JPH0512422B2

JPH0512422B2 -

Info

Publication number: JPH0512422B2
Application number: JP58174138A
Authority: JP
Inventors: Toshuki Watanabe
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 1983-09-22
Filing date: 1983-09-22
Publication date: 1993-02-18
Also published as: JPS6067641A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は肉盛溶接後、時効処理することにより
溶着鋼部、および熱影響部が母材部と同様に均一
なフオートエツチング加工が可能であり、しかも
鏡面性が良好であるという性質を有するMn−Ni
−Al−Cu−Mo系時効硬化性プラスチツク金型用
鋼、および該金型用鋼に被削性改善合金成分群、
強靱性焼入性改善合金成分群、細粒化促進合成分
群のうち、いずれかの合金成分群を単独または複
合含有せしめたプラスチツク金型用鋼に関するも
のである。従来、プラスチツク金型用鋼として、炭素鋼や
低合金構造用鋼が多く使用されているが、プラス
チツク金型用鋼には被削性、被研削性、鏡面仕上
げ性、フオートエツチング性、溶接性、放電加工
性、圧縮強度、耐食性、耐摩耗性、寸法安定性な
どの各種の特性の良好なことが要求されるが、現
用金型鋼に対して、これらの特性を完備させるこ
とは至難であつた。これらの諸性質の中には互に相反するものおよ
び本質的に回避できないものが含まれている。一方、最近のプラスチツク金型のカタサは高く
なる趨勢にあるが、カタサを高くすると被削性が
低下し、マルテンサイト変態型の鋼では溶接後に
熱影響部のカタサの不連続部を解消すること、こ
の部分を均一にフオートエツチングすること、放
電加工面のカタサ上昇を抑制すること、熱処理時
の変形を阻止することなどは本質的に不可能であ
る。熱処理時の変性は被削性をある程度犠牲にした
プレハーデン鋼を用いて回避しているものの、被
削性の低下により金型製作工数が増大し、生産性
が低下する。とくに溶接後フオートエツチング加工をする場
合には、繰返し焼入れ焼戻しを行なつて溶接部と
その熱影響部の組織を母材部のそれと均質化する
も不充分となり均一なフオートエツチング加工が
困難である。このほか均質化のための熱処理によるスケール
や歪の発生などにより良品金型の製造はかなり困
難である。よつて肉盛溶接後均一なフオートエツ
チングが可能な金型材料がプラスチツク金型の生
産性の向上の点から強く要望されている。プラスチツク成形金型において金型内面に所望
の図柄をもつ耐食膜を写真的手法によつて形成す
るフオートエツチングまたはケミカルミリング法
が採用されているが、均一なフオートエツチング
面を確保するためには部分的に型面を肉盛溶接補
修することを回避しなければならないが、型面の
模様、図柄の複雑化とともに回避が至難となりつ
つある。この場合肉盛溶接の溶着鋼部と母材部と
に硬度差を生じ、その後のフオートエツチング面
の均一性確保が至難となる。このため各種金型材
料について調査した結果、金属組織が均等で、し
かもカタサのバラツキが少ない場合にフオートエ
ツチング性が優れていることがわかつた。従来、マルテンサイト組織鋼の溶接後の金属組
織は、溶着鋼部、熱影響部、母材部にわたりマル
テンサイト→ベーナイト→トルースタイト→ソル
バイト→母材組織で構成されている。この金属組
織およびカタサをともに均等化するには再焼入
れ、再焼戻しを行なう以外に方法がない。しか
し、肉盛溶接を行なう時点ではキヤビテイがほゞ
完成しているので、キヤビテイの酸化、変形を生
じ再焼入れしても効果的ではない。このようなことから、本発明者は先に溶接後時
効を行つた場合も溶着鋼および溶接熱影響部が母
材部と同様に均一なフオートエツチング加工が可
能である特徴を有するMn−Ni−Al−Cu−Mo系
時効硬化性プラスチツク金型用鋼を提案した（特
公昭53−23764号後方参照）。この金型用鋼は被削
性が優れ、H_RＣ約40以上に時効硬化した状態で
金型加工し、または肉盛溶接後でも容易に金型加
工を行うことができるうえに約500℃附近の温度
で再時効硬化処理を行うことによつて酸化および
変化なしに均一なフオートエツチング加工を行う
ことができるものではあるが、鏡面仕上げ性に劣
り、良好なフオートエツチング表面を有するプラ
スチツク製品を得るための金型用鋼としては充分
満足し得るものではなかつた。本発明者のその後の検討によれば、上記公報記
載の金型用鋼において鏡面性が劣るのは鋼成分中
に不純物として、通常0.05％程度含有されるＳ、
あるいが所望により被削性改善合金成分として積
極的に含有されるＳが、主としてAlと反応し、
もしくはMnと反応して硫化物を生成し、この硫
化物は偏析し易く、これら硫化物が鏡面性に悪影
響を及ぼす原因であること、そしてこれら硫化物
の生成および偏析による鏡面性への影響はＳ含量
を0.008％程度に抑制することにより回避し得る
との知見を得た。本発明はこれら知見に基づくも
のである。本発明鋼の構成成分およびその組成範囲は： (1) Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.15〜1.0％、Mn：
1.0〜2.0％、Ni：2.5〜3.5％、Al：0.5〜1.5％、
Cu：0.7〜1.7％、Mo：0.1〜0.4％、Ｓ：0.008
％未満、残余Feおよび不純物からなる鋼と、上記(1)の基本成分組成の鋼に、 (2) Pb：0.01〜0.4％、Se：0.01〜0.5％、Te：
0.01〜0.3％、Bi：0.01〜0.3％、のうちから選
ばれた少なくとも１種または２種以上の被削性
改善合金成分。 (3) Cr：0.21〜2.50、Ｗ：0.5％以下、Co：0.5％
以下、Be：0.5％以下、Ｂ：0.01％以下、のう
ちから選ばれた少なくとも１種または２種以上
の強靱性焼入性改善合金成分。 (4) Ti：0.5％以下、Ｖ：0.5％以下、Nb＋Ta：
0.3％以下、Zr：0.5％以下、のうちから選ばれ
た少なくとも１種または２種以上の細粒化促進
合金成分。 (5) Pb：0.01〜0.3％、Se：0.01〜0.4％、Te：
0.01〜0.3％、Bi：0.01〜0.3％、のうちから選
ばれた少なくとも１種または２種以上と、
Cr：0.21〜2.50、Ｗ：0.5％以下、Co：0.5％以
下、Be：0.5％以下、Ｂ：0.01％以下のうちか
ら選ばれた少なくとも１種または２種以上。 (6) Pb：0.01〜0.3％、Se：0.01〜0.4％、Te：
0.01〜0.3％、Bi：0.01〜0.3％、のうちから選
ばれた少なくとも１種または２種以上と、
Ti：0.5％以下、Ｖ：0.5％以下、Nb＋Ta：0.3
％以下、Zr：0.5％以下のうちから選ばれた少
なくとも１種または２種以上。 (7) Cr：0.21〜2.50、Ｗ：0.5％以下、Co：0.5％
以下、Be：0.5％以下、Ｂ：0.01％以下のうち
から選ばれた少なくとも１種または２種以上
と、Ti：0.5％以下、Ｖ：0.5％以下、Nb＋
Ta：0.3％以下、Zr：0.5％以下のうちから選ば
れた少なくとも１種または２種以上。 (8) Pb：0.01〜0.3％、Se：0.01〜0.4％、Te：
0.01〜0.3％、Bi：0.01〜0.3％、のうちから選
ばれた少なくとも１種または２種以上と、
Cr：0.21〜2.50、Ｗ：0.5％以下、Co：0.5％以
下、Be：0.5％以下、Ｂ：0.01％以下のうちか
ら選ばれた少なくとも１種または２種以上と、
Ti：0.5％以下、Ｖ：0.5％以下、Nb＋Ta：0.3
％以下、Zr：0.5％以下のうちから選ばれた少
なくとも１種または２種以上。を添加含有せしめた鋼である。即ち本発明鋼は上記(1)の如き基本成分組成から
なり、溶接後再時効を行うことにより溶着鋼およ
び溶接熱影響部が母材部と同様に均一なフオート
エツチング加工が可能であり、かつ鏡面性が良好
であるという特徴を有するMn−Ni−Al−Cu−
Mo系時効硬化性プラスチツク金型用鋼、および
(2)基本成分組成の鋼に前記せる被削性改善合金成
分、(3)基本成分組成の鋼に基地鉄の強靱性、焼入
性改善合金成分、(4)基本成分組成の鋼に細粒化促
進合金成分、(5)基本成分組成の鋼に被削性改善合
金成分と強靱、焼入性改善合金成分の両者、(6)基
本成分組成の鋼に被削性改善合金成分と細粒化促
進合金成分の両者、(7)基本成分組成の鋼に強靱・
焼入性改善合金成分と細粒化促進合金成分の両
者、(8)基本成分組成の鋼にこれら合金成分の三者
を共に添加含有せしめ一層その性能を改善せる
Mn−Ni−Al−Cu−Mo系時効硬化性プラスチツ
ク金型用鋼である。次に本発明鋼の構成成分およびその組成範囲の
限定理由に関し逐次説明する。 (1) 炭素Ｃは本発明鋼を溶体化温度から比較的速かに冷
却した場合、マルテンサイトないしベーナイト組
織の生成を容易ならしめる効果がある。一方過度
添加は溶体化処理状態の熱間加工性、被削性を害
し、時効後の靱性を低下させる。このためＣは
0.05〜0.18％に限定することが必要である。 (2) シリコン Siは本発明鋼の溶体化カタサ調整元素として添
加するが鋼材の質量が大きい場合、マンガンのみ
では溶体化カタサを調整できないため、時効処理
後の延靱性を害さない範囲で0.15〜1.0％含有せ
しめる。 (3) マンガン本発明鋼にMnを含有させることにより溶体
化、時効の両状態のカラサに影響をおよぼす。
MnはＣとともに溶体化温度から冷却の際に焼入
性を増大し、時効カタサを高められる。時効カタ
サを少なくともH_RＣ約40またはそれ以上に調整
するためにはMn：1.0〜2.0％の範囲で含有せし
める必要がある。なおMnは1.0％以下ではその効
果が少なく、また2.0％以上添加含有させると被
削性、靱性を害するので好ましくない。 (4) ニツケル本発明鋼に於てNiはその一部がCuと全率固溶
して熱間加工における赤熱脆性を防ぎ、溶体化状
態ではその後の時効処理でNiAl相析出の核とな
るｓ相をCuと共に構成する。また時効状態では
Alとともにa′相を形成する必須成分である。また後述する如く、フオートエツチング性を確
保するためにも必要なため2.5〜3.5％の範囲に限
定する必要があり、この範囲外では効果が少な
い。 (5) アルミニウム AlはNiとともに時効状態でNiAl相を析出させ
るための必須成分であり、後述するごとくフオー
トエツチング性を確保する必要があるため少なく
とも0.5％以上添加含有せしめる必要がある。ま
た多量の添加は製造性、鏡面仕上げ性および延靱
性を害するため、上限を1.5％に限定する。 (6) 銅 Cuは本発明鋼の時効状態においてa′相を析出
させるための核として重要な役割をもち、とくに
Ni，Al含有量の低い場合に効果的である。また
本発明鋼の熱間加工によつて切欠靱性を改善する
にあたりCuは不可欠の合金成分である。またCuは溶体化状態の被削性改善に有効であ
るから少なくとも0.7％以上含有させる必要があ
るが、1.7％以上の過剰添加は熱間脆性および経
済性の点で不利となる。従つてCu量は0.7〜1.7％
の範囲に限定する必要がある。 (7) モリブデン本発明鋼に於てMoは強靱性改善および優れた
フオートエツチング性を確保するための必須合金
成分である。特に適当の少量のMoは均一なミク
ロ組織を呈せしめ優れたフオートエツチング性を
確保する特性を有する。そのためには少なくとも
0.1％以上を必要とし、また最高は0.4％以下であ
ることが不可欠の条件である。而して若しMoを0.4％以上例えば0.5％以上の
ように多くすると、カタサが上昇し、被削性が劣
化しプラスチツク金型用鋼としては好ましくな
い。またフオートエツチング性の効果も減少し且
つ高価になる等の欠点を生ずる。それ故Moは0.1
〜0.4％を限定範囲とする。 (8) 硫黄Ｓは通常、不純物として含有されるが、Alも
しくはMnと硫化物を生成し、この硫化物の偏析
により鏡面性を劣化させる。特に鏡面性に有害な
Al₂S₃の生成を抑制するためAl含量0.5〜1.5％の
範囲内においてＳは0.008％未満とする。 (9) 鉛、セレン、テルル、ビスマス本発明鋼に更にPb：0.01〜0.4％、Se：0.01〜
0.5％、Te：0.01〜0.3％、Bi：0.01〜0.3％、の適
量を少なくとも１種または２種以上を選択して積
極的に添加含有させると被削性を顕著に改善でき
る。しかし上記限定量以上に多量添加すると延靱
性を害するので好ましくない。また限定量以下で
は効果が少ない。 (10) クロム、タングステン、コバルト、ベリリウ
ム、ボロン大型の金型に本発明鋼を使用する場合、その強
靱性、焼入性の改善にCr：0.21〜2.50、Ｗ：0.5％
以下、Co：0.5％以下、Be：0.5％以下、Ｂ：0.01
％以下、の適量を少なくとも１種または２種以上
選択して積極的に添加含有させることが効果的で
ある。Crの場合は、0.21％以上、2.50％以下の範
囲に限定することが必要である。これらの成分の添加により溶体化カタサ、時効
カタサの調整にも役立つが、上記限定量以上の多
量添加は材料価格を高め効果が少ないので限定量
以下となすことが必要である。 (11) チタン、バナジウム、ニオブ＋タンタル、ジ
ルコニウムこれらの合金成分を本発明鋼に添加含有せしめ
ると結晶粒度を微細化して強靱化できるほか、切
欠靱性の改善に有効であるが、多量添加は時効カ
タサ、溶体化カタサを必要以上に高めるため
Ti：0.5％以下、Ｖ：0.5％以下、Nb＋Ta：0.3％
以下、Zr：0.5％以下、の範囲で少なくとも１種
または２種以上を選択して積極的に添加含有せし
める。本発明鋼は時効処理状態において金型削成加工
またはその場合必要に応じて肉盛溶接しとくに肉
盛溶接後には再時効処理しても、寸法変化（熱処
理歪）が小さく、且つH_RＣ約40以上のカタサが
得られるうえに優れたフオートエツチング性確保
のために溶着鋼部、溶接熱影響部と母材間の硬度
差をH_RＣ約２以下となるように上記各合金成分
を調整するとともに不純物として含有されるＳを
所定量以下となるよう調整したもので、下記の如
くMn−Ni−Al−Cu−Mo系時効硬化性基本合金
成分鋼、および該鋼に被削性改善合金成分群、強
靱性焼入性改善合金成分群、細粒化促進合金成分
群のうち、いずれかの合金成分群を単独または複
合添加含有せしめた時効硬化性プラスチツク金型
用鋼である。

【表】

【表】而して被削性改善合金成分群、強靱性焼入性改
善合金成分群、細粒化促進合金成分群の各群に属
する種々の成分は各々の限定範囲内に於ては殆ん
ど類似効果を有する均等物と見做し得るものであ
る。このような本発明鋼を溶製するに際して、Ｓを
低く、すなわち0.008％未満に抑えるためには、
電気炉で溶解した後、所謂LF法により還元精錬
する等の手段を採用することが好ましく、これら
手段によりＳの低減が図られ、Al₂S₃等の硫化物
が低減され、偏析も防止されて鏡面性に優れた所
望の金型用鋼が得られる。今、ここで電気炉で溶
解した溶鋼をLF法によりＳ低減のために処理し
た一例を示すと次のようである。すなわち、10ト
ン電気炉で溶解したＳ含量0.16％の溶鋼を取鍋に
移し、電極加熱しつつ取鍋底からArガスを吹き
込み加熱精錬した。その後フラツクスを投入し、
更に30／minのArガスを吹き込んで加熱し、
必要な合金元素を添加し、続いてArガス流量を
45／minに増し、通電せずに攪拌し還元精錬を
終了した。その時の成分組成は下記に示すように
Ｓ含量が極めて低くなり、また介在物を構成する
Ｏ含量も少い溶鋼が得られた。Ｓ：0.007％Ｏ：20ppm 第１表は上記のようにして溶製した本発明鋼お
よび比較材の化学成分を示すものである。

【表】第１表に示す各鋼材を肉盛溶接後、500℃×4hr
時効処理を施し、さらに第１図に示す工程に従つ
てフオートエツチング加工を行い、各表面肌を観
察し、“エツチングむら”の存否をもつてフオー
トエツチング性の良否を判定した。第２図はフオ
ートエツチング性をAl含量とNi含量との関係で
表わした図であり、図中の斜線部分が“エツチン
グむら”が生じず、良好なフオートエツチング性
を示した範囲である。“エツチングむら”が表わ
れている部分と母材とはエツチング面の腐食度
（粗度）が異なり、プラスチツク製品成形時に、
これが表面肌に転写される結果、肌不良を生ずる
ものである。この“エツチングむら”の発生は母
材部と溶接熱影響部の硬度差に影響され、肉盛溶
接→時効処理によつて均一なフオートエツチング
性を得るためには熱影響部の硬度低下域の巾ｄを
1.0mm以下とし、前記両部の硬度差（△Ｈ）をH_R
C2以下にすれば防止し得るものである。次に、第１表に示す各鋼材の表面を鏡面仕上げ
処理を施し、その表面状態を観察した。鏡面性に
劣る鋼材面は表面に生成された主としてAl₂S₃の
脱落に伴う抜け穴がくもり状態を示すのに対し、
鏡面性に優れる鋼材面は良好な鏡面を示すことに
より判定し得る。第３図はAl含量とＳ含量との
関係で鏡面性を表わしたものである。これら第２図および第３図より、本発明材はフ
オートエツチング性および鏡面性ともに良好であ
るが、比較材はいずれかの特性を満足しないこと
がわかる。次に被削性改善合金成分の一例としてPbを含
有しない銅No.１と第２表に示すPbを含有する鋼
材をスライス盤を使用してスリツテング下向き切
削による切削試験を行つたところ、Pbを含有さ
せた鋼材はPb無含有のものに比べてその工具寿
命は!?かに好成績を示し、被削性改善合金成分の
添加は極めて有効であることが実証された。ま
た、Pbの微量添加は時効硬化性、フオートエツ
チング性および鏡面性に何等悪影響をおよぼすも
のではない。なお、Pb以外のSe，Te，Biも限定
範囲内の微量添加によりPbと同様に被削性改善
に極めて有効であつた。

【表】さらに本発明の基本成分鋼に前記せる限定範囲
内において、強靱性焼入性改善合金成分群あるい
は細粒化促進合金成分群に属する種々の合金成分
の添加は基地鉄の強靱性、細粒化等本発明基本成
分鋼の諸性能を一層改善するものであることは確
かである。而してこれら被削性改善合金成分群、基地鉄の
強靱性焼入性改善合金成分群、細粒化促進合金成
分群は各々その限定範囲内に於て、各群内に於て
１種または２種以上を選択使用するほか、更に各
群各々単独にあるいは組合せ複合添加し一層その
性能を向上せしめ得るものである。尚、本発明鋼はプラスチツク金型に使用する
外、これに類似の用途に広く活用し得るは勿論で
ある。本発明は以上のごとく従来のものに比し極めて
高性能を有し新規にして工業的価値大なるもので
ある。

【図面の簡単な説明】

第１図はフオートエツチング加工処理条件を各
工程別に示したフローシートである。第２図はフ
オートエツチング性の好ましい範囲をAlおよび
Ni含量との関係で示した曲線図である。第３図
は鏡面性の好ましい範囲をAlおよびＳ含量との
関係で示した曲線図である。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.15〜1.0％、Mn：
1.0〜2.0％、Ni：2.5〜3.5％、Al：0.5〜1.5％、
Cu：0.7〜1.7％、Mo：0.1〜0.4％、Ｓ：0.008％
未満、残余Feおよび不純物からなり、溶接後時
効を行つた場合も溶着鋼および溶接熱影響部が母
材部と同様に均一なフオートエツチング加工が可
能であり、かつ鏡面性が良好であるという特徴を
もつMn−Ni−Al−Cu−Mo系時効硬化性プラス
チツク金型用鋼。２Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.15〜1.0％、Mn：
1.0〜2.0％、Ni：2.5〜3.5％、Al：0.5〜1.5％、
Cu：0.7〜1.7％、Mo：0.1〜0.4％、Ｓ：0.008％
未満よりなる基本合金成分に対し、さらにPb：
0.01〜0.3％、Se：0.01〜0.4％、Te：0.01〜0.3％、
Bi：0.01〜0.3％のうちから選ばれた少なくとも
１種または２種以上の被削性改善合金成分を含有
させ、残余Feおよび不純物からなり、溶接後時
効を行つた場合も溶着鋼および溶接熱影響部が母
材部と同様に均一なフオートエツチング加工が可
能であり、かつ鏡面性が良好であるという特徴を
もつMn−Ni−Al−Cu−Mo系時効硬化性プラス
チツク金型用鋼。３Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.15〜1.0％、Mn：
1.0〜2.0％、Ni：2.5〜3.5％、Al：0.5〜1.5％、
Cu：0.7〜1.7％、Mo：0.1〜0.4％、Ｓ：0.008％
未満よりなる基本合金成分に対し、さらにCr：
0.21〜2.5％、Ｗ：0.5％以下、Co：0.5％以下、
Be：0.5％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ば
れた少なくとも１種または２種以上の強靱性、焼
入性改善合金成分を含有させ、残余Feおよび不
純物からなり、溶接後時効を行つた場合も溶着鋼
および溶接熱影響部が母材部と同様に均一なフオ
ートエツチング加工が可能であり、かつ鏡面性が
良好であるという特徴をもつMn−Ni−Al−Cu
−Mo系時効硬化性プラスチツク金型用鋼。４Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.15〜1.0％、Mn：
1.0〜2.0％、Ni：2.5〜3.5％、Al：0.5〜1.5％、
Cu：0.7〜1.7％、Mo：0.1〜0.4％、Ｓ：0.008％
未満よりなる基本合金成分に対し、さらにTi：
0.5％以下、Ｖ：0.5％以下、Nb＋Ta：0.3％以
下、Zr：0.5％以下のうちから選ばれた少なくと
も１種または２種以上の細粒化促進合金成分とを
含有させ、残余Feおよび不純物からなり、溶接
後時効を行つた場合も溶着鋼および溶接熱影響部
が母材部と同様に均一なフオートエツチング加工
が可能であり、かつ鏡面性が良好であるという特
徴をもつMn−Ni−Al−Cu−Mo系時効硬化性プ
ラスチツク金型用鋼。５Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.15〜1.0％、Mn：
1.0〜2.0％、Ni：2.5〜3.5％、Al：0.5〜1.5％、
Cu：0.7〜1.7％、Mo：0.1〜0.4％、Ｓ：0.008％
未満よりなる基本合金成分に対し、さらにPb：
0.01〜0.3％、Se：0.01〜0.4％、Te：0.01〜0.3％、
Bi：0.01〜0.3％のうちから選ばれた少なくとも
１種または２種以上の被削性改善合金成分と、
Cr：0.21〜2.5％、Ｗ：0.5％以下、Co：0.5％以
下、Be：0.5％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから
選ばれた少なくとも１種または２種以上の強靱
性、焼入性改善合金成分を含有させ、残余Feお
よび不純物からなり、溶接後時効を行つた場合も
溶着鋼および溶接熱影響部が母材部と同様に均一
なフオートエツチング加工が可能であり、かつ鏡
面性が良好であるという特徴をもつMn−Ni−Al
−Cu−Mo系時効硬化性プラスチツク金型用鋼。６Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.15〜1.0％、Mn：
1.0〜2.0％、Ni：2.5〜3.5％、Al：0.5〜1.5％、
Cu：0.7〜1.7％、Mo：0.1〜0.4％、Ｓ：0.008％
未満よりなる基本合金成分に対し、さらにPb：
0.01〜0.3％、Se：0.01〜0.4％、Te：0.01〜0.3％、
Bi：0.01〜0.3％のうちから選ばれた少なくとも
１種または２種以上の被削性改善合金成分と、
Ti：0.5％以下、Ｖ：0.5％以下、Nb＋Ta：0.3％
以下、Zr：0.5％以下のうちから選ばれた少なく
とも１種または２種以上の細粒化促進合金成分と
を含有させ、残余Feおよび不純物からなり、溶
接後時効を行つた場合も溶着鋼および溶接熱影響
部が母材部と同様に均一なフオートエツチング加
工が可能であり、かつ鏡面性が良好であるという
特徴をもつMn−Ni−Al−Cu−Mo系時効硬化性
プラスチツク金型用鋼。７Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.15〜1.0％、Mn：
1.0〜2.0％、Ni：2.5〜3.5％、Al：0.5〜1.5％、
Cu：0.7〜1.7％、Mo：0.1〜0.4％、Ｓ：0.008％
未満よりなる基本合金成分に対し、さらにCr：
0.21〜2.5％、Ｗ：0.5％以下、Co：0.5％以下、
Be：0.5％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ば
れた少なくとも１種または２種以上の強靱性、焼
入性改善合金成分と、Ti：0.5％以下、Ｖ：0.5％
以下、Nb＋Ta：0.3％以下、Zr：0.5％以下のう
ちから選ばれた少なくとも１種または２種以上の
細粒化促進合金成分とを含有させ、残余Feおよ
び不純物からなり、溶接後時効を行つた場合も溶
着鋼および溶接熱影響部が母材部と同様に均一な
フオートエツチング加工が可能であり、かつ鏡面
性が良好であるという特徴をもつMn−Ni−Al−
Cu−Mo系時効硬化性プラスチツク金型用鋼。８Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.15〜1.0％、Mn：
1.0〜2.0％、Ni：2.5〜3.5％、Al：0.5〜1.5％、
Cu：0.7〜1.7％、Mo：0.1〜0.4％、Ｓ：0.008％
未満よりなる基本合金成分に対し、さらにPb：
0.01〜0.3％、Se：0.01〜0.4％、Te：0.01〜0.3％、
Bi：0.01〜0.3％のうちから選ばれた少なくとも
１種または２種以上のの被削性改善合金成分と、
Cr：0.21〜2.5％、Ｗ：0.5％以下、Co：0.5％以
下、Be：0.5％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから
選ばれた少なくとも１種または２種以上の強靱
性、焼入性改善合金成分と、Ti：0.5％以下、
Ｖ：0.5％以下、Nb＋Ta：0.3％以下、Zr：0.5％
以下のうちから選ばれた少なくとも１種または２
種以上の細粒化促進合金成分とを含有させ、残余
Feおよび不純物からなり、溶接後時効を行つた
場合も溶着鋼および溶接熱影響部が母材部と同様
に均一なフオートエツチング加工が可能であり、
かつ鏡面性が良好であるという特徴をもつMn−
Ni−Al−Cu−Mo系時効硬化性プラスチツク金
型用鋼。