WO2012090562A1 - 耐発錆性および熱伝導性に優れた金型用鋼およびその製造方法 - Google Patents

耐発錆性および熱伝導性に優れた金型用鋼およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2012090562A1
WO2012090562A1 PCT/JP2011/072317 JP2011072317W WO2012090562A1 WO 2012090562 A1 WO2012090562 A1 WO 2012090562A1 JP 2011072317 W JP2011072317 W JP 2011072317W WO 2012090562 A1 WO2012090562 A1 WO 2012090562A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel
thermal conductivity
rust resistance
present
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/072317
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
大志郎 福丸
麻里子 福丸
隆一朗 菅野
中津　英司
Original Assignee
日立金属株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日立金属株式会社 filed Critical 日立金属株式会社
Priority to JP2012550755A priority Critical patent/JP5534482B2/ja
Priority to CN201180062842.4A priority patent/CN103282530B/zh
Priority to KR1020137015973A priority patent/KR101545417B1/ko
Priority to EP11854240.6A priority patent/EP2660348B1/en
Publication of WO2012090562A1 publication Critical patent/WO2012090562A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a steel for molds that has both excellent rust resistance and thermal conductivity and is most suitable for plastic molding applications, and a method for producing the same.
  • improvement in rust resistance and thermal conductivity is an important requirement for recent mold steels.
  • rust is generated on the mold surface due to condensation when the mold is not used, such as during production or maintenance.
  • a process of removing rust is essential when starting to use again, which causes a decrease in productivity. Therefore, many improvement of rust resistance is calculated
  • the improvement of the thermal conductivity of the mold steel is an important improvement characteristic for shortening the thermal cycle and increasing the productivity in plastic molding that repeats heating and cooling.
  • the steel for mold of Patent Document 1 containing 2 to 5% Cr is excellent in rust resistance.
  • the thermal conductivity is low, there is a concern that the thermal cycle time increases depending on the molding conditions and the productivity is lowered.
  • the steel for molds of Patent Document 2 in which Cr is 2.5% or less has high thermal conductivity and can shorten the heat cycle time.
  • there is room for improvement in rust resistance compared with the steel for molds of Patent Document 1, there is room for improvement in rust resistance.
  • heat conductivity and rust resistance are contradictory properties, it has been desired to provide steel for molds having these properties at a high level.
  • An object of the present invention is to provide a mold steel having both excellent thermal conductivity and rust resistance and a preferable manufacturing method for obtaining the mold steel.
  • the present inventor has reviewed the component composition of steel for molds. As a result, it was confirmed that even many element types constituting the conventional steel for molds interacted with each other in a complicated manner with respect to rust resistance and thermal conductivity. And for the purpose of combining both of the above characteristics, we extracted factors that have a particularly large influence among many elemental species, and found that there is an optimal relationship between these contents. The present invention has been reached.
  • the present invention in mass%, C: 0.07 to 0.15%, Si: more than 0 to less than 0.8%, Mn: more than 0 to less than 1.5%, P: less than 0.05% , S: less than 0.06%, Ni: more than 0 to less than 0.9%, Cr: 2.9 to 4.9%, Mo and W alone or in combination (Mo + 1 / 2W): more than 0 to 0. Less than 8%, V: more than 0 to less than 0.15%, Cu: 0.25 to 1.8%, with the balance being steel composed of Fe and inevitable impurities, with a hardness of 30 to It is steel for metal mold
  • the present invention by mass, C: 0.07 to 0.15%, Si: more than 0 to less than 0.8%, Mn: more than 0 to less than 1.5%, P: less than 0.05% , S: less than 0.06%, Ni: more than 0 to less than 0.9%, Cr: 2.9 to 4.9%, Mo and W alone or in combination (Mo + 1 / 2W): more than 0 to 0. Less than 8%, V: more than 0 to less than 0.15%, Cu: 0.25 to 1.8%, the balance is composed of Fe and inevitable impurities.
  • the feature of the present invention resides in that an element species having a great influence on rust resistance and thermal conductivity can be specified as a constituent element of steel for molds. That is, C, S, Ni, Cr, Mo, and W have a great influence on rust resistance, and C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, W, and Cu have a great influence on thermal conductivity. It is.
  • C, S, Ni, Cr, Mo, and W have a great influence on rust resistance
  • C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, W, and Cu have a great influence on thermal conductivity. It is.
  • heat conduction can be achieved by reviewing the amounts of C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, W, and Cu. Improvement in performance can be achieved.
  • Patent Document 2 having excellent thermal conductivity by improving the content of C, S, Ni, Cr, Mo, W, rust resistance can be improved. Can be achieved.
  • a further feature of the present invention is that the degree of influence of the identified element species on rust resistance and thermal conductivity can be quantified. By quantifying the degree of influence, the optimum component composition of the mold steel to be adjusted is clarified, and further improvement in rust resistance and thermal conductivity can be achieved. Hereinafter, each component requirement will be described.
  • ⁇ C 0.07 to 0.15% C is an element that enhances hardenability and brings about structural strengthening by precipitation of Cr, Mo (W), and V carbides in tempering, and maintains the quenching and tempering hardness of 30 to 42 HRC described later.
  • said tempering temperature can be made high. Therefore, in the steel of the present invention, for example, it is important to add a sufficient amount of C that can stably achieve a hardness of 30 HRC or higher even when tempering at 530 ° C. or higher.
  • the rust resistance decreases, so in the present invention, it is 0.15% or less.
  • solid solution Cr is a major factor for lowering the thermal conductivity of the mold steel, if the amount of C forming the Cr carbide is too small, the thermal conductivity of the mold steel is deteriorated. And since necessary hardness cannot be obtained, it is made 0.07% or more. Preferably, it is 0.08% or more and / or 0.13% or less. More preferably, it is 0.1% or more and / or 0.12% or less. 0.1% or less is more preferable.
  • Si more than 0 to less than 0.8% Si is an element that enhances the corrosion resistance against the atmosphere when using a mold, such as a gas generated from a molding material during plastic molding.
  • a mold such as a gas generated from a molding material during plastic molding.
  • Si when the amount is too large, the thermal conductivity of the mold steel is remarkably lowered, and the thermal conductivity is deteriorated.
  • Si when Si is reduced, the anisotropy of mechanical properties is reduced, stripe segregation is also reduced, and excellent mirror surface workability is obtained. Therefore, it is less than 0.8% in the present invention.
  • it is 0.1% or more and / or 0.6% or less. More preferably, it is 0.15% or more and / or 0.5% or less. More preferably, it is 0.2% or more. 0.25% or more is particularly preferable.
  • Mn more than 0 to less than 1.5%
  • Mn is an element that increases hardenability, suppresses the formation of ferrite, and imparts appropriate quenching and tempering hardness.
  • the amount is too large, not only the thermal conductivity is remarkably impaired, but also non-metallic inclusion MnS is formed by combining with S described later, which also causes rust and pinholes.
  • the content is made less than 1.5%.
  • it is 0.1% or more and / or 1.0% or less. More preferably, it is 0.2% or more and / or 0.8% or less. 0.3% or more is more preferable.
  • P is an element that reduces hot workability and toughness when it is too much. Therefore, in the present invention, it is less than 0.05%. Preferably, it is 0.03% or less.
  • S has a great effect in improving machinability by being present as MnS of non-metallic inclusions.
  • MnS has a great effect in improving machinability by being present as MnS of non-metallic inclusions.
  • the presence of a large amount of MnS becomes a factor that degrades the performance of the mold itself, such as promoting mechanical properties, particularly toughness anisotropy.
  • MnS also becomes a starting point of rust and pinhole generation, which greatly deteriorates rust resistance and polishing finish, which are important characteristics for the steel of the present invention. Therefore, even if S is added, it is limited to less than 0.06%. 0.035% or less is preferable. A preferred lower limit is 0.005% or more.
  • Ni more than 0 to less than 0.9% Ni also enhances the hardenability of the steel of the present invention and suppresses the formation of ferrite. And it is an element which improves the rust resistance of this invention steel. However, if the amount is too large, not only the thermal conductivity is lowered, but also the viscosity of the base is raised to reduce the machinability. Therefore, Ni is less than 0.9%. Preferably, it is 0.1% or more and / or 0.6% or less. More preferably, it is 0.15% or more, More preferably, it is 0.2% or more.
  • ⁇ Cr 2.9 to 4.9% Cr is an element that precipitates and agglomerates fine carbides by tempering to increase the strength of the steel of the present invention. On the other hand, it is an element that improves the rust resistance of the steel of the present invention by dissolving in the base. Further, when nitriding is performed, there is an effect of increasing the hardness of the nitrided layer. However, if the amount is too large, the amount of the solid solution Cr increases, not only significantly reducing the thermal conductivity, but also reducing the softening resistance. Therefore, the Cr of the present invention is 2.9 to 4.9%. Preferably, it is 3.5% or more and / or 4.8% or less. 3.8% or more is more preferable.
  • Mo and W are singly or in combination (Mo + 1 / 2W): more than 0 to less than 0.8% Mo and W precipitate and agglomerate fine carbides during tempering to improve the strength of the steel of the present invention.
  • the resistance to softening during tempering is increased.
  • Cr since it is an element which improves the rust resistance of the steel of the present invention by dissolving in the matrix, it is an element contained alone or in combination.
  • a part of Mo and W is partly dissolved in the oxide film on the mold surface, thereby improving the corrosion resistance against corrosive gas generated from, for example, plastic during use of the mold. Also have. However, if too much, the machinability is reduced.
  • Mo and W are less than 0.8% in a single or composite amount defined by the relational expression of (Mo + 1 / 2W). Preferably, it is 0.1% or more and / or 0.6% or less. More preferably, it is 0.3% or more and / or 0.5% or less.
  • V more than 0 to less than 0.15% V increases temper softening resistance and suppresses coarsening of crystal grains, thereby contributing to improvement of toughness. In addition, there is an effect of improving the wear resistance by forming hard carbide finely. However, if the amount is too large, the machinability deteriorates, so the content was made less than 0.15%. Preferably, it is 0.03% or more and / or 0.10% or less. More preferably, it is 0.05% or more, More preferably, it is 0.07% or more.
  • Cu 0.25 to 1.8%
  • Cu is an element that improves the strength of the steel of the present invention by precipitating and aggregating a Fe—Cu solid solution during tempering.
  • Cu of the present invention is made 0.25 to 1.8%.
  • it is 0.4% or more and / or 1.5% or less. More preferably, it is 0.7% or more, More preferably, it is 1.0% or more.
  • Al of the present invention is preferably regulated to less than 0.1%. More preferably, it is less than 0.05%.
  • N nitrogen: less than 0.06% N, an inevitable impurity, is an element that forms nitrides in steel. If the nitride is excessively formed, the toughness, machinability and polishability of the mold are significantly deteriorated. Therefore, it is preferable to regulate N in steel low. Therefore, in this invention, it is preferable to prescribe
  • O oxygen
  • O oxygen
  • the upper limit of O of the present invention is preferably regulated to 0.005%. More preferably, it is less than 0.003%.
  • the values according to the following formulas 1 and 2 satisfy 100 or more ([] in parentheses indicate the content (mass%) of each element).
  • Formula 1 85-60.1 ⁇ [C%] ⁇ 115 ⁇ [S%] + 0.1 ⁇ [Ni%] + 7.17 ⁇ [Cr%] + 2.44 ⁇ [(Mo + 1 / 2W)%]
  • Formula 2 140 + 30.9 ⁇ [C%] ⁇ 17.8 ⁇ [Si%] ⁇ 10.5 ⁇ [Mn%] ⁇ 12.4 ⁇ [Ni%] ⁇ 3.68 ⁇ [Cr%] ⁇ 1.
  • the degree of influence on the rust resistance and thermal conductivity of each of the constituent elements of the steel of the present invention was investigated.
  • the improvement effect is large in the order of Cr, Mo, W, and Ni.
  • S and C have been found to decrease the characteristics in this order.
  • thermal conductivity the improvement effect due to the inclusion of C is large, and it was found that Si, Ni, Mn, Cr, Cu, Mo, and W deteriorate the characteristics in this order. Then, by performing a multiple regression analysis using the contents of these elements as variables, it was possible to express the degree of influence as an accurate mutual coefficient.
  • the degree of influence of the constituent elements on the rust resistance of the steel of the present invention can be mutually expressed by the following formula 1.
  • the coefficient of the element for improving the characteristic is expressed as positive, and the coefficient of the element for decreasing the characteristic is expressed as negative.
  • it is preferable for the further improvement of rust resistance that the value of Formula 1 is 100 or more. More preferably, the value is 105 or more.
  • Formula 1 85-60.1 ⁇ [C%] ⁇ 115 ⁇ [S%] + 0.1 ⁇ [Ni%] + 7.17 ⁇ [Cr%] + 2.44 ⁇ [(Mo + 1 / 2W)%]
  • the influence degree of the constituent element concerning the thermal conductivity of the steel of the present invention can be mutually expressed by the following formula 2.
  • the coefficient of the element that works to improve the characteristic is expressed as plus, and the coefficient of the element that works down the characteristic is expressed as minus.
  • the value of Formula 2 is 100 or more. More preferably, the value is 105 or more.
  • the hardness of the mold steel is 30-42 HRC. If the hardness of the material is too low, the mirror surface workability at the time of mold production is reduced. And the abrasion resistance as a mold product also falls. On the other hand, if the hardness of the material is too high, the machinability at the time of mold production is reduced. And the toughness as a mold product also falls. Therefore, the hardness of the mold steel of the present invention is 30 to 42 HRC. Preferably, it is 35 HRC or more and / or 40 HRC or less.
  • the mold steel of the present invention can be used as so-called pre-hardened steel that is tempered to the hardness by quenching and tempering heat treatment and then cut into a mold shape.
  • the steel of the present invention can stably achieve the above hardness of 30 HRC or more, and further 35 HRC or more even by tempering at a high temperature of 530 ° C. or more. Even tempering at 540 ° C. or higher can be achieved.
  • tempering at a high temperature that can reduce the residual stress in the steel is advantageous in order to suppress the processing strain that occurs during cutting.
  • the mold steel of the present invention is adjusted to an optimum component composition that combines the above-described tempering characteristics with excellent rust resistance and thermal conductivity. In this case, no special setting is required for the quenching temperature. For example, quenching from a temperature of 900 ° C. or higher can be applied.
  • Table 1 also shows the values of Formulas 1 and 2 according to the present invention.
  • Conventional steels 1 and 2 correspond to Patent Documents 1 and 2, respectively.
  • these steel ingots were forged at 1150 ° C. to obtain a steel material having a thickness of 30 mm ⁇ width of 30 mm, which was annealed at 860 ° C. And from each annealing treatment material, for the hardness evaluation of 10 mm ⁇ 10 mm ⁇ 10 mm, for rust resistance evaluation of 5 mm ⁇ 8 mm ⁇ 15 mm, and for the thermal conductivity evaluation of diameter 10 mm ⁇ thickness 1 mm Dimensionally shaped steel pieces were processed. And the following tests were implemented about what performed predetermined hardening tempering processing to these steel pieces.
  • the steel of the present invention achieved a hardness of 30 HRC or higher even at 550 ° C., and preferably a hardness of 35 HRC or higher.
  • steels 1 to 6 of the present invention in which the component composition is optimally adjusted, achieves both excellent rust resistance and thermal conductivity compared to conventional steels 1 and 2.
  • the steels 3 to 6 of the present invention having a value of Formula 1 of 100 or more, no occurrence of rust was confirmed.
  • the comparative steel 1 having a high Si and the comparative steel 3 having a high Ni have greatly reduced thermal conductivity.
  • Even comparative steel 2 having a component composition close to that of the present invention steel has high Ni and low thermal conductivity.
  • the comparative steel 3 with low Cr also has low rust resistance.
  • Example 4 A 10 kg steel ingot was melted in the same manner as in Example 1 except that the component composition was changed.
  • Table 4 shows the component composition.
  • Table 4 as in Table 1, the values of Formulas 1 and 2 according to the present invention are also shown.
  • these steel ingots were forged under the same conditions as in Example 1 and annealed. And from each annealing treatment material, for the hardness evaluation of 10 mm ⁇ 10 mm ⁇ 10 mm, for rust resistance evaluation of 5 mm ⁇ 8 mm ⁇ 15 mm, and for the thermal conductivity evaluation of diameter 10 mm ⁇ thickness 1 mm Dimensionally shaped steel pieces were processed. And the following tests were implemented about what performed predetermined hardening tempering processing to these steel pieces.
  • the inventive steels 7 to 22 have excellent rust resistance and thermal conductivity, and achieve both of these.
  • the steel 10 of the present invention has a high amount of C, but the value of the formula 1 is high and the rust resistance is good.
  • the comparative steels 5 and 6 with high Si have low thermal conductivity.
  • the comparative steel 7 with low Cr has a large amount of decrease in mass due to the occurrence of rust, and the rust resistance is reduced.
  • the steel of the present invention also satisfies the basic characteristics for molds, in addition to molds for plastic molding, molds for rubber molding, hot working for small lot production, die casting, etc. It can also be applied to molds.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Moulds For Moulding Plastics Or The Like (AREA)

Abstract

金型用鋼としての基本特性を満足した上で、さらに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～１．５％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０．００５％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

耐発錆性および熱伝導性に優れた金型用鋼およびその製造方法
　本発明は、優れた耐発錆性と熱伝導性を兼備し、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多く求められている。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。
　プラスチック成形に用いられる金型用鋼としては、質量％（以下、％と表記）で、Ｃ：０．０７５～０．１５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１～３％、Ｃｒ：２～５％、Ｎｉ：１～４％（但し、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ≧６）、ＭｏとＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．１～１．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、残部Ｆｅおよび不純物でなる合金鋼が提案されている（特許文献１）。
　また、Ｃ：０．１０～０．２５％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｎｉ：０．６０～１．５０％、Ｃｒ：１．００超～２．５０％、ＭｏとＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：１．００％以下、Ｖ：０．０３～０．１５％、Ｃｕ：０．５０～２．００％、Ｓ：０．０５％以下を含有し、Ａｌは０．１０％以下、Ｎは０．０６％以下、Ｏは０．００５％以下に規制され、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成でなる金型用鋼が提案されている（特許文献２）。
特表２００１－５０５６１７号公報 特開２００７－１４６２７８号公報
　２～５％のＣｒを含む特許文献１の金型用鋼は、耐発錆性に優れるものである。しかし、熱伝導率が低いことから、成形条件によっては熱サイクル時間が増加して、生産性を下げる懸念があった。一方、Ｃｒが２．５％以下である特許文献２の金型用鋼は、高い熱伝導率を有し、熱サイクル時間の短縮が可能である。しかし、特許文献１の金型用鋼に比して、耐発錆性の向上に余地があるものである。このように、熱伝導性と耐発錆性は相反する特性であることから、これらの特性を高いレベルで兼備した金型用鋼の提供が望まれていた。
　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、金型用鋼の成分組成について見直した。その結果、従来の金型用鋼を構成していた多くの元素種であっても、それらは耐発錆性と熱伝導性に対して相互かつ複雑に作用していることを確認した。そして、上記の両特性を兼備させることを目的として、多くの元素種の中でも特に影響度の大きい因子を抽出すると共に、これらの含有量の間には最適な関係があることも突きとめたことで、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～１．５％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であることを特徴とする耐発錆性および熱伝導性に優れた金型用鋼である。不可避的不純物であるＡｌは０．１％未満、Ｎは０．０６％未満、Ｏは０．００５％未満に規制することが好ましい。
　また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０７～０．１５％、Ｓｉ：０超～０．８％未満、Ｍｎ：０超～１．５％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耐発錆性および熱伝導性に優れた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０．００５％未満に規制することが好ましい。
　そして好ましくは、上記の鋼の組成が、質量％による下記の式１および式２による値でそれぞれ１００以上を満たす金型用鋼およびその製造方法である。
式１：８５－６０．１×［Ｃ％］－１１５×［Ｓ％］＋０．１×［Ｎｉ％］＋７．１７×［Ｃｒ％］＋２．４４×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］
式２：１４０＋３０．９×［Ｃ％］－１７．８×［Ｓｉ％］－１０．５×［Ｍｎ％］－１２．４×［Ｎｉ％］－３．６８×［Ｃｒ％］－１．２６×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］－３．６８［Ｃｕ％］
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、従来個々の金型用鋼でしか達成できなかった優れた耐発錆性と熱伝導性を、高い再現性を持って同時に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、金型用鋼の構成元素として、耐発錆性および熱伝導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、Ｃ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗは耐発錆性に大きな影響を及ぼし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕは熱伝導性に大きな影響を及ぼす元素種である。この特定によって、優れた耐発錆性を有する特許文献１に記載の金型用鋼に対しては、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ量を見直すことで、熱伝導性の向上が達成できる。また、優れた熱伝導性を有する特許文献２に記載の金型用鋼に対しては、Ｃ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの含有量を見直すことで、耐発錆性の向上が達成できる。
　そして、本発明の更なる特徴は、上記の特定できた元素種の、耐発錆性および熱伝導性のそれぞれに与える影響度をも定量化できたところにある。この影響度の定量化によって、調整の目標とすべき金型用鋼の最適な成分組成はより明確となることから、耐発錆性と熱伝導性の一層の向上が達成できる。以下、構成要件ごとに説明する。
・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は、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。好ましくは、０．０８％以上および／または０．１３％以下である。より好ましくは、０．１％以上および／または０．１２％以下である。０．１％以下が、更に好ましい。
・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。好ましくは、０．１％以上および／または０．６％以下である。より好ましくは、０．１５％以上および／または０．５％以下である。更に好ましくは、０．２％以上である。０．２５％以上が、特に好ましい。
・Ｍｎ：０超～１．５％未満
　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、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。また基地の粘さを上げて被切削性を低下させるので、１．５％未満とする。好ましくは、０．１％以上および／または１．０％以下である。より好ましくは、０．２％以上および／または０．８％以下である。０．３％以上が、更に好ましい。
・Ｐ：０．０５％未満
　Ｐは、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：０．０６％未満
　Ｓは、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もなり、これは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性を大きく劣化させる。よって、Ｓは添加する場合であっても、０．０６％未満に限定する。０．０３５％以下が好ましい。なお、好ましい下限は０．００５％以上である。
・Ｎｉ：０超～０．９％未満
　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、多すぎると熱伝導率を低下するだけでなく、基地の粘さを上げて被切削性も低下させる。よって、Ｎｉは０．９％未満とする。好ましくは、０．１％以上および／または０．６％以下である。より好ましくは０．１５％以上であり、更に好ましくは０．２％以上である。
・Ｃｒ：２．９～４．９％
　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。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２．９～４．９％とする。好ましくは、３．５％以上および／または４．８％以下である。３．８％以上が、更に好ましい。
・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。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。好ましくは、０．１％以上および／または０．６％以下である。更に好ましくは、０．３％以上および／または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。好ましくは、０．０３％以上および／または０．１０％以下である。より好ましくは、０．０５％以上であり、更に好ましくは、０．０７％以上である。
・Ｃｕ：０．２５～１．８％
　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、熱伝導率も低下して、本発明鋼の熱伝導性が劣化する。よって、本発明のＣｕは０．２５～１．８％とする。好ましくは、０．４％以上および／または１．５％以下である。より好ましくは、０．７％以上であり、更に好ましくは、１．０％以上である。
・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、硬さを調質後の状態にある本発明鋼においては、その鋼中にＡｌ２Ｏ３が多く存在すると鏡面加工性が劣化する。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。
・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。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％未満である。
・Ｏ（酸素）：０．００５％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。そして本発明では、特に上記のＡｌ２Ｏ３の形成を抑えることが重要である。よって、本発明のＯは、上限を０．００５％に規制することが好ましい。より好ましくは、０．００３％未満である。
・好ましくは、下記の式１および式２による値がそれぞれ１００以上を満たす（［］括弧内は各元素の含有量（質量％）を示す）。
　式１：８５－６０．１×［Ｃ％］－１１５×［Ｓ％］＋０．１×［Ｎｉ％］＋７．１７×［Ｃｒ％］＋２．４４×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］
　式２：１４０＋３０．９×［Ｃ％］－１７．８×［Ｓｉ％］－１０．５×［Ｍｎ％］－１２．４×［Ｎｉ％］－３．６８×［Ｃｒ％］－１．２６×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］－３．６８［Ｃｕ％］
　強度や軟化抵抗、被削性等の基本特性を満足した上で、さらに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上記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、本発明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た。その結果、耐発錆性については、Ｃｒ、ＭｏおよびＷ、Ｎｉの順でその向上効果が大きく、逆にＳ、Ｃは、この順で該特性を低下させることをつきとめた。また、熱伝導性については、Ｃの含有による向上効果が大きく、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、ＭｏおよびＷは、この順で該特性を低下させることをつきとめた。そして、これら元素の含有量を変数としたときの重回帰分析を行ったことで、上記の影響度を適確な相互係数として表すことができた。
　すなわち、本発明鋼の耐発錆性にかかる構成元素の影響度は、以下の式１で相互的に表記できる。このとき、該特性の向上元素の係数はプラスで、そして該特性の低下元素の係数はマイナスで表記され、それぞれ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１００以上であることが、耐発錆性の更なる向上に好ましい。さらに好ましくは、該値が１０５以上である。
　式１：８５－６０．１×［Ｃ％］－１１５×［Ｓ％］＋０．１×［Ｎｉ％］＋７．１７×［Ｃｒ％］＋２．４４×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］
　そして、本発明鋼の熱伝導性にかかる構成元素の影響度は、以下の式２で相互的に表記できる。このとき、該特性の向上に働く元素の係数はプラスで、そして該特性の低下に働く元素の係数はマイナスで表記され、それぞれ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２の値が１００以上であることが、熱伝導性の更なる向上に好ましい。さらに好ましくは、該値が１０５以上である。
　式２：１４０＋３０．９×［Ｃ％］－１７．８×［Ｓｉ％］－１０．５×［Ｍｎ％］－１２．４×［Ｎｉ％］－３．６８×［Ｃｒ％］－１．２６×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］－３．６８［Ｃｕ％］
・金型用鋼の硬さは３０～４２ＨＲＣである。
　素材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、素材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。好ましくは、３５ＨＲＣ以上および／または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質された後、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。
　真空溶解炉で所定の成分組成に調整した１０ｋｇの鋼塊を溶製した。成分組成を表１に示す。表１には、本発明による式１、２の値も併記した。従来鋼１、２は、それぞれ特許文献１、２に相当するものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、これらの鋼塊を１１５０℃で鍛造して、厚さ３０ｍｍ×幅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から、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１ｍｍの熱伝導性評価用の３つの寸法形状の鋼片を加工した。そして、これらの鋼片に所定の焼入れ焼戻し処理を行ったものについて、以下の試験を実施した。
（硬さの評価）
　１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの鋼片を用いて、これに９５０℃からのガス冷却による焼入れ処理を行った。そして、焼戻し処理は、鋼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。硬さの結果を表２に示す。本発明鋼は、５５０℃の焼戻しでも３０ＨＲＣ以上の硬さを達成し、好ましいものでは３５ＨＲＣ以上の硬さを達成した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
（耐発錆性の評価）
　５ｍｍ×８ｍｍ×１５ｍｍの鋼片を用いて、これに上記と同様の焼入れ処理を行った。焼戻し処理は、硬さが３４～３６ＨＲＣ（狙い硬さ３５ＨＲＣ）になるように、５４０℃から５８０℃の適正温度で２時間の条件とした。そして、この焼戻し処理後の試験片に、温度８０℃、湿度９０％の雰囲気で２４時間の曝露試験を行い、８ｍｍ×１５ｍｍの表面に発生した錆の面積率（１００×錆発生面積（ｍｍ２）／試験片の表面積（ｍｍ２））を算出した。結果を表３に示す。
（熱伝導性の評価）
　直径１０ｍｍ×厚さ１ｍｍの鋼片を用いて、これに上記と同様の焼入れ処理を行った。焼戻し処理は、上記と同様の、硬さが３４～３６ＨＲＣ（狙い硬さ３５ＨＲＣ）になるように、５４０℃から５８０℃の適正温度で２時間の条件とし、耐発錆性の評価用試験片とともに処理した。そして、焼戻し処理後の試験片に対し、レーザーフラッシュ法により熱伝導率を測定した。結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３の結果より、成分組成が最適に調整された本発明鋼１～６は、従来鋼１、２と比べて優れた耐発錆性と熱伝導率の両立を達成している。そして、式１の値が１００以上の本発明鋼３～６では、錆の発生が確認されなかった。一方、Ｓｉが高い比較鋼１、Ｎｉが高い比較鋼３は、熱伝導率が大幅に低下している。本発明鋼に近い成分組成を有した比較鋼２であっても、Ｎｉが高く、熱伝導率が低い。Ｃｒが低い比較鋼３は、耐発錆性も低下している。
　成分組成を変化させた以外は、前記の実施例１と同様にして、１０ｋｇの鋼塊を溶製した。成分組成を表４に示す。表４には、表１と同様、本発明による式１、２の値も併記した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　次に、これらの鋼塊を、前記の実施例１と同じ条件で鍛造し、焼鈍処理を行った。そして、それぞれの焼鈍処理材から、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１ｍｍの熱伝導性評価用の３つの寸法形状の鋼片を加工した。そして、これらの鋼片に所定の焼入れ焼戻し処理を行ったものについて、以下の試験を実施した。
（硬さの評価）
　１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの鋼片を用いて、これに実施例１と同じ条件の焼入れ処理を行った。そして、焼戻し処理は、実施例１の５５０℃で２時間の条件と、５８０℃で２時間の条件の、２条件を実施した。硬さの結果を表５に示す。なお、表５には、実施例１で評価した本発明鋼２、３、５、６と、比較鋼１～３、従来鋼１、２の結果も併せて示す。本発明鋼は、５５０℃の焼戻しに加えて、５８０℃の焼戻しでも３０ＨＲＣ以上の硬さを達成し、好ましいものでは３５ＨＲＣ以上の硬さを達成した。なお、Ｖが低めの本発明鋼２２は、５８０℃の焼戻しで硬さが３０ＨＲＣを下回った。一方、Ｃ量の少ない比較鋼４は、５５０℃、５８０℃の両方の焼戻しで３０ＨＲＣを達成しなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
（耐発錆性の評価）
　５ｍｍ×８ｍｍ×１５ｍｍの鋼片を用いて、これに実施例１の耐発錆性の評価時と同じ条件の焼入れおよび焼戻し処理と、曝露試験を行った。そして、試験前の試験片の質量と、試験後の錆を落とした試験片の質量とを測定して、質量の減少率（１００×試験片の減少量（ｇ）／試験前の試験片の質量（ｇ））を算出した。結果を表６に示す。なお、表６には、実施例１で評価した従来鋼２の結果も併記しておく。
（熱伝導性の評価）
　直径１０ｍｍ×厚さ１ｍｍの鋼片を用いて、これに実施例１の熱伝導性の評価時と同じ条件の焼入れおよび焼戻し処理と、熱伝導率の測定をした。結果を表６に示す。なお、表６には、実施例１で評価した従来鋼２の結果も併記しておく。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表６の結果より、本発明鋼７～２２は、優れた耐発錆性と熱伝導率を有しており、これらの両立を達成している。本発明鋼１０は、Ｃ量が高いが、式１の値が高く、耐発錆性が良好である。一方、Ｓｉが高い比較鋼５、６は、熱伝導率が低い。Ｃｒが低い比較鋼７は、錆の発生による質量の減少量が多く、耐発錆性が低下している。
　アーク溶解炉で表７の成分組成に調整した１０ｔの鋼塊を溶製した。表７には、表１と同様、本発明による式１、２の値も併記した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　次に、これらの鋼塊を鍛伸して、断面積が６５００ｃｍ２の角材にした。そして、この角材から、５ｍｍ×８ｍｍ×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つの寸法形状の鋼片を採取して、実施例２と同じ条件による、耐発錆性と熱伝導性の評価を行った。結果は、表８の通りである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表８の結果より、本発明鋼２３は、優れた耐発錆性と熱伝導率の両立を達成していることがわかる。
　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～１．５％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であることを特徴とする耐発錆性および熱伝導性に優れた金型用鋼。
  2. 　鋼の組成は、質量％による下記の式１および式２による値がそれぞれ１００以上を満たすことを特徴とする請求項１に記載の耐発錆性および熱伝導性に優れた金型用鋼。
    式１：８５－６０．１×［Ｃ％］－１１５×［Ｓ％］＋０．１×［Ｎｉ％］＋７．１７×［Ｃｒ％］＋２．４４×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］
    式２：１４０＋３０．９×［Ｃ％］－１７．８×［Ｓｉ％］－１０．５×［Ｍｎ％］－１２．４×［Ｎｉ％］－３．６８×［Ｃｒ％］－１．２６×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］－３．６８［Ｃｕ％］
    ここで、［］括弧内は各元素の含有量（質量％）を示す。
  3. 　不可避的不純物であるＡｌは０．１％未満、Ｎは０．０６％未満、Ｏは０．００５％未満に規制することを特徴とする請求項１または２に記載の耐発錆性および熱伝導性に優れた金型用鋼。
  4. 　質量％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耐発錆性および熱伝導性に優れた金型用鋼の製造方法。
  5. 　鋼の組成は、質量％による下記の式１および式２による値がそれぞれ１００以上を満たすことを特徴とする請求項４に記載の耐発錆性および熱伝導性に優れた金型用鋼の製造方法。
    式１：８５－６０．１×［Ｃ％］－１１５×［Ｓ％］＋０．１×［Ｎｉ％］＋７．１７×［Ｃｒ％］＋２．４４×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］
    式２：１４０＋３０．９×［Ｃ％］－１７．８×［Ｓｉ％］－１０．５×［Ｍｎ％］－１２．４×［Ｎｉ％］－３．６８×［Ｃｒ％］－１．２６×［（Ｍｏ＋１／２Ｗ）％］－３．６８［Ｃｕ％］
    ここで、［］括弧内は各元素の含有量（質量％）を示す。
  6. 　不可避的不純物であるＡｌは０．１％未満、Ｎは０．０６％未満、Ｏは０．００５％未満に規制することを特徴とする請求項４または５に記載の耐発錆性および熱伝導性に優れた金型用鋼の製造方法。
PCT/JP2011/072317 2010-12-27 2011-09-29 耐発錆性および熱伝導性に優れた金型用鋼およびその製造方法 WO2012090562A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012550755A JP5534482B2 (ja) 2010-12-27 2011-09-29 耐発錆性および熱伝導性に優れた金型用鋼およびその製造方法
CN201180062842.4A CN103282530B (zh) 2010-12-27 2011-09-29 耐生锈性及导热性优异的模具用钢及其制造方法
KR1020137015973A KR101545417B1 (ko) 2010-12-27 2011-09-29 내발청성 및 열전도성이 우수한 금형용 강 및 그 제조 방법
EP11854240.6A EP2660348B1 (en) 2010-12-27 2011-09-29 Die steel having superior rusting resistance and thermal conductivity, and method for producing same

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010-289442 2010-12-27
JP2010289442 2010-12-27

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2012090562A1 true WO2012090562A1 (ja) 2012-07-05

Family

ID=46382687

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/072317 WO2012090562A1 (ja) 2010-12-27 2011-09-29 耐発錆性および熱伝導性に優れた金型用鋼およびその製造方法

Country Status (5)

Country Link
EP (1) EP2660348B1 (ja)
JP (1) JP5534482B2 (ja)
KR (1) KR101545417B1 (ja)
CN (1) CN103282530B (ja)
WO (1) WO2012090562A1 (ja)

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013177669A (ja) * 2012-01-31 2013-09-09 Daido Steel Co Ltd 熱伝導性能と鏡面研磨性と耐候性と靭性及び被削性に優れた成形用金型用鋼
EP2722406A1 (en) * 2012-10-20 2014-04-23 Daido Steel Co.,Ltd. Steel for molding die having excellent thermal conductivity, mirror polishing properties and toughness
WO2014132868A1 (ja) 2013-02-28 2014-09-04 日立金属株式会社 金型用鋼およびその製造方法
JP2016145407A (ja) * 2015-01-28 2016-08-12 大同特殊鋼株式会社 鋼の粉末及びこれを用いた金型
JP2017024053A (ja) * 2015-07-24 2017-02-02 大同特殊鋼株式会社 金型補修溶接材料
EP3348660A4 (en) * 2015-09-11 2019-03-27 Daido Steel Co.,Ltd. STEEL FOR SHAPES AND MOLDING TOOL
US10975460B2 (en) 2015-01-28 2021-04-13 Daido Steel Co., Ltd. Steel powder and mold using the same
CN112708816A (zh) * 2021-01-28 2021-04-27 南通成科精密铸件有限公司 一种压铸件及其表面处理方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3636791B1 (en) * 2018-10-12 2021-05-05 Daido Steel Co., Ltd. Steel for mold
CN114250422B (zh) * 2021-12-31 2022-09-30 安徽哈特三维科技有限公司 一种韧性好热导率高的模具钢及其制备方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62230955A (ja) * 1986-03-31 1987-10-09 Nippon Steel Corp 耐食性の優れた堀削ドリルパイプ用鋼
JPH08164465A (ja) * 1994-12-12 1996-06-25 Daido Steel Co Ltd 少量生産用ダイカスト型用鋼
JPH11179407A (ja) * 1997-12-19 1999-07-06 Nkk Corp 継目無鋼管製造用工具
JP2001505617A (ja) 1996-06-26 2001-04-24 ウッデホルム トウリング アクティエボラーグ 合金鋼、鋼製品及びその使用方法
JP2004002951A (ja) * 2002-04-12 2004-01-08 Daido Steel Co Ltd 快削性工具鋼
JP2005187899A (ja) * 2003-12-26 2005-07-14 Daido Steel Co Ltd 加工性に優れたプラスチック成形金型用鋼
JP2007146278A (ja) 2005-10-27 2007-06-14 Hitachi Metals Ltd 金型用鋼

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0250910A (ja) * 1988-08-15 1990-02-20 Nippon Steel Corp 熱疲労特性の良い金型鋼板の製造方法
JP3440547B2 (ja) * 1994-04-11 2003-08-25 大同特殊鋼株式会社 高硬度析出硬化性型材
FR2726287B1 (fr) * 1994-10-31 1997-01-03 Creusot Loire Acier faiblement allie pour la fabrication de moules pour matieres plastiques ou pour caoutchouc
JP4232128B2 (ja) * 1998-08-03 2009-03-04 日立金属株式会社 被削性に優れた高強度プリハードン鋼材
JP4213830B2 (ja) * 1998-09-29 2009-01-21 新日本製鐵株式会社 レーザ溶接用鋼
JP2000297351A (ja) * 1999-04-12 2000-10-24 Hitachi Metals Ltd ダイカスト金型用鋼およびダイカスト金型
KR100836699B1 (ko) * 2005-10-27 2008-06-10 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 금형용 강
JP5376302B2 (ja) 2008-03-28 2013-12-25 日立金属株式会社 被切削性に優れた金型用鋼
JP5053213B2 (ja) * 2008-09-12 2012-10-17 新日本製鐵株式会社 海岸地区における塗装時の耐食性に優れた高強度鋼およびその製造法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62230955A (ja) * 1986-03-31 1987-10-09 Nippon Steel Corp 耐食性の優れた堀削ドリルパイプ用鋼
JPH08164465A (ja) * 1994-12-12 1996-06-25 Daido Steel Co Ltd 少量生産用ダイカスト型用鋼
JP2001505617A (ja) 1996-06-26 2001-04-24 ウッデホルム トウリング アクティエボラーグ 合金鋼、鋼製品及びその使用方法
JPH11179407A (ja) * 1997-12-19 1999-07-06 Nkk Corp 継目無鋼管製造用工具
JP2004002951A (ja) * 2002-04-12 2004-01-08 Daido Steel Co Ltd 快削性工具鋼
JP2005187899A (ja) * 2003-12-26 2005-07-14 Daido Steel Co Ltd 加工性に優れたプラスチック成形金型用鋼
JP2007146278A (ja) 2005-10-27 2007-06-14 Hitachi Metals Ltd 金型用鋼

Cited By (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013177669A (ja) * 2012-01-31 2013-09-09 Daido Steel Co Ltd 熱伝導性能と鏡面研磨性と耐候性と靭性及び被削性に優れた成形用金型用鋼
EP2722406A1 (en) * 2012-10-20 2014-04-23 Daido Steel Co.,Ltd. Steel for molding die having excellent thermal conductivity, mirror polishing properties and toughness
CN103774047A (zh) * 2012-10-20 2014-05-07 大同特殊钢株式会社 具有优异的热导性、镜面抛光性和韧性的成型模具用钢
CN103774047B (zh) * 2012-10-20 2017-03-01 大同特殊钢株式会社 具有优异的热导性、镜面抛光性和韧性的成型模具用钢
EP2963137A4 (en) * 2013-02-28 2016-11-02 Hitachi Metals Ltd DIE STEEL AND PROCESS FOR PRODUCING SAME
WO2014132868A1 (ja) 2013-02-28 2014-09-04 日立金属株式会社 金型用鋼およびその製造方法
CN105026595A (zh) * 2013-02-28 2015-11-04 日立金属株式会社 模具用钢及其制造方法
US10196719B2 (en) 2013-02-28 2019-02-05 Hitachi Metals, Ltd. Die steel and method for producing same
TWI500781B (zh) * 2013-02-28 2015-09-21 Hitachi Metals Ltd 模具用鋼及其製造方法
KR101688759B1 (ko) * 2013-02-28 2016-12-21 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 금형용 강 및 그 제조 방법
CN108624826A (zh) * 2013-02-28 2018-10-09 日立金属株式会社 模具用钢及其制造方法
KR20150110716A (ko) 2013-02-28 2015-10-02 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 금형용 강 및 그 제조 방법
JP2016145407A (ja) * 2015-01-28 2016-08-12 大同特殊鋼株式会社 鋼の粉末及びこれを用いた金型
US10975460B2 (en) 2015-01-28 2021-04-13 Daido Steel Co., Ltd. Steel powder and mold using the same
JP2017024053A (ja) * 2015-07-24 2017-02-02 大同特殊鋼株式会社 金型補修溶接材料
EP3348660A4 (en) * 2015-09-11 2019-03-27 Daido Steel Co.,Ltd. STEEL FOR SHAPES AND MOLDING TOOL
US11141778B2 (en) 2015-09-11 2021-10-12 Daido Steel Co., Ltd. Steel for molds and molding tool
CN112708816A (zh) * 2021-01-28 2021-04-27 南通成科精密铸件有限公司 一种压铸件及其表面处理方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20130091351A (ko) 2013-08-16
EP2660348A1 (en) 2013-11-06
JPWO2012090562A1 (ja) 2014-06-05
JP5534482B2 (ja) 2014-07-02
EP2660348A4 (en) 2014-09-03
EP2660348B1 (en) 2017-11-15
KR101545417B1 (ko) 2015-08-18
CN103282530B (zh) 2015-05-13
CN103282530A (zh) 2013-09-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5534482B2 (ja) 耐発錆性および熱伝導性に優れた金型用鋼およびその製造方法
JP6432070B2 (ja) 高温熱伝導度に優れた長寿命ダイカスト用熱間金型鋼およびその製造方法
TWI700378B (zh) 模具用鋼及模具
JP5929963B2 (ja) 鋼の焼入方法
JP5648947B1 (ja) 金型用鋼およびその製造方法
WO2008032816A1 (fr) Acier à outils pour formage à chaud présentant d'excellentes qualités de rigidité et de résistance à des températures élevées, et son procédé de production
WO2007123164A1 (ja) 内燃機関用ピストンリング材
JP4860774B1 (ja) 冷間工具鋼
WO2016075951A1 (ja) 熱間工具鋼
JP6800532B2 (ja) 熱伝導率に優れる熱間工具鋼
JP2014025103A (ja) 熱間工具鋼
JP5273952B2 (ja) 熱間鍛造金型及びその製造方法
JP2007224418A (ja) 靭性に優れた熱間工具鋼
JP2000226635A (ja) 高温強度と靱性に優れた熱間工具鋼
JP2005336553A (ja) 熱間工具鋼
WO2021187484A1 (ja) 熱間加工用金型用鋼、熱間加工用金型およびその製造方法
JP4487257B2 (ja) 変寸抑制特性に優れた冷間ダイス鋼
JP2009221594A (ja) 靭性に優れた熱間工具鋼
JP3191008B2 (ja) 熱間工具鋼
JP6359241B2 (ja) 鏡面性に優れた耐食性プラスチック成形金型用鋼
KR101986187B1 (ko) 주조강
JP4745017B2 (ja) 冷間鍛造および耐摩耗用合金鋼およびその製造方法
JP5125658B2 (ja) 加工性および高周波焼入れ後の強度特性に優れる高周波焼入れ用鋼および強度特性に優れる高周波焼入れ部品
JP2000297351A (ja) ダイカスト金型用鋼およびダイカスト金型
JP5213168B2 (ja) 熱伝導性に優れたプラスチック成形金型用鋼およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 11854240

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2012550755

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20137015973

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2011854240

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011854240

Country of ref document: EP