JP6128671B1 - 熱間鍛造用金型、熱間鍛造装置、及び熱間鍛造用金型の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高温環境下にて高い強度を有するとともに大きな衝撃荷重にも耐え得る、高温耐久性に優れた熱間鍛造用金型、熱間鍛造装置、及び熱間鍛造用金型の製造方法を提供する。【解決手段】テーパ穴２０ａが形成された補強部材２０と、被加工材５を成形する成形部１１ａが形成されテーパ穴２０ａに圧入されたニブ１０とを備え、ニブ１０における少なくとも成形部１１ａが、Ｎｉを主成分とし、２〜１３原子％のＡｌ、及び１０〜１７原子％のＶを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢとを含み、初析Ｌ１２相と（Ｌ１２＋Ｄ０２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物からなる、熱間鍛造用金型。【選択図】図２

Description

本発明は、高温耐久性を有した熱間鍛造用金型、熱間鍛造装置、及び熱間鍛造用金型の製造方法に関する。

従来、熱間鍛造用金型には、主にＳＫＤ６１等の熱間工具鋼が使用されている。しかし、熱間鍛造においては、例えば被加工材の加工温度が８００℃以上となるため、熱間鍛造用金型が軟化して強度が低下し、加工精度が保てなくなるとともに、金型寿命が短いという問題があった。

また、熱間鍛造用金型には、高温環境下での強度が比較的高いＷＣ−Ｃｏ等の超硬合金が使用される場合もある。超硬合金は、高温環境下にて使用することが可能であるが、長時間にわたって使用すると酸化が進んで極端に強度が劣化するため、金型寿命が短くなっていた。

近年、高温環境下において高い強度を維持可能な合金として、Ａｌ及びＶを含みＮｉを主成分とした２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物が開発されている（例えば、特許文献１参照）。
このようなＮｉ基金属間化合物は、高温環境下での強度が優れているため、ジェットエンジンやガスタービンのタービン部材のような用途への応用が期待されている。

特許第５１４６９３５号公報

しかし、前述のＮｉ基金属間化合物は、高温環境下にさらされるだけでなく、大きな衝撃荷重が繰り返し加わる熱間鍛造用金型には応用されていなかった。

本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、高温環境下にて高い強度を有するとともに大きな衝撃荷重にも耐え得る、高温耐久性に優れた熱間鍛造用金型、熱間鍛造装置、及び熱間鍛造用金型の製造方法を提供するものである。

上記課題を解決する熱間鍛造用金型、熱間鍛造装置、及び熱間鍛造用金型の製造方法は、以下の特徴を有する。
即ち、請求項１記載の如く、熱間鍛造用金型は、穴が形成された補強部材と、被加工材を成形する成形部が形成され前記穴に圧入されたニブとを備え、前記ニブにおける少なくとも前記成形部が、Ｎｉを主成分とし、２〜１３原子％のＡｌ、及び１０〜１７原子％のＶを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢとを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物からなる。

また、請求項２記載の如く、前記Ｎｉ基金属間化合物は、０．５〜８原子％のＴａ、及び／又は０〜５原子％のＷをさらに含む。

また、請求項３記載の如く、前記Ｎｉ基金属間化合物は、０．０１〜１．０原子％のＣをさらに含む。

また、請求項４記載の如く、前記Ｎｉ基金属間化合物は、０〜５原子％のＣｏをさらに含む。

また、請求項５記載の如く、前記Ｎｉ基金属間化合物は、０〜５原子％のＣｒをさらに含む。

また、請求項６記載の如く、前記Ｎｉ基金属間化合物は、０〜５原子％のＴｉ、及び/又は０〜５原子％のＮｂをさらに含む。

また、請求項７記載の如く、前記Ｎｉ基金属間化合物の硬さが、ＨＲＣ４０〜ＨＲＣ６０である。

また、請求項８記載の如く、前記補強部材の前記ニブに対する締め量が、前記穴の内径寸法の０〜２．０％の範囲である。

また、請求項９記載の如く、前記ニブは、前記穴の軸に沿った方向へ複数に分割されており、複数に分割された前記ニブのうち、前記成形部が形成された前記ニブが、前記Ｎｉ基金属間化合物にて構成される。

また、請求項１０記載の如く、熱間鍛造装置は、請求項１〜９の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型と、前記熱間鍛造用金型に対して、前記穴の軸方向に沿った方向へ相対的に移動可能なポンチとを備え、前記ポンチを前記熱間鍛造用金型に対して相対的に近接させて、再結晶温度以上に加熱された前記被加工材を、前記熱間鍛造用金型と前記ポンチとにより無冷却にて挟み込んでプレスする。

また、請求項１１記載の如く、請求項１〜９の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型を製造する方法であって、前記ニブを、前記Ｎｉ基金属間化合物からなる素材に切削工具にて切削加工を施す切削工程を含む工程により製造する。

また、請求項１２記載の如く、熱間鍛造用金型の製造方法であって、被加工材を成形する成形部が形成されるニブを、Ｎｉを主成分とし、２〜１３原子％のＡｌ、及び１０〜１７原子％のＶを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢとを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物からなる素材を鋳造により得る鋳造工程と、前記素材に切削工具にて切削加工を施す切削工程とを含む工程により製造する。

また、請求項１３記載の如く、熱間鍛造用金型は、Ｎｉを主成分とし、２〜１３原子％のＡｌ、１０〜１７原子％のＶ、並びに０．５〜８原子％のＴａ及び／又は０〜５原子％のＷを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢとを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物からなる。

本発明によれば、高温耐久性に優れた熱間鍛造用金型を構成することが可能である。

熱間鍛造用金型を示す斜視図である。 熱間鍛造用金型を示す側面断面図である。 熱間鍛造用金型の各構成部材を示す側面断面図である。 熱間鍛造装置の熱間鍛造用金型とポンチとにより被加工材を熱間鍛造する様子を示す側面断面図である。 ２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物、及び高強度型ニッケル超合金展伸材の温度による引張強度の変化を示す図である。 ２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物の引張強度が、温度の上昇に従って高くなっていく様子を示す図である。 ２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物に対するＴａ及びＷの添加量と、２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物のビッカース硬さとの関係を示す図である。 Ｔａ、Ｗを含有する２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物、及び他の合金の温度とビッカース硬さとの関係を示す図である。 熱間鍛造装置における鍛造回数と金型温度との関係を示す図である。 被削材を切削工具により切削した際の切削工具の摩耗量を示す図である。

次に、本発明に係る熱間鍛造用金型を実施するための形態を、添付の図面を用いて説明する。

［熱間鍛造用金型１の構成］
図１〜図３に示す熱間鍛造用金型１は、被加工材５を熱間鍛造する際に用いられる金型であり、テーパ穴２０ａが形成された円筒状の補強部材２０と、補強部材２０に圧入されたニブ１０とを備えている。なお、熱間鍛造とは、再結晶温度以上に加熱した被加工材５に対して行う鍛造加工のことをいう。

補強部材２０のテーパ穴２０ａは上下方向に貫通する穴であり、上端側が下端側よりも小径となるテーパ形状に形成されている。
テーパ穴２０ａの上端における内径はＲ１であり、テーパ穴２０ａのテーパ角度はθ１である。テーパ角度θ１は、例えば０°〜５°の範囲に設定することができる。

ニブ１０は、略円柱状に形成されており、その外周面は上端側が下端側よりも小径となるテーパ形状に形成されている。ニブ１０の外周面のテーパ角度はθ２である。テーパ角度θ２はテーパ角度θ１と同じ角度に設定されている。テーパ角度θ２は、例えば０°〜５°の範囲に設定することができる。

ニブ１０は、テーパ穴２０ａの軸に沿った方向へ２分割されており、第１ニブ１１と第２ニブ１２とを有している。第１ニブ１１は第２ニブ１２の上方に配置されている。
第１ニブ１１には、被加工材５を成形するための凹部である成形部１１ａと、上下方向に貫通する貫通穴１１ｂとが形成されている。成形部１１ａは第１ニブ１１の上端部に形成されており、貫通穴１１ｂは成形部１１ａの底部から第１ニブ１１の下端にかけて形成されている。
第２ニブ１２には、上下方向に貫通する貫通穴１２ａが形成されている。貫通穴１２ａと貫通穴１１ｂとは同径に形成され、同軸上に配置されていて、互いに連通している。
本実施形態における被加工材５は円柱形状の棒状部材であり、例えばステンレス鋼にて形成されている。（図４参照）。被加工材５の外径寸法は、貫通穴１１ｂ、１２ａの内径寸法と略同じに形成されており、被加工材５を貫通穴１１ｂ、１２ａ内に摺動可能に挿入することが可能となっている。

第１ニブ１１の上端における外径はＲ２であり、第１ニブ１１の外径Ｒ２は、補強部材２０におけるテーパ穴２０ａの内径Ｒ１よりも大きく形成されている。
外径Ｒ２は、例えば内径Ｒ１よりも内径Ｒ１の０％〜２．０％だけ大きな寸法に設定することができる。つまり、第１ニブ１１の外径Ｒ２は、内径Ｒ１に、内径Ｒ１の０％〜２．０％の大きさの締め代αを加えた寸法に設定することができる。
これにより、第１ニブ１１を補強部材２０に圧入した際における、補強部材２０のニブ１０に対する締め量を、テーパ穴２０ａの内径Ｒ１の０％〜２．０％の範囲とすることができる。

また、ニブ１０の外周面、及び補強部材２０におけるテーパ穴２０ａの内周面は、表面粗さＲｍａｘが２．５以下となるように加工されており、ニブ１０を補強部材２０に圧入した際に、ニブ１０の外周面とテーパ穴２０ａの内周面との当たり面積が８０％以上となるように構成されている。

ニブ１０の補強部材２０への圧入は、例えば補強部材２０を所定温度に加熱した後、加熱された補強部材２０に対して図２における下方から第１ニブ１１及び第２ニブ１２をプレス機にて圧入することにより行う。
また、常温の補強部材２０に対して常温のニブ１０をプレス機にて圧入することも可能である。常温の補強部材２０に対して常温のニブ１０を圧入した場合、圧入後の補強部材２０及びニブ１０を４８０℃〜５５０℃程度の温度で１ｈｒ〜２ｈｒ程度加熱処理を行った後、３ｈｒ程度自然冷却することで、ニブ１０の補強部材２０に対する圧入状態を強固に保持することが可能となる。これは、加熱処理を行った際に、ニブ１０と補強部材２０との接触部の界面で合金化が進むことに起因するものである。

なお、ニブ１０が圧入される補強部材２０の穴は、本実施形態においてはテーパ穴２０ａに形成されているが、テーパがなく上端部と下端部との径が同じ円筒状の穴に形成することもできる。
また、本実施形態における補強部材２０の穴は上下方向に貫通する穴に形成されているが、例えば下端部が閉じた補強部材２０を貫通しない穴に形成することもできる。
また、本実施形態のニブ１０は、テーパ穴２０ａの軸に沿った方向へ２分割されて第１ニブ１１と第２ニブ１２とを有しているが、ニブ１０は複数に分割されていない構成とすることもできる。さらに、ニブ１０は、テーパ穴２０ａの軸に沿った方向へ３以上に分割した構成とすることもできる。

［熱間鍛造用金型１を備えた熱間鍛造装置Ｐの構成］
このように構成される熱間鍛造用金型１は、被加工材５を熱間鍛造する熱間鍛造装置Ｐに用いることができる。
図４に示すように、熱間鍛造装置Ｐは、熱間鍛造用金型１と、熱間鍛造用金型１の上方に配置され、熱間鍛造用金型１に対してテーパ穴２０ａの軸方向に沿った方向へ移動可能なポンチ３とを備えている。ポンチ３は、テーパ穴２０ａの軸方向に沿った方向へ移動することにより、熱間鍛造用金型１に対して近接離間する。例えば、ポンチ３は、テーパ穴２０ａの軸方向に沿って下降させると熱間鍛造用金型１に近接し、テーパ穴２０ａの軸方向に沿って上昇させると熱間鍛造用金型１から離間する。

熱間鍛造装置Ｐにより被加工材５を熱間鍛造する場合、まず被加工材５の被成形部を再結晶温度以上に加熱し、図４（ａ）に示すように、再結晶温度以上に加熱された被加工材５を、ニブ１０の上端よりも上方に被加工材５が突出するように、ニブ１０の貫通穴１１ｂ、１２ａに上方から挿入する。この場合、被加工材５の被成形部は、ニブ１０の成形部１１ａから上方へ突出した部分となる。

次に、図４（ｂ）に示すように、ポンチ３を下降させて熱間鍛造用金型１に近接させて、被加工材５を熱間鍛造用金型１とポンチ３とにより挟み込んでプレスする。このように被加工材５をプレスすると、被加工材５の被成形部がニブ１０の成形部１１ａにより成形される。本実施形態においては、熱間鍛造用金型１とポンチ３とにより被加工材５をプレスする際に、無冷却にて鍛造加工を行っている。
被加工材５のプレスが完了した後は、第２ニブ１２の貫通穴１２ａへ下方から押出しピンと挿入することにより被加工材５を上方へ押出し、被加工材５を熱間鍛造用金型１から取り出す。被加工材５のプレスが完了してから、被加工材５を熱間鍛造用金型１から取り出すまでの間は、例えば２ｓｅｃ〜３ｓｅｃ程度である。

なお、本実施形態の熱間鍛造装置Ｐにおいては、熱間鍛造用金型１の上下位置を固定し、ポンチ３を上下移動可能に構成しているが、ポンチ３の上下位置を固定し、熱間鍛造用金型１を上下移動可能に構成することも可能である。
つまり、熱間鍛造用金型１とポンチ３とが相対的に近接離間可能に構成されていればよい。

［熱間鍛造用金型１における各部の素材］
補強部材２０は、例えばＳＫＤ６１等の熱間工具鋼にて形成されている。補強部材２０を熱間工具鋼にて形成した場合、例えば１０００℃〜１０５０℃の温度で焼入れ処理を行った後に、５５０℃〜６５０℃の温度で焼き戻し処理を行う。これにより、補強部材２０の硬さを、ロックウェル硬さＨＲＣ４６〜４８程度とすることができる。

第２ニブ１２は、例えばＷＣ−Ｃｏ等の超硬合金にて形成されている。
第１ニブ１１は、例えば初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物にて形成されている。

第１ニブ１１を形成する２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物は、Ｎｉを主成分とし、２〜１３原子％のＡｌ、及び１０〜１７原子％のＶを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢとを含んでいる。また、前記Ｎｉ基金属間化合物におけるＡｌの含有量は２．５〜９．５原子％であることが好ましく、Ｖの含有量は１０．５〜１６．５原子％であることが好ましい。

なお、前記Ｎｉ基金属間化合物における２重複相組織は、最初に、比較的高い温度において初析Ｌ１_２相とＡ１相とからなる上部複相組織を形成し、その後、温度を下げることによってＡ１相をＬ１_２相とＤ０_２２相とに分解させることによって形成することができる。

このように、Ｎｉを主成分とし、２〜１３原子％のＡｌ、及び１０〜１７原子％のＶを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢとを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物は、高温での引張強度及び硬さが高い特性を有している。また、Ｂを含むことにより高い靭性を有しており、室温付近での脆化が抑制される。

熱間鍛造用金型１の成形部１１ａは、熱間鍛造時に被加工材５からの熱により加熱されて高温になるとともに、ポンチ３により上方から加圧されることで大きな衝撃荷重が加わる。この場合、図４（ｂ）に示すように、ポンチ３からの圧力により被加工材５の加熱された部分は、テーパ穴２０ａの軸と直交する水平方向に膨らみながら成形部１１ａに沿った形状に成形され、それに伴って被加工材５から成形部１１ａには、下方へ押圧する力と共に水平面に沿った外向きの押圧力がかかる。この成形部１１ａに加わる水平面に沿った外向きの力は、成形部１１ａを拡径する方向に働くので、高温での成形部１１ａの材料の硬さが低ければ、成形部１１ａが拡径変形され、それに伴って、成形部１１ａの近傍では引張応力が生じて、割れが生じる原因となる。

しかし、成形部１１ａが形成される第１ニブ１１は、高温での硬さに優れた前記Ｎｉ基金属間化合物にて構成されているため、熱間鍛造時に付与される前記水平面に沿った外向きの力に抗することができ、成形部１１ａの変形が生じにくい。また、成形部１１ａが形成される第１ニブ１１は、高温での引張強度も高いので、熱間鍛造時に付与される前記引張応力に抗することもできる。このような第１ニブ１１に用いている材料の高温特性によって、第１ニブ１１は成形部１１ａに割れが生じにくくなっている。

また熱間鍛造時おいて、成形部１１ａが形成される第１ニブ１１は補強部材２０のテーパ穴２０ａに圧入された状態となっているため、第１ニブ１１には補強部材２０から、テーパ穴２０ａの軸に直交する水平方向に圧縮力が付与されている。この圧縮力は、熱間鍛造時に付与される前記外向きの力に対して逆向きに働く力なので、成形部１１ａが前記拡径変形するのを抑える働きがある。従って、この第１ニブ１１が補強部材２０に圧入される構造も、熱間鍛造時に成形部１１ａに割れが生じにくくする作用をなす。
このように、第１ニブ１１を構成するＮｉ基金属間化合物の材料的な特性による割れ防止作用と、第１ニブ１１が補強部材２０のテーパ穴２０ａに圧入されているという構造による割れ防止作用とが合わさることによって、熱間鍛造用金型１は、その高温耐久性を大きく向上させることが可能となっている。

ニブ１０の補強部材２０のテーパ穴２０ａへの圧入は、補強部材２０のニブ１０に対する締め量がテーパ穴２０ａの内径Ｒ１の０％〜２．０％の範囲となるように行われているため、適切な応力が補強部材２０からニブ１０に付与されることとなり、ニブ１０に生じる割れを効果的に抑制することが可能となっている。

また、第１ニブ１１の成形部１１ａにかかる下方への応力は、第２ニブ１２により受け止められている。
ニブ１０においては、第２ニブ１２は被加工材５と直接接触しないため、第１ニブ１１に比べてさほど高温になることがない。従って、第２ニブ１２は、ＷＣ−Ｃｏ等の超硬合金や、低温での強度が高いＳＫＤ６１等の熱間工具鋼といったように、２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物以外の金属を用いることができる。
２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物は他の金属に比べて高価であるため、第１ニブ１１のみを２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物にて形成した場合は、ニブ１０全体（第１ニブ１１及び第２ニブ１２）を、２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物にて形成した場合に比べて、熱間鍛造用金型１を低コストにて構成することが可能となる。
但し、当然のことではあるが、第２ニブ１２を、２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物にて形成するとこも可能である。

２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物の引張強度に関して、図５に示すように、Ｎｉを主成分とし、２〜１３原子％のＡｌ、及び１０〜１７原子％のＶを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢとを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物は、市販の高強度型ニッケル超合金展伸材よりも高温での引張強度が優れている。

図５においては、前記Ｎｉ基金属間化合物の引張強度に加えて、市販の高強度型ニッケル超合金展伸材であるＵｄｉｍｅｔ５２０（５６Ｎｉ−１９Ｃｒ−１２Ｃｏ−６Ｍｏ−３Ｔｉ−２Ａｌ−１Ｗ，「ＵＤＩＭＥＴ」は登録商標）、Ｗａｓｐａｌｏｙ（５６Ｎｉ−１９Ｃｒ−１３Ｃｏ−４Ｍｏ−３Ｔｉ−１．３Ａｌ）、Ｉｎｃｏｎｅｌ ７１８（５４．０Ｎｉ−１８．０Ｃｒ−３．０Ｍｏ−１８．５Ｆｅ−０．９Ｔｉ−０．５Ａｌ−５．１Ｎｂ＋Ｔａ，「ＩＮＣＯＮＬ」は登録商標）の引張強度を示している。

図５によると、前記Ｎｉ基金属間化合物は、常温では市販の高強度型ニッケル超合金展伸材と略同等の引張強度を示すものの、６００℃以上の高温域では、市販の高強度型ニッケル超合金展伸材と比べて優れた引張強度を示している。

また、Ｎｉを主成分とし、２〜１３原子％のＡｌ、及び１０〜１７原子％のＶを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢとを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物は、常温での引張強度よりも高温での引張強度の方が高い値を示すといった特性を有している。
具体的には、図６に示すように、温度が常温から上昇していくにつれて２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物の引張強度が高くなっていき、８５０℃程度の温度をピークとして９５０℃程度の温度まで、常温時よりも大きな引張強度を示している。

図６には、比較例として単相のＮｉ３Ａｌ及びハステロイＸ（「ハステロイ」は登録商標）の引張強度を示している。
単相のＮｉ３Ａｌにおいても、温度が上昇するにつれて引張強度が高くなっているが、引張強度の値は、２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物よりも小さくなっている。
ハステロイＸは、常温では２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物と略同等の引張強度を示すものの、温度が上昇するにつれて引張強度が低下していき、高温域においては２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物の引張強度よりも大幅に低い値を示している。

このように、２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物を、熱間鍛造装置Ｐにおける熱間鍛造用金型１の第１ニブ１１に用いた場合、第１ニブ１１は、熱間鍛造時に再結晶温度以上に加熱された被加工材５からの熱により加熱されて温度が上昇するが、２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物は温度が上昇するにつれて引張強度が高くなるため、第１ニブ１１に発生する割れを効果的に抑制することができる。
特に、熱間鍛造装置Ｐでの熱間鍛造を無冷却、即ち水等による熱間鍛造用金型１の冷却を行わずに実施した場合には、冷却を行った場合よりも第１ニブ１１の温度が上昇するため、第１ニブ１１に発生する割れをさらに効果的に抑制することができる。

また、前記Ｎｉ基金属間化合物には、ＴａとＷの少なくとも一方を添加することができる。前記Ｎｉ基金属間化合物がＴａとＷの少なくとも一方を含むことで、硬さを向上させることができる。前記Ｎｉ基金属間化合物におけるＴａの含有量は０．５〜８原子％とすることができ、Ｗの含有量は０〜５原子％とすることができる。前記Ｎｉ基金属間化合物におけるＴａの含有量は、１．０〜７．５原子％が好ましく、４〜５原子％がさらに好ましい。

このように、前記Ｎｉ基金属間化合物にＴａとＷの少なくとも一方を含有させて、前記Ｎｉ基金属間化合物の硬さを向上させることは、高温環境下で熱間鍛造用金型１の成形部１１ａにポンチ３からの大きな衝撃荷重が繰り返し加わったときに、成形部１１ａに割れが生じることを抑制する効果を向上させるのに寄与する。これにより、さらに高温耐久性に優れた熱間鍛造用金型１を構成することが可能となる。
また、前記Ｎｉ基金属間化合物にＴａとＷの少なくとも一方を含有させて、前記Ｎｉ基金属間化合物の硬さを向上させることで、例えば熱間鍛造用金型を補強部材２０を有しないニブ１０のみの構成とした場合でも、熱間鍛造用金型をＴａ及びＷの少なくとも一方を含有した前記Ｎｉ基金属間化合物にて構成することで、熱間鍛造時に熱間鍛造用金型付与される引張応力に抗することができ成形部に割れが生じにくい構成とすることに寄与できる。

また、前記Ｎｉ基金属間化合物は、例えば０．５〜８原子％のＴａ及び／又は０〜５原子％のＷを含有させた場合、ロックウェル硬さをＨＲＣ４０〜ＨＲＣ６０程度の範囲内とすることができる。この場合の前記Ｎｉ基金属間化合物の硬さをビッカース硬さで表わすと、ＨＶ３９０〜ＨＶ７００程度の範囲内となる。
前記Ｎｉ基金属間化合物のロックウェル硬さをＨＲＣ４０〜ＨＲＣ６０程度の範囲内とすることで、高温環境下での耐衝撃性を向上させることができる。このように前記Ｎｉ基金属間化合物の硬さを設定することも、高温耐久性に優れた熱間鍛造用金型１を構成する上で有効である。

また、前記Ｎｉ基金属間化合物には、Ｃを添加することができる。前記Ｎｉ基金属間化合物は、Ｃを含むことで滑り性を向上させることができる。Ｃを含む前記Ｎｉ基金属間化合物を第１ニブ１１に用いることで、熱間鍛造時に被加工材５と第１ニブ１１との間に焼き付きが発生することを抑制することができる。このように滑り性を向上させて焼き付きを抑えることも、高温耐久性に優れた熱間鍛造用金型１を構成する上で有効である。
前記Ｎｉ基金属間化合物におけるＣの含有量は、０．０１〜１．０原子％とすることができる。

また、前記Ｎｉ基金属間化合物には、Ｃｏを添加することができる。前記Ｎｉ基金属間化合物は、Ｃｏを含むことで靭性を向上することができる。Ｃｏを含む前記Ｎｉ基金属間化合物を第１ニブ１１に用いることで、第１ニブ１１が脆くなることを抑制し、第１ニブ１１における割れの発生を抑えることができる。これにより、さらに高温耐久性に優れた熱間鍛造用金型１を構成することが可能となる。
前記Ｎｉ基金属間化合物におけるＣｏの含有量は、０〜５原子％とすることができる。

また、前記Ｎｉ基金属間化合物には、Ｃｒを添加することができる。前記Ｎｉ基金属間化合物は、Ｃｒを含むことで耐酸化性を向上することができる。Ｃｒを含む前記Ｎｉ基金属間化合物を第１ニブ１１に用いることで、熱間鍛造時に被加工材５と第１ニブ１１との間に焼き付きが発生することを抑制することができる。この点も、高温耐久性に優れた熱間鍛造用金型１を構成するのに有効である。
前記Ｎｉ基金属間化合物におけるＣｒの含有量は、０〜５原子％とすることができる。

また、前記Ｎｉ基金属間化合物には、ＴｉとＮｂの少なくとも一方を添加することができる。前記Ｎｉ基金属間化合物がＴｉとＮｂの少なくとも一方を含むことで、前記Ｎｉ基金属間化合物の高温環境下での引張強度をさらに向上させることができ、熱間鍛造用金型１に割れが発生することを抑制できる。この点も、さらに高温耐久性に優れた熱間鍛造用金型１を構成する上で有効である。
前記Ｎｉ基金属間化合物におけるＴｉの含有量は０〜５原子％とすることができ、Ｎｂの含有量は０〜５原子％とすることができる。

なお、本実施形態の熱間鍛造装置Ｐにおいては、被加工材５を熱間鍛造用金型１とポンチ３とにより挟み込んでプレスする際に、成形部１１ａ内への被加工材５の充満度を高めるために、ニブ１０の成形部１１ａの周囲にバリを発生させるようにプレスしている。
但し、熱間鍛造装置Ｐによる熱間鍛造はこれに限るものではなく、上金型と下金型の間に入れた被加工材５をパンチによって上下から圧縮することで半径方向への押出しを行い、被加工材５を金型内に充満させる閉塞鍛造等の他の鍛造加工を行うように構成することもできる。この場合、前記上金型及び下金型を前記Ｎｉ基金属間化合物にて形成することで、前記上金型及び下金型を高温耐久性に優れた金型とすることができる。
つまり、本実施形態のように、前記Ｎｉ基金属間化合物を用いて構成した熱間鍛造用金型１は、閉塞鍛造用金型等の他の金型にも適用することができる。

［２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物のビッカース硬さ］
Ｎｉを主成分とし、Ａｌ、Ｖ、及びＢを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物にＴａ、又はＷを添加した場合の常温におけるビッカース硬さを測定した。

図７には、試料１〜試料７について測定したビッカース硬さを示している。
試料１は、７０．５原子％のＮｉ、１０原子％のＡｌ、１０．５原子％のＶを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して０．００５重量％のＢとを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物である。試料１は、Ｔａ及びＷの何れも含んでいない（Ｔａ＝０原子％、Ｗ＝０原子％）。

試料２は、７６原子％のＮｉ、５．５原子％のＡｌ、１３．５原子％のＶ、２原子％のＴａを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して０．００５重量％のＢを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物である。試料２は、２原子％のＴａを含有している。
試料３は、７５原子％のＮｉ、６原子％のＡｌ、１３原子％のＶ、３原子％のＴａを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して０．００５重量％のＢを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物である。試料３は、３原子％のＴａを含有している。
試料４は、７５原子％のＮｉ、７原子％のＡｌ、１３原子％のＶ、５原子％のＴａを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して０．００５重量％のＢを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物である。試料４は、５原子％のＴａを含有している。
試料５は、７５原子％のＮｉ、６原子％のＡｌ、１２原子％のＶ、７原子％のＴａを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して０．００５重量％のＢを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物である。試料５は、７原子％のＴａを含有している。

試料６は、７１．５原子％のＮｉ、７原子％のＡｌ、１０．５原子％のＶ、２原子％のＷを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して０．００５重量％のＢを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物である。試料６は、２原子％のＷを含有している。

図７によると、Ｔａ及びＷを含まない試料１のビッカース硬さがＨＶ４７０程度であるのに対し、２原子％のＴａを含んだ試料２、３原子％のＴａを含んだ試料３ではビッカース硬さがＨＶ６３０程度に上昇している。さらに、５原子％のＴａを含んだ試料４ではビッカース硬さがＨＶ６５０程度とさらに高い値を示している。また、７原子％のＴａを含んだ試料では、ビッカース硬さは試料４と同等のＨＶ６５０程度となっている。
また、２原子％のＷを含んだ試料６では、ビッカース硬さがＨＶ６４０程度に上昇している。
このように、Ｎｉ、Ａｌ、Ｖ、及びＢを含んだ２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物にＴａ又はＷを添加することにより、前記Ｎｉ基金属間化合物の硬さが向上している。

また、図８には、常温から高温にかけてのビッカース硬さの変化を示している。
図８には、試料１、試料４、試料６のビッカース硬さを示している。また、比較例として、超硬合金（ＷＣ−Ｃｏ）、ＳＵＳ４４０Ｃ、ＳＫＤ６１のビッカース硬さも示してある。

図８によると、Ｎｉ、Ａｌ、Ｖ、及びＢを含んだ２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物である試料１、試料４、試料６のビッカース硬さは、常温から高温に至るまで殆ど変化せず、略一定の値を示している。
５原子％のＴａを含んだ試料４、及び２原子％のＷを含んだ試料６は、高温においても、Ｔａ及びＷを含まない試料１よりも高いビッカース硬さを示している。

超硬合金及びＳＵＳ４４０Ｃは、常温では試料１、試料４、試料６よりも高い値を示しているが、高温では試料１、試料４、試料６よりも低い値を示している。
ＳＫＤ６１は、常温では試料１と同等の値を示しているが、高温では試料１よりも低い値を示している。

このように、Ｎｉ、Ａｌ、Ｖ、及びＢを含んだ２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物（試料１、試料４、試料６）は、高温時において超硬合金、ＳＵＳ４４０Ｃ、及びＳＫＤ６１よりも高いビッカース硬さを有している。
また、Ｔａを含んだ試料４及びＷを含んだ試料６は、常温から高温に至るまでＴａ及びＷを含まない試料１よりも高いビッカース硬さを有している。

［２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物を用いた熱間鍛造用金型の寿命評価試験］
Ｎｉ、Ａｌ、Ｖ、及びＢを含んだ２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物にて第１ニブ１１が形成された熱間鍛造用金型１を備える熱間鍛造装置Ｐにより被加工材５の熱間鍛造を行った際の、熱間鍛造用金型１の寿命評価試験を行った。
寿命評価試験は、実施例１、実施例２、及び比較例に係る熱間鍛造用金型１について行った。

実施例１は、７５原子％のＮｉ、７．５原子％のＡｌ、１３．５原子％のＶ、４原子％のＴａを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して０．００５重量％のＢを含んだ、２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物にて第１ニブ１１を形成した熱間鍛造用金型１である。
実施例２は、６９．５原子％のＮｉ、１０原子％のＡｌ、６．５原子％のＶ、４原子％のＣｒ、３原子％のＣｏ、２原子％のＴｉ、３原子％のＮｂ、２原子％のＷ、０．１原子％のＣを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して０．００５重量％のＢを含んだ、２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物にて第１ニブ１１を形成した熱間鍛造用金型１である。
比較例は、超硬合金（マコトロイＧＬ９０（「マコトロイ」は登録商標））にて第１ニブ１１を形成した熱間鍛造用金型１である。

本寿命評価試験における熱間鍛造条件について説明する。
熱間鍛造装置は、２５０トンクランクプレスを用いた。熱間鍛造を施す被加工材５としては、ＳＵＳ３０４にて形成されたものを用いた。熱間鍛造時における被加工材５の加熱温度は１１５０℃であった。潤滑剤としては、フッ素系水溶性潤滑剤を用いた。鍛造速度は８ショット／ｍｉｎであった。
また、実施例１、実施例２、及び比較例に対して、それぞれ水による冷却有りでの熱間鍛造、冷却無しでの熱間鍛造を行った。
寿命評価試験における評価としては、５０ショット毎に熱間鍛造用金型１の温度を測定するとともに、熱間鍛造用金型１に割れが発生しているか否かについて行った。

図９に評価結果を示す。
実施例１（冷却無）については、熱間鍛造を８００回まで行ったところ、熱間鍛造用金型１に割れは発生しなかった。実施例１（冷却無）に係る熱間鍛造用金型１の温度は、熱間鍛造の回数が増加するにつれて上昇する傾向を示しており、５００℃程度まで上昇した。
実施例２（冷却無）については、熱間鍛造を３００回まで行ったところ、熱間鍛造金型１に割れは生じなかった。実施例２（冷却無）に係る熱間鍛造装置１の温度は、熱間鍛造の回数が増加するにつれて上昇する傾向を示しており、５７０℃程度まで上昇した。
実施例１（冷却無）よりも実施例２（冷却無）の方が高温になっているが、これは、実施例２（冷却無）に用いられるＮｉ基金属間化合物の熱伝導率が、実施例１（冷却無）に用いられるＮｉ基金属間化合物の熱伝導率よりも小さいことに起因すると考えられる。
なお、実施例１（冷却無）に用いられるＮｉ基金属間化合物の熱伝導率は１１．９Ｗ／ｍ・Ｋであり、実施例２（冷却無）に用いられるＮｉ基金属間化合物の熱伝導率は８．４Ｗ／ｍ・Ｋである。

実施例１（冷却有）については、熱間鍛造を３００回まで行ったところ、熱間鍛造金型１に微小傷が生じた。実施例１（冷却有）に係る熱間鍛造装置１の温度は、２９０℃程度まで上昇した。実施例１（冷却有）においては、熱間鍛造時に熱間鍛造装置１が水冷されているため、実施例１（冷却無）よりも低温となっている。
実施例２（冷却有）については、熱間鍛造を３００回まで行ったところ、熱間鍛造金型１に割れが生じた。実施例１（冷却有）に係る熱間鍛造装置１の温度は、２７０℃程度まで上昇した。実施例２（冷却有）においては、熱間鍛造時に熱間鍛造装置１が水冷されているため、実施例２（冷却無）よりも低温となっている。

また、比較例（冷却無し）ついては、熱間鍛造を３００回まで行ったところ、熱間鍛造金型１に割れが生じた。比較例（冷却無し）に係る熱間鍛造装置１の温度は、２９０℃程度まで上昇した。比較例（冷却無し）に用いられる超硬合金の熱伝導率は、実施例１（冷却無）及び実施例２（冷却無）に用いられるＮｉ基金属間化合物の熱伝導率よりも高いため、比較例（冷却無し）に係る熱間鍛造装置１の温度が、実施例１（冷却無）及び実施例２（冷却無）に係る熱間鍛造装置１の温度よりも低くなっている。なお、超硬合金の熱伝導率熱伝導率は６０〜８０Ｗ／ｍ・Ｋ程度である。

比較例（冷却有）ついては、熱間鍛造を３００回まで行ったところ、熱間鍛造金型１に割れが生じた。比較例（冷却有）に係る熱間鍛造装置１の温度は、９０℃程度まで上昇した。比較例（冷却有）においては、熱間鍛造時に熱間鍛造装置１が水冷されているため、比較例（冷却無）よりも低温となっている。

このように、実施例１（冷却無）及び実施例２（冷却無）については、熱間鍛造中に熱間鍛造金型１が高温になり、第１ニブ１１を形成するＮｉ基金属間化合物の引張強度が上昇するため、鍛造回数を重ねても熱間鍛造金型１に割れが生じず、熱間鍛造金型１の長寿命化が図られている。
一方、比較例については、冷却有の場合、及び冷却無の場合の両方において、熱間鍛造回数が３００回に達すると熱間鍛造金型１に割れが発生しており、実施例１（冷却無）及び実施例２（冷却無）と比較すると寿命が短く、高温耐久性が劣っている。

[熱間鍛造用金型１の製造方法]
熱間鍛造用金型１は、例えば、次のような工程により製造することができる。
まず、Ｎｉ基金属間化合物からなる素材を鋳造により得る。この場合、Ｎｉ基金属間化合物は、例えばＮｉを主成分とし、２〜１３原子％のＡｌ、及び１０〜１７原子％のＶを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢとを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物を用いることができる。
この鋳造工程により得られた前記素材をワイヤー加工により成形して、成形素材を得る。得られた前記成形素材に切削工具にて切削加工することにより、切削加工素材を得る。この切削工程により得られた前記切削加工素材は、第１ニブ１１の外径形状を同様の形状に切削加工されている。

前記切削加工素材を、補強部材２０のテーパ穴２０ａに圧入する。この場合、前記切削加工素材の補強部材２０への圧入は、本願明細書の段落００２８に記載したニブ１０の補強部材２０への圧入方法と同様の圧入方法により行うことができる。
補強部材２０に圧入された前記切削加工素材に対して型掘り放電加工を施し、成形部１１ａを形成することにより、第１ニブ１１を形成する。その後、第１ニブ１１における成形部１１ａの成形面に対して、ラップ加工により研磨を施す。最後に、熱間鍛造用金型１が所定の仕様を充たしているかの検査を行う。

上述のように、Ｎｉ基金属間化合物からなる素材を鋳造により得る鋳造工程と、得られた前記素材に切削工具にて切削加工を施す切削工程とを備えた工程により第１ニブ１１を製造することにより熱間鍛造用金型１を製造する場合、前記素材を構成するＮｉ基金属間化合物は、高温強度に優れるのに加えて、常温での切削性に優れているため、前記切削工程における切削加工性に優れている。このような効果は、上述のごとく図８を参照して説明したように、熱間鍛造金型１を構成する前記Ｎｉ基金属間化合物が、常温から高温まで硬さが変わらない特性を持つことに起因すると見られる。
また、前記Ｎｉ基金属間化合物は、焼き入れ加工をしなくても第1ニブ１１として使用できるので、第1ニブ１１を製造する上で焼き入れ加工の必要がなく、製造プロセスの簡略化を図ることが可能である。

[Ｎｉ基金属間化合物の切削性]
第１ニブ１１を形成する前記Ｎｉ基金属間化合物が、常温での切削性に優れることは、図１０に示すグラフからもわかる。
図１０には、被削材をＮｉ基金属間化合物、ＳＫＤ、及びＳＫＨとし、被削材を切削工具により切削した際の切削工具の摩耗量を示している。具体的には、Ｎｉ基金属間化合物は、Ｎｉを主成分とし、２〜１３原子％のＡｌ、及び１０〜１７原子％のＶを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢとを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物であり、ＳＫＤは熱間工具鋼ＳＫＤ６１であり、ＳＫＨはハイスＳＫＨ５１である。
また、図１０に示す摩耗量は、切削工具としてＴＮＧＧ１６０４０４ ＡＣ５１０Ｕを用い、８０ｍ／ｍｉｎ、１００ｍ／ｍｉｎ、及び１２０ｍ／ｍｉｎの切削速度、０．２ｍｍの切り込み深さ、０．１ｍｍ／ｒｅｖの送り速度の条件にて切削加工を行った場合の摩耗量である。

図１０（ａ）は乾式切削を行った場合の摩耗量であり、図１０（ｂ）は湿式切削を行った場合の摩耗量であり、図１０（ａ）及び図１０（ｂ）の両方において、切削速度が８０ｍ／ｍｉｎ、１００ｍ／ｍｉｎ、及び１２０ｍ／ｍｉｎの場合の摩耗量を示している。

図１０（ａ）によれば、被削材がＳＫＤである場合の切削工具の摩耗量が９０μｍ〜２２０μｍ程度であり、被削材がＳＫＨである場合の切削工具の摩耗量が８０μｍ〜１１０μｍ程度であるのに対し、被削材がＮｉ基金属間化合物である場合の切削工具の摩耗量は１０μｍ〜２０μｍ程度となっている。これにより、乾式切削を行った場合において、Ｎｉ基金属間化合物を被削材としたときの切削工具の摩耗量が、ＳＫＤ及びＳＫＨ被削材としたときの切削工具の摩耗量よりも大幅に小さいことがわかる。

図１０（ｂ）によれば、被削材がＳＫＤである場合の切削工具の摩耗量が１１０μｍ〜２１０μｍ程度であり、被削材がＳＫＨである場合の切削工具の摩耗量が４０μｍ〜１１０μｍ程度であるのに対し、被削材がＮｉ基金属間化合物である場合の切削工具の摩耗量は無しとなっている。これにより、湿式切削を行った場合において、Ｎｉ基金属間化合物を被削材としたときの切削工具の摩耗量が、ＳＫＤ及びＳＫＨ被削材としたときの切削工具の摩耗量よりも大幅に小さいことがわかる。

１ 熱間鍛造用金型
３ ポンチ
５ 被加工材
１０ ニブ
１１ 第１ニブ
１１ａ 成形部
１２ 第２ニブ
２０ 補強部材
２０ａ テーパ穴
Ｐ 熱間鍛造装置

Claims (13)

1. 穴が形成された補強部材と、被加工材を成形する成形部が形成され前記穴に圧入されたニブとを備え、
   前記ニブにおける少なくとも前記成形部が、Ｎｉを主成分とし、２〜１３原子％のＡｌ、及び１０〜１７原子％のＶを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢとを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物からなる、
   ことを特徴とする熱間鍛造用金型。
2. 前記Ｎｉ基金属間化合物は、０．５〜８原子％のＴａ、及び／又は０〜５原子％のＷをさらに含む、
   ことを特徴とする請求項１に記載の熱間鍛造用金型。
3. 前記Ｎｉ基金属間化合物は、０．０１〜１．０原子％のＣをさらに含む、
   ことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の熱間鍛造用金型。
4. 前記Ｎｉ基金属間化合物は、０〜５原子％のＣｏをさらに含む、
   ことを特徴とする請求項１〜請求項３の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型。
5. 前記Ｎｉ基金属間化合物は、０〜５原子％のＣｒをさらに含む、
   ことを特徴とする請求項１〜請求項４の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型。
6. 前記Ｎｉ基金属間化合物は、０〜５原子％のＴｉ、及び/又は０〜５原子％のＮｂをさらに含む、
   ことを特徴とする請求項１〜請求項５の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型。
7. 前記Ｎｉ基金属間化合物の硬さが、ＨＲＣ４０〜ＨＲＣ６０である、
   ことを特徴とする請求項１〜請求項６の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型。
8. 前記補強部材の前記ニブに対する締め量が、前記穴の内径寸法の０〜２．０％の範囲である、
   ことを特徴とする請求項１〜請求項７の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型。
9. 前記ニブは、前記穴の軸に沿った方向へ複数に分割されており、
   複数に分割された前記ニブのうち、前記成形部が形成された前記ニブが、前記Ｎｉ基金属間化合物にて構成される、
   ことを特徴とする請求項１〜請求項８の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型。
10. 請求項１〜９の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型と、
    前記熱間鍛造用金型に対して、前記穴の軸方向に沿った方向へ相対的に移動可能なポンチとを備え、
    前記ポンチを前記熱間鍛造用金型に対して相対的に近接させて、再結晶温度以上に加熱された前記被加工材を、前記熱間鍛造用金型と前記ポンチとにより無冷却にて挟み込んでプレスする、
    ことを特徴とする熱間鍛造装置。
11. 請求項１〜９の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型を製造する方法であって、
    前記ニブを、
    前記Ｎｉ基金属間化合物からなる素材に切削工具にて切削加工を施す切削工程を含む工程により製造する、
    ことを特徴とする熱間鍛造用金型の製造方法。
12. 熱間鍛造用金型の製造方法であって、
    被加工材を成形する成形部が形成されるニブを、
    Ｎｉを主成分とし、２〜１３原子％のＡｌ、及び１０〜１７原子％のＶを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢとを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物からなる素材を鋳造により得る鋳造工程と、
    前記素材に切削工具にて切削加工を施す切削工程とを含む工程により製造する、
    ことを特徴とする熱間鍛造用金型の製造方法。
13. Ｎｉを主成分とし、２〜１３原子％のＡｌ、１０〜１７原子％のＶ、並びに０．５〜８原子％のＴａ及び／又は０〜５原子％のＷを含む合計１００原子％の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して１０〜１０００重量ｐｐｍのＢとを含み、初析Ｌ１_２相と（Ｌ１_２＋Ｄ０_２２）共析組織とからなる２重複相組織を有するＮｉ基金属間化合物からなる、
    ことを特徴とする熱間鍛造用金型。

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