JPH0215117A - プラスチック成形用プレハードン金型鋼の製造方法 - Google Patents
プラスチック成形用プレハードン金型鋼の製造方法Info
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- JPH0215117A JPH0215117A JP63165494A JP16549488A JPH0215117A JP H0215117 A JPH0215117 A JP H0215117A JP 63165494 A JP63165494 A JP 63165494A JP 16549488 A JP16549488 A JP 16549488A JP H0215117 A JPH0215117 A JP H0215117A
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- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
産栗上■赳貝分団
本発明は、プラスチック成形用プレハードン金型鋼の製
造方法に関し、詳しくば、ＨＲＣ３５〜４５としてなる
被削性、靭性及び鏡面性にすぐれるプラスチック成形用
プレハードン金型鋼の製造方法に関する。
造方法に関し、詳しくば、ＨＲＣ３５〜４５としてなる
被削性、靭性及び鏡面性にすぐれるプラスチック成形用
プレハードン金型鋼の製造方法に関する。
ｌ米少狡査
プラスチック成形用プレハードン金型鋼には、成形対象
である樹脂、成形品の用途等に応じて、硬さ、鏡面性、
耐食性等が要求されるのみならず、金型加工の点から被
削性が要求される。特に、ＨＲＣ３５以上の高硬度金型
は加工が困難であるので、被削性の改善が強く要望され
ている。
である樹脂、成形品の用途等に応じて、硬さ、鏡面性、
耐食性等が要求されるのみならず、金型加工の点から被
削性が要求される。特に、ＨＲＣ３５以上の高硬度金型
は加工が困難であるので、被削性の改善が強く要望され
ている。
ＨＲＣ３５〜４５の析出硬化型金型鋼としては、既に、
特開昭５２−６５５５７号公報、特開昭５５−２８３８
４号公報、特開昭６１−１１７２５６号公報等に記載さ
れているように、鋼の被削性を改善するための合金元素
としてＣｕを用いており、更に、硬さを確保するために
、Ｃｕに加えて、ＭＯｌＣｒ、Ｍｎ等の析出硬化や焼入
れ性を向上させる元素を相当量加えており、その結果と
して、靭性の低下を避けることができない。
特開昭５２−６５５５７号公報、特開昭５５−２８３８
４号公報、特開昭６１−１１７２５６号公報等に記載さ
れているように、鋼の被削性を改善するための合金元素
としてＣｕを用いており、更に、硬さを確保するために
、Ｃｕに加えて、ＭＯｌＣｒ、Ｍｎ等の析出硬化や焼入
れ性を向上させる元素を相当量加えており、その結果と
して、靭性の低下を避けることができない。
また、従来、プラスチック成形用プレハードン金型鋼の
製造においては、被削性を付与するために、通常、Ｓが
増量されている。しかし、Ｓの増量は、金型鋼の靭性を
低下させると共に、鏡面性をも劣化させるので、その添
加量には自ずから限度がある。更に、上記した従来の金
型鋼は、いずれも、所要の硬さを確保するために、オー
ステナイト域から冷却して、その金属組織をマルテンサ
イト又はベイナイトとしている。
製造においては、被削性を付与するために、通常、Ｓが
増量されている。しかし、Ｓの増量は、金型鋼の靭性を
低下させると共に、鏡面性をも劣化させるので、その添
加量には自ずから限度がある。更に、上記した従来の金
型鋼は、いずれも、所要の硬さを確保するために、オー
ステナイト域から冷却して、その金属組織をマルテンサ
イト又はベイナイトとしている。
しかしながら、近年においては、プラスチック成形品の
種類や用途も多様化し、複雑な形状の成形品が増加して
おり、他方、成形圧の上昇もあって、靭性の低い前記し
た従来のプレハードン金型鋼は、欠は等を生じて、十分
な寿命をもたない。
種類や用途も多様化し、複雑な形状の成形品が増加して
おり、他方、成形圧の上昇もあって、靭性の低い前記し
た従来のプレハードン金型鋼は、欠は等を生じて、十分
な寿命をもたない。
が ゛ しようとする
本発明者らは、上記した問題を解決するために鋭意研究
した結果、プラスチック金型用プレバトン鋼の製造にお
いて、合金元素の選択及び添加量を最適に選択制御する
と共に、金型組織をフェライト及びマルテンサイト（又
はヘイナイ１〜）の相組織とし、又は、鋼中のＭｎＳの
アスペクト比を制御することによって、ＨＰＯ３５〜４
５であって、しかも、靭性、被削性及び鏡面性のすべて
を備えたプラスチック成形用プレハードン鋼金型鋼を得
ることができることを見出して、本発明に至ったもので
ある。
した結果、プラスチック金型用プレバトン鋼の製造にお
いて、合金元素の選択及び添加量を最適に選択制御する
と共に、金型組織をフェライト及びマルテンサイト（又
はヘイナイ１〜）の相組織とし、又は、鋼中のＭｎＳの
アスペクト比を制御することによって、ＨＰＯ３５〜４
５であって、しかも、靭性、被削性及び鏡面性のすべて
を備えたプラスチック成形用プレハードン鋼金型鋼を得
ることができることを見出して、本発明に至ったもので
ある。
従って、本発明は、）（ＲＣ３５〜４５であって、しか
も、靭性、被削性及び鏡面性のすべてを備えたプラスチ
ック成形用プレハ−ドン金型鋼を提供することを目的と
する。
も、靭性、被削性及び鏡面性のすべてを備えたプラスチ
ック成形用プレハ−ドン金型鋼を提供することを目的と
する。
課題を解決するだめの手段
本発明によるプラスチック成形用プレハ−ドン金型鋼の
製造方法は、重量％で （ａ＋ Ｇ ０．０５〜０．２０％、Ｓｉ０．１０
〜１．０％、 Ｍｎ １．０〜２．０％、 Ｓ ０．０３〜０．３０％、 Ｎｉ３．５〜５．０％、 Ｃｒ ０．２０〜１．００％、 Ｍｏ０．３０％、 ７Ｂｏ、７ｏ〜１．５０％、及び Ｃｕ０．３０％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｖ ０．０５〜０．３０％、及びＮｂ０．０
５〜０．１５％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を溶体化処理及び
時効処理を施して、ＨＲＣ３５〜４５としてなる被削性
、靭性及び鏡面性にすぐれるプラスチック成形用プレハ
ードン金型鋼を得るものである。
製造方法は、重量％で （ａ＋ Ｇ ０．０５〜０．２０％、Ｓｉ０．１０
〜１．０％、 Ｍｎ １．０〜２．０％、 Ｓ ０．０３〜０．３０％、 Ｎｉ３．５〜５．０％、 Ｃｒ ０．２０〜１．００％、 Ｍｏ０．３０％、 ７Ｂｏ、７ｏ〜１．５０％、及び Ｃｕ０．３０％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｖ ０．０５〜０．３０％、及びＮｂ０．０
５〜０．１５％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を溶体化処理及び
時効処理を施して、ＨＲＣ３５〜４５としてなる被削性
、靭性及び鏡面性にすぐれるプラスチック成形用プレハ
ードン金型鋼を得るものである。
先ず、本発明鋼における化学成分の限定理由を説明する
。
。
本発明においては、溶体化温度又は二相域温度から空冷
して、マルテンサイト （又はへイナイ日に基づく硬さ
を確保するために、Ｃは、０．０５％以上を添加するこ
とか必要である。しかし、過多に添加するときは、Ｃｒ
、Ｍｏ、ＶＸＮｂ等の炭化物を過剰に形成して、靭性と
被削性を概するので、添加量は０．２０％以下とする。
して、マルテンサイト （又はへイナイ日に基づく硬さ
を確保するために、Ｃは、０．０５％以上を添加するこ
とか必要である。しかし、過多に添加するときは、Ｃｒ
、Ｍｏ、ＶＸＮｂ等の炭化物を過剰に形成して、靭性と
被削性を概するので、添加量は０．２０％以下とする。
Ｓｉは、焼入れ性を高めて、硬さを高くすると同時に、
熔解時の脱酸剤としても不可欠であって、かかる観点か
ら、少なくとも０．１０％の添加を必要とする。しかし
、過多に添加するときは、硬質の酸化物５ｉ０２を生成
して、被削性を阻害するので、添加量の上限を１．０％
とする。
熔解時の脱酸剤としても不可欠であって、かかる観点か
ら、少なくとも０．１０％の添加を必要とする。しかし
、過多に添加するときは、硬質の酸化物５ｉ０２を生成
して、被削性を阻害するので、添加量の上限を１．０％
とする。
Ｍｎは、焼入れ性を高めて硬さを大きくすると同時に、
鋼に被削性を付与する介在物ＭｎＳを形成させるために
、１．０％以上の添加を必要とする。
鋼に被削性を付与する介在物ＭｎＳを形成させるために
、１．０％以上の添加を必要とする。
しかし、２．０％を越えて過多に添加するときは、焼入
れ硬さが高ずぎて、被削性と靭性を劣化させる。
れ硬さが高ずぎて、被削性と靭性を劣化させる。
本発明において、Ｓば、前述したように、Ｍｎと結合し
てＭｎＳを生成し、鋼にずくれた被削性を付与する重要
な元素の一つであって、かかる効果を有効に得るために
、少なくとも０．０３０％を添加する。しかし、過多に
添加するときば、靭性と鏡面性とを劣化させるので、添
加量は０．３０％以下とする。
てＭｎＳを生成し、鋼にずくれた被削性を付与する重要
な元素の一つであって、かかる効果を有効に得るために
、少なくとも０．０３０％を添加する。しかし、過多に
添加するときば、靭性と鏡面性とを劣化させるので、添
加量は０．３０％以下とする。
Ｎｉも、本発明において、硬化析出と強靭化の二２の目
的を達成するために、重要な元素である。
的を達成するために、重要な元素である。
即ち、Ｎｉば、時効中にＡｌと結合し、微細な金属間化
合物を形成して、強度を確保するために、少なくとも２
．５％の添加を必要とする。更に、鋼中に固溶させて、
強靭性を高めるためには、１．０％以上を添加すること
が必要である。しかし、５゜０％を越える過多量の添加
は、残留オーステナイト量の増加によって、有効な強度
上昇を達成し得ないうえに、被削性を害し、更に、鋼の
製造費用をも高める。
合物を形成して、強度を確保するために、少なくとも２
．５％の添加を必要とする。更に、鋼中に固溶させて、
強靭性を高めるためには、１．０％以上を添加すること
が必要である。しかし、５゜０％を越える過多量の添加
は、残留オーステナイト量の増加によって、有効な強度
上昇を達成し得ないうえに、被削性を害し、更に、鋼の
製造費用をも高める。
Ｃｒは、焼入れ性を確保するために、０．２％以上添加
する必要がある。しかし、１．００％を越える過多量の
添加は、セメンタイト中へのＣｒの固溶や、Ｃｒ炭化物
の形成が顕著となって、被削性を著しく阻害する。
する必要がある。しかし、１．００％を越える過多量の
添加は、セメンタイト中へのＣｒの固溶や、Ｃｒ炭化物
の形成が顕著となって、被削性を著しく阻害する。
Ｍｏは、時効処理によって、微細な炭化物を形成し、Ｎ
１−Ａｆ金属間化合物と共に、強度を確保するために、
０．１０％以上を添加することが必要である。しかし、
添加量が０．３％を越えるときは、炭化物の生成が増大
し、被削性を低下させる。
１−Ａｆ金属間化合物と共に、強度を確保するために、
０．１０％以上を添加することが必要である。しかし、
添加量が０．３％を越えるときは、炭化物の生成が増大
し、被削性を低下させる。
Ａｌｌは、前述したように、Ｎｉとの間に微細な金属間
化合物を形成し、本発明において、時効硬化に必須の元
素であって、Ｎｉ量との関係がら、０．７％以上を添加
することが必要である。しかし、１．５％を越えて過多
に添加するときは、硬質の酸化物ＡＩ。０３を生成して
、被削性を害する。
化合物を形成し、本発明において、時効硬化に必須の元
素であって、Ｎｉ量との関係がら、０．７％以上を添加
することが必要である。しかし、１．５％を越えて過多
に添加するときは、硬質の酸化物ＡＩ。０３を生成して
、被削性を害する。
Ｃｕは、靭性を阻害する要因となると共に、熱間加工性
を阻害するので、可能な限りに少ないのがよいが、製鋼
上、ある程度、Ｃｕを含有することは避けられない。本
発明においては、含有量は、０．３０％以下は許容され
る。
を阻害するので、可能な限りに少ないのがよいが、製鋼
上、ある程度、Ｃｕを含有することは避けられない。本
発明においては、含有量は、０．３０％以下は許容され
る。
■及びＮｂは、本発明においては、鋼に硬さと靭性とを
付与するために添加される重要な元素である。これらの
元素は、ＭＯと同様に、時効処理によって微細な炭化物
を生成して、硬さを向上させる効果を有するが、Ｍｏと
異なって、同時に結晶粒を微細化して、靭性を高めると
共に、鏡面性をも向上させる効果を有する。本発明にお
いては、かかる効果を有効に得るために、■を０．０５
％以上又はＮｂを０．０５％以上添加することが必要で
ある。しかし、これらの元素のいずれについても、過多
量の添加は、炭化物量の増大のために、結晶粒の微細化
による靭性の向上効果を相殺するので、添加量の上限は
、■については０．３％、Ｎｂについては０．１５％と
する。尚、■及びＮｂは、上記範囲内において、複合添
加してもよい。
付与するために添加される重要な元素である。これらの
元素は、ＭＯと同様に、時効処理によって微細な炭化物
を生成して、硬さを向上させる効果を有するが、Ｍｏと
異なって、同時に結晶粒を微細化して、靭性を高めると
共に、鏡面性をも向上させる効果を有する。本発明にお
いては、かかる効果を有効に得るために、■を０．０５
％以上又はＮｂを０．０５％以上添加することが必要で
ある。しかし、これらの元素のいずれについても、過多
量の添加は、炭化物量の増大のために、結晶粒の微細化
による靭性の向上効果を相殺するので、添加量の上限は
、■については０．３％、Ｎｂについては０．１５％と
する。尚、■及びＮｂは、上記範囲内において、複合添
加してもよい。
本発明によるプレハードン金型鋼は、上述した化学成分
を有する鋼に従来の通常の８５’Ｏ〜９゜０℃での溶体
化処理及び５００〜６００℃での時効処理を施すことに
よって、ＨＲＣ３’５〜４５を有すると共に、被削性、
靭性及び鏡面性にすぐれる。
を有する鋼に従来の通常の８５’Ｏ〜９゜０℃での溶体
化処理及び５００〜６００℃での時効処理を施すことに
よって、ＨＲＣ３’５〜４５を有すると共に、被削性、
靭性及び鏡面性にすぐれる。
しかしながら、本発明によれば、上述した化学成分を有
する鋼をおよそ７００〜８００℃のオーステナイト・フ
エライトニ相域温度にて加熱処理することによって、フ
ェライト面積分率を２５〜７５％、残部をマルテンサイ
ト又はベイナイトの二相とし、その後、５００〜６００
’Ｃで時効処理を施すことによって、又はオーステナ
イト域における熱間加工に際して、鍛造加熱温度を１１
４０〜１２００℃にすること、及び据込鍛造を併用する
ことによって、鋼中のＭｎＳのアスペクト比（短軸長を
ａ、長軸長をｂとするとき、ｂ ／ ａ ）を２．５〜
１０の範囲内とし、その後、溶体化処理及び時効処理を
施すことによって、靭性及び鏡面性を阻害することなく
、被削性を一層顕著に改善することができる。
する鋼をおよそ７００〜８００℃のオーステナイト・フ
エライトニ相域温度にて加熱処理することによって、フ
ェライト面積分率を２５〜７５％、残部をマルテンサイ
ト又はベイナイトの二相とし、その後、５００〜６００
’Ｃで時効処理を施すことによって、又はオーステナ
イト域における熱間加工に際して、鍛造加熱温度を１１
４０〜１２００℃にすること、及び据込鍛造を併用する
ことによって、鋼中のＭｎＳのアスペクト比（短軸長を
ａ、長軸長をｂとするとき、ｂ ／ ａ ）を２．５〜
１０の範囲内とし、その後、溶体化処理及び時効処理を
施すことによって、靭性及び鏡面性を阻害することなく
、被削性を一層顕著に改善することができる。
プレハードン金型鋼の金属組織において、およそ８００
℃以下で加熱処理を行ない、フェライト面積分率を２５
％以上、残部をマルテンサイト又はベイナイトの二相と
するごとによって、通常熱処理鋼と同等の硬さを有しな
がら、被削性を向上させることができる。しかし、およ
そ７００°Ｃ以下で加熱処理を行った場合には、フェラ
イト面積分率が７５％を越え、ＨＲＣ３５以上の硬さを
得ることができない。
℃以下で加熱処理を行ない、フェライト面積分率を２５
％以上、残部をマルテンサイト又はベイナイトの二相と
するごとによって、通常熱処理鋼と同等の硬さを有しな
がら、被削性を向上させることができる。しかし、およ
そ７００°Ｃ以下で加熱処理を行った場合には、フェラ
イト面積分率が７５％を越え、ＨＲＣ３５以上の硬さを
得ることができない。
また、鋼中のＭｎＳのアスペクト比が２．５よりも小さ
いときは、靭性が低く、他方、１０を越えても、被削性
の改善の効果が飽和する。しかし、上記のように、２．
５〜１０の範囲とすることによって、靭性及び鏡面性を
阻害することなく、被削性を一層顕著に改善することが
できる。
いときは、靭性が低く、他方、１０を越えても、被削性
の改善の効果が飽和する。しかし、上記のように、２．
５〜１０の範囲とすることによって、靭性及び鏡面性を
阻害することなく、被削性を一層顕著に改善することが
できる。
特に、本発明によれば、上記の二つの処理による被削性
の向上効果は、それぞれ全く独立した機構によるもので
あるから、これらを組み合わせて、鋼中のＭｎＳのアス
ペクト比をオーステナイト域における熱間加工過程にて
２，５〜１０の範囲内とし、その後、オーステナイト・
フエライト二相域温度にて加熱処理して、フェライト面
積分率を２５〜７５％、残部をマルテンサイト又はヘイ
ナイ１〜〇二相に制御し、更にその後に、時効処理を施
すことによって、靭性及び鏡面性を損なうことなく、被
削性を一層向上させることができる。
の向上効果は、それぞれ全く独立した機構によるもので
あるから、これらを組み合わせて、鋼中のＭｎＳのアス
ペクト比をオーステナイト域における熱間加工過程にて
２，５〜１０の範囲内とし、その後、オーステナイト・
フエライト二相域温度にて加熱処理して、フェライト面
積分率を２５〜７５％、残部をマルテンサイト又はヘイ
ナイ１〜〇二相に制御し、更にその後に、時効処理を施
すことによって、靭性及び鏡面性を損なうことなく、被
削性を一層向上させることができる。
見所ｐ四果
以上のように、本発明によれば、従来の通常の溶体化処
理及び時効処理によって、靭性、被削性及び鏡面性にす
ぐれるプラスチック成形用プレハードン金型鋼を得るこ
とができる。しかし、本発明に従って、所定の化学成分
を有する鋼を二相域別熱によって所定のフェライト・マ
ルテンサイト（又はベイナイト）組織とすることによっ
て、又は熱間加工時にＭｎＳのアスペクＩ・比を所定の
範囲内とすることによって、その被削性を一層向上させ
ることができる。これら二相域別熱とＭｎＳのアスペク
ト比制御とを組み合わせれば、更に、被削性を向上させ
ることができる。
理及び時効処理によって、靭性、被削性及び鏡面性にす
ぐれるプラスチック成形用プレハードン金型鋼を得るこ
とができる。しかし、本発明に従って、所定の化学成分
を有する鋼を二相域別熱によって所定のフェライト・マ
ルテンサイト（又はベイナイト）組織とすることによっ
て、又は熱間加工時にＭｎＳのアスペクＩ・比を所定の
範囲内とすることによって、その被削性を一層向上させ
ることができる。これら二相域別熱とＭｎＳのアスペク
ト比制御とを組み合わせれば、更に、被削性を向上させ
ることができる。
３３１ご（（リ−
以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例により何ら限定されるものではない。
れら実施例により何ら限定されるものではない。
実施例１及び２
第１表に示す化学成分を有する鋼のそれぞれについて、
通常のオーステナイト域溶体化及び時効処理を施して、
プレハードン金型鋼を得た。これらについて、金属組織
、２１Ｕノツチシヤルピー衝撃値（室温）及び工具寿命
を第２表に示す。ここに、工具寿命は、直径ＩＱｍｍの
エンドミル切削における逃げ面摩耗幅が０．２１１とな
る切削長さで評価し、本発明鋼１の工具寿命を１とする
相対寿命にて示す（以下、同じ）。
通常のオーステナイト域溶体化及び時効処理を施して、
プレハードン金型鋼を得た。これらについて、金属組織
、２１Ｕノツチシヤルピー衝撃値（室温）及び工具寿命
を第２表に示す。ここに、工具寿命は、直径ＩＱｍｍの
エンドミル切削における逃げ面摩耗幅が０．２１１とな
る切削長さで評価し、本発明鋼１の工具寿命を１とする
相対寿命にて示す（以下、同じ）。
本発明鋼は、通常の熱処理によって、所要の硬さを確保
しつつ、極めてずくれた靭性を有しており、工具寿命に
ついても、比較鋼と同等又はそれ以上である。
しつつ、極めてずくれた靭性を有しており、工具寿命に
ついても、比較鋼と同等又はそれ以上である。
実施例３及び４
第１表における鋼１の溶体化処理を二相域で行なってプ
レハードン金型鋼を得た。金属組織、フェライト面積分
率、２ ｔｍ Ｕノツチシャルピー衝撃値（室温）及び
工具寿命を第３表に示す。フェライト面積分率が２５％
よりも少ないときは、工具寿命は、通常の溶体化処理の
場合と殆ど変わらず、他方、７５％を越えるときは、所
要硬さを得ることができない。これに対して、本発明に
従って、フェライト面積分率を２５〜７５％の範囲内と
することによって、所要硬さと良好な靭性を備えるのみ
ならず、工具寿命が更に向」ニしている。
レハードン金型鋼を得た。金属組織、フェライト面積分
率、２ ｔｍ Ｕノツチシャルピー衝撃値（室温）及び
工具寿命を第３表に示す。フェライト面積分率が２５％
よりも少ないときは、工具寿命は、通常の溶体化処理の
場合と殆ど変わらず、他方、７５％を越えるときは、所
要硬さを得ることができない。これに対して、本発明に
従って、フェライト面積分率を２５〜７５％の範囲内と
することによって、所要硬さと良好な靭性を備えるのみ
ならず、工具寿命が更に向」ニしている。
実施例５及び６
第１表における鋼１に通常の溶体化処理を施して、Ｍｎ
Ｓのアスペクト比の種々異なるプレバトン金型鋼を得た
。金属組織、フェライト面積分率、２龍Ｕノツチシヤル
ピー衝撃値（室温〉及び工具寿命を第４表に示す。
Ｓのアスペクト比の種々異なるプレバトン金型鋼を得た
。金属組織、フェライト面積分率、２龍Ｕノツチシヤル
ピー衝撃値（室温〉及び工具寿命を第４表に示す。
比較例７によるアスペクト比２．１の鋼は、工具寿命に
はすぐれるものの、衝撃値が第２表比較例１〜３に示す
従来鋼よりも小さい。他方、比較例８によるアスペクト
比１３．９の鋼においては、靭性の向上がほぼ飽和して
おり、特に、このように、アスペクト比を大きくする必
要がないことを示す。
はすぐれるものの、衝撃値が第２表比較例１〜３に示す
従来鋼よりも小さい。他方、比較例８によるアスペクト
比１３．９の鋼においては、靭性の向上がほぼ飽和して
おり、特に、このように、アスペクト比を大きくする必
要がないことを示す。
しかし、本発明に従って、アスペクト比を２．５〜１０
の範囲とすることによって、実施例５及び６にのられる
ように、衝撃値及び工具寿命のいずれにおいでも、従来
鋼である比較鋼１〜３と同等又はそれ以上である。
の範囲とすることによって、実施例５及び６にのられる
ように、衝撃値及び工具寿命のいずれにおいでも、従来
鋼である比較鋼１〜３と同等又はそれ以上である。
特許出願人 株式会社神戸製鋼所
同 日本高周波鋼業株式会社
代理人 弁理士 牧 野 逸 部
Claims (4)
- （１）重量％で （ａ）Ｃ０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ０．１０〜１．０％、 Ｍｎ１．０〜２．０％、 Ｓ０．０３〜０．３０％、 Ｎｉ３．５〜５．０％、 Ｃｒ０．２０〜１．００％、 Ｍｏ０．１０〜０．３０％、 Ａｌ０．７０〜１．５０％、及び Ｃｕ０．３０％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｖ０．０５〜０．３０％、及び Ｎｂ０．０５〜０．１５％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を溶体化処理及び
時効処理を施して、ＨＲＣ３５〜４５としてなる被削性
、靭性及び鏡面性にすぐれるプラスチック成形用プレハ
ードン金型鋼の製造方法。 - （２）重量％で （ａ）Ｃ０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ０．１０〜１．０％、 Ｍｎ１．０〜２．０％、 Ｓ０．０３〜０．３０％、 Ｎｉ３．５〜５．０％、 Ｃｒ０．２０〜１．００％、 Ｍｏ０．１０〜０．３０％、 Ａｌ０．７０〜１．５０％、及び Ｃｕ０．３０％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｖ０．０５〜０．３０％、及び Ｎｂ０．０５〜０．１５％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオーステナイト
・フエライト二相域温度にて加熱処理することによつて
、フェライト面積分率を２５〜７５％、残部をマルテン
サイト又はベイナイトの二相とし、その後、時効処理を
施して、ＨＲＣ３５〜４５としてなる被削性、靭性及び
鏡面性にすぐれるプラスチック成形用プレハードン金型
鋼の製造方法。 - （３）重量％で （ａ）Ｃ０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ０．１０〜１．０％、 Ｍｎ１．０〜２．０％、 Ｓ０．０３〜０．３０％、 Ｎｉ３．５〜５．０％、 Ｃｒ０．２０〜１．００％、 Ｍｏ０．１０〜０．３０％、 Ａｌ０．７０〜１．５０％、及び Ｃｕ０．３０％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｖ０．０５〜０．３０％、及び Ｎｂ０．０５〜０．１５％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオーステナイト
域において熱間加工するに際して、ＭｎＳのアスペクト
比を２．５〜１０の範囲内とし、その後、溶体化処理及
び時効処理を施して、ＨＲＣ３５〜４５としてなる被削
性、靭性及び鏡面性にすぐれるプラスチック成形用プレ
ハードン金型鋼の製造方法。 - （４）重量％で （ａ）Ｃ０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ０．１０〜１．０％、 Ｍｎ１．０〜２．０％、 Ｓ０．０３〜０．３０％、 Ｎｉ３．５〜５．０％、 Ｃｒ０．２０〜１．００％、 Ｍｏ０．１０〜０．３０％、 Ａｌ０．７０〜１．５０％、及び Ｃｕ０．３０％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｖ０．０５〜０．３０％、及び Ｎｂ０．０５〜０．１５％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオーステナイト
域において熱間加工するに際して、ＭｎＳのアスペクト
比を２．５〜１０の範囲内とし、その後、オーステナイ
ト・フエライト二相域温度にて加熱処理することによつ
て、フェライト面積分率を２５〜７５％、残部をマルテ
ンサイト又はベイナイトの二相とし、更に、その後、時
効処理を施して、ＨＲＣ３５〜４５としてなる被削性、
靭性及び鏡面性にすぐれるプラスチック成形用プレハー
ドン金型鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63165494A JPH0215117A (ja) | 1988-07-01 | 1988-07-01 | プラスチック成形用プレハードン金型鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63165494A JPH0215117A (ja) | 1988-07-01 | 1988-07-01 | プラスチック成形用プレハードン金型鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0215117A true JPH0215117A (ja) | 1990-01-18 |
| JPH0456086B2 JPH0456086B2 (ja) | 1992-09-07 |
Family
ID=15813466
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63165494A Granted JPH0215117A (ja) | 1988-07-01 | 1988-07-01 | プラスチック成形用プレハードン金型鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0215117A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104264060A (zh) * | 2014-10-23 | 2015-01-07 | 山西百一机械设备制造有限公司 | 一种高冲击韧性、高热稳定性热挤压模具钢及其制备方法 |
| WO2023272873A1 (zh) * | 2021-06-30 | 2023-01-05 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 塑料模具钢板及其生产方法 |
-
1988
- 1988-07-01 JP JP63165494A patent/JPH0215117A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104264060A (zh) * | 2014-10-23 | 2015-01-07 | 山西百一机械设备制造有限公司 | 一种高冲击韧性、高热稳定性热挤压模具钢及其制备方法 |
| WO2023272873A1 (zh) * | 2021-06-30 | 2023-01-05 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 塑料模具钢板及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0456086B2 (ja) | 1992-09-07 |
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