JP4266383B2

JP4266383B2 - 冷間金型用鋼および金型

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Publication number: JP4266383B2
Application number: JP2006294528A
Authority: JP
Inventors: 昌吾村上; 剛志殿村
Original assignee: Nippon Koshuha Steel Co Ltd; Kobe Steel Ltd
Current assignee: Nippon Koshuha Steel Co Ltd; Kobe Steel Ltd
Priority date: 2006-10-17
Filing date: 2006-10-30
Publication date: 2009-05-20
Anticipated expiration: 2026-10-30
Also published as: JP2008121031A

Description

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

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

金型は、金型母材（金型用鋼）と、その表面に施される表面硬化層（表面皮膜）とから構成されている。母材の金型用鋼は、一般に、焼鈍→切削加工→焼入焼戻処理によって製造される。

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

冷間金型用鋼の更なる特性改善を目指して、例えば、特許文献１〜特許文献３の方法が提案されている。

特許文献１は、マトリックスハイスの硬さを更に向上させるために提案されたものであり、ここには、Ｎｂおよび／またはＴａを多量に含有させ、高温焼入れした場合の結晶粒の粗大化を抑制することにより、高温焼入れを可能とし、高硬度化（耐摩耗性の向上）を図る方法が記載されている。

特許文献２には、焼入焼戻処理による寸法変化量（変寸）、特に、焼戻時の膨張変寸を抑制し得、硬度の上昇を目的として、適正量のＮｉやＡｌを添加し、それに応じた適正量のＣｕを添加した冷間ダイス鋼が開示されている。また、ＣおよびＣｒの含有量を調整し、組織中の炭化物分布を微細に分散させると、耐カジリ性も向上することが記載されている。

一方、特許文献３には、金型製造コストの低減を目的として、従来のように切削加工を行ってから焼入焼戻処理を行うのではなく、焼入焼戻状態から切削加工を行う（焼入焼戻→切削加工）「プリハードン鋼」の技術が開示されている。具体的には、高硬度でも良好な被削性を発揮し得、冷間で打抜き加工が可能な鋼として、特に、Ｃ、Ｓｉ、およびＳの含有量が適切に制御されたプリハードン鋼が開示されている。しかしながら、プリハードン鋼を用いた金型の寿命は短く、実用化に至っていないのが現状である。
特開平１０−３３０８９４号公報特開２００６−１６９６２４号公報特開２００２−２４１８９４号公報

冷間金型用鋼に要求される特性としては、前述した高硬度化や熱処理後の変寸抑制性に優れるほか、溶接補修性に優れていることも挙げられる。

溶接補修は、主に、金型の損傷（詳細には、表面硬化層の疵や凹凸など）を溶接によって補正、補修し、金型の再生利用を図る目的で行なわれるものであり、例えば、アルゴン溶接による肉盛溶接などが汎用されている。前述したように、引張強度が約５８０ＭＰａ以上のハイテン鋼の需要増大によって金型の寿命が極端に低下していることから、経費削減のため、金型への溶接補修は頻繁に行なわれている。

ところが、硬化皮膜が施された金型に溶接補修を施すと、溶接部周辺の硬さのバラツキが大きくなり、割れやカジリが発生しやすくなる。特に、溶接後の熱影響部（ＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅ，ＨＡＺ）の軟化（ＨＡＺ軟化）が顕著に見られるため、溶接補修後の金型寿命の低下が問題になっている。ＨＡＺ軟化は、ボンド部（溶接金属と母材との境界部、「溶接溶融線」とも呼ばれる。）から少し離れた領域において見られる現象であり、当該領域では、ボンド部より加熱温度が低く、細粒オーステナイトより変態するため、焼入れ性が低下して軟質なフェライト相の分率が多くなり、更に離れたところは高温で焼戻された状態となることから、硬度が低下すると考えられている。図１（ａ）は、母材同士を溶接金属で溶接したときの様子を模式的に示す図であり、図１（ｂ）に、図１（ａ）中に示す領域Ａの硬度分布を模式的に示している。図１（ｂ）に示すように、ボンド部から離れるにつれてＨＡＺの硬度は低下し、軟化している。ＨＡＺが軟化すると、その後に表面硬化処理を施しても表面硬化層による保護作用が充分発揮されず、表面硬化層が早期に損傷するなどして、金型の寿命が低下する。

なお、溶接補修は、前述したように、母材に表面硬化皮膜が施された後に行なわれるほか、母材に表面硬化皮膜が施される前に行なわれることもある。特に、引張強度が約５９０ＭＰａ以上のハイテン鋼板を金型を用いてプレス成形するに当たっては、狙いどおりの形状にプレスするのは困難であるため、予め、試打ちおよび溶接補修（肉盛溶接）を行ない、所望の形状とする場合もある。試打ち工程では、溶接補修後、熱処理を行なわずプレス成形を行なうため、ＨＡＺ軟化部に疵が発生し易くなる。このようなＨＡＺ軟化部に発生した疵は、その後の硬化処理によって形成される表面皮膜にも残留するため、この残留部分が皮膜損傷の起点になると考えられる。また、ＨＡＺ軟化部のみならず硬化部も発生し（図１、図７を参照）、硬化部では割れや欠けが発生しやすく、トラブルになる。

従って、溶接補修時のＨＡＺ軟化を抑制し得、コーナー部の肉盛溶接も容易に実施可能な、溶接補修性に優れた金型用鋼の提供が切望されている。ところが、前述した特許文献は、いずれも、溶接補修性について何ら考慮されておらず、溶接補修後の金型寿命の低下が懸念される。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、硬度が高く、熱処理後の変寸抑制性に優れ、溶接補修性も良好な冷間金型用鋼、および金型を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る冷間金型用鋼は、Ｃ：０．２０〜０．６０％（質量％の意味、以下、同じ。）、Ｓｉ：０．５〜２．００％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｒ：３．００〜９．００％、Ａｌ：０．３〜２．０％、Ｃｕ：１．００〜５％、Ｎｉ：１．００〜５％、Ｍｏ：０．５〜３％及び／又はＷ：２％以下（０％を含む）、Ｓ：０．１０％以下（０％を含まない）、下記（１）〜（３）｛［］は、各元素の含有量（％）を意味する。｝
（１）［Ｃｒ］×［Ｃ］≦３．００、
（２）［Ｃｕ］／［Ｎｉ］：０．５〜２．２、
（３）［Ｍｏ］＋０．５×［Ｗ］：０．５〜３．０％
の要件を満足し、残部：鉄および不可避不純物であるところに要旨が存在する。

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

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

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

好ましい実施形態において、上記冷間金型用鋼は、下式で表されるマルテンサイト変態点（Ｍｓ点）：
Ｍｓ点
＝５５０−３６１×［Ｃ］−３９×［Ｍｎ］−３５×［Ｖ］−２０×［Ｃｒ］
−１７×［Ｎｉ］−１０×［Ｃｕ］−５×（［Ｍｏ］＋［Ｗ］）
＋１５×［Ｃｏ］＋３０×［Ａｌ］
｛式中、［］は、各元素の含有量（％）を表す。｝
は１７０℃以上である。

本発明の金型は、上記のいずれかの冷間金型用鋼を用いて得られる。

本発明の冷間金型用鋼は、上記のように合金成分が適切に制御されているため、硬度が高く、熱処理後の変寸抑制性に優れ、溶接補修性も良好である。従って、上記の冷間金型用鋼を用いて得られる金型は、特に、引張強度が約５９０ＭＰａ以上のハイテン鋼板の成形用金型として好適に用いられ、寿命、とりわけ、溶接補修後の寿命が一層高められる。

本発明者は、冷間金型用鋼に要求される種々の特性のなかでも、とりわけ、硬度、熱処理後の変寸抑制性、溶接補修性の特性が高められた冷間金型用鋼を提供するため、まず、従来のＪＩＳＳＫＤ１１やマトリックスハイスを用いた金型において、金型の表面皮膜が損傷してカジリが発生する原因を探求した。

図２（ａ）は、金型用鋼としてＪＩＳＳＫＤ１１を用い、その上にＴｉＮの皮膜を施した金型の表面にカジリが発生した状態を示す光学顕微鏡写真であり、図２（ｂ）および図２（ｃ）は、その一部を拡大した光学顕微鏡写真である。参考のため、図２（ｄ）に、ＴｉＮの皮膜を施す前の金型母材の光学顕微鏡写真も示す。図２（ｄ）中、白く見える部分はＣｒ系炭化物である。図２（ｂ）および図２（ｃ）より明らかなように、皮膜が剥離した領域には、硬質の粗大なＣｒ系炭化物（ＣｒやＦｅを主に含有する、約１〜５０μｍ程度の炭化物）が表面に析出し、当該炭化物を起点としてクラックが発生していることがわかる。

上記の観察結果から、本発明者は、カジリ発生の起点は上記の粗大なＣｒ系炭化物であり、当該炭化物の生成を出来るだけ抑制（生成させない）すれば表面皮膜の剥離を防止でき、金型の寿命を改善し得ると考えた。

上記の知見に基づき、本発明者は更に検討を重ねてきた。その結果、粗大な炭化物の生成を抑え、前述した特性の改善を図るためには、Ｃ量を適切に制御したうえで、種々の合金成分を積極的に添加し、合金の成分設計を適切に制御することが極めて重要であることを突き止めた。詳細には、所望の特性を得るためには、従来のように炭化物制御による硬度増加を図るのではなく、合金成分（特に、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ）を積極的に添加して合金元素の析出硬化による硬度増加を図ることが有効であり、主に、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物による析出硬化や、ＭｏやＷとＣとの炭化物形成による二次硬化を利用すればよいことを見出し、更に実験を重ねた結果、本発明の構成に到達した。

本明細書において、「硬度が高い」とは、後記する実施例の欄に記載の方法で最大硬さを測定したとき、最大硬さが６５０ＨＶ以上のものを意味する。

本明細書において、「熱処理後の変寸（寸法変化率）」は、時効処理前後の厚さ、幅、長さの３方向をそれぞれ測定したとき、それらの平均値、および最大値と最小値の差の両方で評価している。説明の便宜上、前者を「変寸率の平均値」、後者を「変寸率の差」と呼ぶ。このように、本発明では、「変寸率の平均値」および「変寸率の差」の両方を用いて熱処理後の変寸を評価している点で、前者（変寸率の平均値）のみを測定する特許文献２の技術と相違している。本発明者の実験結果によれば、熱処理後の変寸を充分抑えるためには、特許文献２のように変寸率の平均値を小さくするだけでは不充分であり、厚さ、幅、長さの全方向における変寸（バラツキ）を小さくすることが不可欠であり、たとえ、変寸率の平均値を抑制したとしても変寸率の差が大きくなる場合がある（その逆もある）ことを突き止めた（後記する実施例を参照）。「熱処理後の変寸が小さい（変寸抑制性に優れる）」とは、後記する実施例の欄に記載の方法に基づいて熱処理前後の寸法変化を測定したとき、変寸率の平均値が±０．０５％の範囲内であり、且つ、変寸率の差が０．０８％以下であるものを意味する。

また、本明細書において、「溶接補修性」は、ＨＡＺ軟化幅で評価している。「溶接補修性に優れている」とは、後記する実施例の欄に記載の方法でＨＡＺ軟化幅を測定したとき、６．５ｍｍ以下の範囲内にあるものを意味する。

本発明の鋼中成分は、以下に詳述するとおりであり、析出硬化に寄与する種々の合金元素の含有量が所定範囲に制御されているだけでなく、下式（１）〜（３）に示すように、所定の元素とのバランスも適切に制御されており、これにより、上記特性の改善が図られている。後記する実施例に示すように、これらのいずれかの要件を満足しないものは、所望の特性を確保することができない。特に、本発明では、ＣｕとＮｉとＡｌをすべて添加することが不可欠であり、例えば、前述した特許文献１や特許文献３のようにこれらのいずれか一方が含まれない成分の鋼では、所望の効果が得られないことを実験によって確認している（後記する実施例を参照）。

ここで、本発明の鋼中成分を、本発明の主な改善対象である「溶接補修性」（ＨＡＺ軟化幅で評価）と「熱処理後の変寸抑制性」（長方向の変寸率と変寸率の差の両方で評価）との関係で整理すると、おおむね、以下のようになる。

まず、溶接補修性を高める（ＨＡＺ軟化幅を小さくする）ためには、主に、［Ｃｒ］×［Ｃ］の上限、Ｍｓ点（下限）、Ｃ量（下限）、Ａｌ量（下限）、Ｎｉ量（下限）、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］（上限、下限）、［Ｍｏ］＋０．５×［Ｗ］（下限）、Ｖ量（上限）を適切に制御することが重要である。すなわち、ＨＡＺ軟化幅を小さくするための設計指針として、マルテンサイト生成による硬化ではなく、Ｃ量を約０．２〜０．６０％程度と低Ｃとしたうえで、合金成分（主に、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ）添加による析出硬化（例えば、ε−Ｃｕ、Ｎｉ−Ａｌ系金属間化合物、Ｎｉ−Ｍｏ系金属間化合物）を利用している。これらの析出物は、マトリックス中に微細に整合析出するため、硬さが著しく増加する。

特に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｌは析出硬化元素として重要であり、ＨＡＺ軟化の抑制に大きく寄与する元素である。これら元素のいずれかを実質的に添加しない鋼は、所望のＨＡＺ軟化抑制作用が得られないことを実験によって確認している。

更に、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の比（［Ｎｉ］に対する［Ｃｕ］の比）は、ＨＡＺ軟化の抑制と密接な関係を有しており、上記の比率を適切に制御することによってＨＡＺ軟化を抑制できることが分かった。図６は、後記する実施例に記載の方法でＨＡＺ軟化幅を測定したときの、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の比がＨＡＺ軟化幅に及ぼす影響を示すグラフである。このグラフは、後記する表３のＮｏ．７、８、１０、表４のＮｏ．３１〜３５、および３７の結果をプロットしたものである。図６に示すように、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の比は、ＨＡＺ軟化幅と密接な関係を有しており、上記の比を０．５〜２．２の範囲内に制御することにより、ＨＡＺ軟化幅を本発明に規定する範囲内（６．５ｍｍ以下）に抑えられることが分かる。

一方、熱処理後の変寸をできるだけ小さくするためには、主に、ＣｒとＣの含有量の積（［Ｃｒ］×［Ｃ］の上限）、Ｃ量（上限）、Ｓｉ量（上限）、Ｍｎ量（上限）、Ｍｓ点（下限）、Ａｌ量（上限）、Ｎｉ量（上限）、Ｃｒ量（上限）、［Ｍｏ］＋０．５×［Ｗ］（上限）を適切に制御することが重要である。本発明では、低Ｃを基本としているため、Ｍｓ点が高くなって残留オーステナイト量の生成がもともと少ないことに加えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｌなどの合金成分の含有量が適切に制御されているため、特に、約４００〜５５０℃の時効処理後や表面硬化処理後の膨張や収縮を著しく抑えることができる。これは、上記合金成分の添加により、例えば、約４００〜５００℃の低温域では主にε−Ｃｕが、約４５０〜５３０℃の中間温度域では主にＮｉ−（Ａｌ，Ｍｏ）系金属間化合物が、約５００〜５５０℃の高温域では主にＭｏ−Ｖ系炭化物が生成するが、これら析出物の結晶構造（ＦＣＣ構造）はマトリックス（ＢＣＣ構造）と相違するため、体積が収縮し、これが、熱処理後の変寸抑制に寄与していると考えられる。また、本発明では、粗大なＣｒ系炭化物が極力析出しないような成分設計としているため、結晶構造は、いずれの方向に対しても等方的であり、大型複雑形状の金型製造においても熱処理後の変寸を有効に抑制できると考えられる。

以下、本発明の鋼中成分について、説明する。

Ｃ：０．２０〜０．６０％
Ｃは、硬さおよび耐摩耗性を確保し、ＨＡＺ軟化幅の抑制にも寄与する元素である。また、金型母材の表面にＶＣやＴｉＣなどの炭化物皮膜をＣＶＤ法で生成する場合、Ｃ濃度が低いと皮膜の厚さが薄くなるなどの問題もある。これらを勘案し、上記作用を有効に発揮させるためにＣ量の下限を０．２０％とした。Ｃ量は０．２２％以上であることが好ましい。ただし、過剰に添加すると、残留オーステナイトが増加し、高温の時効処理を行わないと所望の硬さが得られないほか、時効処理後に膨張するなどし、変寸が大きくなるため、上限を０．６０％とした。Ｃ量は０．５０％以下であることが好ましく、０．４５％以下であることが好ましい。

Ｓｉ：０．５〜２．００％
Ｓｉは、製鋼時の脱酸元素として有用であり、硬さの向上と被削性確保に寄与する元素である。また、Ｓｉは、マトリックスのマルテンサイトの焼戻し軟化を抑え、ＨＡＺ軟化幅の抑制に有用である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ量の下限を０．５％とした。ただし、過剰に添加すると、偏析が大きくなり、熱処理後の変寸が大きくなるほか、靭性も低下するようになるため、上限を２．００％とした。Ｓｉ量の下限は、１％であることが好ましく、１．２％がより好ましく、一方、Ｓｉ量の上限は１．８５％であることが好ましい。

Ｍｎ：０．１〜２％
Ｍｎは、焼入性確保に有用な元素であるが、過剰に添加すると、Ｍｓ点が顕著に低下し、残留オーステナイトが増加するため、高温の時効処理を行わないと所望の硬さが得られない。これらを勘案して、Ｍｎの含有量を上記範囲に定めた。Ｍｎ量の下限は０．１５％であることが好ましく、一方、Ｍｎ量の上限は１％であることが好ましく、０．５％がより好ましく、０．３５％が更に好ましい。

Ｃｒ：３．００〜９．００％
Ｃｒは、所定の硬さを確保するために有用な元素である。Ｃｒ量が３．００％未満では、焼入性が不足してベイナイトが一部生成するため、硬さが低下し、耐摩耗性を確保することができない。Ｃｒ量は、３．５％以上あることが好ましく、４．０％以上であることがより好ましい。ただし、過剰に添加すると、粗大なＣｒ系炭化物が多量に生成し、熱処理後に収縮し、皮膜の耐久性が低下するため、上限を９．００％とした。Ｃｒ量は、７．０％以下であることが好ましく、６．５％以下であることがより好ましく、６．０％以下であることが更に好ましい。

Ａｌ：０．３〜２．０％
Ａｌは、Ｎｉ_３ＡｌなどのＡｌ−Ｎｉ系金属間化合物の析出強化による硬さ向上を図るために必要な元素であり、ＨＡＺ軟化幅の抑制にも寄与している。また、Ａｌは、脱酸剤としても有用である。これらを勘案して、Ａｌの下限を０．３％とした。ただし、過剰に添加すると、偏析が大きくなり、熱処理後の寸法変化（特に、変寸率の差）が大きくなるほか、靭性の低下を招くため、その上限を２．０％とした。Ａｌ量は、０．５０％以上１．８％以下であることが好ましく、０．７％以上１．６％以下であることがより好ましい。

Ｃｕ：１．００〜５％
Ｃｕは、ε−Ｃｕの析出強化による硬さ向上を図るために必要な元素であり、ＨＡＺ軟化幅の抑制にも寄与している。ただし、過剰に添加すると、鍛造割れが発生しやすくなるため、上限を５％とした。Ｃｕ量は、２．０％以上４．０％以下であることが好ましい。

Ｎｉ：１．００〜５％
Ｎｉは、Ｎｉ_３ＡｌなどのＡｌ−Ｎｉ系金属間化合物の析出強化による硬さ向上を図るために必要な元素であり、ＨＡＺ軟化幅の抑制にも寄与している。また、Ｎｉは、Ｃｕと併用することにより、Ｃｕの過剰添加による熱間脆性を抑制し、鍛造時の割れを防止することもできる。ただし、過剰に添加すると、残留オーステナイトが増加して高温で時効しないと所定の硬さを確保できないほか、熱処理後に膨張してしまう。Ｎｉ量は、１．５％以上４．０％以下であることが好ましい。

Ｍｏ：０．５〜３％及び／又はＷ：２％以下（０％を含む）
ＭｏおよびＷは、いずれも、Ｍ_６Ｃ型炭化物を形成するほか、Ｎｉ_３Ｍｏ系金属間化合物などを形成し、析出強化に寄与する元素である。ただし、ＭｏやＷを過剰に添加すると、上記の炭化物などが過剰に生成し、靭性の低下を招くほか、熱処理後の変寸（特に、変寸率の差）が大きくなるため、上記範囲を設定した。本発明では、Ｍｏを必須成分とし、Ｗは選択元素とするが、両方を併用しても構わない。Ｍｏは、０．５％以上３％以下であることが好ましく、０．７％以上２．５％以下であることがより好ましい。また、Ｗは、２％以下であることが好ましく、１．５％以下であることがより好ましい。

Ｓ：０．１０％以下（０％を含まない）
Ｓは、被削性確保に有用な元素であるが、過剰に添加すると溶接割れが生じるため、上限を０．１０％とした。Ｓ量は、０．０７％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましく、０．０２５％以下であることが更に好ましい。

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

（１）［Ｃｒ］×［Ｃ］≦３．００
上記（１）は、粗大なＣｒ系炭化物の生成抑制を目的として設定されたものであり、［Ｃｒ］と［Ｃ］との積が３．００を超えると、熱処理後の変寸が大きくなり、表面皮膜の耐久性が低下する。［Ｃｒ］と［Ｃ］との積は、１．８０以下であることが好ましく、１．７０以下であることがより好ましい。なお、その下限は、熱処理後の変寸抑制などの観点からは小さい方が良いが、ＣｒやＣの添加による上記作用を有効に発揮させることなども勘案すると、おおむね、０．８であることが好ましい。

（２）［Ｃｕ］／［Ｎｉ］：０．５〜２．２
上記（２）は、主に、ε−Ｃｕの析出強化を利用し、ＨＡＺ軟化幅を抑制するためのパラメータとして設定されたものである（後記する実施例を参照）。このような作用を有効に発揮させるため、［Ｎｉ］に対する［Ｃｕ］の比を０．５とした。ただし、上記比が大きくなると、鍛造割れが発生するため、その上限を２．２とした。上記比は、０．７以上１．５以下であることが好ましく、０．８５以上１．２以下であることがより好ましい。

（３）［Ｍｏ］＋０．５×［Ｗ］：０．５〜３．０％
上記（３）を構成するＭｏやＷは、前述したように、析出強化に寄与する元素であり、上記（３）は、主に、これらの析出強化による硬さ向上を確保するためのパラメータとして設定されたものであり、ＨＡＺ軟化幅の抑制にも有効である。上記（３）中、［Ｗ］の係数（０．５）は、Ｍｏの原子量はＷの約１／２であることを考慮して定めた。これらの作用を有効に発揮させるため、上記（３）の下限を０．５％とした。ただし、ＭｏやＷの量を過剰に添加すると、上記炭化物が過剰に添加し、靭性の低下を招くほか、熱処理後の変寸（特に、変寸率の差）が大きくなるため、上記（３）の上限を３．０％とした。上記（３）の下限は１．０％であることが好ましく、１．２％がより好ましく、一方、その上限は２．８％であることが好ましい。

本発明の鋼中成分は上記のとおりであり、残部：鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば、製造過程で不可避的に混入する元素などが挙げられ、例えば、Ｐ、Ｎ、Ｏなどが例示される。Ｐ量は、おおむね、０．０５％以下であることが好ましく、０．０３％以下がより好ましい。Ｎ量は、おおむね、３５０ｐｐｍ以下であることが好ましく、２００ｐｐｍ以下がより好ましく、１５０ｐｐｍ以下が更に好ましい。Ｏ量は、おおむね、５０ｐｐｍ以下であることが好ましく、３０ｐｐｍ以下がより好ましく、２０ｐｐｍ以下が更に好ましい。

本発明では、更に、他の特性改善を目的として、以下の成分を添加しても良い。

Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｖは、ＶＣなどの炭化物を形成して硬さ向上に寄与し、ＨＡＺ軟化幅の抑制に有効な元素である。また、母材表面にガス窒化、塩浴窒化、プラズマ窒化などの窒化処理を施して拡散硬化層を形成する場合に、表面硬さの向上や硬化層深さの上昇に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｖ量は、おおむね、０．０５％以上添加することが好ましい。ただし、過剰に添加すると、固溶Ｃ量が低下し、母相であるマルテンサイト組織の硬さ低下を招くため、その上限を０．５％とすることが好ましい。Ｖ量は、０．４％以下であることがより好ましく、０．３０％以下であることが更に好ましい。

Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、およびＮｂよりなる群から選択される少なくとも一種の元素を合計で０．５％以下（０％を含まない）
これらの元素は、いずれも、窒化物形成元素であり、当該窒化物およびＡｌＮの微細分散化および結晶粒微細化による靭性向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、おおむね、Ｔｉを０．０１％以上、Ｚｒを０．０２％以上、Ｈｆを０．０４％以上、Ｔａを０．０４％以上、Ｎｂを０．０２％以上添加することが好ましい。ただし、過剰に添加すると、固溶Ｃ量が低下してマルテンサイトの硬さ低下を招くため、上記元素の合計量を０．５％とすることが好ましい。上記元素の合計量は、０．４％以下であることが好ましく、０．３０％以下であることがより好ましい。なお、上記の元素は、単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても構わない。

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

マルテンサイト変態点（Ｍｓ点）≧１７０℃
Ｍｓ点
＝５５０−３６１×［Ｃ］−３９×［Ｍｎ］−３５×［Ｖ］−２０×［Ｃｒ］
−１７×［Ｎｉ］−１０×［Ｃｕ］−５×（［Ｍｏ］＋［Ｗ］）
＋１５×［Ｃｏ］＋３０×［Ａｌ］
｛式中、［］は、各元素の含有量（％）を表す。｝
本発明において、Ｍｓ点は、主に、硬さや熱処理後の変寸抑制の指標となるものであり、Ｍｓ点が１７０℃未満では、残留オーステナイトが増大し、高温で時効しないと所望の硬さが得られないほか、熱処理後の膨張を招く。Ｍｓ点は高いほど良く、おおむね、２３０℃以上であることがより好ましいく、２３５℃以上であることが更に好ましく、２５０℃以上が更に一層好ましい。なお、その上限は、上記作用の観点からは特に限定されないが、Ｍｓ点を構成する上記元素の添加による作用効果などを勘案すると、おおむね、３５０℃であることが好ましく、３２０℃であることがより好ましい。

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

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

表１および表２に記載の種々の鋼種Ｎｏ．を用い、真空誘導溶解炉で１５０ｋｇのインゴットを溶製した後、約９００〜１１５０℃に加熱し、４０ｍｍＴ×７５ｍｍＷ×約２０００ｍｍＬの板２枚に鍛造し、その後、約６０℃／ｈｒの平均冷却速度で徐冷を行なった。１００℃以下の温度まで冷却した後、再び、約８５０℃の温度まで加熱し、約５０℃／ｈｒの平均冷却速度で徐冷を行なった（焼鈍）。

上記のようにして得られた各焼鈍材を用い、下記（１）〜（４）の試験を行った。

（１）硬さ試験（最大硬さの測定）
上記の焼鈍材から、おおむね、２０ｍｍＴ×２０ｍｍＷ×１５ｍｍＬサイズの試験片を切出して硬さ測定用試験片とし、これに、以下の熱処理を施した。
溶体化処理（焼入処理）：約１０２０〜１０３０℃で１２０分間加熱→空冷→時効処理（焼戻処理）：約４００〜５６０℃で約３時間保持→放冷

上記のように、焼戻温度を約４００〜５６０℃の範囲内で変化させたときの硬さをビッカース硬度計（ＡＫＡＳＨＩ社製の規格ＡＶＫ、荷重５ｋｇ）で測定し、最大硬さ（ＨＶ）を調べた。本実施例では、最大硬さが６５０ＨＶ以上のものを合格（○）とした。

（２）変寸試験（変寸率の平均値および変寸率の差の測定）
上記の焼鈍材から、おおむね、４０ｍｍＴ×７０ｍｍＷ×１００ｍｍＬの試験片を切出して変寸測定用試験片とした。これに、上記（１）の硬さ試験と同じ溶体化処理を行なった後、最大硬さに到達した温度で焼戻処理を行った。次に、以下のようにして「変寸率の平均値」および「変寸率の差」を測定し、下記基準に従い、これらの評価が両方○のものを、熱処理後の変寸抑制性に優れる（合格）とした。

（２−１）変寸率の平均値の測定
上記の変寸測定用試験片（焼鈍後溶体化処理前）および焼戻後の試験片について、厚さ、幅、長さの３方向をそれぞれ測定し、熱処理前後の厚さの差、幅の差、および長さの差を求め、これらの平均値（百分率）を「変寸率の平均値」とした。本実施例では、「変寸率の平均値」が±０．０５％以内のものを合格（○）、±０．０５％を超えるものを不合格（×）とした。

（２−２）変寸率の差の測定
上記の変寸測定用試験片（焼鈍後溶体化処理前）および焼戻後の試験片について、厚さ、幅、長さの３方向をそれぞれ測定し、熱処理前後の厚さの差、幅の差、および長さの差を求めた。これらのうち、最大値と最小値の差（百分率）を「変寸率の差」とした。変寸率の差が０．０８％以下のものを合格（○）とし、０．０８％を超えるものを不合格（×）とした。

（３）溶接試験（限界予熱温度、およびＨＡＺ軟化幅の測定）
上記の焼鈍材から、おおむね、４０ｍｍＴ×４５ｍｍＷ×７５ｍｍＬの試験片を切出して溶接用試験片とした。これに、上記（２）の変寸試験と同様に溶体化処理および焼戻処理を行った。

次に、このようにして得られた焼戻材に加工を施し、図３（ａ）の板材を得た。図３（ａ）の板材は、図３（ｂ）に示す溝部を有している。次いで、表３に示す組成（残部：鉄および不可避不純物、単位：質量％）のＴＩＧワイヤ（日本ユテク（株）製「ＴＩＧ−Ｔｅｃｔｉｃ５ＨＳＳ」、φ２．４ｍｍ）を用い、上記板材の溝部に以下の要領で肉盛溶接を行なった。
溶接条件：
電流：１５０Ａ、電圧：１１Ｖ、溶接速度：９．５〜１４ｃｍ／ｍｍ
パス間温度：予熱温度以下
入熱：７．１〜１０．４ｋＪ／ｃｍ
予熱：なし、あり（１００℃、２００℃、３００℃、４００℃）

なお、表２のＮｏ．２２およびＮｏ．２３（いずれも従来の高Ｃ高いＣｒ鋼を模擬した鋼）については、溶接時における母材成分への影響を防止するため、図４に示すように、開先面に溶接材料を肉盛した（バタリング）。バタリングには、下記組成のバタリング溶接用ＴＩＧワイヤ［（株）神戸製鋼所製「ＴＧＳ−５０」、φ２．４ｍｍ］を用い、１層盛溶接を行なった。溶接条件は、上記と同じである。
バタリング溶接用ＴＩＧワイヤの組成：０．０９％Ｃ−０．９３％Ｓｉ−１．９５％Ｍｎ−０．００９％Ｐ−０．０１％Ｓ（残部：鉄および不可避不純物、単位：質量％）

上記のように予熱条件を変えたとき、溶接金属（ＤＥＰＯ）およびＨＡＺ部の両方で割れが発生しない温度の最低値（限界予熱温度）を測定した。限界予熱温度は低いほど、割れ難いことを意味している。本実施例では、限界予熱温度が２００℃以下のものを良好（○）とし、２００℃超のものを不良（×）とした。

また、上記の限界予熱温度で肉盛溶接を行なった試験片断面の硬さ分布を調べるため、板厚の１／４部位における溶接溶融線（ボンド）位置から３０ｍｍ離れた位置まで１ｍｍピッチで連続的に硬さを測定した。溶接金属中央部から、硬さが６００ＨＶ以下に低下した位置までの距離を「ＨＡＺ軟化幅」とした。参考のため、前述した図１に、ＨＡＺ軟化幅の測定領域を図示している。本実施例では、ＨＡＺ軟化幅が６．５ｍｍ以下のものを溶接補修性に優れる（○）と評価し、６．５ｍｍ超のものを溶接補修性に劣る（×）と評価した。

（４）靭性試験
上記の焼鈍材に対し、以下の熱処理を施した。
溶体化処理（焼入処理）：約１０２０〜１０３０℃で１２０分間加熱→空冷→時効処理（焼戻処理）：約４００〜５６０℃で約３時間保持→空冷または放冷
次に、図５に示すように、１０ｍｍＲのＶノッチ部を有する試験片を切出して靭性測定用試験片（シャルピー衝撃試験片）とした。この試験片を用いてシャルピー衝撃試験を実施し、室温での吸収エネルギー（シャルピー衝撃値）を測定した。シャルピー衝撃試験片は３本ずつ採取し、これらの平均値をシャルピー衝撃値とした。本実施例では、シャルピー衝撃値が１５Ｊ以上のものを「靭性に優れる」と評価した。

これらの結果を表４〜５に示す。

表４および表５より、以下のように考察することができる。

表４のＮｏ．１〜２１は、それぞれ、本発明の要件をすべて満足する表１のＮｏ．１〜２１を用いた例であり、いずれも、硬度が高く、熱処理後の変寸抑制性および溶接補修性に優れているほか、靭性も高く、限界予熱温度も２００℃以下と良好である。

これに対し、表５のＮｏ．２２〜４３は、それぞれ、本発明で定める要件のいずれかを満足しない表２のＮｏ．２２〜４３を用いた例であり、以下の不具合を有している。

表５のＮｏ．２２および２３は、いずれも、従来の高Ｃ高Ｃｒ鋼を模擬した表２のＮｏ．２２および２３を用いた例であり、［Ｃｒ］と［Ｃ］の積が大きく、Ｍｓ点が低いため、ＨＡＺ軟化幅および変寸率の差が増加した。なお、これらの鋼種は、焼戻温度が低いほど硬度が高くなることから、上記鋼種を用いたときの焼戻温度は５１０℃とし、種々の特性を測定した。

表５のＮｏ．２４は、Ｃ量が少ない表２のＮｏ．２４を用いた例であり、硬さの低下とＨＡＺ軟化幅の増加が見られた。

表５のＮｏ．２５は、Ｃ量が多く、[Ｃｒ］と［Ｃ］の積が大きく、Ｍｓ点が低い表２のＮｏ．２５を用いた例であり、熱処理後の変寸抑制性に劣っている。

表５のＮｏ．２６は、Ｓｉ量が多い表２のＮｏ．２６を用いた例であり、熱処理後の変寸率の平均値は良好であるが、変寸率の差が大きい。

表５のＮｏ．２７は、Ｍｎ量が多く、Ｍｓ点が低い表２のＮｏ．２７を用いた例であり、熱処理後の変寸率の平均値が大きい。

表５のＮｏ．２８は、Ｓ量が多い表２のＮｏ．２８を用いた例であり、限界予熱温度が高くなり、溶接割れの恐れがある。

表５のＮｏ．２９は、Ａｌ量が少ない表２のＮｏ．２９を用いた例であり、硬さの低下とＨＡＺ軟化幅の増加が見られた。

表５のＮｏ．３０は、Ａｌ量が多い表２のＮｏ．３０を用いた例であり、熱処理後の変寸率の平均値は良好であるが、変寸率の差が大きい。

表５のＮｏ．３１は、Ｎｉ量が少なく、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の比が大きい表２のＮｏ．３１を用いた例であり、硬さの低下とＨＡＺ軟化幅の増加が見られた。

表５のＮｏ．３２は、Ｎｉ量が多い表２のＮｏ．３２を用いた例であり、硬さが低下し、且つ、熱処理後の変寸率の平均値が増加した。

表５のＮｏ．３３は、Ｃｕ量が少なく、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の比が小さい表２のＮｏ．３３を用いた例であり、硬さの低下とＨＡＺ軟化幅の増加が見られた。

表５のＮｏ．３４は、Ｃｕ量を実施的に添加しない鋼を模擬した例であり、Ｃｕ量が０．０５％と極端に少なく、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の比が小さい表２のＮｏ．３４を用いたため、硬さの低下とＨＡＺ軟化幅の増加が見られた。更には、熱処理後の変寸率の平均値が増加した。

表５のＮｏ．３５は、Ｎｉ量を実施的に添加しない鋼を模擬した例であり、Ｎｉ量が０．０５％と極端に少なく、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の比が小さい表２のＮｏ．３５を用いたため、硬さの低下とＨＡＺ軟化幅の増加が見られたほか、熱処理後の変寸率の平均値が増加した。

表５のＮｏ．３６は、Ａｌ量を実施的に添加しない鋼を模擬した例であり、Ａｌ量が０．０５％と極端に少ない表２のＮｏ．３６を用いたため、硬さの低下とＨＡＺ軟化幅の増加が見られたほか、熱処理後の変寸率の平均値が増加した。

表５のＮｏ．３７は、Ｃｕ量およびＮｉ量は本発明の範囲を満足するが、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の比が小さい表２のＮｏ．３７を用いた例であり、ＨＡＺ軟化幅が増加した。

表５のＮｏ．３８は、Ｃｒ量が少ない表２のＮｏ．３８を用いた例であり、硬さが低下した。

表５のＮｏ．３９は、Ｃｒ量が多い表２のＮｏ．３９を用いた例であり、熱処理後の変寸抑制性に劣っている。

表５のＮｏ．４０は、［Ｍｏ］＋０．５×［Ｗ］の合計量が少ない表２のＮｏ．４０を用いた例であり、硬さの低下とＨＡＺ軟化幅の増加が見られた。

表５のＮｏ．４１は、［Ｍｏ］＋０．５×［Ｗ］の合計量が多い表２のＮｏ．４１を用いた例であり、熱処理後の変寸率の平均値は良好であるが、変寸率の差が大きい。

表５のＮｏ．４２は、Ｔｉ量が多い表２のＮｏ．４２を用いた例であり、硬さの低下とＨＡＺ軟化幅の増加が見られた。

参考のため、図７に、前述した方法によって得られた硬さ分布のプロファイルを示す。図中、本発明鋼（■）は表１のＮｏ．４、ＳＫＤ１１従来鋼（◆）は表２のＮｏ．２２の結果をそれぞれ示している。図７に示すように、本発明鋼を用いれば、従来鋼に比べ、溶接後のＨＡＺ軟化が著しく抑えられることが分かる。

図１は、母材同士を溶接金属で溶接したときの様子を模式的に示す図であり、図１（ａ）は溶接部の断面図であり、図１（ｂ）は、図１（ａ）中に示す領域Ａの硬度分布を模式的に示す図である。図２（ａ）は、金型用鋼としてＪＩＳＳＫＤ１１を用い、その上にＴｉＮの皮膜を施した金型の表面にカジリが発生した状態を示す光学顕微鏡写真、図２（ｂ）および図２（ｃ）は、その一部を拡大した光学顕微鏡写真、図２（ｄ）は、ＴｉＮの皮膜を施す前の金型母材の光学顕微鏡写真である。図３（ａ）は、実施例に用いた溶接用試験片の形状を示す概略図であり、図３（ｂ）は、溝部を拡大した断面図である。図４は、バタリングを施した試験片の様子を模式的に示す概略図である。図５は、実施例に用いたシャルピー衝撃試験片の形状を示す概略図である。図６は、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の比とＨＡＺ軟化幅との関係を示すグラフである。図７は、硬さ分布のプロファイルを示すグラフである。

Claims

Ｃ：０．２０〜０．６０％（質量％の意味、以下、同じ。）、
Ｓｉ：０．５〜２．００％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｃｒ：３．００〜９．００％、
Ａｌ：０．３〜２．０％、
Ｃｕ：１．００〜５％、
Ｎｉ：１．００〜５％、
Ｍｏ：０．５〜３％及び／又はＷ：２％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．１０％以下（０％を含まない）、
下記（１）〜（３）｛［］は、各元素の含有量（％）を意味する。｝
（１）［Ｃｒ］×［Ｃ］≦３．００、
（２）［Ｃｕ］／［Ｎｉ］：０．５〜２．２、
（３）［Ｍｏ］＋０．５×［Ｗ］：０．５〜３．０％
の要件を満足し、
残部：鉄および不可避不純物であることを特徴とする冷間金型用鋼。
更に、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の冷間金型用鋼。
更に、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、およびＮｂよりなる群から選択される少なくとも一種の元素を合計で０．５％以下（０％を含まない）含有する請求項１または２に記載の冷間金型用鋼。
更に、Ｃｏ：１０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の冷間金型用鋼。
下式で表されるマルテンサイト変態点（Ｍｓ点）：
Ｍｓ点
＝５５０−３６１×［Ｃ］−３９×［Ｍｎ］−３５×［Ｖ］−２０×［Ｃｒ］
−１７×［Ｎｉ］−１０×［Ｃｕ］−５×（［Ｍｏ］＋［Ｗ］）
＋１５×［Ｃｏ］＋３０×［Ａｌ］
｛式中、［］は、各元素の含有量（％）を表す。｝
は１７０℃以上である請求項１〜４のいずれかに記載の冷間金型用鋼。
請求項１〜５のいずれかに記載の冷間金型用鋼を用いて得られる金型。