JP5648947B1 - 金型用鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

金型用鋼としての基本特性を満足した上で、優れた耐発錆性と熱伝導性を両立した金型用鋼およびその製造方法を提供する。質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｓｉ：０超〜０．８％未満、Ｍｎ：０超〜１．０％、Ｐ：０．０５％未満、Ｓ：０．０２％未満、Ｎｉ：０超〜０．５％、ＭｏとＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０超〜０．８％未満、Ｖ：０超〜０．１５％未満、Ｃｕ：０．２５〜１．５％を含有し、残部はＦｅ、Ｃｒおよび不可避的不純物からなる組成の鋼であって、前記Ｃｒの含有量が４．９％超、かつ５．３％以下であり、硬さが３０〜４２ＨＲＣの金型用鋼である。不可避的不純物であるＡｌは０．１％未満、Ｎは０．０６％未満、Ｏは０．００５５％未満に規制することが好ましい。前記の硬さは、焼入れと、５３０℃以上の焼戻しによって、得ることができる。

Description

本発明は、主としてプラスチック成形用途に最適な金型用鋼およびその製造方法に関するものである。

従来、特にプラスチック成形に用いられる金型用鋼には、主に、
（１）鏡面仕上げ性が良く、ピンホールやその他微細ピットの発生傾向が小さいこと、
（２）シボ加工性が良いこと、
（３）強度、耐摩耗性、靭性が良いこと、
（４）被切削性が良いこと、
（５）耐食性、耐発錆性が良いこと、
（６）熱伝導性が良いこと、
などが要求される。

なかでも、耐発錆性と熱伝導性の向上は、最近の金型用鋼にとって重要な要求特性となっている。つまり、生産の合間やメンテナンスといった金型未使用時には、結露によって金型表面に錆が発生する問題がある。金型表面に錆が発生すると、再度の使用を開始する際には磨き等の錆を落とす工程が必須となり、生産性低下の要因となる。よって、金型用鋼には耐発錆性の向上が強く求められている。また、金型用鋼の熱伝導性の向上は、加熱と冷却を繰り返すプラスチック成形において、その熱サイクルを短縮して生産性を上げるための重要な改善特性である。

そこで、本出願人は、質量％（以下、％と表記）で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｓｉ：０超〜０．８％未満、Ｍｎ：０超〜１．５％未満、Ｐ：０．０５％未満、Ｓ：０．０６％未満、Ｎｉ：０超〜０．９％未満、Ｃｒ：２．９〜４．９％、ＭｏとＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０超〜０．８％未満、Ｖ：０超〜０．１５％未満、Ｃｕ：０．２５〜１．８％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼であって、硬さが３０〜４２ＨＲＣである耐発錆性および熱伝導性に優れた金型用鋼を提案した（特許文献１）。

また、Ｃ：０．０３％〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１％〜０．４０％、Ｍｎ：０．１０％〜１．５０％、Ｐ：≦０．３０％、Ｓ：≦０．０５０％、Ｃｕ：０．０５％〜０．２０％、Ｎｉ：０．０５％〜１．５０％、Ｃｒ：５．０ ％〜１０．０％、Ｍｏ：０．１０％〜２．００％、Ｖ：０．０１％〜０．１０％、Ｎ：≦０．１０％、Ｏ：≦０．０１％、Ａｌ≦０．０５％であり、且つ、次式（Ｃｒ＋Ｍｏ）≦１０％、および７≦（Ｃｒ＋３．３Ｍｏ）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る組成を有するプラスチック成形金型用鋼が提案されていた（特許文献２）。

国際公開第２０１２／０９０５６２号パンフレット 特開２０１０−０２４５１０号公報

特許文献１の金型用鋼は、耐発錆性および熱伝導性に優れるものである。しかし、耐発錆性については、高湿度の環境下で長時間放置した後の発錆の絶対量は少なかったものの、その発錆量に至る過程で、放置の初期から発錆しだす傾向があった。また、特許文献２の金型用鋼も、耐発錆性について、放置の初期から発錆しだす傾向があった。実際、金型の保管中には、その保管環境の温度や湿度が高いと、放置から数十分で発錆し出すことがあった。したがって、比較的短時間の放置で評価した場合には、発錆の絶対量こそ少ないとしても、その発錆量は他の金型用鋼に比べて多い結果となり得、改善の余地があった。

本発明の目的は、優れた熱伝導性と耐発錆性を兼備した金型用鋼を提供することである。そして、耐発錆性については、長時間の放置で発錆量が少ないことに加えて、放置の初期では発錆自体を抑えて、発錆の開始を遅らせることのできる金型用鋼と、この金型用鋼を得るのに好ましい製造方法を提供することである。

本発明者は、特許文献１の金型用鋼の成分組成について見直した。その結果、該成分組成の範囲外には、優れた熱伝導性を維持したままで、上記による更なる耐発錆性の向上を達成できる成分組成があることを突きとめ、本発明に到達した。

すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｓｉ：０超〜０．８％未満、Ｍｎ：０超〜１．０％、Ｐ：０．０５％未満、Ｓ：０．０２％未満、Ｎｉ：０超〜０．５％、ＭｏとＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０超〜０．８％未満、Ｖ：０超〜０．１５％未満、Ｃｕ：０．２５〜１．５％を含有し、残部はＦｅ、Ｃｒおよび不可避的不純物からなる組成の鋼であって、前記Ｃｒの含有量が４．９％超、かつ５．３％以下であり、硬さが３０〜４２ＨＲＣであることを特徴とする金型用鋼である。不可避的不純物であるＡｌは０．１％未満、Ｎは０．０６％未満、Ｏは０．００５５％未満に規制することが好ましい。

そして、好ましくは、上記の鋼の組成において、質量％による下記の式１による値が１．７０以下を満たし、かつ、式２による値が６．９０以下を満たす金型用鋼である。
式１：７０×［Ｃ％］＋６×［Ｓｉ％］−［Ｃｒ％］−３×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］−３×［Ｖ％］−０．５×［Ｃｕ％］
式２：［Ｃｒ％］＋３．３×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］
ここで、［］括弧内は各元素の含有量（質量％）を示す。

また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｓｉ：０超〜０．８％未満、Ｍｎ：０超〜１．０％、Ｐ：０．０５％未満、Ｓ：０．０２％未満、Ｎｉ：０超〜０．５％、ＭｏとＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０超〜０．８％未満、Ｖ：０超〜０．１５％未満、Ｃｕ：０．２５〜１．５％を含有し、残部はＦｅ、Ｃｒおよび不可避的不純物からなる組成の鋼であって、前記Ｃｒの含有量が４．９％超、かつ５．３％以下の鋼を、焼入れと、５３０℃以上の温度による焼戻しによって、硬さを３０〜４２ＨＲＣに調整することを特徴とする金型用鋼の製造方法である。不可避的不純物であるＡｌは０．１％未満、Ｎは０．０６％未満、Ｏは０．００５５％未満に規制することが好ましい。

そして、好ましくは、上記の鋼の組成において、質量％による下記の式１による値が１．７０以下を満たし、かつ、式２による値が６．９０以下を満たす金型用鋼の製造方法である。
式１：７０×［Ｃ％］＋６×［Ｓｉ％］−［Ｃｒ％］−３×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］−３×［Ｖ％］−０．５×［Ｃｕ％］
式２：［Ｃｒ％］＋３．３×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］
ここで、［］括弧内は各元素の含有量（質量％）を示す。

本発明であれば、熱伝導性に優れた金型用鋼を提供できる。そして、耐発錆性については、長時間の放置で発錆量が少ないことに加えて、放置の初期では発錆自体の開始を遅らせることのできる金型用鋼を、高い再現性を持って実現することができる。よって、金型の技術向上にとって有効な技術となる。

本発明の特徴は、特許文献１の金型用鋼を構成する元素種について、放置初期の発錆性に大きな影響を及ぼす元素種を特定できたところにある。すなわち、Ｓ、Ｃｒは、最終的な発錆の絶対量に加えて、その発錆の開始時期（放置後、いつの時点で錆が発生しだすのか）にも大きな影響を及ぼしていることを見いだした。また、Ｍｎも、上記発錆の開始時期に大きな影響を及ぼす元素種であることを見いだした。そして、これら元素種の特定によって、特許文献１の金型用鋼の成分組成を見直すことで、優れた熱伝導性を維持し、かつ、上記の更なる耐発錆性を達成できた。以下、本発明の構成要件について説明する。

・Ｃ：０．０７〜０．１５％
Ｃは、焼入性を高め、かつ焼戻しにおいては、Ｃｒ、Ｍｏ（Ｗ）、Ｖ炭化物の析出による組織強化をもたらす元素であって、後述する３０〜４２ＨＲＣの焼入れ焼戻し硬さを維持するために必要な、基本的添加元素である。そして、切削加工時などに発生する加工歪を抑制するためには、鋼中の残留応力を低減しておくことが望ましく、このためには上記の焼戻し温度は高くできることが必要である。そこで、本発明鋼では、例えば５３０℃以上の焼戻しでも３０ＨＲＣ以上の硬さを安定して達成できるだけの、十分なＣ量を添加することが重要である。

しかし、添加量の増加に伴って、Ｃｒ炭化物の形成によって基地中の固溶Ｃｒが減少すると、耐発錆性が低下するため、本発明では０．１５％以下とする。一方、固溶Ｃｒは金型用鋼の熱伝導率を下げる大きな要因となることから、Ｃｒ炭化物を形成するＣは、少なすぎると金型用鋼の熱伝導性を劣化する。そして、必要な硬さも得られなくなるため、０．０７％以上とする。下限について、好ましくは０．０８％以上、より好ましくは０．１０％以上である。上限について、好ましくは０．１３％以下、より好ましくは０．１２％以下である。

・Ｓｉ：０超〜０．８％未満
Ｓｉは、例えばプラスチック成形時の被成形材から発生するガス等、金型使用時の雰囲気に対する耐食性を高める元素である。しかし、多すぎると金型用鋼の有する熱伝導率が著しく低下し、熱伝導性が劣化する。また、Ｓｉを低減すると機械的特性の異方性が軽減され、縞状偏析も低減されて、優れた鏡面加工性が得られる。よって、本発明では０．８％未満とする。下限について、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．１５％以上、さらに好ましくは０．２０％以上である。０．２５％以上が、特に好ましい。上限について、好ましくは０．６％以下、より好ましくは０．５％以下である。

・Ｍｎ：０超〜１．０％
Ｍｎは、焼入性を高め、またフェライトの生成を抑制し、適度の焼入れ焼戻し硬さを付与する元素である。しかし、本発明の金型用鋼を構成する元素種の中でも、Ｍｎは熱伝導性への影響度が大きく、多すぎると金型用鋼の熱伝導性が大きく劣化する。本発明の金型用鋼は、後述するＣｒの増量によって熱伝導性が劣化する。よって、Ｍｎの上限管理は特に重要である。さらに、多すぎると熱伝導性を著しく損なうだけでなく、後述のＳと結合して非金属介在物ＭｎＳを生成して、錆やピンホール発生の要因ともなる。ＭｎＳは、発錆の起点となって、発錆の開始を早める大きな要因である。従って、この点においてもＭｎの上限管理は特に重要である。また基地の粘さを上げて被切削性を低下させるので、１．０％以下とする。下限について、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上、さらに好ましくは０．３％以上である。上限について、好ましくは０．９％以下、より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．６％以下である。

・Ｐ：０．０５％未満
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素である。そして、多すぎると熱間加工性や靭性を低下させる元素である。よって、本発明では、０．０５％未満とする。好ましくは、０．０３％以下である。

・Ｓ：０．０２％未満
Ｓは、添加しない場合でも、鋼中に不可避的に含まれる元素である。そして、非金属介在物のＭｎＳとして存在させることで、被切削性の向上に大きな効果がある。しかし、多量のＭｎＳの存在は、機械的特性、特に靭性の異方性を助長するなど、金型自体の性能を低下させる要因となる。そして、ＭｎＳは錆やピンホール発生の起点となり、これは発錆の開始を早める大きな要因となって、本発明鋼にとっての重要な特性である耐発錆性や研磨仕上げ性を大きく劣化させる。そこで、本発明では、ＭｎＳの形成量を低減するために、Ｍｎの上限を特に規制している。そして、Ｓは添加する場合であっても、０．０２％未満に限定する必要がある。０．０１％以下が好ましい。なお、好ましい下限は０．００５％である。

・Ｎｉ：０超〜０．５％
Ｎｉも、本発明鋼の焼入れ性を高め、またフェライトの生成を抑制する。そして、本発明鋼の耐発錆性を向上する元素である。しかし、Ｍｎに同様、Ｎｉも熱伝導性への影響度が大きく、多すぎると熱伝導率を大きく低下する。従って、Ｃｒを増量する本発明の金型用鋼にとって、Ｎｉの上限管理も重要である。また、基地の粘さを上げて被切削性も低下させる。よって、Ｎｉは０．５％以下とする。下限について、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．１５％以上である。上限について、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下である。

・ＭｏとＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０超〜０．８％未満
Ｍｏ、Ｗは、焼戻し処理時に微細炭化物を析出、凝集させて、本発明鋼の強度を向上する。また、焼戻し時の軟化抵抗を大きくする。そしてＣｒと同様に、基地に固溶することで、本発明鋼の耐発錆性を高める元素であることから、単独または複合で含有する元素である。更に、ＭｏやＷの一部は、金型表面の酸化皮膜中に一部固溶することで、金型使用中の、例えばプラスチックから発生する腐食性ガスに対しての耐食性を向上する作用効果も有する。しかし多すぎると、被切削性の低下を招く。そして、上記の固溶量が増加すると、熱伝導率を著しく低下させる。Ｗは、Ｍｏと同様の効果を示すが、その効果を同一の添加量で比較した場合、Ｍｏの半分である。よって、本発明では、ＭｏとＷは（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式で定義される単独または複合量で０．８％未満とした。下限について、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．３％以上である。上限について、好ましくは０．６％以下、より好ましくは０．５％以下である。

・Ｖ：０超〜０．１５％未満
Ｖは、焼戻し軟化抵抗を高めるとともに、結晶粒の粗大化を抑制して、靭性の向上に寄与する。また、硬質の炭化物を微細に形成して、耐摩耗性を向上させる効果がある。しかし、多すぎると被切削性の低下を招くので０．１５％未満とした。下限について、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．０７％以上である。上限について、好ましくは０．１３％以下、より好ましくは０．１０％以下である。

・Ｃｕ：０．２５〜１．５％
Ｃｕは、焼戻し処理時にＦｅ−Ｃｕ固溶体を析出、凝集させ、本発明鋼の強度を向上する元素である。しかし多すぎると、著しく熱間加工性を低下させる。そして、発錆の開始を遅らせるのに有効に働く元素である。但し、ＭｎおよびＮｉに同様、熱伝導性への影響度が大きい元素であり、多すぎると熱伝導率も大きく低下して、本発明鋼の熱伝導性が劣化する。従って、Ｃｕの上限管理も重要である。よって、本発明のＣｕは０．２５〜１．５％とする。下限について、好ましくは０．４０％以上、より好ましくは０．７０％以上である。上限について、好ましくは１．２％以下、より好ましくは１．０％以下である。

・Ｃｒ：４．９超〜５．３％
そして、以上の元素種を含有し、残部がＦｅ、Ｃｒおよび不可避的不純物からなる組成の金型用鋼において、本発明では、前記Ｃｒの含有量を調整することが重要である。Ｃｒは、絶対的な発錆量の低減に加えて、発錆の開始自体を遅らせるために、重要な元素である。Ｃｒは、焼戻し処理によって微細炭化物を析出、凝集させ、本発明鋼の強度を高める元素である。そして一方では、基地に十分量を固溶することで、最終的な発錆量を低減できるだけでなく、発錆の開始自体を遅らせることができ、本発明鋼の耐発錆性を高める元素である。特許文献１において、Ｃｒは単に最終的な発錆量を低減する元素として認識していた。しかし、本発明者は、Ｃｒ量を増やすことが、さらに発錆の開始を遅らせて、初期の発錆を抑えることができることを見いだした。更に窒化処理を行う場合には、窒化層の硬さを高める効果も有する。しかし、多すぎると、上記の固溶Ｃｒ量が増加して、熱伝導率を著しく低下させるだけでなく、軟化抵抗も低下させる。よって、本発明のＣｒは４．９超〜５．３％とする。下限について、好ましくは５．０％以上である。上限について、好ましくは５．２％以下である。

・好ましくは、Ａｌ：０．１％未満
不可避的不純物であるＡｌは、通常、溶製時の脱酸元素として用いられる。そして、硬さを調整後の状態にある本発明鋼においては、その鋼中にＡｌ_２Ｏ_３が多く存在すると鏡面加工性が劣化する。また、金型用鋼の組織中に不可避的な介在物の存在量（不可避的不純物量）が増えることによって、錆が早期に発生しやすいと考えられる。よって、本発明のＡｌは０．１％未満に規制することが好ましい。より好ましくは、０．０５％未満である。更に好ましくは、０．０１％未満である。

・好ましくは、Ｎ（窒素）：０．０６％未満
不可避的不純物であるＮは、鋼中に窒化物を形成する元素である。窒化物は過多に形成されると、金型の靭性、被削性および磨き性を著しく劣化する。また、金型用鋼の組織中に不可避的な介在物の存在量（不可避的不純物量）が増えることによって、錆が早期に発生しやすいと考えられる。したがって、鋼中のＮは低く規制することが好ましい。よって本発明では、Ｎを０．０６％未満に規定することが好ましい。より好ましくは０．０３％未満であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。

・好ましくは、Ｏ（酸素）：０．００５５％未満
不可避的不純物であるＯは、鋼中に酸化物を形成する元素である。過多の酸化物は、冷間での塑性加工性および磨き性を著しく劣化させる要因となる。また、金型用鋼の組織中に不可避的な介在物の存在量（不可避的不純物量）が増えることによって、錆が早期に発生しやすいと考えられる。そして本発明では、特に上記のＡｌ_２Ｏ_３の形成を抑えることが重要である。よって、本発明のＯは、０．００５５％未満に規制することが好ましい。より好ましくは、０．００３０％未満である。

・好ましくは、下記の式１による値が１．７０以下を満たし、かつ、式２による値が６．９０以下を満たす（［］括弧内は各元素の含有量（質量％）を示す）。
式１：７０×［Ｃ％］＋６×［Ｓｉ％］−［Ｃｒ％］−３×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］−３×［Ｖ％］−０．５×［Ｃｕ％］
式２：［Ｃｒ％］＋３．３×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］
強度や軟化抵抗、被削性等の基本特性を満足した上では、本発明の特徴である優れた耐発錆性および熱伝導性を達成するためには、本発明鋼を構成する多くの元素種の含有量を前出の成分範囲内に調整する必要がある。しかし、耐発錆性および熱伝導性に及ぼす影響の度合いは、これら個々の元素で異なる。したがって、基本特性を維持して、さらに優れた耐発錆性と熱伝導性を両立させるには、構成元素種の含有量を相互的に管理することが有効である。そこで、特許文献１では、鋼の構成元素の個々について、その耐発錆性および熱伝導性に対する影響の度合いを調査し、重回帰分析により各構成元素の影響度を相互係数として表した。そして、このたび、本発明者が更なる検討を進めた結果、熱伝導率を損なわず、かつ、発錆の開始自体を遅らせるためには、各構成元素の比率をさらに最適化できる余地があることを見出した。

すなわち、本発明鋼の発錆開始のタイミングを遅らせる効果と、優れた熱伝導率とをバランス良く満たすための指標であり、この両特性のバランスに対する各構成元素の影響度を一括的に評価できる有効なパラメーターである。そして、このパラメーターは、以下の新たな式１、式２で相互的に表記できる。
式１：７０×［Ｃ％］＋６×［Ｓｉ％］−［Ｃｒ％］−３×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］−３×［Ｖ％］−０．５×［Ｃｕ％］
式２：［Ｃｒ％］＋３．３×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］

式１、式２において、前記両特性のバランスの向上に働く元素の係数はマイナスで表記されている。また、前記両特性のバランスの低下に働く元素の係数はプラスで表記されている。そして、それぞれの係数の絶対値が大きいほど、その影響度は大きい。そして、本発明鋼の場合、式１の値が１．７０以下の条件を満たすことが、前記両特性のバランスの維持に好ましい。より好ましくは１．６５以下、さらに好ましくは１．６０以下である。また、式２の値が６．９０以下の条件を満たすことが、前記両特性のバランスの維持に好ましい。より好ましくは６．８０以下、さらに好ましくは６．７０以下である。本発明では、これら式１、式２の値のうちの、どちらか一つの値が前記条件を満たせば、前記両特性のバランスの維持効果は発揮される。そして、両方の式の値が前記条件を満たせば、前記維持効果はより有効に発揮される。

・金型用鋼の硬さは３０〜４２ＨＲＣである。
金型用鋼の硬さが低すぎると、金型作製時の鏡面加工性が低下する。そして、金型製品としての耐摩耗性も低下する。一方、金型用鋼の硬さが高すぎると、金型作製時の被切削性が低下する。そして、金型製品としての靭性も低下する。よって、本発明の金型用鋼の硬さは３０〜４２ＨＲＣとする。下限について、好ましくは３５ＨＲＣ以上である。上限について、好ましくは４０ＨＲＣ以下である。本発明の金型用鋼は、焼入れ焼戻し熱処理によって該硬さに調整された後、金型形状に切削加工される、いわゆるプリハードン鋼としての使用が可能である。

そして、本発明鋼は、上記の３０ＨＲＣ以上、さらには３５ＨＲＣ以上の硬さが、５３０℃以上の高温の焼戻しでも安定して達成できる。５４０℃以上の焼戻しでも達成が可能である。切削加工時などに発生する加工歪を抑制するためには、鋼中の残留応力を低減できる高温での焼戻しが有利であることは、上記の通りである。本発明の金型用鋼は、優れた耐発錆性と熱伝導性とともに、上記の焼戻し特性も兼ね備えた、最適な成分組成に調整されている。なお、この際の焼入れ温度については、特別の設定は要しない。例えば９００℃以上の温度からの焼入れが適用できる。

所定の成分組成に調整した溶鋼を鋳造して、１０トンの鋼塊を作製した。成分組成を表１に示す。比較鋼Ｂは、特許文献１に相当する、Ｃｒが４．９％以下の金型用鋼である。

次に、これらの鋼塊を１１００℃に加熱後、鍛造して、厚さ６５０ｍｍ×幅１０００ｍｍの鋼材とし、これに９５０℃からの空冷による焼入れ処理と、焼戻し処理を行って硬さを調整した。その結果、本発明鋼Ａおよび比較鋼Ｂにおいて、鋼材中の残留応力を低減するのに有利な５６０℃の高温焼戻しで３７ＨＲＣの硬さが得られた。続いて、硬さを調整した後のそれぞれの鋼材を加工して、５ｍｍ×１０ｍｍ×１５ｍｍの耐発錆性評価用と、直径１０ｍｍ×厚さ１ｍｍの熱伝導性評価用の２つの寸法形状の試験片を採取した。そして、これらの試験片について、以下の試験を実施した。

（耐発錆性の評価）
耐発錆性評価用の試験片に、実際の金型が保管される環境を想定した条件として、温度４０℃、湿度８７％の発錆環境の雰囲気で曝露試験を行った。そして、暴露開始から１０分、２０分、３０分、６０分、１２０分が経過した時の、試験片の表面に発生した錆の程度を確認して、放置の初期からの錆の発生状況を評価した。錆の程度の確認は、試験片の１０ｍｍ×１５ｍｍの表面について、その中央部の２６５μｍ×３５０μｍの領域に発生した錆の面積率（［錆の面積／中央部の領域の面積］×１００）を算出した。錆を確認する領域を中央部としたのは、試験片の端部は加工疵等の存在によって錆が発生しやすいことから、成分組成以外の錆の発生要因を極力排除するためである。

（熱伝導性の評価）
熱伝導性評価用の試験片の熱伝導率を、レーザーフラッシュ法により測定した。レーザーフラッシュ法とは、試験片の表面にレーザー光を照射したときの温度上昇量から、試験片の熱拡散率や熱伝導率を求める方法である。熱伝導率を求めた結果を、錆の面積率の算出結果と合わせて、表２に示す。

表２の結果より、成分組成が最適に調整された本発明鋼Ａは、比較鋼Ｂと同様、３０Ｗ／ｍ／Ｋを超える熱伝導率であり、優れた熱伝導性を達成していた。そして、耐発錆性について、本発明鋼Ａは、長時間の放置試験が終了したときの最終の発錆量が少ないことに加えて、試験開始から初期の時点では、発錆自体が生じていない結果となった。これに対して、比較鋼Ｂの場合、熱伝導性に優れ、最終の発錆量も十分に許容できるものであったが、試験開始の初期から錆が生じ出す結果であった。

所定の成分組成に調整した溶鋼を鋳造して、１０ｋｇの鋼塊を作製した。実施例１に比べて鋼塊の重量（溶鋼量）を小さくしたのは、鋼塊が大きくなると組織中に不可避的な介在物の存在量（不可避的不純物量）が増えること等によって錆が発生しやすいと考えられ、成分組成以外の錆の発生要因を極力排除するためである。成分組成を表３に示す。比較鋼１は特許文献１に、比較鋼２〜４は特許文献２に相当する金型用鋼である。

次に、これらの鋼塊を１１５０℃に加熱後、鍛造して、断面の寸法が３０ｍｍ×３０ｍｍの鋼材とし、これを８６０℃で焼鈍処理した。そして、それぞれの焼鈍処理材を加工して、１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの硬さ評価用と、５ｍｍ×８ｍｍ×１５ｍｍの耐発錆性評価用と、直径１０ｍｍ×厚さ２ｍｍの熱伝導性評価用の３つの寸法形状の試験片を採取した。そして、これらの試験片について、以下の試験を実施した。

（硬さの評価）
硬さ評価用の試験片を用いて、これに９５０℃からの空冷による焼入れ処理と、焼戻し処理を行った。焼戻し処理は、試験片中の残留応力を低減するのに有利な高温焼戻しとして、５５０℃で２時間の条件とした。前記焼戻し処理後の試験片において、本発明鋼１〜４は、３５ＨＲＣ以上の硬さを達成した。

（耐発錆性の評価）
耐発錆性評価用の試験片に、前記硬さの評価のときと同じ条件の焼入れ焼戻し処理を行った。そして、実施例１と同様に、温度４０℃、湿度８７％の発錆環境の雰囲気で曝露試験を行った。そして、暴露開始から１０分、２０分、３０分、６０分、１２０分、２４０分が経過した時の、試験片の表面に発生した錆の程度を確認して、放置の初期からの錆の発生状況を評価した。錆の程度の確認は、試験片の８ｍｍ×１５ｍｍの表面について、その中央部の２６５μｍ×３５０μｍの領域に発生した錆の前記面積率を算出した。錆を確認する領域を中央部としたのは、試験片の端部は加工疵等の存在によって錆が発生しやすいことから、成分組成以外の錆の発生要因を極力排除するためである。

（熱伝導性の評価）
熱伝導性評価用の試験片に、前記硬さの評価のときと同じ条件の焼入れ焼戻し処理を行った。そして、前記焼入れ焼戻し処理後の試験片の熱伝導率を、実施例１と同様、レーザーフラッシュ法により測定した。熱伝導率を求めた結果を、５５０℃の焼戻し硬さ、錆の面積率の算出結果と合わせて、表４に示す。

表４の結果を、実施例１（表２）の結果と比べると、錆の発生の進行は全体的に遅かった。この理由は、本発明鋼１〜４の成分組成において、その式１の値が１．７０以下を満たし、かつ、式２の値が６．９０以下を満たしていることに起因する。そして、最初の鋼塊を小さくしたことによって、介在物等の成分組成以外の錆の発生要因が排除されたことにも起因するものと思われる。そして、表４において、錆発生面積率（％）の欄の「＜０．０１％」の記載は、錆の発生自体は確認できたが、その程度が小さく、面積率の算出が難しかったことを示す。

表４の結果より、成分組成が最適に調整された本発明鋼１〜４は、３０Ｗ／ｍ／Ｋを超える熱伝導率に加えて、試験開始の初期から発錆が抑えられているという優れた耐発錆性を達成した。そして、式１、式２の値において、それぞれの値が低めに調整されている本発明鋼１、４が、前記熱伝導率と耐発錆性とのバランスに優れていた。

一方、比較鋼１は、Ｃｒが低い金型用鋼である。そして、３０Ｗ／ｍ／Ｋを超える熱伝導率を達成していた。但し、本発明鋼に比べて、発錆環境に暴露後３０分の時点で錆が確認された。
比較鋼２、３、４は、Ｃｕが低い金型用鋼である。そのうち、比較鋼３、４は、熱伝導率は良好であったが、発錆環境に暴露後３０分の時点で錆が確認され、暴露後１２０分の時点で定量できる程の錆に進展した。なお、比較鋼２は、Ｍｏが高く、熱伝導率も３０Ｗ／ｍ／Ｋの値を下回った。

比較鋼５は、比較鋼２、３、４に比べてＣｕが更に低い金型用鋼である。そして、Ｎｉが高く、かつ、Ｃｒも低いことから、耐発錆性が低下し、発錆環境に暴露後６０分の時点で定量できる程の錆が発生した。また、熱伝導率も３０Ｗ／ｍ／Ｋの値を下回った。
比較鋼６、７、８は、Ｃｒが高い金型用鋼である。そして、耐発錆性は良好であったが、熱伝導率が３０Ｗ／ｍ／Ｋの値を下回った。なお、比較鋼７、８においては、５５０℃の焼戻しで３０ＨＲＣの硬さを達成できなかった（軟化抵抗が低下した）。

本発明鋼は、その金型用としての基本特性も満足していることから、プラスチック成形用金型の他に、ゴム成形用や、小ロット生産に用いる熱間加工用、ダイカスト用などの金型にも適用が可能である。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｓｉ：０超〜０．８％未満、Ｍｎ：０超〜１．０％、Ｐ：０．０５％未満、Ｓ：０．０２％未満、Ｎｉ：０．１〜０．５％、ＭｏとＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．１〜０．８％未満、Ｖ：０．０３〜０．１５％未満、Ｃｕ：０．２５〜１．５％を含有し、残部はＦｅ、Ｃｒおよび不可避的不純物からなる組成の鋼であって、前記Ｃｒの含有量が４．９％超、かつ５．３％以下であり、硬さが３０〜４２ＨＲＣであり、
   鋼の組成は、質量％による下記の式１による値が１．７０以下を満たすか、又は、式２による値が６．９０以下を満たすことを特徴とする金型用鋼。
   式１：７０×［Ｃ％］＋６×［Ｓｉ％］−［Ｃｒ％］−３×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］−３×［Ｖ％］−０．５×［Ｃｕ％］
   式２：［Ｃｒ％］＋３．３×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］
   ここで、［］括弧内は各元素の含有量（質量％）を示す。
2. 前記鋼の組成は、前記式１による値が１．７０以下を満たし、かつ、前記式２による値が６．９０以下を満たすことを特徴とする請求項１に記載の金型用鋼。
3. 質量％で、不可避的不純物であるＡｌは０．１％未満、Ｎは０．０６％未満、Ｏは０．００５５％未満に規制することを特徴とする請求項１または２に記載の金型用鋼。
4. 質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｓｉ：０超〜０．８％未満、Ｍｎ：０超〜１．０％、Ｐ：０．０５％未満、Ｓ：０．０２％未満、Ｎｉ：０．１〜０．５％、ＭｏとＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．１〜０．８％未満、Ｖ：０．０３〜０．１５％未満、Ｃｕ：０．２５〜１．５％を含有し、残部はＦｅ、Ｃｒおよび不可避的不純物からなる組成の鋼であって、前記Ｃｒの含有量が４．９％超、かつ５．３％以下の鋼を、焼入れと、５３０℃以上の温度による焼戻しによって、硬さを３０〜４２ＨＲＣに調整する金型用鋼の製造方法であって、
   鋼の組成は、質量％による下記の式１による値が１．７０以下を満たすか、又は、式２による値が６．９０以下を満たすことを特徴とする金型用鋼の製造方法。
   式１：７０×［Ｃ％］＋６×［Ｓｉ％］−［Ｃｒ％］−３×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］−３×［Ｖ％］−０．５×［Ｃｕ％］
   式２：［Ｃｒ％］＋３．３×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］
   ここで、［］括弧内は各元素の含有量（質量％）を示す。
5. 前記鋼の組成は、前記式１による値が１．７０以下を満たし、かつ、前記式２による値が６．９０以下を満たすことを特徴とする請求項４に記載の金型用鋼の製造方法。
6. 質量％で、不可避的不純物であるＡｌは０．１％未満、Ｎは０．０６％未満、Ｏは０．００５５％未満に規制することを特徴とする請求項４または５に記載の金型用鋼の製造方法。