ｔｏｎ以上のインゴットを用いて、本発明の効果を確認した。この場合、鋼材を焼入れ及び焼戻して、内部の衝撃値を検証した。すなわち、上記「２（ａ）」を検証した。その他の特性は、好適な元素量の検証試験において、検証が終了しているからである。

［２．２． 試料の作製］
［２．２．１． ブロック材の作製］
表１に、特性を検証した鋼（実施例１～１３、比較例１～３）の組成を示す。比較例１は、ＪＩＳ ＳＫＤ６（ＡＩＳＩ Ｈ１１）に相当する。比較例２は、ＳＫＤ６のＳｉ－Ｍｎ－Ｃｒを調整した市販鋼に相当し、ＳＫＤ６よりも焼入れ性と耐ヒートチェック性が優れている鋼である。比較例３は、Ｃ量とＶ量が本発明の上限を超えている鋼である。なお、表１には、記載していないが、いずれの鋼にもＰなどの不純物元素が上述した上限値を超えない範囲で含まれている。

これらの鋼を、質量約２１ｔｏｎのインゴットに鋳込んだ。２１ｔｏｎのインゴットは、１０ｔｏｎ程度のインゴットよりも凝固速度がさらに小さくなるため、粗大な異物が衝撃値に影響を与えやすい。このような悪条件下において、Ｃ量とＶ量の妥当性を検証した。

２１ｔｏｎインゴットに対し、高温かつ長時間の均質化熱処理を行った後、熱間加工し、最終的に７４０ｍｍ×１０６０ｍｍ×２４４０ｍｍ（およそ１５ｔｏｎ）のブロック材を得た。インゴットとブロック材の質量の差（約６ｔｏｎ）は、品質や形状に問題があるため、除去した部分の質量である。

上記ブロック材に対する熱処理は、鋼種によって適正な条件を設定した。実施例１～１３については、９２０℃からの焼入れと、５６０℃～６００℃における焼戻しを行った。比較例１～３については、焼きならし、焼戻し、及び、球状化焼鈍の後、１０３０℃からの焼入れと、５８０～６３０℃における焼戻しを行った。こうして、全１６鋼種の表面の硬さを４０ＨＲＣ程度のＰＨ状態とした。

［２．２．２． 第２素材及び第３素材の作製］
粗大な異物が多い部位は、凝固速度の小さい中心付近である。そこで、図９に示すように、ブロック材１０（ａ＝７４０ｍｍ、ｂ＝１０６０ｍｍ、ｃ＝２４４０ｍｍ、ｗ≒１５０００ｋｇ）のｃ軸方向の中央付近から、第１素材１２を切り出した。次いで、第１素材１２のａｂ面のほぼ中央から第２素材１４を切り出し、第１素材１２の端部から第３素材１６を切り出した。なお、この実験において、ｄ＝３５ｍｍ、ｅ＝９５ｍｍ、ｆ＝１３５ｍｍ、ｇ＝５０ｍｍとした。

［２．３． 試験方法］
［２．３．１． 硬さ］
第２素材１４（９５ｍｍ×１３５ｍｍ×３５ｍｍ）の角部分から、１５ｍｍ×１５ｍｍ×３５ｍｍの小片を切り出した。また、第３素材１６（５０ｍｍ×５０ｍｍ×３５ｍｍ）の中央付近から、１５ｍｍ×１５ｍｍ×３５ｍｍの小片を切り出した。これらの小片を研削及び研磨し、硬さが測定できる平行度や面粗さに調整した。これらの小片を用いて、室温でロックウェルＣスケール硬さ（外周部の硬さＨ₁、中心部の硬さＨ₂）を測定した。

［２．３．２． 衝撃試験］
第２素材１４（９５ｍｍ×１３５ｍｍ×３５ｍｍ）から、１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの衝撃試験片２０本を作製した。得られた衝撃試験片を用いて、１５～３５℃において衝撃試験を実施した。

［２．４． 結果］
［２．４．１． 硬さ］
表２に、ΔＨ、Ｈ₁、及びＨ₂を示す。実施例１～１３及び比較例３の場合、ブロック材の外周部の硬さＨ₁は３６．７～４２．８ＨＲＣ、中心部の硬さＨ₂は３８．８～４３．７ＨＲＣであった。また、Ｈ₁とＨ₂との差の絶対値ΔＨ（硬度均質性）は、０．５～３．４ＨＲＣであった。すなわち、Ｍｎ／Ｃｒ＞０．１５０、かつ、Ｃｒ≧５．６０ｍａｓｓ％とすると、高い焼入れ性と高い硬度均質性を示すことが再確認された。ΔＨが小さいため、鋼材の外周部と鋼材の中心部の特性の差も小さく、鋼材のどの部位から作製した金型も性能が高位安定であると期待される。

比較例１、２の場合、ブロック材の外周部の硬さＨ₁は、それぞれ、４１．２及び４１．８ＨＲＣであった。また、中心部の硬さＨ₂は、それぞれ、４５．３及び４５．５ＨＲＣであった。また、ΔＨは、約４ＨＲＣであった。
すなわち、比較例１、２は、Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０、かつ、Ｃｒ≦５．６０ｍａｓｓ％であるために、焼入れ性と硬度均質性が悪くなった。ΔＨが大きいため、鋼材の外周部と鋼材の中心部の特性の差も大きく、鋼材のどの部分から作製したかによって、金型の性能は大きく変動することが懸念される。

［２．５．２． 衝撃試験］
表２に、平均衝撃値、２０[Ｊ／ｃｍ²]未満の本数、及び、低衝撃値率を示す。実施例１～１３は、いずれも、平均衝撃値が３０[Ｊ／ｃｍ²]以上であり、かつ、低衝撃値率が３０％以下であった。実施例１～１３は、焼入れ性が高いことに加え、Ｃ量とＶ量が少ないため、粗大な異物や点列状に分布する炭化物や炭窒化物が少ない。この結果、凝固速度の小さい大断面材の中央付近から切り出した素材を緩速焼入れしても、衝撃値は高位安定であった。但し、ＣやＶに由来する粗大な異物は皆無ではなく、またＣやＶを含まない異物も存在するため、衝撃値が２０[Ｊ／ｃｍ²]未満の試験片も低い確率で発生した。

一方、比較例１～３は、平均衝撃値が３０[Ｊ／ｃｍ²]未満であり、低衝撃値率が３０％を超えた。比較例１～３は、焼入れ性が低いことに加え、Ｃ量とＶ量が多いため、粗大な異物や点列状に分布する炭化物や炭窒化物が多くなる。この結果、凝固速度の小さい大断面材の中央付近から切り出した素材を緩速焼入れすると、衝撃値が低くなった。
比較例３は、実施例１～１３に比べてＣ量とＶ量を増量した鋼である。そのため、比較例３は、焼入れ性は高いが、粗大な異物や点列状に分布する炭化物や炭窒化物が多くなった。その結果、比較例３の衝撃値は、実施例１～１３より低下した。すなわち、大断面材の場合、衝撃値を焼入れ性だけで評価できないことは明らかであり、Ｃ量とＶ量を少なくすることの重要性を確認できた。

表２の結果から、実施例１～１３の鋼材からＰＨ工程により製造された大きな金型（質量２０００ｋｇ以上）もまた、Ｃ量やＶ量の多い既存鋼から製造された金型よりも高衝撃値であると判断される。

［３． 汎用性］
以上、ダイカスト金型を想定して検証を行ったが、本発明は、ダイカストに限らず、各種の鋳造に用いられる金型や部品に適用できる。また、鋳造の他にも、鍛造、ホットスタンプ、押出加工、樹脂の射出成形、樹脂のブロー成形、ゴムや繊維強化プラスチックの成形又は加工、などに用いられる金型や部品に適用でいる。
また、上記の検証においては、鋼材を９２０℃から焼入れ、５６０～６００℃で焼戻し、約４０ＨＲＣに調質して特性を評価したが、幅広い焼入れ温度と用途に応じて幅広い焼戻し温度で、幅広い硬さに調整した鋼材を金型や部品に適用できる。

特性の検証では、溶製のブロック材を用いたが、本発明に係る鋼材を粉末、棒材、線材、又は、板材にして利用することもできる。
例えば、本発明に係る鋼材を粉末にすれば、積層造形（ＳＬＭ方式、ＬＭＤ方式など）やＰＰＷなどの各種の逐次成形に適用できる。
また、本発明に係る鋼材を溶製の棒材とすれば、それから金型や部品を製造することもできる。あるいは、本発明に係る鋼材を溶製の棒材や線材とすれば、それをＴＩＧ溶接やレーザー溶接を用いて肉盛る積層造形や補修に適用できる。
また、本発明に係る鋼材を板材とすれば、その接合によって金型や部品を製造することも可能である。もちろん、本発明に係る鋼材からなる部材を接合して、金型や部品を製造することも可能である。

上記の通り、本発明に係る鋼材は、様々な形状を有する部材に適用できる。また、本発明に係る鋼材からなる様々な形状の素材から、種々の方法を用いて金型や部品を製造し、あるいは、それらの補修が可能である。

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

本発明に係る鋼材は、鋳造、鍛造、ホットスタンプ、押出加工、射出成形、ブロー成形などの各種加工に用いられる金型やその部品として用いることができる。

Claims (5)

1. ０．１９≦Ｃ≦０．３１ｍａｓｓ％、
   ０．０１０≦Ｖ≦０．１８０ｍａｓｓ％、
   Ｍｎ／Ｃｒ＞０．１５０、
   Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％、
   ５．６０≦Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％、
   Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％、
   ０．４０≦Ｓｉ≦１．４０ｍａｓｓ％、
   ０．６０≦Ｍｏ≦２．００ｍａｓｓ％、
   ０．００１≦Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％、及び、
   ０．００３≦Ｎ≦０．０４０ｍａｓｓ％
   を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる
   鋼材。
2. さらに、下記Ａ～Ｄ群のうちから選ばれた１群又は２群以上を含有する請求項１に記載の鋼材。
   Ａ群：
   ０．３０＜Ｗ≦２．００ｍａｓｓ％、及び、
   ０．３０＜Ｃｏ≦１．００ｍａｓｓ％
   のうちから選ばれた１種又は２種
   Ｂ群：
   ０．０００２＜Ｂ≦０．００８０ｍａｓｓ％
   Ｃ群：
   ０．００６＜Ｓ≦０．１８０ｍａｓｓ％、
   ０．０００５＜Ｃａ≦０．０５００ｍａｓｓ％、
   ０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％、
   ０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％、
   ０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
   ０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％
   のうちから選ばれた１種又は２種以上
   Ｄ群：
   ０．００４＜Ｎｂ≦０．１００ｍａｓｓ％、
   ０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％、
   ０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％、及び、
   ０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％
   のうちから選ばれた１種又は２種以上
3. 質量が３０００ｋｇ以上であり、
   縦方向の寸法（Ｌ₁）、横方向の寸法（Ｌ₂）、及び、高さ方向の寸法（Ｌ₃)のうち、最小の寸法（Ｌ_min）が３００ｍｍ以上である
   請求項１に記載の鋼材。
4. 中心部の硬さが３５ＨＲＣ以上４５ＨＲＣ以下である請求項１に記載の鋼材。
5. 請求項４に記載の鋼材から製造され、質量が２０００ｋｇ以上である金型。

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