JPH0397829A - 耐発錆性の優れた快削性ステンレス系金型用鋼 - Google Patents
耐発錆性の優れた快削性ステンレス系金型用鋼Info
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- JPH0397829A JPH0397829A JP23440189A JP23440189A JPH0397829A JP H0397829 A JPH0397829 A JP H0397829A JP 23440189 A JP23440189 A JP 23440189A JP 23440189 A JP23440189 A JP 23440189A JP H0397829 A JPH0397829 A JP H0397829A
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- Moulds For Moulding Plastics Or The Like (AREA)
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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、極めて優れた被削性を有することを特徴とし
、かつ優れた耐発錆性゛を兼備し、主としてプラスチッ
ク成形金型ホルダ部またはプラスチック成形用などの金
型に使用される快削性ステンレス系金型用鋼に関するも
のである。
、かつ優れた耐発錆性゛を兼備し、主としてプラスチッ
ク成形金型ホルダ部またはプラスチック成形用などの金
型に使用される快削性ステンレス系金型用鋼に関するも
のである。
プラスチック成形金型の外わくを形成するホルダ用鋼な
どには入れ子式のプラスチック金型の本体を緊合させる
ための大きな入れ子六を加工するので、他の金型部品と
比較しても、より優れた被切削性が要求される。またこ
のホルダ部にはプラスチックの成形サイクルを短縮する
ための水冷穴が設けられており、この六に錆が発生する
と冷却効果が低下するため優れた耐発錆性を有すること
などが要求される． 従来、プラスチック成形金型ホルダ用鋼には、ＳＣＭ４
４０など低合金の中Ｃ −Ｍｎ − Ｃｒ−Ｍｏ−Ｆｅ
系の鋼が使用されていたが、近年においては製作納期の
短縮および加工費の削減などが金型加工業者側から強く
要望されるようになってきた．この要求に応えて加工工
数を低減する目的から、例えば特公昭５２−１３７２号
で提案されているように快削性を付与する元素としてＳ
を添加した低合金の低Ｃ−Ｍｎ − Ｃｒ−Ｍｏ −
Ｓ − Ｆｅ系の鋼などが一般に使用されている。
どには入れ子式のプラスチック金型の本体を緊合させる
ための大きな入れ子六を加工するので、他の金型部品と
比較しても、より優れた被切削性が要求される。またこ
のホルダ部にはプラスチックの成形サイクルを短縮する
ための水冷穴が設けられており、この六に錆が発生する
と冷却効果が低下するため優れた耐発錆性を有すること
などが要求される． 従来、プラスチック成形金型ホルダ用鋼には、ＳＣＭ４
４０など低合金の中Ｃ −Ｍｎ − Ｃｒ−Ｍｏ−Ｆｅ
系の鋼が使用されていたが、近年においては製作納期の
短縮および加工費の削減などが金型加工業者側から強く
要望されるようになってきた．この要求に応えて加工工
数を低減する目的から、例えば特公昭５２−１３７２号
で提案されているように快削性を付与する元素としてＳ
を添加した低合金の低Ｃ−Ｍｎ − Ｃｒ−Ｍｏ −
Ｓ − Ｆｅ系の鋼などが一般に使用されている。
しかし、前述の低合金の低Ｃ −Ｍｎ − Ｃｒ −
Ｓ −Ｆｅ系のプラスチック成形金型ホルダ用鋼は、低
Ｃｒ系であり、硫化物の析出も多いので水冷穴に錆が発
生しやすく，冷却効果の低下が生じるといった問題があ
った． また、被切削性の優れた工具鋼として特公昭６３−６６
３８４号、特公昭６３−６６３８５号、特公昭６３−６
６３８６号が開示されているが、耐発錆性の点で十分と
はいえず、プラスチック成形金型ホルダや金型用鋼とし
ては不十分であった．その理由は、これらの公知例に開
示される鋼は比較的Ｃｒ量が低い綱であること、あるい
はＣｒ量が多い場合にはｃｍｔ＋多い鋼であり、この場
合には炭化物が過剰に大きくなったり、多くなったりす
るので耐発錆性に不利になるからである。
Ｓ −Ｆｅ系のプラスチック成形金型ホルダ用鋼は、低
Ｃｒ系であり、硫化物の析出も多いので水冷穴に錆が発
生しやすく，冷却効果の低下が生じるといった問題があ
った． また、被切削性の優れた工具鋼として特公昭６３−６６
３８４号、特公昭６３−６６３８５号、特公昭６３−６
６３８６号が開示されているが、耐発錆性の点で十分と
はいえず、プラスチック成形金型ホルダや金型用鋼とし
ては不十分であった．その理由は、これらの公知例に開
示される鋼は比較的Ｃｒ量が低い綱であること、あるい
はＣｒ量が多い場合にはｃｍｔ＋多い鋼であり、この場
合には炭化物が過剰に大きくなったり、多くなったりす
るので耐発錆性に不利になるからである。
本発明は、低〜中Ｃ−Ｍｎ−Ｎｉ一高Ｃｒ−Ｆｅ系のマ
ルテンサイト系ステンレス鋼に、優れた被切削性を付与
するため、Ｓをを少量添加し、ＭｎＳを基地中に分数さ
せたものであり、プラスチック金型のホルダ用鋼の要求
特性である、優れた被切削性と耐発錆性を兼備し、かつ
金型ホルダ材として満足するだけの強度を有する耐発錆
性の優れた快削性ステンレス系金型用鋼の提供を目的と
するものである． 〔課題を解決するための手段〕 本：Ｒ明綱は、耐発錆性と優れた被切削性を兼備させる
手段として、従来のプラスチック成形用途の鋼と比較し
て、かなり高い１４．００〜１７．００％のＣｒを含有
し、Ｃの含有量に対するＣｒ含有量の比Ｃｒ／Ｃを３５
以上として、かつＳを０．０２−０．１５％添加してい
る。また、通常よく添加されるＭＯを無添加として被削
性の劣化を防止している．快削元素としてＳを添加する
と、硫化物により耐発錆性が劣化してくるが、本発明で
はこの欠点を高Ｃｒ化とＣｒとＣのバランスで補い、か
つ向上させているものである。
ルテンサイト系ステンレス鋼に、優れた被切削性を付与
するため、Ｓをを少量添加し、ＭｎＳを基地中に分数さ
せたものであり、プラスチック金型のホルダ用鋼の要求
特性である、優れた被切削性と耐発錆性を兼備し、かつ
金型ホルダ材として満足するだけの強度を有する耐発錆
性の優れた快削性ステンレス系金型用鋼の提供を目的と
するものである． 〔課題を解決するための手段〕 本：Ｒ明綱は、耐発錆性と優れた被切削性を兼備させる
手段として、従来のプラスチック成形用途の鋼と比較し
て、かなり高い１４．００〜１７．００％のＣｒを含有
し、Ｃの含有量に対するＣｒ含有量の比Ｃｒ／Ｃを３５
以上として、かつＳを０．０２−０．１５％添加してい
る。また、通常よく添加されるＭＯを無添加として被削
性の劣化を防止している．快削元素としてＳを添加する
と、硫化物により耐発錆性が劣化してくるが、本発明で
はこの欠点を高Ｃｒ化とＣｒとＣのバランスで補い、か
つ向上させているものである。
すなわち、本発明のうち第１発明は、重量％で、Ｃ ０
．２０−０．５０％、Ｓｉ２．００％以下、Ｍｎ３．０
０％以下、Ｓ ０．０２−０．１５％． Ｎｉ ３．０
０％以下， Ｃｒ １４．００−１７．００％，かつＣ
量に対するＣｒ量の割合がＣｒ／Ｃ≧３５であり、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐
発錆性の優れた快削性ステンレス系金型用鋼であり、第
２の発明は重量％で、Ｇ ０．２０−０．５０％、Ｓｉ
２．００％以下、Ｍｎ ３．００％以下、Ｓ ０．０２
−０．１５％、Ｎｉ ３，００％以下、Ｃｒ１４．００
〜１７．００％、かつＣ量に対するＣｒ量の割合がＣｒ
／Ｃ≧３５であり、Ｃａ ０．０１％以下、Ｃ，ｅ ０
．１０％以下、Ｓｅ ０．１０％以下、Ｚｒ ０．１０
％以下のいずれか１種または２種以上を含み（２種以上
の場合は，合・計で０．１０％以下）、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなることを特徴とする耐発錆性の優
れた快削性ステンレス系金型用鋼である。また第３の発
明は重量％で，Ｇ ０．２０−０．５０％、Ｓｉ２，０
０％以下、Ｍｎ ３．００％以下、Ｓ ０．０２−０．
１５％、Ｎｉ３．００％以下、Ｃｒ １４．００−１７
．００％、かつＣ量に対するＣｒ量の割合がＣｒ／Ｃ≧
３５であり、Ｃｕ ３．００％以下、Ｃｏ３．００％以
下の１種または２種を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不
純物からなることを特徴とする耐発錆性の優れた快削性
ステンレス系金型用鋼であり、第４の発明は重量％で、
Ｇ ０．２０〜０．５０％、ＳＬ２．００％以下、Ｍｎ
３．００％以下、Ｓ ０．０２−０．１５％、Ｎｉ３．
００％以下、Ｃｒ １４．００−１７．００％、かつＣ
量に対するＣｒ量の割合がＣｒ／Ｃ≧３５であり、Ｃｕ
３．００％以下、Ｇｏ ３．００％以下の１種または
２種と、さらにＣａ ０．０１％以下、Ｃｅ ０．１０
％以下、Ｓｅ ０．１０％以下、Ｚｒ ０．１０％以下
のいずれか１種または２種以上を含み（２種以上の場合
は、合計で０．１０％以下）、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなることを特徴とする耐発錆性の優れた快削
性ステンレス系金型用鋼である。
．２０−０．５０％、Ｓｉ２．００％以下、Ｍｎ３．０
０％以下、Ｓ ０．０２−０．１５％． Ｎｉ ３．０
０％以下， Ｃｒ １４．００−１７．００％，かつＣ
量に対するＣｒ量の割合がＣｒ／Ｃ≧３５であり、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐
発錆性の優れた快削性ステンレス系金型用鋼であり、第
２の発明は重量％で、Ｇ ０．２０−０．５０％、Ｓｉ
２．００％以下、Ｍｎ ３．００％以下、Ｓ ０．０２
−０．１５％、Ｎｉ ３，００％以下、Ｃｒ１４．００
〜１７．００％、かつＣ量に対するＣｒ量の割合がＣｒ
／Ｃ≧３５であり、Ｃａ ０．０１％以下、Ｃ，ｅ ０
．１０％以下、Ｓｅ ０．１０％以下、Ｚｒ ０．１０
％以下のいずれか１種または２種以上を含み（２種以上
の場合は，合・計で０．１０％以下）、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなることを特徴とする耐発錆性の優
れた快削性ステンレス系金型用鋼である。また第３の発
明は重量％で，Ｇ ０．２０−０．５０％、Ｓｉ２，０
０％以下、Ｍｎ ３．００％以下、Ｓ ０．０２−０．
１５％、Ｎｉ３．００％以下、Ｃｒ １４．００−１７
．００％、かつＣ量に対するＣｒ量の割合がＣｒ／Ｃ≧
３５であり、Ｃｕ ３．００％以下、Ｃｏ３．００％以
下の１種または２種を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不
純物からなることを特徴とする耐発錆性の優れた快削性
ステンレス系金型用鋼であり、第４の発明は重量％で、
Ｇ ０．２０〜０．５０％、ＳＬ２．００％以下、Ｍｎ
３．００％以下、Ｓ ０．０２−０．１５％、Ｎｉ３．
００％以下、Ｃｒ １４．００−１７．００％、かつＣ
量に対するＣｒ量の割合がＣｒ／Ｃ≧３５であり、Ｃｕ
３．００％以下、Ｇｏ ３．００％以下の１種または
２種と、さらにＣａ ０．０１％以下、Ｃｅ ０．１０
％以下、Ｓｅ ０．１０％以下、Ｚｒ ０．１０％以下
のいずれか１種または２種以上を含み（２種以上の場合
は、合計で０．１０％以下）、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなることを特徴とする耐発錆性の優れた快削
性ステンレス系金型用鋼である。
以下、本発明をさらに詳細に説明する。
本発明鋼は、低〜中ＣＭｎ−Ｓ−Ｎｉ一高Ｃｒ−Ｆｅ合
金系を基本成分とする鋼であり、焼入加熱後あるいは熱
間加工後空冷することにより，均一なマルテンサイト組
織を生成し、さらに６００℃以上の高温焼もどしでＨＲ
Ｃ３０前後の硬さを保持させることができ、また多量の
Ｃｒの基地中への固溶により、酸化被膜を形成し、優れ
た耐発錆性を有するものである。さらに、ＧｏおよびＣ
ｕを単独または複合で含有させると耐発錆性の効果は一
層良好なものとなる。また、基地中に少量のＭｎＳを分
散させることにより、基地の延性を適度に低下させ、優
れた被切削性を有する。さらにＣａ、Ｃｅ，Ｓｅ，Ｚｒ
を１種以上含有させると、ＭｎＳがより微細化して均一
に分散するので、さらに被切削性は良好なものとなる。
金系を基本成分とする鋼であり、焼入加熱後あるいは熱
間加工後空冷することにより，均一なマルテンサイト組
織を生成し、さらに６００℃以上の高温焼もどしでＨＲ
Ｃ３０前後の硬さを保持させることができ、また多量の
Ｃｒの基地中への固溶により、酸化被膜を形成し、優れ
た耐発錆性を有するものである。さらに、ＧｏおよびＣ
ｕを単独または複合で含有させると耐発錆性の効果は一
層良好なものとなる。また、基地中に少量のＭｎＳを分
散させることにより、基地の延性を適度に低下させ、優
れた被切削性を有する。さらにＣａ、Ｃｅ，Ｓｅ，Ｚｒ
を１種以上含有させると、ＭｎＳがより微細化して均一
に分散するので、さらに被切削性は良好なものとなる。
本発明鋼は、ＨＲＣ３０前後の硬さのプリハードン状態
で供給され，そのまま型彫加工の後、研磨仕上を施して
使用されるものである。
で供給され，そのまま型彫加工の後、研磨仕上を施して
使用されるものである。
したがって、型彫加工後の熱処理を要せず、良好な被切
削性をもたらし、優れた耐発錆性を示し，プラスチック
成形時の冷却効果の低下を防ぐことを可能にした新しい
耐発錆性の優れた快削性ステンレス系金型用鋼である。
削性をもたらし、優れた耐発錆性を示し，プラスチック
成形時の冷却効果の低下を防ぐことを可能にした新しい
耐発錆性の優れた快削性ステンレス系金型用鋼である。
次に本発明鋼の成分限定の理由について述べる。
Ｃは， ６００℃以上の焼もどしでＨＲＣ３０程度の硬
さを維持するために必要な基本的添加元素である．多す
ぎると巨大な残留炭化物を形成して被切削性を低下させ
るので０．５０％以下とし、低すぎると上記添加の効果
が得られないので０．２０％以上とする。
さを維持するために必要な基本的添加元素である．多す
ぎると巨大な残留炭化物を形成して被切削性を低下させ
るので０．５０％以下とし、低すぎると上記添加の効果
が得られないので０．２０％以上とする。
Ｓｉは鋼塊製造時に脱酸剤として添加される元素であり
、多すぎると機械的性質の低下をまねくので２．００％
以下とする。
、多すぎると機械的性質の低下をまねくので２．００％
以下とする。
Ｍｎは本発明鋼の焼入性を高め、またフエライトの生成
を抑制し、適度の焼入れ、焼もどし硬さを与えるために
添加される重要な元素である。多すぎると基地の粘さを
上げて被切削性を低下させるので３．００％以下とする
。
を抑制し、適度の焼入れ、焼もどし硬さを与えるために
添加される重要な元素である。多すぎると基地の粘さを
上げて被切削性を低下させるので３．００％以下とする
。
Ｎｉは、本発明鋼の焼入性を高め、またフエライトの生
成を抑制するために添加される。多すぎると基地の粘さ
を上げて被切削性を低下させるので３．００％以下とす
る。
成を抑制するために添加される。多すぎると基地の粘さ
を上げて被切削性を低下させるので３．００％以下とす
る。
Ｃｒは本発明鋼の耐発錆性を高める極めて重要な元素で
ある。また焼もどし処理において、Ｃｒ系の炭化物を生
成し、本発明鋼の強度を形成するために添加される。多
すぎると被切削性の劣化をまねくので１７．００％以下
とし、低すぎると上記添加の効果が得られないので１４
．００％以上とする．また、本発明ではＣとＣｒのバラ
ンスが必要であり、Ｃ量に対するＣｒ量の比Ｃｒ／Ｃを
３５以上とする。この理由は、基地中のＣｒが酸化被膜
を形成し、錆の進展を抑制し、良好な耐発錆性を付与す
るが、Ｃｒは炭化物形成元素であり、Ｃ量が増大すると
、その分ＣｒはＣとの間に炭化物を形成し、基地中のＣ
ｒ量が乏しくなる。よって、ＣｒとＣとのバランスにお
いて、Ｃｒ／Ｃが３５未満では、良好な耐発錆性が得ら
れないのでＣｒ／Ｃ；を３５以上とする。
ある。また焼もどし処理において、Ｃｒ系の炭化物を生
成し、本発明鋼の強度を形成するために添加される。多
すぎると被切削性の劣化をまねくので１７．００％以下
とし、低すぎると上記添加の効果が得られないので１４
．００％以上とする．また、本発明ではＣとＣｒのバラ
ンスが必要であり、Ｃ量に対するＣｒ量の比Ｃｒ／Ｃを
３５以上とする。この理由は、基地中のＣｒが酸化被膜
を形成し、錆の進展を抑制し、良好な耐発錆性を付与す
るが、Ｃｒは炭化物形成元素であり、Ｃ量が増大すると
、その分ＣｒはＣとの間に炭化物を形成し、基地中のＣ
ｒ量が乏しくなる。よって、ＣｒとＣとのバランスにお
いて、Ｃｒ／Ｃが３５未満では、良好な耐発錆性が得ら
れないのでＣｒ／Ｃ；を３５以上とする。
Ｃｒ／Ｃが３５未満の場合、例えばＣｒが１４．００−
１７．００％の範囲でもＣが０．５０％を越えて、例え
ばＣが０．６０〜０．８０％程度になると基地中のＣｒ
量が乏しくなるとともに、粒径２０〜３０μｍの粗大な
残留炭化物を形成し、その周辺部分の酸化被膜が破壊さ
れ、錆が進展する。よって、Ｃが０．６０〜０．８０％
程度のものは本発明鋼に比較して、容易に錆が発錆する
． Ｃｕは本発明鋼に優れた耐発錆性を付与するために添加
される。多すぎると熱間加工性を低下させ、また被切削
性も低下するので３．００％以下とする。
１７．００％の範囲でもＣが０．５０％を越えて、例え
ばＣが０．６０〜０．８０％程度になると基地中のＣｒ
量が乏しくなるとともに、粒径２０〜３０μｍの粗大な
残留炭化物を形成し、その周辺部分の酸化被膜が破壊さ
れ、錆が進展する。よって、Ｃが０．６０〜０．８０％
程度のものは本発明鋼に比較して、容易に錆が発錆する
． Ｃｕは本発明鋼に優れた耐発錆性を付与するために添加
される。多すぎると熱間加工性を低下させ、また被切削
性も低下するので３．００％以下とする。
ＣＯはＣｕと同様、本発明鋼に優れた耐発錆性を付与す
るために添加される。多すぎると被切削性が低下するの
で３．００％以下とする。
るために添加される。多すぎると被切削性が低下するの
で３．００％以下とする。
Ｓは、ＭｎとともにＭｎＳを形成し基地に分散して本発
明鋼に優れた被切削性を付与するために添加される。多
すぎると巨大なＭｎＳを形成して、かえって被切削性の
劣化をまねき、また耐発錆性も低下するので０．１５％
とし、少なすぎると上記添加の効果が得られないので０
．０２％以上とする。
明鋼に優れた被切削性を付与するために添加される。多
すぎると巨大なＭｎＳを形成して、かえって被切削性の
劣化をまねき、また耐発錆性も低下するので０．１５％
とし、少なすぎると上記添加の効果が得られないので０
．０２％以上とする。
Ｃ：ａ， Ｃｅ． Ｓｅ， ＺｒはいずれもＭｎＳを
均一微細に分散させ、優れた被切削性を付与するために
添加される．多すぎると熱間加工性を低下させ，またか
えって被切削性の低下もまねくのでＣａ０．０１％以下
、Ｃｅ ０．１０％以下、Ｓｅ ０．１０％以下、Ｚｒ
０．１０％以下とし、いずれか２種以上の場合は、合計
で０．１０％以下とする。
均一微細に分散させ、優れた被切削性を付与するために
添加される．多すぎると熱間加工性を低下させ，またか
えって被切削性の低下もまねくのでＣａ０．０１％以下
、Ｃｅ ０．１０％以下、Ｓｅ ０．１０％以下、Ｚｒ
０．１０％以下とし、いずれか２種以上の場合は、合計
で０．１０％以下とする。
以下，本発明鋼を実施例に基づき説明する。
第１表に実施例に用いた本発明鋼と従来鋼および比較鋼
の化学組成を示す。従来鋼Ｍは、前述した特公昭５２−
１３７２号に相当する鋼である。従来鋼ＮはＳＣＭ４
４ ０である。比較ｇｏ，ｐはＣｒ量は本発明鋼と同じ
レベルであるが、Ｃ量が多いのでＣｒ／Ｃの値が低いも
のである。
の化学組成を示す。従来鋼Ｍは、前述した特公昭５２−
１３７２号に相当する鋼である。従来鋼ＮはＳＣＭ４
４ ０である。比較ｇｏ，ｐはＣｒ量は本発明鋼と同じ
レベルであるが、Ｃ量が多いのでＣｒ／Ｃの値が低いも
のである。
第２表には本発明鋼と従来鋼および比較鋼を、ＩＴＲＣ
３０を目標に焼入、焼もどし処理を施した後、エンドミ
ルによる被切削試験の結果を従来鋼Ｎを基準とする被切
削指数で示し、鏡面仕上した１５ｍｍ×２０帥の面に、
３０℃の５％ＮａＣ１水溶液を３時間噴霧する耐発錆試
験を施し、発錆面積の測定結果を同じように従来鋼Ｎを
基準とする発錆指数で併示する。
３０を目標に焼入、焼もどし処理を施した後、エンドミ
ルによる被切削試験の結果を従来鋼Ｎを基準とする被切
削指数で示し、鏡面仕上した１５ｍｍ×２０帥の面に、
３０℃の５％ＮａＣ１水溶液を３時間噴霧する耐発錆試
験を施し、発錆面積の測定結果を同じように従来鋼Ｎを
基準とする発錆指数で併示する。
また第ｌ図に、本発明鋼Ａ，Ｈ，Ｉ，従来銅Ｎの発錆状
況を観察しスケッチした図を示す。
況を観察しスケッチした図を示す。
第２表によれば、本発明鋼の被切削性は従来鋼Ｎよりも
やや劣るものの従来鋼Ｍよりも優れており、耐発錆性は
従来鋼Ｍ，Ｎよりも格段に優れていることがわかる。ま
た比較鋼○，Ｐの耐発錆性は従来鋼よりもやや優れてい
るわのの、本発明鋼に比べ格段に劣っている。
やや劣るものの従来鋼Ｍよりも優れており、耐発錆性は
従来鋼Ｍ，Ｎよりも格段に優れていることがわかる。ま
た比較鋼○，Ｐの耐発錆性は従来鋼よりもやや優れてい
るわのの、本発明鋼に比べ格段に劣っている。
第 ２ 表
〔発明の効果〕
本発明は、高Ｃｒのマルテンサイト組織の基地に微細な
ＭｎＳを均一に分散させ、熱処理によってＨＲＣ３０程
度に調整することにより、優れた被切削性と耐発錆性を
兼備し、かつプラスチック金型用のホルダ用鋼または金
型用鋼として必要な強度を有している。したがって、金
型製作時大幅に加工工数が減少し、プラスチック成形時
金型を水冷する場合冷却効果の低下を防ぎ、或形サイク
ルを大幅に早めることができるので工業的価値は非常に
高い。
ＭｎＳを均一に分散させ、熱処理によってＨＲＣ３０程
度に調整することにより、優れた被切削性と耐発錆性を
兼備し、かつプラスチック金型用のホルダ用鋼または金
型用鋼として必要な強度を有している。したがって、金
型製作時大幅に加工工数が減少し、プラスチック成形時
金型を水冷する場合冷却効果の低下を防ぎ、或形サイク
ルを大幅に早めることができるので工業的価値は非常に
高い。
第１図は、本発明Ａ，Ｈ，Ｉと従来＃Ｎの耐発錆試験時
の発錆状況のスケッチ図である。
の発錆状況のスケッチ図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、Ｃ０．２０〜０．５０％、Ｓｉ２．００
％以下、Ｍｎ３．００％以下、Ｓ０．０２〜０．１５％
、Ｎｉ３．００％以下、Ｃｒ１４．００〜１７．００％
、かつＣ量に対するＣｒ量の割合がＣｒ／Ｃ≧３５であ
り、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴
とする耐発錆性の優れた快削性ステンレス系金型用鋼。 ２ 重量％で、Ｃ０．２０〜０．５０％、Ｓｉ２．００
％以下、Ｍｎ３．００％以下、Ｓ０．０２〜０．１５％
、Ｎｉ３．００％以下、Ｃｒ１４．００〜１７．００％
、かつＣ量に対するＣｒ量の割合がＣｒ／Ｃ≧３５であ
り、Ｃａ０．０１％以下、Ｃｅ０．１０％以下、Ｓｅ０
．１０％以下、Ｚｒ０．１０％以下のいずれか１種また
は２種以上を含み（２種以上の場合は、合計で０．１０
％以下）、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなること
を特徴とする耐発錆性の優れた快削性ステンレス系金型
用鋼。 ３ 重量％で、Ｃ０．２０〜０．５０％、Ｓｉ２．００
％以下、Ｍｎ３．００％以下、Ｓ０．０２〜０．１５％
、Ｎｉ３．００％以下、Ｃｒ１４．００〜１７．００％
かつＣ量に対するＣｒ量の割合がＣｒ／Ｃ≧３５であり
、Ｃｕ３．００％以下、Ｃｏ３．００％以下の１種また
は２種を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
ことを特徴とする耐発錆性の優れた快削性ステンレス系
金型用鋼。 ４ 重量％で、Ｃ０．２０〜０．５０％、Ｓｉ２．００
％以下、Ｍｎ３．００％以下、Ｓ０．０２〜０．１５％
、Ｎｉ３．００％以下、Ｃｒ１４．００〜１７．００％
、かつＣ量に対するＣｒ量の割合がＣｒ／Ｃ≧３５であ
り、Ｃｕ３．００％以下、Ｃｏ３．００％以下の１種ま
たは２種と、さらにＣａ０．０１％以下、Ｃｅ０．１０
％以下、Ｓｅ０．１０％以下、Ｚｒ０．１０％以下のい
ずれか１種または２種以上を含み（２種以上の場合は、
合計で０．１０％以下）、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなることを特徴とする耐発錆性の優れた快削性ス
テンレス系金型用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23440189A JP2843375B2 (ja) | 1989-09-08 | 1989-09-08 | 耐発錆性の優れた快削性ステンレス系金型用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23440189A JP2843375B2 (ja) | 1989-09-08 | 1989-09-08 | 耐発錆性の優れた快削性ステンレス系金型用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0397829A true JPH0397829A (ja) | 1991-04-23 |
| JP2843375B2 JP2843375B2 (ja) | 1999-01-06 |
Family
ID=16970425
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23440189A Expired - Fee Related JP2843375B2 (ja) | 1989-09-08 | 1989-09-08 | 耐発錆性の優れた快削性ステンレス系金型用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2843375B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100863582B1 (ko) * | 2007-01-05 | 2008-10-15 | 한상재 | 원지반의 전단강도 예측방법 |
| CN119506729A (zh) * | 2024-11-15 | 2025-02-25 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种预硬型易切削耐蚀模具钢厚板及其制备方法 |
-
1989
- 1989-09-08 JP JP23440189A patent/JP2843375B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100863582B1 (ko) * | 2007-01-05 | 2008-10-15 | 한상재 | 원지반의 전단강도 예측방법 |
| CN119506729A (zh) * | 2024-11-15 | 2025-02-25 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种预硬型易切削耐蚀模具钢厚板及其制备方法 |
| CN119506729B (zh) * | 2024-11-15 | 2026-04-28 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种预硬型易切削耐蚀模具钢厚板及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2843375B2 (ja) | 1999-01-06 |
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