JP5515442B2 - 熱間工具鋼及びこれを用いた鋼製品 - Google Patents

Description

本発明は、熱間工具鋼及びこれを用いた鋼製品に関し、更に詳しくは、被削性を汎用金型鋼（ＪＩＳ ＳＫＤ６１）と同等以上に維持しながら、汎用金型鋼より熱伝導率を向上させ、かつ、汎用金型鋼よりも衝撃値を高めた熱間工具鋼及びこれを用いた鋼製品に関する。

ダイカスト、熱間鍛造、温熱間鍛造に用いられる金型素材として、被削性に優れたＪＩＳ ＳＫＤ６１が汎用的に用いられている。しかしながら、ＪＩＳ ＳＫＤ６１は、熱伝導率が低いため、金型温度が高くなりやすく、焼付きやヒートチェックが頻発し、型寿命が低下するという問題がある。また、ＪＩＳ ＳＫＤ６１は、焼入性が高くないため金型の大型化に伴い、焼きが入りにくくなり靱性の低下が顕著である。従って、ＪＩＳ ＳＫＤ６１は、ヒートチェックが助長され、型寿命が更に短くなるという問題がある。そのため、ＪＩＳ ＳＫＤ６１よりも熱伝導率や衝撃値が優れた熱間工具鋼が産業界から要望されている。

そこで、この種の用途に用いて好適な各種鋼が提案されている。
例えば、特許文献１には、ＪＩＳ ＳＫＤ６１に代わり得る焼入性やクリープ特性に優れた熱間工具鋼として、Ｃ：０．３０〜０．３８重量％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０重量％、Ｍｎ：０．６０〜０．８０重量％、Ｃｒ：５．４０〜５．７０重量％、Ｍｏ：１．５０〜１．７０重量％、Ｖ：０．７０〜０．８５重量％を必須成分として含み、残部がＦｅと不可避的不純物から成る鋼が開示されている。

特許文献２には、熱衝撃係数Ｋを導入して耐摩耗性と耐ヒートクラック性を改善した熱間スラブの幅サイジング用金型として、重量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｎｉ：５．０％以下、Ｃｒ：０．５〜５．０％、Ｍｏ：１．５％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｃｕ：０．２％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼が開示されている。

特許文献３には、エレクトロスラグ再溶解してなる低サイクル疲労特性に優れた熱間工具鋼として、重量％で、Ｃ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、Ｍｎ：０．１０〜０．５０％、Ｃｒ：４．５０〜５．５０％、Ｍｏ：１．００〜１．５０％、Ｖ：０．３０〜０．８０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｏ：１．００％以下、Ｗ：１．００％以下、残部Ｆｅ及び不純物よりなる鋼が開示されている。

特許文献４には、実用金型の耐摩耗性と耐割れ性、耐チッピング性とを同時に向上させた熱間工具鋼として、重量％で、Ｃ：０．１５％以上０．８０％以下、Ｓｉ：０．１０％未満、Ｍｎ：３．０％以下、及び、Ｎｉ：４．０％以下、Ｃｒ：１０．０％以下、Ｃｕ：３．０％以下のうちの１種又は２種以上、更に、Ｍｏ：５．０％以下、Ｗ：５．０％以下、Ｖ：３．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｎｂ：１．０％以下、Ｚｒ：１．０％以下、Ｃｏ：５．０％以下のうちの１種又は２種以上、更に、Ｓ：０．００５％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｏ：０．００３０％以下、残部Ｆｅ及び不純物よりなる鋼が開示されている。

特許文献５には、熱間加工性及び疲労特性に優れた合金工具鋼として、重量％で、Ｃ：０．３５〜１．５０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：２．０〜１０．０％、及び、２Ｍｏ＋Ｗ：１．５〜３０．０％、Ｖ：０．５〜５．０％のうちの１種または２種以上、ＲＥＭ：０．００１〜０．６０％、更に、Ｃｏ：１．０〜２０．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．２５〜１．０％、Ｂ：０．００１〜０．０５０％のうちの１種または２種以上を含み、Ｓ：０．００２０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０２０％以下に規制し、残部実質的にＦｅよりなる鋼が開示されている。

特許文献６には、熱疲労特性及び軟化抵抗を高めることによってヒートチェック、水冷孔割れを抑制し、金型寿命を高寿命化できる金型用鋼として、質量％で、Ｃ：０．１〜０．６、Ｓｉ：０．０１〜０．８、Ｍｎ：０．１〜２．５、Ｃｕ：０．０１〜２．０、Ｎｉ：０．０１〜２．０、Ｃｒ：０．１〜２．０、Ｍｏ：０．０１〜２．０、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ及びＴａのうち１種類若しくは２種以上を合計で：０．０１〜２．０、Ａｌ：０．００２〜０．０４、Ｎ：０．００２〜０．０４、Ｏ：０．００５以下含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼が開示されている。

特許文献７には、被削性と熱伝導率とを両立させた安価なプラスチック成形金型用鋼として、Ｃ：０．２５〜０．４５％、Ｓｉ：０．３％未満、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｓ：０．０１〜０．０５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、０．５％までのＣｒ及び０．２％未満のＶの１種以上を含んでもよい鋼が開示されている。

特許文献８には、ダイカスト金型の長寿命化を可能にするダイカスト金型用プリハードン鋼として、質量含有率で、０．１５％以上０．３５％以下のＣと、０．０５％以上０．２０％未満のＳｉと、０．０５％以上１．５０％以下のＭｎと、０．０２０％以下のＰと、０．０１３％以下のＳと、０．１０％以下のＣｕと、０．２０％以下のＮｉと、０．２０％以上２．５０％以下のＣｒと、０．５０％以上３．００％以下のＭｏと、合わせて０．０５％以上０．３０％以下のＶ及びＮｂと、０．０２０％以上０．０４０％以下のＡｌと、０．００３％以下のＯと、０．０１０％以上０．０２０％以下のＮとを含有して残部が実質的にＦｅからなる鋼が開示されている。

特許文献９には、熱疲労特性の高いプレス金型用鋼として、Ｃ：０．１０〜０．４５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１０〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１０〜２．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．５０〜３．０ｗｔ％、及び、Ｖ：０．５０〜０．８０ｗｔ％を含み、更に、Ｃｒ：３．０〜８．０ｗｔ％と、Ｎｉ：０．０５〜１．２ｗｔ％とを含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる鋼が開示されている。

特許文献１０には、焼入れ性が良好で所要の衝撃値が得られ、金型寿命を高寿命化し得るとともに、球状化焼鈍性も良好で切削加工が容易な金型用鋼として、質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜８．０％、Ｍｏ：０．０１〜５．０％、ＶとＷとＮｂとＴａのうち１種類あるいは２種以上の合計：０．０１〜２．０％、Ａｌ：０．００２〜０．０４％、Ｎ：０．００２〜０．０４％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の組成を有する鋼が開示されている。

特開平０６−３２２４８３ 特開平０３−０００４０２ 特開平０７−０６２４９４ 特開昭６０−０５９０５３ 特開平０８−１００２３９ 特開２００８−０５６９８２ 特開２００４−１８３００８ 特開２００５−３０７２４２ 特開昭６４−０６２４４４ 特開２００８−１２１０３２

しかしながら、一般的に、熱伝導率を高めてヒートチェック性を高めると、被削性が悪くなり、加工の能率低下とコストアップを招くおそれがある。従って、全体としてみると、効果が相殺される場合が多い。
また、特許文献１〜１０に開示された鋼は、本発明が達成しようとする被削性、熱伝導率及び衝撃値を全て兼ね備えたものではない。
例えば、特許文献１では、熱伝導率については示唆も開示もない上、過剰Ｖによる衝撃値劣化が懸念される。また、特許文献１では、過少Ｓｉによる被削性劣化が著しく、金型形状への加工が難しいことが懸念される。
特許文献２では、過剰Ｓｉによる熱伝導率の低下や、過少Ｓｉによる被削性劣化が懸念される。また、特許文献２では、過少Ｍｎ、過少Ｃｒによる衝撃値の低下が懸念される。
特許文献３〜５もまた、熱伝導率については示唆も開示もない。特許文献３では、過少Ｍｎによる焼入性の不足、衝撃値の低下が懸念される。特許文献４では、過少Ｓｉによる被削性劣化が懸念される。また、特許文献４では、過少Ｃｒ、過少・過剰Ｖによる衝撃値の低下が懸念される。特許文献５では、過少Ｍｎによる焼入性の不足、衝撃値の低下、過少Ｍｏによる高温強度の低下、過少・過剰Ｖによる衝撃値の低下が懸念される。
特許文献６〜８では、過少Ｃｒによる焼入性の低下、硬さや衝撃値の低下が懸念される。
特許文献９、１０では、過少Ｓｉによる被削性劣化、過剰Ｓｉによる熱伝導率の低下、又は、過少Ｃｒによる衝撃値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、被削性を汎用金型鋼（ＪＩＳ ＳＫＤ６１）と同等以上に維持しながら、汎用金型鋼より熱伝導率に優れ、かつ、汎用金型鋼よりも衝撃値が高い熱間工具鋼及びこれを用いた鋼製品を提供することを目的とする。

汎用金型鋼（ＪＩＳ ＳＫＤ６１）は、被削性に優れるが、熱伝導率及び衝撃値が低い。従って、被削性、熱伝導率及び衝撃値を全て高めた鋼が産業界において要求されているが、一般的に被削性を良くすると熱伝導率が低くなり、熱伝導率を高めると被削性が悪くなるという関係にある。そのため、被削性、熱伝導率及び衝撃値全てにおいて、本発明が要求する特性を満たす鋼は従来提案されていない。
そこで、本発明者は、被削性を汎用金型鋼と同等以上に維持しながら、熱伝導率を汎用金型鋼より向上させ、更に、汎用金型鋼よりも衝撃値を高めるべく、鋭意研究を行った。その結果、本発明者は、
（ａ）Ｓｉ量を調整することにより、被削性の劣化を防止しつつ熱伝導率を高めながら、
（ｂ）Ｍｎ量、Ｃｒ量、Ｍｏ量、及び、Ｖ量を調整することにより、汎用金型鋼よりも高い熱伝導率を維持しつつ、汎用金型鋼よりも衝撃値を高めることができることを知見するに至った。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものである。

上記課題を解決するために、本発明に係る熱間工具鋼は、
０．２０≦Ｃ≦０．４２質量％、
０．４０＜Ｓｉ＜０．７５質量％、
０．６５≦Ｍｎ≦１．５０質量％、
５．２４≦Ｃｒ≦９．００質量％、
１．０８＜Ｍｏ≦２．５０質量％、及び、
０．３０＜Ｖ＜０．７０質量％を含み、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを要旨とする。
ここで、不可避的不純物としては、例えば、Ｗ＜０．３０質量％、Ｃｏ＜０．３０質量％、Ｎｂ＜０．００４質量％、Ｔａ＜０．００４質量％、Ｔｉ＜０．００４質量％、Ｚｒ＜０．００４質量％、Ａｌ＜０．００４質量％、Ｎ＜０．００４質量％、Ｃｕ＜０．１５質量％、Ｎｉ＜０．１５質量％、Ｂ＜０．００１０質量％、Ｓ＜０．０１０質量％、Ｃａ＜０．０００５質量％、Ｓｅ＜０．０３質量％、Ｔｅ＜０．００５質量％、Ｂｉ＜０．０１質量％、Ｐｂ＜０．０３質量％、Ｍｇ＜０．００５質量％、Ｏ＜０．００８０質量％等がある。

本発明に係る熱間工具鋼は、更に、
０．３０≦Ｗ≦４．００質量％を含むものでもよい。

本発明に係る熱間工具鋼は、更に、
０．３０≦Ｃｏ≦３．００質量％を含むものでもよい。

本発明に係る熱間工具鋼は、更に、
０．００４≦Ｎｂ≦０．１００質量％、
０．００４≦Ｔａ≦０．１００質量％、
０．００４≦Ｔｉ≦０．１００質量％、
０．００４≦Ｚｒ≦０．１００質量％、
０．００４≦Ａｌ≦０．０５０質量％、及び、
０．００４≦Ｎ≦０．０２４質量％からなる群から選ばれる少なくとも１種以上を含むものでもよい。

本発明に係る熱間工具鋼は、更に、
０．１５≦Ｃｕ≦１．５０質量％、
０．１５≦Ｎｉ≦０．９６質量％、及び、
０．００１０≦Ｂ≦０．０１００質量％からなる群から選ばれる少なくとも１種以上を含むものでもよい。

本発明に係る熱間工具鋼は、更に、
０．０１０≦Ｓ≦０．５００質量％、
０．０００５≦Ｃａ≦０．２０００質量％、
０．０３≦Ｓｅ≦０．５０質量％、
０．００５≦Ｔｅ≦０．１００質量％、
０．０１≦Ｂｉ≦０．３０質量％、及び、
０．０３≦Ｐｂ≦０．５０質量％からなる群から選ばれる少なくとも１種以上を含むものでもよい。

本発明に係る鋼製品は、本発明に係る熱間工具鋼を用いたことを要旨とする。
ここで、「鋼製品」とは、例えば、ダイカスト用金型、熱間鍛造用金型、温熱間鍛造用金型をいうがこれらに限定されるものではない。

本発明に係る熱間工具鋼及びこれを用いた鋼製品は、上記成分組成を有するため、汎用金型鋼（ＪＩＳ ＳＫＤ６１）と同等以上の被削性を維持しながら、汎用金型鋼よりも熱導率に優れ、かつ、衝撃値が高いという効果がある。すなわち、被削性、熱伝導率、衝撃値の各特性のバランスに優れるという従来にはない効果を有する。
詳細には、本発明に係る熱間工具鋼は、汎用金型鋼よりも優れた熱伝導率が得られ、かつ、汎用金型鋼と同等以上の被削性を確保できるようにＳｉ量が最適化され、更に、Ｍｎ量、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量が最適化されている。従って、本発明に係る熱間工具鋼は、優れた被削性、高い熱伝導率を備えるだけでなく、高い焼入れ性と、高い衝撃値を備えるという効果がある。そのため、本発明に係る熱間工具鋼は、金型加工にかかるコストが汎用金型鋼よりも高くなることは無い。また、本発明に係る熱間工具鋼は、焼付きやヒートチェックが生じにくい。その結果、長い金型寿命が得られ、ダイカストや温熱間鍛造の製造コスト低減や生産性向上が達成される。

以下に、本発明の一実施形態に係る熱間工具鋼及びこれを用いた鋼製品について説明する。
（熱間工具鋼の成分組成及びその限定理由）
本実施形態に係る熱間工具鋼は、必須元素として、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。本実施形態に係る熱間工具鋼は、不可避的不純物として、例えば、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｍｇ、及び、Ｏ等を含む。

（１）０．２０≦Ｃ≦０．５０質量％
Ｃは、鋼の強度調整に必要な必須元素である。Ｃ量が０．２０質量％未満では、必要な硬さ３６ＨＲＣ以上を得にくい。Ｃ量が０．５０質量％を超えると、硬さが飽和傾向であると同時に炭化物量が過度となり、疲労強度や衝撃値を劣化させる。そこで、Ｃ量は、０．２０≦Ｃ≦０．５０質量％とする。Ｃ量は、硬さと疲労強度と衝撃値のバランスに優れた０．２４≦Ｃ≦０．４６質量％がより好ましく、０．２８＜Ｃ≦０．４２質量％が更に好ましい。

（２）０．４０＜Ｓｉ＜０．７５質量％
Ｓｉは、鋼の被削性調整に必要な必須元素である。Ｓｉ量が０．４０質量％以下では汎用金型鋼と同等以上の被削性の確保が困難になる。Ｓｉ量が０．７５質量％以上になると、熱伝導率の低下が大きい。そこで、Ｓｉ量は、０．４０＜Ｓｉ＜０．７５質量％とする。Ｓｉ量は、被削性と熱伝導率のバランスが良い０．４４≦Ｓｉ≦０．７０質量％がより好ましく、０．４８≦Ｓｉ≦０．６５質量％が更に好ましい。

（３）０．５０＜Ｍｎ≦１．５０質量％
Ｍｎは、焼入性を向上させるための必須元素である。Ｍｎ量が０．５０質量％以下では焼き入れ性が不足し、硬さや衝撃値の確保が困難である。Ｍｎ量が１．５０質量％を超えると、かえって衝撃値が低下するだけでなく、高い熱伝導率の維持が困難となる。そこで、Ｍｎ量は、０．５０＜Ｍｎ≦１．５０質量％とする。また、Ｍｎ量は、硬さと衝撃値を確保でき、かつ高い熱伝導率が得られる０．５５≦Ｍｎ≦１．３５質量％がより好ましく、０．６５≦Ｍｎ≦１．２０質量％が更に好ましい。

（４）５．２４≦Ｃｒ≦９．００質量％
Ｃｒは、焼入性を向上させるだけでなく、炭化物を形成して鋼を高強度化するための必須元素である。Ｃｒ量は、５．２４質量％未満では焼き入れ性が不足し、硬さと衝撃値が充分に得られない。また、腐食環境に晒されるダイカスト金型に求められる耐食性は、Ｃｒ量の多い方が高くなる。一方で、Ｃｒ量が９．００質量％を超えると、高い熱伝導率の維持が困難となる。そこで、Ｃｒ量は、５．２４≦Ｃｒ≦９．００質量％とする。また、Ｃｒ量は、硬さと衝撃値と耐食性を確保でき、かつ高い熱伝導率が得られる５．４０＜Ｃｒ≦８．４０質量％がより好ましく、５．５５≦Ｃｒ≦７．８０質量％が更に好ましい。

（５）１．０８＜Ｍｏ＜２．９９質量％
Ｍｏは、焼入性を向上させるだけでなく、炭化物を形成して鋼を高強度化するため、特に高温強度を高めるための必須元素である。Ｍｏ量は、１．０８質量％以下では、充分な高温強度が得られない。一方で、Ｍｏ量が２．９９質量％以上では、高温強度が飽和傾向であると同時に、著しいコスト増となって経済性を阻害する。そこで、Ｍｏ量は、１．０８＜Ｍｏ＜２．９９質量％とする。また、Ｍｏ量は、１．１５＜Ｍｏ≦２．８０質量％がより好ましく、１．２０≦Ｍｏ≦２．５０質量％が更に好ましい。

（６）０．３０＜Ｖ＜０．７０質量％
Ｖは、焼入性を向上させるだけでなく、炭化物を形成して鋼を高強度化するため、特に高温強度を高めるための必須元素である。Ｖ量が０．３０質量％以下では、焼入れ時の結晶粒が粗大化しやすく、衝撃値を低下させる。一方で、Ｖ量が０．７０質量％以上では、粗大炭化物の量が過度となり、衝撃値を劣化させる。そこで、Ｖ量は、０．３０＜Ｖ＜０．７０質量％とする。また、Ｖ量は、軟化抵抗を確保でき、かつ疲労強度と衝撃値が充分に得られる０．４０≦Ｖ≦０．６７質量％がより好ましく、０．５０≦Ｖ≦０．６４質量％が更に好ましい。

（７）不可避的不純物：Ｗ＜０．３０質量％、Ｃｏ＜０．３０質量％、Ｎｂ＜０．００４質量％、Ｔａ＜０．００４質量％、Ｔｉ＜０．００４質量％、Ｚｒ＜０．００４質量％、Ａｌ＜０．００４質量％、Ｎ＜０．００４質量％、Ｃｕ＜０．１５質量％、Ｎｉ＜０．１５質量％、Ｂ＜０．００１０質量％、Ｓ＜０．０１０質量％、Ｃａ＜０．０００５質量％、Ｓｅ＜０．０３質量％、Ｔｅ＜０．００５質量％、Ｂｉ＜０．０１質量％、Ｐｂ＜０．０３質量％、Ｍｇ＜０．００５質量％、Ｏ＜０．００８０質量％等。
Ｗ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｍｇ、及び、Ｏ等が上記量の範囲である場合には、これらの元素は、不可避的不純物として含まれる。

本実施形態に係る熱間工具鋼は、選択元素として、更に、
（ａ）Ｗ、
（ｂ）Ｃｏ、
（ｃ）Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、及び、Ｎからなる群から選ばれる少なくとも１種以上、
（ｄ）Ｃｕ、Ｎｉ、及び、Ｂからなる群から選ばれる少なくとも１種以上、及び／又は、
（ｅ）Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、及び、Ｐｂからなる群から選ばれる少なくとも１種以上、を含むものでもよい。

（８）０．３０≦Ｗ≦４．００質量％
Ｗは、炭化物の析出によって強度を上げるため（析出硬化）、添加することができる選択元素である。Ｗ量が０．３０質量％未満では高強度化の効果が小さい。一方で、Ｗ量が４．００質量％を超えると効果の飽和と著しいコスト増を招く。そこで、Ｗ量は、０．３０≦Ｗ≦４．００質量％とする。

（９）０．３０≦Ｃｏ≦３．００質量％
Ｃｏは、母材への固溶によって強度を上げるため（固溶硬化）、添加することができる選択元素である。Ｃｏ量が０．３０質量％未満では高強度化の効果が小さい。一方で、Ｃｏ量が３．００質量％を超えると効果の飽和とコストの著しい増加を招く。そこで、Ｃｏ量は、０．３０≦Ｃｏ≦３．００質量％とする。

（１０）０．００４≦Ｎｂ≦０．１００質量％、
０．００４≦Ｔａ≦０．１００質量％、
０．００４≦Ｔｉ≦０．１００質量％、
０．００４≦Ｚｒ≦０．１００質量％、
０．００４≦Ａｌ≦０．０５０質量％、及び、
０．００４≦Ｎ≦０．０５０質量％からなる群から選ばれる少なくとも１種以上
Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、及び、Ｎは、結晶粒を微細化（結晶粒微細化）して強度と靭性を上げるため、添加することができる選択元素である。いずれの元素も、所定量未満では強度と靭性の改善効果が小さい。また、所定量を超えると炭化物や窒化物や酸化物が過度に生成し、かえって靭性の低下を招く。

（１１）０．１５≦Ｃｕ≦１．５０質量％、
０．１５≦Ｎｉ≦１．５０質量％、及び、
０．００１０≦Ｂ≦０．０１００質量％、からなる群から選ばれる少なくとも１種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、及び、Ｂは、焼入れ性を向上させるため（焼入性向上）、添加することができる選択元素である。いずれの元素も、所定量未満では焼入れ性の改善効果が小さい。また、所定量を超えると効果が飽和して実益に乏しい。特に、Ｃｕ、及び、Ｎｉは、過度の添加が熱伝導率を低下させる。

（１２）０．０１０≦Ｓ≦０．５００質量％、
０．０００５≦Ｃａ≦０．２０００質量％、
０．０３≦Ｓｅ≦０．５０質量％、
０．００５≦Ｔｅ≦０．１００質量％、
０．０１≦Ｂｉ≦０．３０質量％、及び、
０．０３≦Ｐｂ≦０．５０質量％からなる群から選ばれる少なくとも１種以上
Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、及び、Ｐｂは、被削性を向上させるため（被削性向上）、添加することができる選択元素である。いずれの元素も、所定量未満では被削性の改善効果が小さい。また、所定量を超えると熱間加工性が著しく劣化するため、塑性加工における割れが多発して生産性と歩留まりを低下させる。

（製造方法）
本実施形態に係る鋼は、例えば、以下の手順により得ることができるが、これに限定されるものではない。

（１）鋳造
上記所定成分となるように配合された原料を溶解させ、溶湯を鋳型に鋳込んでインゴットを得る。

（２）均質化熱処理・熱間加工
得られたインゴットの成分を均一化させ、かつ、鋳造組織を破壊するために均質化熱処理及び熱間加工を行う。均質化熱処理及び熱間加工の条件は、それぞれ、成分に応じて最適な条件を選択するのが好ましい。
均質化熱処理は、通常、インゴットを１１００〜１５００℃で１０〜３０時間程度保持することにより行われる。
熱間加工は、通常、１０００〜１３００℃で行われ、加工終了後は空冷される。

（３）焼戻し・球状化焼鈍・粗加工
本実施形態に係る鋼は、比較的良好な焼入性を備えているので、熱間加工後の空冷時にベイナイト変態やマルテンサイト変態が生じ、硬化している場合が多い。そのため、熱間加工後、焼戻し及び球状化焼鈍を行って素材を軟化させた後、粗加工を行うとよい。
焼戻し条件は、成分に応じて最適な条件を選択するのが好ましい。焼戻しは、通常、６００〜７５０℃で１〜１０時間程度保持することにより行われる。
球状化焼鈍は、鋼の硬さが９０〜９７ＨＲＢ程度になるように行うのが好ましい。球状化焼鈍は、通常、８００〜９５０℃で１〜１０時間程度保持した後、１時間あたり５〜３０℃の速度で冷却することにより行われる。
粗加工は、軟化させた素材を所定形状になるように機械加工することにより行われる。

（４）調質（焼入れ・焼戻し）
調質（焼入れ・焼戻し）は、粗加工された素材を所望の硬さにするために行う。焼入れ条件及び焼戻し条件は、それぞれ、成分及び要求特性に応じて最適な条件を選択するのが好ましい。
焼入れは、通常、１０００〜１０５０℃で０．５〜５時間保持した後、急冷することにより行われる。急冷方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択するのが好ましい。急冷方法としては、例えば、水冷、油冷、衝風冷却がある。
焼戻しは、通常、５００〜６５０℃で１〜１０時間保持することにより行われる。
以上（１）〜（４）の工程を経ることにより、被削性を汎用金型鋼（ＪＩＳ ＳＫＤ６１）と同等以上に維持しながら、汎用金型鋼よりも熱伝導率に優れ、かつ、汎用金型鋼よりも衝撃値が高い鋼が得られる。

（５）仕上げ加工
仕上げ加工は、所望の硬さに調質された素材に対して行われる。
この（５）の工程を経ることにより、本実施形態に係る熱間工具鋼を用いた鋼製品が得られる。

（作用）
本実施形態に係る熱間工具鋼は、Ｓｉ量が最適化されているので、汎用金型鋼と同等以上の被削性を確保でき、かつ、汎用金型鋼よりも優れた熱伝導率が得られる。また、本実施形態に係る熱間工具鋼は、Ｍｎ量、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量が最適化されているので、汎用金型鋼と同等以上の被削性を確保しながら、汎用金型鋼よりも熱伝導率に優れ、かつ、衝撃値が高い。そのため、本発明に係る熱間工具鋼は、金型加工にかかるコストが汎用金型鋼よりも高くなることは無い。また、本発明に係る熱間工具鋼は、焼付きやヒートチェックが生じにくい。その結果、長い金型寿命が得られ、ダイカストや温熱間鍛造の製造コスト低減や生産性向上が達成される。

（実施例Ａ）
下記実施例Ｂの各発明鋼を作製するために、好ましいＳｉ量、Ｍｎ量、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量を調査すべく実施例１〜５を行った。

（実施例１：Ｓｉ量調査）
好ましいＳｉ量を調査したので図１及び図２を参照して説明する。
図１は、０．３５質量％Ｃ−０．８２質量％Ｍｎ−５．７３質量％Ｃｒ−１．２１質量％Ｍｏ−０．６２質量％Ｖ−ｘ質量％Ｓｉ鋼を切削した場合に、切削工具が寿命となるまでに削った距離をＳｉ量に対して示す。ここで、図１及び図２の各プロット点の数値は、上側の数値がｘ値（質量％）を示し、下側の数値がその削った距離（ｍｍ）を示す。被削性評価用試験片は、５５ｍｍ×５５ｍｍ×２００ｍｍの角棒（下記実施例Ｂと同様の手順で作製したものであり球状化焼鈍で９０〜９７ＨＲＢまで軟化させたもの）であり、切削工具の横逃げ面最大磨耗量が３００μｍとなった時点を寿命と判定した。切削距離が大きいほど、良く削れて好ましい。
図１によれば、Ｓｉ量の増加に伴い切削距離が大きくなることから、被削性向上の観点では、Ｓｉ量が多いほどよい。図１によれば、Ｓｉ量が０．４０質量％以下では、切削距離の減少が目立つ。従って、Ｓｉ量は、被削性を向上させるとの観点によれば、０．４０質量％超が好ましく、０．４４質量％以上がより好ましく、０．４８質量％以上が更に好ましい。一方、Ｓｉ量が０．７５質量％以上になると改善効果が顕著ではない。

図１と同じ素材のφ１１ｍｍ×５０ｍｍの丸棒を１０３０℃に加熱して急冷し、焼戻して４９ＨＲＣに調質した。更に、この丸棒からφ１０ｍｍ×２ｍｍの熱伝導率測定用試験片を作製した。図２は、レーザーフラッシュ法によって室温で測定した熱伝導率をＳｉ量に対して示したものである。図２の各プロット点の数値は、上側の数値がｘ値（質量％）を示し、下側の数値が熱伝導率（Ｗ／ｍ／Ｋ）を示す。熱伝導率が大きいほど、金型となった場合の冷却能に優れるため好ましい。
図２によれば、Ｓｉ量の増加に伴い熱伝導率が低下し、Ｓｉ量が０．８０質量％を超えると、熱伝導率は汎用金型鋼（ＪＩＳ ＳＫＤ６１（熱伝導率２４Ｗ／ｍ／Ｋ））と比較して、それほど差がない程度にまで低下する。このため、汎用金型鋼（ＪＩＳ ＳＫＤ６１（熱伝導率２４Ｗ／ｍ／Ｋ））以上の熱伝導率を得るという観点から、Ｓｉ量の上限として０．７５質量％未満を選択した。
また、図２によれば、Ｓｉ量が０．１０〜０．４０質量％の範囲では２８．３Ｗ／ｍ／Ｋ以上の高い熱伝導率が得られ、Ｓｉ量が０．１０〜０．７０質量％の範囲では２６Ｗ／ｍ／Ｋ以上の良好な熱伝導率が得られる。
以上のことから、Ｓｉ量が増加すると熱伝導率が低下するが、汎用金型鋼と比較の観点では、Ｓｉ量は０．７５質量％未満の範囲を上限とすればよい。熱伝導率を高めるとの観点によれば、Ｓｉ量は０．７０質量％以下がより好ましく、０．６５質量％以下が更に好ましい。

（実施例２：Ｍｎ量調査）
好ましいＭｎ量を調査したので図３及び図４を参照して説明する。
図３は、０．３２質量％Ｃ−０．４２質量％Ｓｉ−５．０３質量％Ｃｒ−１．２２質量％Ｍｏ−０．６０質量％Ｖ−ｘ質量％Ｍｎ鋼の室温における衝撃値をＭｎ量に対してプロットしたものである。ここで、図３の各プロット点の数値は、上側の数値がｘ値（質量％）を示し、下側の数値が衝撃値（Ｊ／ｃｍ^２）を示す。衝撃値測定用供試材は、１１ｍｍ×１１ｍｍ×５５ｍｍの角棒（下記実施例Ｂと同様の手順で作製したものであり球状化焼鈍で９０〜９７ＨＲＢまで軟化させたもの）を１０３０℃に加熱して急冷、焼戻して４９ＨＲＣに調質したものである。この角棒から１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍのＪＩＳ ３号衝撃試験片を作製し、衝撃値を室温で測定した。衝撃値が大きいほど、金型となった場合に割れにくいため好ましい。
図３によれば、Ｍｎ量が０．５０質量％以下では、衝撃値が相対的に低くなっていることがわかる。また、図３によれば、衝撃値は、Ｍｎ量が増加するにつれて向上するものの、１．５０質量％を超えると低下することがわかる。
図３によれば、Ｍｎ量を０．４５質量％、０．５５質量％とすれば、衝撃値として３０Ｊ／ｃｍ^２以上が得られることがわかった。そこで、Ｍｎ量は、０．４５と０．５５の間である０．５０質量％をＭｎ量の下限値とした。また、図３によれば、Ｍｎ量を０．６５質量％以上とすれば、衝撃値として３１Ｊ／ｃｍ^２以上が得られる。但し、図３によれば、Ｍｎ量が１．５０質量％を超えると、衝撃値は良好ではあるが低下する。

図４は、図３と同じ素材の室温における熱伝導率をＭｎ量に対してプロットしたものである。ここで、図４の各プロット点の数値は、上側の数値がｘ値（質量％）を示し、下側の数値が熱伝導率（Ｗ／ｍ／Ｋ）を示す。
尚、熱伝導率の測定は、実施例１と同様にレーザーフラッシュ法によって行った。
図４によれば、Ｍｎ量の増加に伴い熱伝導率が低下する。図４によれば、Ｍｎ量は、熱伝導率として、ＪＩＳ ＳＫＤ６１（熱伝導率２４Ｗ／ｍ／Ｋ）と比較して冷却能が改善する２６Ｗ／ｍ／Ｋ以上を得るには、１．５０質量％以下とすればよく、更に冷却能が改善する２６．４Ｗ／ｍ／Ｋ以上を得るには、１．３５質量％以下とすればよく、更に冷却能が改善する２６．８Ｗ／ｍ／Ｋを得るには、１．２０質量％以下とすればよい。

（実施例３：Ｃｒ量調査）
好ましいＣｒ量を調査したので図５及び図６を参照して説明する。
図５は、４９ＨＲＣに調質した０．３５質量％Ｃ−０．５１質量％Ｓｉ−０．８４質量％Ｍｎ−１．２２質量％Ｍｏ−０．６１質量％Ｖ−ｘＣｒ質量％鋼の室温における衝撃値をＣｒ量に対してプロットしたものである。ここで、図５の各プロット点の数値は、上側の数値がｘ値（質量％）を示し、下側の数値が衝撃値（Ｊ／ｃｍ^２）を示す。また、試験片の作製及び衝撃値の測定は、実施例２と同様にして行った。
図５によれば、Ｃｒ量の増加に伴い衝撃値が増加し、特にＣｒ量が５質量％を超えるとその効果が顕著である。図５によれば、Ｃｒ量は、衝撃値として、２７．２Ｊ／ｃｍ^２以上を得るには５．２４質量％以上とすればよいことがわかった。よって、衝撃値確保の観点からＣｒ量の下限を５．２４質量％以上とした。また、図５によれば、Ｃｒ量が５質量％未満の場合、衝撃値の低下が顕著である。

図６は、０．２１質量％Ｃ−０．４１質量％Ｓｉ−０．５２質量％Ｍｎ−１．２２質量％Ｍｏ−０．６１質量％Ｖ−ｘ質量％Ｃｒ鋼の室温における熱伝導率を、Ｃｒ量に対してプロットしたものである。ここで、図６の各プロット点の数値は、上側の数値がｘ値（質量％）を示し、下側の数値が熱伝導率（Ｗ／ｍ／Ｋ）を示す。尚、熱伝導率の測定は、実施例１と同様にレーザーフラッシュ法によって行った。
図６によれば、Ｃｒ量の増加に伴い熱伝導率が低下する。図６によれば、Ｃｒ量は、熱伝導率として、ＪＩＳ ＳＫＤ６１（熱伝導率２４Ｗ／ｍ／Ｋ）と比較して冷却能が改善する２５Ｗ／ｍ／Ｋ以上を得るには９．００質量％以下とすればよく、冷却能が改善する２５．６Ｗ／ｍ／Ｋ以上を得るには８．４０質量％以下とすればよく、更に冷却能が改善する２６．３Ｗ／ｍ／Ｋ以上を得るには７．８０質量％以下とすればよい。また、図６によれば、Ｃｒ量は、熱伝導率として、ＪＩＳ ＳＫＤ６１と比較して冷却能が飛躍的に改善する２８Ｗ／ｍ／Ｋ以上を得るには６．７０質量％以下とすればよい。

（実施例４：Ｍｏ量調査）
好ましいＭｏ量を調査したので図７を参照して説明する。
図７は、０．３５質量％Ｃ−０．４７質量％Ｓｉ−０．８３質量％Ｍｎ−５．７４質量％Ｃｒ−０．５９質量％Ｖ−ｘ質量％Ｍｏ鋼の高温強度（６００℃での変形抵抗）をＭｏ量に対して示す。ここで、図７の各プロット点の数値は、上側の数値がｘ値（質量％）を示し、下側の数値が高温強度（ＭＰａ）を示す。変形抵抗測定用供試材は、φ１５ｍｍ×５０ｍｍの丸棒（下記実施例Ｂと同様の手順で作製したものであり球状化焼鈍で９０〜９７ＨＲＢまで軟化させたもの）を１０３０℃に加熱して急冷し、焼戻して４５ＨＲＣに調質したものである。この丸棒からφ１４ｍｍ×２１ｍｍの変形抵抗測定用試験片を作製し、試験片を５℃／ｓで６００℃に加熱して１００ｓの保持後、ひずみ速度１０ｓ^−１で加工して変形抵抗を測定した。

ここで「変形抵抗」とは、材料を変形させるために要する単位面積当たりの力である。具体的には、「変形抵抗」は、ひずみ速度１０ｓ^−１での加工中の力ｐ_ｗと、その力に垂直な接触面積ａ_ｗからＫ_ｆ＝ｐ_ｗ／ａ_ｗとして求めたＫ_ｆをいう（以下、「変形抵抗」というときは同様の意味で用いる）。

このように測定した変形抵抗を６００℃での強度（高温強度）と定義し、これをＭｏ量に対してプロットした（図７参照）。高変形抵抗であるほど強度が高いため、磨耗しにくく好ましい。
図７によれば、高温強度は、Ｍｏ量の増加に伴い増加し、特にＭｏ量が１．０８質量％（ＪＩＳ ＳＫＤ６１の含有量に相当する）超の範囲では高温強度の増加により比較的高い高温強度（＞９３０ＭＰａ）が得られる。図７によれば、Ｍｏ量が１．２５質量％以上３質量％以下では高温強度の増加が緩やかになり、Ｍｏ量が３質量％以上では高温強度の増加が飽和する。そこで、高温強度の増加傾向が緩やかになるＭｏ量１．２５質量％以下においては、例えば、Ｍｏ量は、１．１５質量％超がより好ましく、１．２０質量％以上が更に好ましい。
また、図７によれば、Ｍｏ量は、高温強度として、９５０ＭＰａ以上を得るには１．２３質量％以上、９７０ＭＰａ以上を得るには２．５質量％以上とすればよい。ただし、Ｍｏ量が３質量％以上の範囲では、著しいコスト増を招来する。そのため、Ｍｏ量は、コスト低減の観点から、２．９９質量％未満が好ましく、２．８０質量％以下がより好ましく、２．５０質量％以下が更に好ましい。

（実施例５：Ｖ量調査）
好ましいＶ量を調査したので図８を参照して説明する。
図８は、４８ＨＲＣに調質した０．３４質量％Ｃ−０．４９質量％Ｓｉ−０．８２質量％Ｍｎ−５．７５質量％Ｃｒ−１．２３質量％Ｍｏ−ｘ質量％Ｖ鋼の衝撃値をＶ量に対して示す。ここで、図８の各プロット点の数値は、上側の数値がｘ値（質量％）を示し、下側の数値が衝撃値（Ｊ／ｃｍ^２）を示す。また、ここで、試験片の作製及び衝撃値の測定は、実施例２と同様にして行った。
図８によれば、Ｖ量を０．１〜１質量％の範囲で変化させた場合には、どの値でも良好な衝撃値（２０Ｊ／ｃｍ^２以上）が得られる。図８によれば、Ｖ量が０．３０質量％付近とＶ量０．７０質量％付近が変曲点となっている。従って、Ｖ量を０．３０質量％超０．７０質量％未満とすれば、焼入性向上や炭化物形成による鋼の高強度化に寄与すると考えられる。一方、図８によれば、Ｖ量が０．３０質量％以下になると衝撃値の低下が顕著であり、Ｖ量が０．７０質量％以上になると衝撃値の低下に加えて素材コストの上昇が工業的に大きな問題となる。従って、Ｖ量は、０．３０＜Ｖ＜０．７０質量％が好ましい。図８によれば、Ｖ量は、衝撃値として、３１Ｊ／ｃｍ^２以上を得るには０．４０質量％以上の範囲、３４Ｊ／ｃｍ^２以上を得るには０．５０質量％以上の範囲とすればよいことがわかる。

（実施例Ｂ）
実施例Ａの調査結果に基づいて、各発明鋼及び各比較鋼を作製し、評価したのでこれについて説明する。

（試験片及びダイカスト型の作製）
表１及び表２に示す各実施例及び各比較例（比較鋼Ａ１１はＪＩＳ ＳＫＤ６１）について、各鋼種を真空中で溶解し、溶湯を鋳型に鋳込んで６ｔｏｎのインゴットとした。
このインゴットを１２４０℃で均質化処理した。その後、断面が３１０ｍｍ×６６０ｍｍの矩形ブロックを熱間鍛造で製造した。
次いで、その矩形ブロックを７００℃で焼戻した後、更に９００℃へ加熱して徐冷した。これにより、その矩形ブロックを９０〜９７ＨＲＢまで軟化させた。そして、この矩形ブロックから７００ｋｇ程度のダイカスト型を削りだした。
このダイカスト型を真空中で１０３０℃まで加熱し、１Ｈｒの保持後に窒素ガスを噴射して焼入れた。引き続き、５８０〜６１０℃で焼戻して４２ＨＲＣ程度に調質した。
調質後、そのダイカスト型から各種試験片を切り出した。また、そのダイカスト型に仕上げの機械加工を施して約６５０ｋｇのダイカスト型を製造した。

（基礎特性の測定・調査）
ダイカスト型から切出した各試験片を用いて、基礎特性（高温強度・熱伝導率・衝撃値・耐食性・コスト）を測定・調査した。
高温強度は次のようにして測定した。ダイカスト型からφ１４ｍｍ×２１ｍｍの試験片を切り出した。その試験片を５℃／ｓで６００℃に加熱して１００ｓの保持後、ひずみ速度１０ｓ^−１で加工して変形抵抗を測定した。その結果は表３に示す通りである。
熱伝導率は次のようにして測定した。ダイカスト型からφ１０ｍｍ×２ｍｍの試験片を切り出した。レーザーフラッシュ法によって室温でその試験片の熱伝導率を測定した。その結果は表３に示す通りである。
衝撃値は次のようにして測定した。ダイカスト型から１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍのＪＩＳ ３号衝撃試験片を切り出した。室温でその試験片の衝撃値を測定した。その結果は表３に示す通りである。
耐食性は次のようにして測定した。ダイカスト型から試験片を切り出し、その試験片に孔を設けた。そして、この孔の内部に３０℃の工業用水を５．０リットル／ｍｉｎで２４Ｈｒ通水した。通水後の孔内面における錆びの発生状況を目視で評価した。その結果は表３に示す通りである。

（基礎特性の評価）
高温強度は、９２０ＭＰａ以上を良好（表３で「○」で示す）、それ以外のものを不良（表３で「×」で示す）と評価した。熱伝導率は、２６Ｗ／ｍ／Ｋ以上を良好（表３で「○」で示す）、それ以外のものを不良（表３で「×」で示す）と判断した。衝撃値は、２０J／cｍ^２超を良好（表３で「○」で示す）、それ以外のものを不良（表３で「×」で示す）と評価した。耐食性は、ＪＩＳ ＳＫＤ６１（比較鋼Ａ１１）を基準として、それよりも錆が発生していないものを良好（表３で「○」で示す）、それと同等に錆が発生したものをやや不良（表３で「△」で示す）、それよりも錆が発生したものを不良（表３で「×」で示す）と評価した。
発明鋼は全項目において良好な特性を示した。また、発明鋼の被削性は、汎用金型鋼（ＪＩＳ ＳＫＤ６１）より悪くなることは無かった。尚、被削性の評価は、実際にダイカスト金型を切削した時の作業効率と切削工具の損耗状態から判断している。被削性が悪い鋼を切削すると、切削工具には局部的な異常磨耗や欠けを生じやすいため、切削工具の頻繁な交換による作業効率の低下と、多量の切削工具を使うことによるコストの増加を余儀なくされる。発明鋼を切削した際の作業効率や切削工具の損耗状態は汎用鋼の場合と同等であり、発明鋼の被削性は汎用鋼と同等であることが実際の金型加工において確認できた。
熱伝導率が２７Ｗ／ｍ／Ｋを超えた発明鋼は、Ｓｉ量が０．５５質量％以下（発明鋼Ａ１２を除くとＳｉ量が０．５２質量％以下）、Ｍｎ量が０．８１〜１．０４質量％（発明鋼Ａ１２を除くと０．８１〜０．９５質量％、更に発明鋼Ａ１１を除くと０．８１〜０．８４質量％）、Ｃｒ量が５．５５〜５．７４質量％（発明鋼Ａ１２を除くと５．６３〜５．７４質量％、更に発明鋼Ａ１１を除くと５．７１〜５．７４質量％）だった。
衝撃値が３４Ｊ／ｃｍ^２以上となった発明鋼は、Ｍｎ量が０．５１〜１．４２質量％（発明鋼Ａ０５を除くと０．５１〜０．８３質量％）、Ｃｒ量が５．２５〜８．６１質量％（実施例Ａ０１を除くと５．２５〜８．０８質量％）、Ｖ量が０．５７〜０．６９質量％だった。

一方、比較鋼Ａ１１の場合、高温強度及びコスト以外の評価項目は全て「×」であった。用いた試験片は、焼入れ速度が小さくなる大きなダイカスト型から切り出した試験片だった。そのため、特に、比較鋼Ａ１１は、Ｖの炭窒化物が多くなり、衝撃値が低くなっていた。
他の比較鋼は、一部の評価項目では比較鋼Ａ１１（ＪＩＳ ＳＫＤ６１）より良好であるが、全項目が「○」となる鋼種はなかった。

例えば、比較鋼Ａ０１は、過少Ｃのため高温強度が低下した。また、過少Ｖのため焼入れ時に結晶粒が粗大化し衝撃値が低下した。更に、比較鋼０１は、Ｃｒ及びＭｏが比較的少なめだったため、耐食性が悪かった。
比較鋼Ａ０２は、過剰Ｃ、過剰Ｖのため炭化物量が過剰となり、衝撃値が低下した。また、比較鋼Ａ０２は、Ｓｉ及びＭｎが比較的多めだったため、熱伝導率が低下した。更に、比較鋼Ａ０２は、Ｃｒ及びＭｏが比較的少なめだったため、耐食性が悪く、過剰Ｖのためコスト高となった。
比較鋼Ａ０３は、過剰Ｓｉのため熱伝導率が低下した。
比較鋼Ａ０４は、過少Ｓｉであるにも係わらず、Ｍｎ及びＣｒが比較的多めだったため、熱伝導率が低下した。

比較鋼Ａ０５は、過少Ｍｎのため焼入性が不足し、衝撃値が低下した。また、比較鋼Ａ０５は、Ｃｒ量がやや低いため、耐食性が悪かった。
比較鋼Ａ０６は、過剰Ｍｎのため熱伝導率が低下した。また、比較鋼Ａ０６は、衝撃値が良好と判断されたが、その値は判断基準をかろうじて満たす程度だった。更に、比較鋼Ａ０６は、Ｃ量が多いことからＣｒ炭化物も多量に形成され，この結果として固溶Ｃｒ量が減ったため、耐食性が悪かった。
比較鋼Ａ０７は、過少Ｃｒのため焼入性が不足し、衝撃値が低下した。また、比較鋼Ａ０７は、過少Ｃｒのため、耐食性が悪かった。
比較鋼Ａ０８は、過剰Ｃｒのため熱伝導率が低下した。
比較鋼Ａ０９は、過少Ｍｏのため高温強度が低下した。
比較鋼Ａ１０は、過剰Ｍｏのため著しいコスト高だった。
比較鋼Ａ１１は、過剰Ｓｉのため熱伝導率が低下し、過少Ｍｎ、過剰Ｖのため衝撃値が低下した。

（ダイカスト型を用いた実機試験）
ダイカスト型を用いた実機試験を次のようにして行った。作製したダイカスト型をマシンに組み付け、アルミ合金の鋳造を行った。アルミ合金には、ＡＤＣ１２を用い、溶解保持炉の温度は６８０℃とした。また、ダイカスト品の重量は約５ｋｇ、１サイクルは６０ｓである。１００００ショットの鋳造後、金型表面のヒートチェックと、内部冷却回路の腐食亀裂を評価した。また、１００００ショットの鋳造が完了するまでの間、顕著な焼付きが発生したか、内部冷却回路の割れによる水漏れがあったかについても評価した。表４は、実機試験の結果を示す。尚、表４の熱伝導率及び衝撃値は、表３に示したものをそのまま掲載している。

（実機試験の評価）
ヒートチェック、焼付き、摩耗、水孔の割れは、目視で判断し、それぞれ、発生しなかったものを良好（表４で「○」で示す）、若干発生したものをやや不良（表４で「△」で示す）、発生したものを不良（表４で「×」で示す）と評価した。
発明鋼は全項目において良好な特性を示したのに対し、比較鋼はいずれかの項目において評価基準を満たさないものがあった。その理由は、発明鋼は上記成分組成を備え、熱伝導率及び衝撃値が高いことによるが、比較鋼は上記成分組成を備えておらず熱伝導率及び／又は衝撃値が低いためである。

すなわち、発明鋼は、熱伝導率が高いため熱応力が小さくなり、ヒートチェックが発生しにくい。また、発明鋼は、熱伝導率が高いため型の過熱が抑制され、アルミ合金と型との焼付きが激減した。更に、高速で射出されたアルミ合金による磨耗も極めて僅かであり、高温強度の高さに対応している。発明鋼は、内部冷却回路の腐食もそれほど顕著ではなく、腐食部を起点とした割れの貫通による水漏れも発生しなかった。

これに対し、比較鋼Ａ０１〜Ａ１０（比較鋼Ａ０２を除く）は、ＪＩＳ ＳＫＤ６１（比較鋼Ａ１１）よりは改善傾向にあるが、発明鋼と比べて劣ることがわかる。また、比較鋼Ａ０２は、ＪＩＳ ＳＫＤ６１（比較鋼Ａ１１）よりも更に悪くなっていることがわかる。
熱伝導率と衝撃値が共に低い鋼種（比較鋼Ａ０２,Ａ１１）はヒートチェックが発生しやすい。また、熱伝導率が低い鋼種（比較鋼Ａ０２,Ａ０３,Ａ０４,Ａ０６,Ａ０８,Ａ１１）では焼付が頻発した。耐食性が低い鋼種（比較鋼Ａ０１,Ａ０２,Ａ０５,Ａ０６,Ａ０７）では、内部冷却回路の腐食もかなり深刻で、腐食部を基点とした割れも散発した。内部高温強度が低い鋼種（比較鋼Ａ０１,Ａ０９）では、磨耗が目立つ。比較鋼Ａ１０は、Ｍｏ含有量が高いため、コストや省資源化の観点から推奨できる材料ではない。

特に、比較鋼Ａ１１（ＪＩＳ ＳＫＤ６１）は、基礎特性の場合と同様、摩耗とコスト以外の項目は全て「×」又は「△」となった。比較鋼Ａ１１は、熱伝導率が低いため型が過熱され、アルミ合金と型の焼付が頻発した。また、ヒートチェックが多く発生した理由は、熱伝導率が低いことから熱応力が高くなるためである。

更に、今回実機試験で用いた金型は、サイズの大きい金型である。この試験結果によれば、発明鋼を用いた金型は、そのサイズが大型でも、高い衝撃値が得られ、熱伝導率が高く、高温強度が高いことが判明した。

以上本発明について説明したが、本発明は、上記実施形態に何ら限定されるものではない。

本発明に係る熱間工具鋼及びこれを用いた鋼製品は、被削性を汎用金型鋼（ＪＩＳ ＳＫＤ６１）と同等以上に維持しながら、汎用金型鋼より熱伝導率を向上させ、かつ、汎用金型鋼よりも衝撃値を高めたものであるため、金型メーカー及び金型ユーザにとって産業上極めて有益である。

被削性とＳｉ含有量との関係を示すグラフである。 熱伝導率とＳｉ含有量との関係を示すグラフである。 衝撃値とＭｎ含有量との関係を示すグラフである。 熱伝導率とＭｎ含有量との関係を示すグラフである。 衝撃値とＣｒ含有量との関係を示すグラフである。 熱伝導率とＣｒ含有量との関係を示すグラフである。 ６００℃での強度（高温強度）とＭｏ含有量との関係を示すグラフである。 衝撃値とＶ含有量との関係を示すグラフである。

Claims (7)

1. ０．２０≦Ｃ≦０．４２質量％、
   ０．４０＜Ｓｉ＜０．７５質量％、
   ０．６５≦Ｍｎ≦１．５０質量％、
   ５．２４≦Ｃｒ≦９．００質量％、
   １．０８＜Ｍｏ≦２．５０質量％、及び、
   ０．３０＜Ｖ＜０．７０質量％を含み、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする熱間工具鋼。
2. 更に、
   ０．３０≦Ｗ≦４．００質量％を含むことを特徴とする請求項１に記載の熱間工具鋼。
3. 更に、
   ０．３０≦Ｃｏ≦３．００質量％を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の熱間工具鋼。
4. 更に、
   ０．００４≦Ｎｂ≦０．１００質量％、
   ０．００４≦Ｔａ≦０．１００質量％、
   ０．００４≦Ｔｉ≦０．１００質量％、
   ０．００４≦Ｚｒ≦０．１００質量％、
   ０．００４≦Ａｌ≦０．０５０質量％、及び、
   ０．００４≦Ｎ≦０．０２４質量％からなる群から選ばれる少なくとも１種以上を含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の熱間工具鋼。
5. 更に、
   ０．１５≦Ｃｕ≦１．５０質量％、
   ０．１５≦Ｎｉ≦０．９６質量％、及び、
   ０．００１０≦Ｂ≦０．０１００質量％からなる群から選ばれる少なくとも１種以上を含むことを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の熱間工具鋼。
6. 更に、
   ０．０１０≦Ｓ≦０．５００質量％、
   ０．０００５≦Ｃａ≦０．２０００質量％、
   ０．０３≦Ｓｅ≦０．５０質量％、
   ０．００５≦Ｔｅ≦０．１００質量％、
   ０．０１≦Ｂｉ≦０．３０質量％、及び、
   ０．０３≦Ｐｂ≦０．５０質量％からなる群から選ばれる少なくとも１種以上を含むことを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の熱間工具鋼。
7. 請求項１〜６のいずれかに記載の熱間工具鋼を用いたことを特徴とする鋼製品。

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