JPH0978185A

JPH0978185A - 靭性に優れた金型用鋼およびその製造方法

Info

Publication number: JPH0978185A
Application number: JP23222695A
Authority: JP
Inventors: Shiho Fukumoto; 志保福元; Kunichika Kubota; 邦親久保田
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1995-09-11
Filing date: 1995-09-11
Publication date: 1997-03-25

Abstract

(57)【要約】【課題】初期クラックの発生を抑制可能な十分な強度
と、十分な延性を有する金型用鋼を提供する。【解決手段】重量％で、Ｃ０．１〜０．２％、Ｓｉ２
％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ２〜５％、Ｃｒ３．５〜
７．０％、ＷまたはＭｏの１種または２種をＷ当量（Ｗ
＋２Ｍｏ）として３〜１０％、Ｖ０．５％以上で１．１
％未満含有するＦｅ基のマルテンサイト系鋼であって、Ｖの炭素当量Ｃｖ＝０．２［Ｖ］炭化物形成元素の炭素当量Ｃｅｑ＝０．０６３［Ｃｒ］
＋０．０６［Ｍｏ］＋０．０３３［Ｗ］＋０．２［Ｖ］としたとき、Ｃｖ／Ｃｅｑ≦０．３であり、オーステナ
イト化温度におけるδフェライトがミクロ組織の面積率
で３％以下である金型用鋼。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、鍛造、ダイカスト
等に用いられる金型に適する金型用鋼にかかわり、特に
靭性値が高い金型用鋼およびその製造方法に関するもの
である。

【０００２】

【従来の技術】近年、金型にかかるコストの削減等の要
求により金型の長寿命化のニーズが高まってきた。温間
および熱間で使用される金型においては、クラッキング
による損耗で寿命に至る場合が多い。従来こういった金
型材には、基本的にはＪＩＳＳＫＤ６１を代表とする強
靱性熱間工具鋼が使用されてきた。現在、ＳＫＤ６１お
よびその改良鋼が、温熱間鍛造型・アルミダイカスト型
・アルミ押出ダイス・アルミ鍛造型に適用されている。
しかし、本系鋼種は基本的には、強靱性の確保と同時
に、主に熱間用途に用いられ、軟化抵抗も維持する必要
があるため、耐割れ性を主眼においた合金設計がなされ
ていない。

【０００３】これらの材料で特に強靱化の成分操作に関
しては、上原日本金属学会第III総合分科シンポジウ
ム予稿(1974)に示されているように低Ｃ化および高Ｎｉ
化、ならびに特開昭５８−１１３３５２号に示される低
Ｓｉ化が特に上げられるが、この中で特に強靱化の効果
の高い高Ｎｉ化は、軟化抵抗を減じるといった作用を有
するため、熱間工具鋼への積極的添加はなされていな
い。特開昭６０−１２４２０号に示される析出硬化型熱
間工具鋼は１〜４重量％のＮｉを含有させているが、本
系鋼はもともとアンダーエージングで使用する方法であ
り、靭性の乏しい領域での使用のため、Ｎｉの積極的靭
性化効果が生じない。このＮｉの強靱化効果について積
極的に活用されているのが、マルエージング鋼系である
が、８重量％以上のＮｉを含有させているため、コスト
高となり、金型用鋼としての主流の座を占めることがで
きていない。

【０００４】金型の割れによる寿命挙動は、クラック発
生と大割れに大別される。クラック発生は、仕上げ型で
問題になり、製品肌にバリが転写されるために寿命とな
る。一方大割れによる寿命は型底から発生したクラック
が成長し、金型材の破壊靭性値に到達すると、一気に破
壊し寿命となるものである。このように、いずれにして
も初期のクラックの発生が金型材の寿命に大きく影響す
る。したがって、初期のクラックの発生を防止すること
が金型材の寿命向上に極めて有効である。クラック発生
については、たとえば海野ら「型技術」 9.7(1994)P142
などが知られているが、初期のクラックの発生を抑制す
るのに極めて有効な金型用鋼は提案されていないのが現
状である。本発明者は、初期クラックの発生を抑制する
には、塑性歪が抑制されるのに十分な強度と、クラック
を進展させない十分な延性とが必要であるとの知見か
ら、合金成分とミクロ組織との両面から検討を行なっ
た。

【０００５】

【課題を解決するための手段】そして、まず本発明者等
は、金型の瞬間的に近い破壊を防ぐために靭性の高い材
料を考えた。靭性を向上させるためには、硬さを下げた
り、炭化物を大幅に減少させる手段が考えられるが、こ
れでは強度や耐熱性を満足させることができない。すな
わち材料においては、ある程度のＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ等
の炭化物を生成し、基地に固溶して強化する元素が必須
である。そこで本発明では、構成する材料のミクロ組織
において生成されるＭＣ型の炭化物とＭ₂Ｃ型の炭化物
の量と形態を制御することでクラックの進展を抑制する
ことを検討した。

【０００６】その結果、本発明者等はＭＣ炭化物を生成
するＶ量の靭性への影響が極めて大きいこと、基本的な
考え方として、Ｖを従来のＡＩＳＩＭ５０クラスの鋼
より低くするとともに、ＭＣ炭化物の析出を抑え、さら
にＭＣ型炭化物より形態が大きいＭ₂Ｃ型炭化物を適当
量分散させることがクラックの進展抑制に有効であるこ
とを見いだした。すなわち、本発明では主要元素の割合
だけでなく、ＭＣ型炭化物とＭ₂Ｃ型炭化物の構成割合
が重要であり、後者の関係を炭化物形成元素全部に結合
可能な炭素当量（Ｃｅｑ）と、Ｖの炭素当量（Ｃｖ）の
比を規定するものである。

【０００７】すなわち本発明は、重量％で、Ｃ０．１〜
０．２％、Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ２〜５
％、Ｃｒ３．５〜７．０％、ＷまたはＭｏの１種または
２種をＷ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）として３〜１０％、Ｖ０．
５％以上で１．１％未満含有するＦｅ基のマルテンサイ
ト系鋼であって、Ｖの炭素当量ＣｖＣｖ＝０．２［Ｖ］炭化物形成元素の炭素当量ＣｅｑＣｅｑ＝０．０６３［Ｃｒ］＋０．０６［Ｍｏ］＋０．
０３３［Ｗ］＋０．２［Ｖ］としたとき、Ｃｖ／Ｃｅｑ≦０．３であり、オーステナ
イト化温度におけるδフェライトがミクロ組織の面積率
で３％以下であることを特徴とする金型用鋼である。

【０００８】本発明では、Ｆｅ基をベースにし、Ｃ，Ｎ
ｉ，Ｃｒ，ＶおよびＷとＭｏの１種または２種を必須元
素として前記範囲で含有すればよく、その他の任意の元
素は必要に応じて添加することができる。より具体的な
好ましい鋼を例示すると、重量％で、Ｃ０．１〜０．２
％、Ｓｉ１％以下、Ｍｎ１％以下、Ｎｉ３〜５％、Ｃｒ
３．５〜７．０％、ＷまたはＭｏの１種または２種をＷ
当量（Ｗ＋２Ｍｏ）として３〜８、Ｖ０．５％以上で
１．０％以下含有するＦｅ基のマルテンサイト系の鋼で
ある。またＦｅの一部を１０％以下のＣｏで置換しても
良い。

【０００９】上述した本発明の金型用鋼は、上述した組
成を満足する合金を、1000℃以上のオーステナイト化温
度で焼入れ、次いで焼戻し、δフェライトがミクロ組織
の面積率で３％以下であるマルテンサイト組織とするこ
とによって得られる。本発明においては、上述した靭性
を得る上でフェライトの生成を抑制する必要がある。そ
のためには、焼入れ時のオーステナイト化を十分なもの
とする必要があり、フェライト生成が起らない十分に高
温の領域からの焼入れを行なう必要がある。本発明にお
いては、十分なオーステナイト化を行なうため、1000℃
以上と規定した。ここで、言及したフェライトはオース
テナイト化温度より十分に高い温度域で安定化するフェ
ライトと同一系結晶構造を持つδフェライトも含まれ
る。

【００１０】本発明は、上述したように焼戻しにおける
２次硬化析出炭化物のうちＭＣ炭化物の析出を抑えた組
織とすることで基本的な強度を保ったままクラックの進
展抑制が可能な高い靭性を得たものである。そのため本
発明では主要元素の割合だけでなく、ＶＣを主体とする
ＭＣ型炭化物とＭ₂Ｃ型炭化物の構成割合が重要であ
る。そして、本発明においてはＣｖ／Ｃｅｑの値を０．
３以下と規定することによって、ＭＣ型炭化物とＭ₂Ｃ
型炭化物の構成割合を最適化できることを見いだしたも
のである。

【００１１】この構成割合は炭化物形成元素全部に結合
可能な炭素当量（Ｃｅｑ）と、Ｖの炭素当量（Ｃｖ）の
比として示すものである。Ｃｖ／Ｃｅｑの値が０．３を
越えるようになると、芯部の焼戻し組織の二次硬化析出
において、電子線回折パターンとしてＭＣ型とＭ₂Ｃ型
の炭化物の回折パターンが強く検出され、明確なＭＣ炭
化物の存在が確認されるようになる。一方本発明の規定
範囲であるＣｖ／Ｃｅｑの値が０．３以下の範囲とする
と、ＭＣ型炭化物の回折パターンが局所的にしか認めら
れない組織となる。本発明は、このようにしてＭＣ型炭
化物を低減し、かつＭ₂Ｃ型炭化物を確保することによ
って、クラックの進展を抑制する。

【００１２】上述した組織を確保する上で最も重要な元
素一つはＶである。Ｖは強力な炭化物生成元素であり、
炭素の低い組成においてＶが多く存在すると、炭素の大
部分がＶと結合してＶＣ型の炭化物となってしまう。こ
うなるとＶに比べて炭素との結合エネルギーの低いＣ
ｒ、Ｗ、Ｍｏを多く添加してもクラックの進展を阻止で
きるＭ₂Ｃ型の炭化物の量の存在量を確保することがで
きない。そのためＶ量の上限を設けることが必要であ
り、本発明においては、Ｖ量を１．１％未満と規定する
ものである。なお、Ｖ量が１．１％未満であってもＣ
ｒ、ＷあるいはＭｏが少ないとＶＣを主体とするＭＣ型
炭化物が多くなり靭性が劣化する場合がある。そのた
め、本発明においては上述したようにＣｖ／Ｃｅｑの値
を０．３以下とする規定を設けて、炭化物生成元素全体
に対する割合としてのＶ量の制限を行っている。

【００１３】なお、本発明においては、Ｖ量の下限を
０．５％と規定した。Ｖが０．５％未満では靭性は高い
ものであるが、Ｖ添加による耐熱性の効果が小さくなり
好ましくない。したがって、本発明においては、Ｖの下
限は０．５％と規定した。また本発明の別の重要な特徴
の一つは、オーステナイト化温度におけるδフェライト
量を規定したことである。δフェライトが生成すると金
型の靭性は著しく低下する。またδフェライトは焼入れ
時にマルテンサイト変態を起さないので硬度も低いもの
となる。このような理由からδフェライトの存在は、金
型寿命を著しく劣化する原因となるため、制限しなけれ
ばならない。本発明においては、δフェライトの量はミ
クロ組織の面積率で３％以下であると規定したが、この
規定は基本的にはδフェライトが極めて少ないか、また
は無いことが望ましいことを意味するものである。

【００１４】以下、Ｖ以外の各元素の規定理由について
述べる。ＣはＶについで重要な元素であり、本発明の金
型用鋼の靭性および硬さを決定する元素である。Ｃはマ
ルテンサイト変態により焼入れ硬化を起こし、硬さを高
める。またオーステナイト安定化元素であり、オーステ
ナイト化温度まで加熱した時に靭性を劣化するδフェラ
イトが生成するのを抑制する効果がある。一方Ｃ量を高
め過ぎると、硬さが高くなりすぎ、靭性を低下する。本
発明においては、靭性の確保が最も重要であり、炭化物
の生成過多による靭性の低下を防ぐため、Ｃの上限を
０．２％とした。またδフェライトの生成を抑制するた
めに０．１％以上とする。

【００１５】Ｃｒはマトリクスと炭化物の両方に固溶
し、マトリクスの焼入れ性の確保、炭化物の焼入れ時の
基地への固溶の促進に有効な元素である。Ｃｒは３．５
％未満では焼入れ焼戻し後の靭性が低下するため、下限
値を３．５％とした。また７．０％以上添加すると、δ
フェライトが安定し、靭性を著しく劣化するため７％以
下と規定した。

【００１６】ＷとＭｏは、硬さを高め、また耐熱性を付
与するという点で同一の作用を有する元素であり、一種
または二種を添加する。重量比でＭｏ１％はＷ２％と等
価であり、Ｗ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）として規定する。また
微細な炭化物によりオーステナイト結晶粒の粗大化が防
止されるため靭性の確保にも有効である。また、Ｗ当量
が高すぎるとδフェライトが安定化し、靭性を著しく劣
化する。本発明では、金型用鋼として充分な硬さを得る
ために、Ｗ当量は３％以上と規定し、充分な靭性を確保
するためにＷ当量の上限を１０％とした。好ましいＷ当
量の上限は８％である。

【００１７】本発明の金型用鋼の組成において、Ｖ以外
の炭化物形成元素としては、上述したＣｒおよびＭｏも
しくはＷが添加される。上述したようにＣｒ、Ｍｏまた
はＷは、Ｍ₂Ｃ型炭化物も生成する。したがって、ＶＣ
を主体とするＭＣ型炭化物の生成を抑制して金型用鋼と
して靭性を確保するという点においては、Ｃｒ、Ｍｏま
たはＷの添加は必須であり、上述した下限以上の量を確
保してＭ₂Ｃ型炭化物を存在させることが必要である。

【００１８】そこで本発明では、ＭＣ型炭化物の主体と
なるＶＣに消費されるＶの炭素当量Ｃｖ（Ｃｖ＝０．２
［Ｖ］で計算される炭素量を表す）と、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ
，Ｖからなる炭化物形成元素に消費される炭素当量Ｃ
ｅｑ（Ｃｅｑ＝０．０６３［Ｃｒ］＋０．０６［Ｍｏ］
＋０．０３３［Ｗ］＋０．２［Ｖ］で計算される炭素
量）に着目したものである。すなわち、ＭＣ型炭化物よ
りもサイズが大きく成長しやすいＭ₂Ｃ型炭化物を析出
させて、クラック進展のストッパの役目を持たせるので
ある。言い換えれば、本発明では、ＭＣ型よりもＭ₂Ｃ
型炭化物を優先的に採用していることになる。そのた
め、本発明においては、炭素当量で言えばＣｖ／Ｃｅｑ
≦０．３としてＣｖに対するＣｅｑの割合を大きく取る
ものである。

【００１９】また、上述したように本発明のような炭素
が０．２％以下という、著しく靭性を劣化するδフェラ
イトが生成しやすい炭素の低い組成範囲を適用する。ま
た本発明においてはＣｒを３．５％〜７．０％、Ｍｏあ
るいはＷをＷ当量で３〜１０％というδフェライトを安
定化する元素を多量に含む組成を適用する。したがっ
て、このような組成系においては、δフェライトの生成
を抑えることは必須である。

【００２０】本発明においては、このδフェライト生成
を抑制するためにＮｉを添加する手段をとった。このよ
うに本発明で添加するＮｉは、δフェライトの生成を抑
制して本発明の金型用鋼の靭性を確保する上で最も重要
な元素の一つである。また、Ｎｉはδフェライトの生成
を抑制するだけでなく、添加量を増やすことによって靭
性を向上するという点においても極めて重要である。し
かし、５％を超えるとＡ₁変態点の低下が大きく、焼き
なまし硬さを上げ、被削性等を劣化するため５％以下と
する。Ｎｉは２％未満であるとδフェライトが安定しや
すくなるので下限を２％とした。靭性をさらに確保する
ため好ましい範囲は３〜５％である。

【００２１】Ｓｉは、脱酸元素として、あるいは硬さや
耐熱性を向上させる目的で添加する。ただし、添加量は
２％を超えると靭性が劣化するので上限を２％とした。
Ｍｎは、脱酸元素として、あるいはＭｎＳとして析出さ
せ、不純物として含有されるＳの有害性を抑える効果が
ある。一方、２％を超えると靭性を劣化するため、２％
を上限とする。Ｃｏは、主にマトリックスに固溶し、硬
さと耐熱性を向上させる効果がある。ただし、添加量を
増やしていくと、強度と靭性は漸減する。Ｃｏの１０％
超える添加は、靭性が劣化し過ぎて、金型用鋼として不
適となるので上限は１０％とした。

【００２２】また本発明においては、さらにその他の添
加可能元素としてＮｂがある。Ｎｂは合金組織の微細化
に効果のある元素である。Ｎｂは添加しすぎると、硬さ
が高くなり、クラックの進展速度を速めてしまうため、
添加する場合は０．５％以下とする。Ｎｂを含有する場
合の本発明の軸受鋼の好ましい具体的な組成範囲の一例
を示すと、ＣｖとＣｅｑは前述と同じようにＣｖ／Ｃｅ
ｑ≦０．３を満足し、かつ重量％で、Ｃ０．１〜０．２
％，Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ３〜５％、Ｃｒ
３．５〜７．０％、ＷまたはＭｏの１種または２種をＷ
当量（Ｗ＋２Ｍｏ）として３〜１０％、Ｖ０．５％以上
で１．１％未満、Ｎｂ０．５％以下、残部実質的にＦｅ
からなる鋼である。

【００２３】上述した組成および組織を満足させ、かつ
焼入れ温度を最適化することによって、最も好ましいも
のは破壊靭性値１００ＭＰａｍ＾１／２以上、常温で
の絞り値７０％以上を同時に有するものとなる。

【００２４】

【実施例】

（実施例１）表１に示すＶ含有量を変化させた成分に
て、素材を真空溶解法で溶製した。まず、得られた素材
を熱間加工により断面サイズ２２ｍｍ×４７ｍｍの板形
状に鍛伸し本発明の金型用鋼に相当する板材を得た。こ
の板材から破壊靭性試験片を採取した。また、同じ素材
を熱間加工により２２ｍｍの丸棒に鍛伸し、２ｍｍＵノ
ッチシャルピー衝撃試験片および引張試験片を採取し
た。得られた破壊靭性試験片とシャルピー衝撃試験片と
引張試験片とは、オーステナイト化温度１１００℃で焼
入れ、５３０℃に１時間保持した後空冷し、もう一度５
３０℃加熱して１時間保持してから空冷する焼戻しを行
った。また、焼戻し温度を５９０℃に変えて同様の熱処
理を行った試料を別に作製した。

【００２５】なお、得られた本発明の試料１〜試料３の
全てにおいて、δフェライトの組織における面積％を表
１に示すが、定量可能な０．１面積％以上のδフェライ
トは存在しないものであった。表１の本発明試料１〜試
料３および比較例の試料４〜試料５は、いずれも炭素量
が本発明の規定範囲における低めのものであり、Ｗ当量
（Ｗ＋２Ｍｏ）も従来の金型用鋼に比較すると大きいも
のである。この場合は、δフェライトが生成しやすいの
であるが、これらいずれの試料においてもＮｉが３．４
％前後添加されており、これがδフェライトの生成防止
に大きく貢献している。一方、表１に示すように本発明
で規定するＶの範囲よりも極めて多くＶを含有する試料
６は、δフェライトの存在が確認される。このことはＶ
を添加しすぎるとδフェライトの発生により靭性が低下
することを示している。

【００２６】

【表１】

【００２７】このような本発明例および比較例に対し
て、焼戻し温度を５３０℃とした試料に対する破壊靭性
値と硬さを図１に示す。また、焼戻し温度を５９０℃と
した試料に対する破壊靭性値と硬さを図２に示す。な
お、それぞれの図に示す曲線は図中の矢印に示す側の特
性に対応する曲線である。５３０℃の焼戻しを適用した
場合の破壊靭性値の変化を示す図１および５９０℃の焼
戻しを適用した場合の破壊靭性値の変化を示す図２をみ
ると、両方のとも破壊靭性値は、Ｖを１．０６％としＣ
ｖ／Ｃｅｑ＝０．２９とした本発明の試料３付近から、
更にＶを下げてＣｖ／Ｃｅｑの値を低くすることにより
破壊靭性値を著しく高めることができることがわかる。
図１および図２に示すように、このとき硬さはほとんど
変化しない。これは、炭素量から言うとＶＣに消費され
る炭素量が他のＭ₂Ｃ型に消費される炭素量に比較して
相対的に少なくすること、すなわちＣｖ／Ｃｅｑ値を低
くすることにより、強度を同程度に保ったまま靭性を高
めることができたことを示している。

【００２８】また、図３および図４にそれぞれ５３０℃
および５９０℃で焼戻した場合のシャルピー衝撃値の変
化を示す。図３および図４に示すように、シャルピー衝
撃値も、破壊靭性値と同様にＶ１．０６％としＣｖ／Ｃ
ｅｑ＝０．２９とした本発明の試料３付近から、更にＶ
を下げてＣｖ／Ｃｅｑの値を小さくすることにより著し
く高めることができることがわかる。このように、衝撃
値の点からもＣｖ／Ｃｅｑを０．３以下に設定すること
が靭性を確保する上で極めて有効であることがわかる。

【００２９】また、透過型電子顕微鏡による電子線回折
によって焼戻し組織の炭化物の種類を同定することを試
みたところ、本発明で規定する範囲よりＶを多く（Ｖ
１．２２％）含有する試料４においては、ＭＣ型とＭ₂
Ｃ型の両方の回折像が明確に認められるものであった
が、Ｖ量を下げて、本発明の範囲にしていくと、ＭＣ型
の炭化物を示す回折像が局所的にしか認められなくな
り、実質的にＭ₂Ｃ型炭化物が大部分を占めているもの
と判断された。これより、本発明は、Ｍ₂Ｃ型炭化物が
大部分を占める組織とすることにより、本発明の金型用
鋼の靭性を高めているものと判断された。

【００３０】また、５９０℃で焼戻したときの硬さで耐
熱性を評価すると、図２に示すように、本発明の試料２
で３９．６ＨＲＣ、Ｖの高い比較例の試料４で４０．２
ＨＲＣ、Ｖが０．０５％と本発明の規定範囲より低い比
較例５で３３．５ＨＲＣであり、高温硬さを確保する上
ではＶの添加が必要であることがわかる。したがって、
Ｖには適正な下限値を設けることが必要であり、図２に
示す５９０℃の焼戻しの硬さの変化によれば、Ｖを０．
５％以上添加すれば、硬さに対してＶ量の影響が少なく
なり、好ましいことがわかる。

【００３１】（実施例２）表２に示す組成にて、真空溶
解法で溶製し、実施例１と同様に破壊靭性値、シャルピ
ー衝撃値を評価した。本発明鋼のδフェライトは定量可
能な０．１面積％以上のδフェライトは存在しないもの
であった。５３０℃の焼戻しを適用した場合の評価結果
を表３に示す。また５９０℃の焼戻し処理を行った場合
の評価結果を表４にそれぞれ示す。なお、実施例１に記
載した本発明鋼試料２も表３および表４に付記する。

【００３２】

【表２】

【００３３】

【表３】

【００３４】表２に示すように、本発明の試料７と試料
８は試料２とほぼ同組成でＣを高めたものである。表３
に示すように、Ｃの低い試料２に対して、試料８は硬さ
が得られるが、反面で破壊靭性値は低下する。したがっ
て、単純なＣ量の増加は、破壊靭性値よりも強度を優先
する場合には有効である。ところで、焼戻し温度を高め
ると、硬さは低くなり、反対に靭性を高めることが可能
である。Ｃを高めた試料８について焼戻し温度を５９０
℃に高めた表４に示す結果を見ると、表４の試料８にお
いては、硬さが４５．４ＨＲＣであって、破壊靭性値が
１３３ＭＰａｍ＾１／２という値が得られている。この
値は、表３に示す試料２の値に比べて、硬さおよび破壊
靭性値の両方とも高くなっている。

【００３５】

【表４】

【００３６】このことから、Ｃの添加量を増加する場合
には、焼戻し温度をＣの低い場合の条件よりも高めてや
れば、高い強度と高い靭性を両立することができ、金型
用鋼として一層好ましいものとなることがわかる。

【００３７】また、本発明の試料２よりＣｒを高めた本
発明鋼Ｎｏ９、１０は、試料２よりも硬さが高くなり、
破壊靭性値はやや低下する傾向が見られる。本発明鋼Ｎ
ｏ２よりＣｒを高め、Ｍｏを低めた本発明鋼Ｎｏ１１の
靭性は、本発明鋼Ｎｏ２と同等であり、さらにＣも高め
たＮｏ１２では硬さが高くなったにもかかわわらず、焼
戻し温度を５９０℃にして、４６ＨＲＣ程度に調整する
と、高い破壊靭性値および高いシャルピー衝撃値を有す
るようになることがわかる。この傾向は、試料１２に対
してさらにＣｒを高めた試料１３に対しても同様であ
る。

【００３８】Ｍｏの一部または全てをＷで置き換えた試
料１５と１６はＷ当量、その他の組成がほぼ同一の試料
２とほぼ同じ靭性を得た。Ｃｏを添加した試料１７は硬
さが向上するが、試料２に対して靭性が低下する傾向が
見られた。Ｎｂを添加した試料１９においては、本発明
の試料２に対して靭性が低下する傾向が見られた。

【００３９】また、本発明の試料２よりもＮｉを高めた
本発明の試料１８、Ｎｉを少なくした試料２０およびＮ
ｉを添加しない試料２１を比較すると、Ｎｉの添加によ
り破壊靭性値が著しく高くなることがわかる。また、Ｎ
ｉを添加しない試料２１においては、δフェライトが極
めて多く存在する組織になり、芯部硬さが３０ＨＲＣを
下回ることになるため、金型用鋼として必要な硬さが得
られず使用できないものとなることがわかる。また、本
発明の試料２と試料２よりもＣｒを低めた比較例を対比
すると、Ｃｒ量が３％程度の比較例では、本発明の試料
に比べて破壊靭性値およびシャルピー衝撃値が大きく低
下し、好ましくないことがわかる。

【００４０】（実施例３）金型のコーナ部にクラック発
生することで、製品にバリが転写され寿命となる状況で
の本発明の金型用鋼の寿命評価を行なった。この評価
は、実型の仕上げ型で特に問題となり、クラック発生数
を抑制することが必要となる問題も想定している。実施
例１，２で得られた金型用鋼から図５に示す金型１を製
作し、調質は焼入れ１１００℃、焼戻しは５３０℃を
２回行なった。被加工材は、ＪＩＳ６０６１アルミニ
ウム合金とし、常温で鍛造寿命評価テストを行なった。
使用した金型は直径が９０ｍｍφ、高さ３０ｍｍの金
型に概略１５ｍｍ幅、６５ｍｍ長さ、１５ｍｍ深さの直
方体形を作るように型彫り３がなされており、型中央に
はノックアウト用の８ｍｍ丸のピン穴４があいているも
のである。パンチ２は、ＳＫＨ５１で硬さ６０ＨＲＣの
ものを使用し、金型形状にはまり込むように加工したも
のを使用した。

【００４１】上述したアルミニウム合金でなる被加工材
を、仕上げ寸法が断面が金型１の型彫りの概略６５ｍ
ｍ長さ、１５ｍｍ深さのサイズで厚みが５ｍｍとなるよ
うに、鍛造を行ない寿命評価を行なった。実験Ａとし
て、仕上型の廃却を想定し、内圧が７０ｋｇｆ／ｍｍ²
で行ない、コーナーＲ部に発生したクラックによって形
成される転写された製品のバリの高さが、１ｍｍになる
条件を寿命数（ショット数）として評価した。また、実
験Ｂとしてクラックの金型外周への貫通（通称：大割
れ）による金型の廃却を想定し、内圧１００ｋｇｆ／
ｍｍ²の場合の金型が破断するまでの寿命数（ショット
数）を計測した。その結果、表５に示す。また同時に図
６に図示した。これより、実験Ａ，Ｂ両方の寿命を向上
させる領域は、破壊靭性値１００ＭＰａｍ＾１／２以
上、絞り値が７０％以上のものが特に効果が高いことが
わかった。

【００４２】

【表５】

【００４３】

【発明の効果】本発明の金型用鋼によれば、例えば４４
ＨＲＣ程度の硬さにおいて、最大１００ＭＰａｍ＾１／
２以上という優れた破壊靭性値を得ることができるもの
である。すなわち、本発明においては靭性と高強度とい
う相反する特性を一方の特性を犠牲にすることなく、金
型用鋼の性能向上が達成できたものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】焼戻し温度を５３０℃とした試料に対するＶ量
と、破壊靭性値および芯部硬さとの関係の一例を示す図
である。

【図２】焼戻し温度を５９０℃とした試料に対するＶ量
と、破壊靭性値および芯部硬さとの関係の一例を示す図
である。

【図３】焼戻し温度を５３０℃とした試料に対するＶ量
と、シャルピー衝撃値との関係を示す図である。

【図４】焼戻し温度を５９０℃とした試料に対するＶ量
と、シャルピー衝撃値との関係の一例を示す図である。

【図５】金型用鋼の寿命評価に用いた鍛造用金型の概略
を示す図である。

【図６】本発明の金型用鋼の機械特性と寿命の関係を示
す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号庁内整理番号ＦＩ技術表示箇所Ｃ２２Ｃ 38/52 Ｃ２２Ｃ 38/52

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ０．１〜０．２％、Ｓｉ２
％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ２〜５％、Ｃｒ３．５〜
７．０％、ＷまたはＭｏの１種または２種をＷ当量（Ｗ
＋２Ｍｏ）として３〜１０％、Ｖ０．５％以上で１．１
％未満含有するＦｅ基のマルテンサイト系鋼であって、Ｖの炭素当量ＣｖＣｖ＝０．２［Ｖ］炭化物形成元素の炭素当量ＣｅｑＣｅｑ＝０．０６３［Ｃｒ］＋０．０６［Ｍｏ］＋０．
０３３［Ｗ］＋０．２［Ｖ］としたとき、Ｃｖ／Ｃｅｑ≦０．３であり、オーステナ
イト化温度におけるδフェライトがミクロ組織の面積率
で３％以下であることを特徴とする金型用鋼。
【請求項２】重量％で、Ｃ０．１〜０．２％、Ｓｉ１
％以下、Ｍｎ１％以下、Ｎｉ３〜５％、Ｃｒ３．５〜
７．０％、ＷまたはＭｏの１種または２種をＷ当量（Ｗ
＋２Ｍｏ）として３〜８、Ｖ０．５％以上で１．０％以
下含有するＦｅ基のマルテンサイト系鋼であって、Ｖの炭素当量Ｃｖ＝０．２［Ｖ］炭化物形成元素の炭素当量ＣｅｑＣｅｑ＝０．０６３［Ｃｒ］＋０．０６［Ｍｏ］＋０．
０３３［Ｗ］＋０．２［Ｖ］としたとき、Ｃｖ／Ｃｅｑ≦０．３であることを特徴と
する請求項１に記載の金型用鋼。
【請求項３】請求項１ないし３のいずれかに記載の金
型用鋼であって、Ｆｅの一部を１０％以下のＣｏで置換
したことを特徴とする金型用鋼。
【請求項４】破壊靭性値１００ＭＰａｍ＾１／２以
上(^はべき数を示す)、常温での絞り値７０％以上を同
時に有することを特徴とする金型用鋼。
【請求項５】重量％で、Ｃ０．１〜０．４％、Ｓｉ２
％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ２〜５％、Ｃｒ３．５〜
７．０％、ＷまたはＭｏの１種または２種をＷ当量（Ｗ
＋２Ｍｏ）として３〜１０％、Ｖ０．５％以上で１．１
％未満含有する合金を１０００℃以上のオーステナイト
化温度で焼入れ、焼戻し、δフェライトがミクロ組織の
面積率で３％以下であるマルテンサイト組織を得ること
を特徴とする靭性に優れた金型用鋼およびその製造方
法。