JPH0116902B2 - - Google Patents
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- JPH0116902B2 JPH0116902B2 JP54088713A JP8871379A JPH0116902B2 JP H0116902 B2 JPH0116902 B2 JP H0116902B2 JP 54088713 A JP54088713 A JP 54088713A JP 8871379 A JP8871379 A JP 8871379A JP H0116902 B2 JPH0116902 B2 JP H0116902B2
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- Japan
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- steel
- toughness
- hardening
- present
- wear resistance
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- Mounting, Exchange, And Manufacturing Of Dies (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明はすぐれた耐摩耗性、靭性、被削性およ
び溶接性を有する他、フレームハードニング性に
もすぐれた冷間型用鋼に関するものである。 （従来の技術） 最近、自動車用板金プレス型、家電部品用金型
等の需要が増大するにつれ、比較的簡便に利用で
きる金型熱処理法のフレームハードニングが広く
行われるようになつた。特に抜き型、曲げ型、絞
り型等に対しては必要な部分のみ手軽に硬化層を
得ることができるため熱処理費用の軽減の面で非
常に有効な方法である。またトータルコストを低
減する目的で前記金型を鋳造状態で使用すること
も多くなつてきた。 （発明が解決しようとする問題点） ところが従来のフレームハードニングを行うこ
とのできる冷間型用鋼には種々の問題があつた。
たとえばSK2〜５、SKS2、３等の鋼種は焼入性
が悪いため、加熱後水冷、油冷などが必要であり
その上十分な焼入硬さの得られる温度領域が狭い
ので硬度のバラツキが大きい。また1C―3Cr系、
1C―8Cr系等の鋼種は焼入性は十分であるが金型
の溶接補修において割れが発生しやすく、被削性
も劣る。 （問題点を解決するための手段および作用） 本発明はこのような従来の冷間型用鋼の欠点を
改良し、加熱後、空冷により容易に硬化し、硬化
深さが深く、かつ手作業によるフレーム加熱温度
のバラツキに鈍感であるなどのフレームハードニ
ング性の向上と耐摩耗性、靭性、被削性、溶接性
等にすぐれた性能を示す冷間型用鋼である。 すなわち本発明鋼は (1) 重量比にしてＣ：0.60を超え0.85％まで、
Si：0.80〜1.50％、Mn：0.80〜1.50％、Cr：2.0
を超え3.50％、Ｖ：0.05〜0.50％、Nb：0.02〜
0.30％を含有し、残部が実質的にFeからなるこ
とを特徴とするフレームハードニング性にすぐ
れた冷間型用鋼。 (2) 重量比にしてＣ：0.60を超え0.85％まで、
Si：0.80〜1.50％、Mn：0.80〜1.50％、Cr2.0を
超え3.50％、Ｖ：0.05〜0.50％、Nb：0.02〜
0.30％と、Ti：0.30％以下、Ta：0.30％以下、
Zr：0.30％以下の１種または２種以上を含有
し、残部が実質的にFeからなることを特徴と
するフレームハードニング性にすぐれた冷間型
用鋼。 本発明鋼はSi、Mn、Cr等のバランスによつ
て、良好なフレームハードニング性（表面硬さ、
および焼入性）を付与し、Ｃ量を低下せしめ、巨
大な一次炭化物の出現しない成分組成として靭性
の劣化も極力おさえて、鋳造金型とした場合にお
いても十分な耐割れ性、耐欠け性をもつている。
さらに本発明鋼はNbの添加によりフレームハー
ドニング作業時の過熱で結晶粒が粗大化するのを
防止し安定した焼入組織、硬さ、および靭性をも
つている。 次に本発明材の成分限定理由を詳細に説明す
る。 Ｃ：0.60を超え0.85％まで フレーム加熱後、空冷により、十分な硬さを得
るため少なくとも0.60を超えることが必要であ
る。しかし0.85％以上では焼入部の靭性が著しく
劣化し、また鋳造時にネツト状の１次炭化物が顕
著となるため上限を0.85％とした。特に望ましい
範囲は１次炭化物の発生しない0.65〜0.75％であ
る。 Si：0.80〜1.50％ Mnとの複合添加により焼入性を高めるととも
に基地の耐摩耗性を高めるには少なくとも0.80％
以上必要であるが1.50％以上では被削性を劣化す
るため上限を1.5％とした。 Mn：0.80〜1.50％ 焼入性を高めるため0.8％以上必要であるが
1.50％以上では過熱により容易に結晶粒が粗大化
して靭性を損なうばかりか被削性も劣化するため
上限を1.50％とした。特に望ましい範囲は0.80〜
1.20％である。 Cr：2.0を超え3.50％ 焼入性を高めると同時に炭化物を形成し、耐摩
耗性の向上に寄与するために上記Ｃ、Si、Mnの
範囲においては少なくとも2.0％必要である。し
かし3.50％以上ではネツト状の１次炭化物の形成
が顕著となり靭性も劣化するため上限を3.50％と
した。特に望ましい範囲は2.0％を超えて3.0％ま
でである。 Ｖ：0.05〜0.5％ 結晶粒微細化のため少なくとも0.05％必要であ
るが0.5％以上添加しても、その効果の向上は少
ないため経済的な面も考慮し、上限を0.5％とし
た。 Nb：0.02〜0.30％ Ｖとともに本発明鋼における主要な元素であ
り、結晶粒を微細化するとともに、高温における
結晶粒の粗大化を防止し、靭性を向上するため少
なくとも0.02％必要とする。しかし0.30％以上添
加すると粗大なNbCが生成し、本発明鋼の特徴
である高靭性を損なうため上限を0.30％とした。
特に望ましい範囲は0.02〜0.2％である。 Ti：0.30％以下、Ta：0.30％以下、Zr：0.30％以
下 これらの元素は炭化物を形成し、結晶粒粗大化
の防止に寄与するが、いずれも0.3％以上の添加
では却つて靭性を低下するのでそれぞれ上限を
0.3％とした。 （実施例） 次に本発明を実施例に基づいて詳細に説明す
る。 実施例 １ 第１表に示す成分組成の合金を電気炉により溶
製後2t鋼塊に鋳造し、分塊鋳造、鍛造、焼なまし
工程を経た鍛造材（300W×55H×Ｌ）を得た。
び溶接性を有する他、フレームハードニング性に
もすぐれた冷間型用鋼に関するものである。 （従来の技術） 最近、自動車用板金プレス型、家電部品用金型
等の需要が増大するにつれ、比較的簡便に利用で
きる金型熱処理法のフレームハードニングが広く
行われるようになつた。特に抜き型、曲げ型、絞
り型等に対しては必要な部分のみ手軽に硬化層を
得ることができるため熱処理費用の軽減の面で非
常に有効な方法である。またトータルコストを低
減する目的で前記金型を鋳造状態で使用すること
も多くなつてきた。 （発明が解決しようとする問題点） ところが従来のフレームハードニングを行うこ
とのできる冷間型用鋼には種々の問題があつた。
たとえばSK2〜５、SKS2、３等の鋼種は焼入性
が悪いため、加熱後水冷、油冷などが必要であり
その上十分な焼入硬さの得られる温度領域が狭い
ので硬度のバラツキが大きい。また1C―3Cr系、
1C―8Cr系等の鋼種は焼入性は十分であるが金型
の溶接補修において割れが発生しやすく、被削性
も劣る。 （問題点を解決するための手段および作用） 本発明はこのような従来の冷間型用鋼の欠点を
改良し、加熱後、空冷により容易に硬化し、硬化
深さが深く、かつ手作業によるフレーム加熱温度
のバラツキに鈍感であるなどのフレームハードニ
ング性の向上と耐摩耗性、靭性、被削性、溶接性
等にすぐれた性能を示す冷間型用鋼である。 すなわち本発明鋼は (1) 重量比にしてＣ：0.60を超え0.85％まで、
Si：0.80〜1.50％、Mn：0.80〜1.50％、Cr：2.0
を超え3.50％、Ｖ：0.05〜0.50％、Nb：0.02〜
0.30％を含有し、残部が実質的にFeからなるこ
とを特徴とするフレームハードニング性にすぐ
れた冷間型用鋼。 (2) 重量比にしてＣ：0.60を超え0.85％まで、
Si：0.80〜1.50％、Mn：0.80〜1.50％、Cr2.0を
超え3.50％、Ｖ：0.05〜0.50％、Nb：0.02〜
0.30％と、Ti：0.30％以下、Ta：0.30％以下、
Zr：0.30％以下の１種または２種以上を含有
し、残部が実質的にFeからなることを特徴と
するフレームハードニング性にすぐれた冷間型
用鋼。 本発明鋼はSi、Mn、Cr等のバランスによつ
て、良好なフレームハードニング性（表面硬さ、
および焼入性）を付与し、Ｃ量を低下せしめ、巨
大な一次炭化物の出現しない成分組成として靭性
の劣化も極力おさえて、鋳造金型とした場合にお
いても十分な耐割れ性、耐欠け性をもつている。
さらに本発明鋼はNbの添加によりフレームハー
ドニング作業時の過熱で結晶粒が粗大化するのを
防止し安定した焼入組織、硬さ、および靭性をも
つている。 次に本発明材の成分限定理由を詳細に説明す
る。 Ｃ：0.60を超え0.85％まで フレーム加熱後、空冷により、十分な硬さを得
るため少なくとも0.60を超えることが必要であ
る。しかし0.85％以上では焼入部の靭性が著しく
劣化し、また鋳造時にネツト状の１次炭化物が顕
著となるため上限を0.85％とした。特に望ましい
範囲は１次炭化物の発生しない0.65〜0.75％であ
る。 Si：0.80〜1.50％ Mnとの複合添加により焼入性を高めるととも
に基地の耐摩耗性を高めるには少なくとも0.80％
以上必要であるが1.50％以上では被削性を劣化す
るため上限を1.5％とした。 Mn：0.80〜1.50％ 焼入性を高めるため0.8％以上必要であるが
1.50％以上では過熱により容易に結晶粒が粗大化
して靭性を損なうばかりか被削性も劣化するため
上限を1.50％とした。特に望ましい範囲は0.80〜
1.20％である。 Cr：2.0を超え3.50％ 焼入性を高めると同時に炭化物を形成し、耐摩
耗性の向上に寄与するために上記Ｃ、Si、Mnの
範囲においては少なくとも2.0％必要である。し
かし3.50％以上ではネツト状の１次炭化物の形成
が顕著となり靭性も劣化するため上限を3.50％と
した。特に望ましい範囲は2.0％を超えて3.0％ま
でである。 Ｖ：0.05〜0.5％ 結晶粒微細化のため少なくとも0.05％必要であ
るが0.5％以上添加しても、その効果の向上は少
ないため経済的な面も考慮し、上限を0.5％とし
た。 Nb：0.02〜0.30％ Ｖとともに本発明鋼における主要な元素であ
り、結晶粒を微細化するとともに、高温における
結晶粒の粗大化を防止し、靭性を向上するため少
なくとも0.02％必要とする。しかし0.30％以上添
加すると粗大なNbCが生成し、本発明鋼の特徴
である高靭性を損なうため上限を0.30％とした。
特に望ましい範囲は0.02〜0.2％である。 Ti：0.30％以下、Ta：0.30％以下、Zr：0.30％以
下 これらの元素は炭化物を形成し、結晶粒粗大化
の防止に寄与するが、いずれも0.3％以上の添加
では却つて靭性を低下するのでそれぞれ上限を
0.3％とした。 （実施例） 次に本発明を実施例に基づいて詳細に説明す
る。 実施例 １ 第１表に示す成分組成の合金を電気炉により溶
製後2t鋼塊に鋳造し、分塊鋳造、鍛造、焼なまし
工程を経た鍛造材（300W×55H×Ｌ）を得た。
【表】
【表】
(1) フレームハードニング性
前記300W×55H×Ｌの鍛造材を70W×50H
×180Lの試片に加工し長手方向にフレームハ
ードニングを行い、焼入部の表面硬さおよび硬
化深さを測定し第２表に示した。 第２表によると本発明鋼は焼入硬さのバラツ
キが小さく、HRC60以上の安定した硬さが得
られるばかりかHv600の得られる硬化深さは深
くなつていることがわかる。
×180Lの試片に加工し長手方向にフレームハ
ードニングを行い、焼入部の表面硬さおよび硬
化深さを測定し第２表に示した。 第２表によると本発明鋼は焼入硬さのバラツ
キが小さく、HRC60以上の安定した硬さが得
られるばかりかHv600の得られる硬化深さは深
くなつていることがわかる。
【表】
(2) 耐摩耗性、靭性
前記鍛造材の長手方向より摩耗試験片（20W
×10T×5L）、シヤルピー試験片（10×10×
55L）を切り出し、それぞれ摩耗面、ノツチ面
をフレームハードニング後耐摩耗性、靭性の試
験を行いその結果を第３表に記した。 第３表によると本発明鋼は比較鋼と同等の耐
摩耗性を有し、衝撃値については約２倍になつ
ている。
×10T×5L）、シヤルピー試験片（10×10×
55L）を切り出し、それぞれ摩耗面、ノツチ面
をフレームハードニング後耐摩耗性、靭性の試
験を行いその結果を第３表に記した。 第３表によると本発明鋼は比較鋼と同等の耐
摩耗性を有し、衝撃値については約２倍になつ
ている。
【表】
【表】
実施例 ２
第４表に示す成分組成の合金を電気炉により溶
解し75W×55H×200Lのブロツクを砂型により
鋳造し、それぞれフレームハードニング性、耐摩
耗性、靭性、被削性、溶接性について調べた。 (1) フレームハードニング性 前記75W×55H×200Lの鋳物ブロツクを
70W×50H×180Lの試験片に加工後、コーナ
ー部を長手方向にそつてフレームハードニング
を行い硬さおよび硬化深さを測定しその結果を
第５表に示した。第５表によると本発明鋼は焼
入硬さのバラツキが小さく、HRC60以上の安
定した硬さが得られるばかりかHv600の得られ
る硬化深さは深く、低合金ながら比較材No.11
（8Cr系）と同等あるいはそれ以上の硬化深さ
を得ることができる。さらに焼入時の過熱に対
する抵抗性を調べるため第１図にフレーム加熱
温度（焼入温度）とシエフアードの破面度数番
号との関係を示したが、これによれば本発明鋼
は1050℃まで過熱しても結晶粒はほとんど粗大
化していないことがわかる。
解し75W×55H×200Lのブロツクを砂型により
鋳造し、それぞれフレームハードニング性、耐摩
耗性、靭性、被削性、溶接性について調べた。 (1) フレームハードニング性 前記75W×55H×200Lの鋳物ブロツクを
70W×50H×180Lの試験片に加工後、コーナ
ー部を長手方向にそつてフレームハードニング
を行い硬さおよび硬化深さを測定しその結果を
第５表に示した。第５表によると本発明鋼は焼
入硬さのバラツキが小さく、HRC60以上の安
定した硬さが得られるばかりかHv600の得られ
る硬化深さは深く、低合金ながら比較材No.11
（8Cr系）と同等あるいはそれ以上の硬化深さ
を得ることができる。さらに焼入時の過熱に対
する抵抗性を調べるため第１図にフレーム加熱
温度（焼入温度）とシエフアードの破面度数番
号との関係を示したが、これによれば本発明鋼
は1050℃まで過熱しても結晶粒はほとんど粗大
化していないことがわかる。
【表】
【表】
(2) 耐摩耗性、靭性
フレームハードニングをした前記75W×50H
×180Lの鋳物ブロツクの表面近傍より、摩耗
試験片（20W×10T×5L）、シヤルピー試験片
（10×10×55L）を切り出し、耐摩耗性、靭性
の試験を行つた結果を第６表に示す。 第６表によると本発明鋼の耐摩耗性は比較鋼
とほぼ同等であるが衝撃値は２〜３倍になつて
いる。さらに前記実施例１の衝撃値と比較して
も鋳物でありながら靭性の劣化度がきわめて小
さいという注目すべき特性を示している。
×180Lの鋳物ブロツクの表面近傍より、摩耗
試験片（20W×10T×5L）、シヤルピー試験片
（10×10×55L）を切り出し、耐摩耗性、靭性
の試験を行つた結果を第６表に示す。 第６表によると本発明鋼の耐摩耗性は比較鋼
とほぼ同等であるが衝撃値は２〜３倍になつて
いる。さらに前記実施例１の衝撃値と比較して
も鋳物でありながら靭性の劣化度がきわめて小
さいという注目すべき特性を示している。
【表】
【表】
(3) 被削性
第７表は前記鋳造ブロツク70W×50H×
180Lのフレームハードニング前の被削性をド
リルの穴あけ試験によつて調べたものである。
第７表で明らかなとおり本発明鋼の被削性は比
較鋼の２〜３倍の工具寿命を示している。
180Lのフレームハードニング前の被削性をド
リルの穴あけ試験によつて調べたものである。
第７表で明らかなとおり本発明鋼の被削性は比
較鋼の２〜３倍の工具寿命を示している。
【表】
(4) 溶接性
前記鋳造ブロツク（75W×55H×200L）か
ら溶接試験片（50W×30T×150L）を取り出し
１層および３層の肉盛溶接を第８表の注６に示
す試験条件で行い溶接割れの有無を調べ、その
結果を第８表に記した。なお溶接途中割れの発
生したものは作業を中止した。
ら溶接試験片（50W×30T×150L）を取り出し
１層および３層の肉盛溶接を第８表の注６に示
す試験条件で行い溶接割れの有無を調べ、その
結果を第８表に記した。なお溶接途中割れの発
生したものは作業を中止した。
【表】
【表】
第８表の溶接割れ発生の有無で明らかなとお
り本発明鋼が非常に良好な溶接性を示してい
る。このことは金型を鋳物で製作する場合鋳造
欠陥を容易に肉盛補修でき鋳造金型材として好
適であることを明白にしている。 （発明の効果） 以上説明のとおり本発明鋼は鍛造品および鋳造
品等でのフレームハードニングにおいて空冷によ
り容易に硬化し、硬さのバラツキも少なく、しか
も硬化深さが深い。さらにすぐれた耐摩耗性、靭
性、被削性、肉盛溶接性を示すため冷間成形用金
型特に抜き型、曲げ型、絞り型等に用いた場合高
寿命を示す好適な材料である。また本発明鋼は剪
断刃やロール材等、従来の冷間工具材の用途範囲
をカバーできることはいうまでもない。以上本発
明鋼が産業上寄与するところは非常に大きい。
り本発明鋼が非常に良好な溶接性を示してい
る。このことは金型を鋳物で製作する場合鋳造
欠陥を容易に肉盛補修でき鋳造金型材として好
適であることを明白にしている。 （発明の効果） 以上説明のとおり本発明鋼は鍛造品および鋳造
品等でのフレームハードニングにおいて空冷によ
り容易に硬化し、硬さのバラツキも少なく、しか
も硬化深さが深い。さらにすぐれた耐摩耗性、靭
性、被削性、肉盛溶接性を示すため冷間成形用金
型特に抜き型、曲げ型、絞り型等に用いた場合高
寿命を示す好適な材料である。また本発明鋼は剪
断刃やロール材等、従来の冷間工具材の用途範囲
をカバーできることはいうまでもない。以上本発
明鋼が産業上寄与するところは非常に大きい。
第１図は鋳造金型における焼入温度と破面粒度
の関係を示す図である。
の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比にしてＣ：0.60を超え0.85％まで、
Si：0.80〜1.50％、Mn：0.80〜1.50％、Cr：2.0を
超え3.50％まで、Ｖ：0.05〜0.50％、Nb：0.02〜
0.30％を含有し、残部が実質的にFeからなること
を特徴とするフレームハードニング性にすぐれた
冷間型用鋼。 ２ 重量比にしてＣ：0.60を超え0.85％まで、
Si：0.80〜1.50％、Mn：0.80〜1.50％、Cr：2.0を
超え3.50％まで、Ｖ：0.05〜0.50％、Nb：0.02〜
0.30％と、Ti：0.30％以下、Ta：0.30％以下、
Zr：0.30％以下の１種または２種以上を含有し、
残部が実質的にFeからなることを特徴とするフ
レームハードニング性にすぐれた冷間型用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8871379A JPS5613464A (en) | 1979-07-14 | 1979-07-14 | Cold working die steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8871379A JPS5613464A (en) | 1979-07-14 | 1979-07-14 | Cold working die steel |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5613464A JPS5613464A (en) | 1981-02-09 |
| JPH0116902B2 true JPH0116902B2 (ja) | 1989-03-28 |
Family
ID=13950532
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8871379A Granted JPS5613464A (en) | 1979-07-14 | 1979-07-14 | Cold working die steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5613464A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4490865A (en) * | 1982-12-23 | 1985-01-01 | France Bed Co., Ltd. | Bed apparatus with urinal and an integral drive mechanism |
| US4989280A (en) * | 1990-02-06 | 1991-02-05 | Bair Richard M | Automatically actuated invalid bed toilet system |
| JP2678536B2 (ja) * | 1991-11-05 | 1997-11-17 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 冷間工具鋼 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5140854B2 (ja) * | 1971-12-28 | 1976-11-06 | ||
| US3768269A (en) * | 1972-04-07 | 1973-10-30 | Shell Oil Co | Mitigation of propagating collapse failures in pipelines due to external load |
| JPS5220317A (en) * | 1975-08-08 | 1977-02-16 | Hitachi Metals Ltd | Shank material used as a tool for high speed steel |
-
1979
- 1979-07-14 JP JP8871379A patent/JPS5613464A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5613464A (en) | 1981-02-09 |
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