JPH0841534A - 金型用プリハードン鋼の製造方法 - Google Patents
金型用プリハードン鋼の製造方法Info
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- JPH0841534A JPH0841534A JP17535394A JP17535394A JPH0841534A JP H0841534 A JPH0841534 A JP H0841534A JP 17535394 A JP17535394 A JP 17535394A JP 17535394 A JP17535394 A JP 17535394A JP H0841534 A JPH0841534 A JP H0841534A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 特開平２−197548号公報に記載のプリハード
ン鋼の場合に比し、その優れた点を低下させることな
く、製造の際の焼入れ性（焼入深度）を向上し得、又、
残留応力を軽減し得る金型用プリハードン鋼の製造方法
を提供する。 【構成】 Ｃ：0.15〜0.25wt%,Si:0.35wt%以下,Mn:0.50
〜2.00wt%,Ｐ:0.02wt%以下，Ｓ：0.003wt%以下，Sol.A
l：0.003wt%以下, Ｏ：0.004wt%以下, Cr:0.50 〜2.50w
t%, Mo:0.05〜1.00wt%,Ｖ:0.010〜0.100wt%を含有し、
或いは更にTi:0.005〜0.020wt%, Ｂ:0.0005 〜0.0030wt
% の１種又は２種を含有し、残部がFe及び不可避的不純
物からなる鋳片又は鋼片を、1150〜1350℃に加熱し、圧
下比：３以上にして熱間圧延し、次いでＡr3点以上の温
度域から直接焼入した後、600 〜720℃の温度で焼戻し
することを特徴とするHRC25 以上の金型用プリハードン
鋼の製造方法。
ン鋼の場合に比し、その優れた点を低下させることな
く、製造の際の焼入れ性（焼入深度）を向上し得、又、
残留応力を軽減し得る金型用プリハードン鋼の製造方法
を提供する。 【構成】 Ｃ：0.15〜0.25wt%,Si:0.35wt%以下,Mn:0.50
〜2.00wt%,Ｐ:0.02wt%以下，Ｓ：0.003wt%以下，Sol.A
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或いは更にTi:0.005〜0.020wt%, Ｂ:0.0005 〜0.0030wt
% の１種又は２種を含有し、残部がFe及び不可避的不純
物からなる鋳片又は鋼片を、1150〜1350℃に加熱し、圧
下比：３以上にして熱間圧延し、次いでＡr3点以上の温
度域から直接焼入した後、600 〜720℃の温度で焼戻し
することを特徴とするHRC25 以上の金型用プリハードン
鋼の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、金型用プリハードン鋼
の製造方法に関し、詳細には、鏡面加工性及び被削性に
優れ、ロックウェル硬さHRC:25以上である金型用プリハ
ードン鋼の製造方法に関し、特にはプラスチック成形金
型用プリハードン鋼の製造方法に関する。
の製造方法に関し、詳細には、鏡面加工性及び被削性に
優れ、ロックウェル硬さHRC:25以上である金型用プリハ
ードン鋼の製造方法に関し、特にはプラスチック成形金
型用プリハードン鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】プラスチック成形金型用材としては、
(1) 被削性が良好であること、(2) 鏡面仕上性、シボ加
工性、放電加工性が良好であること、(3) 強度、耐食
性、耐摩耗性、靱性が良好であること、(4) 溶接補修が
容易であること、(5) 加工変形が少ないこと等が要求さ
れている。これまでは、市場性の観点から、汎用金型用
鋼として機械構造用炭素鋼（例えば S55C ）や機械構造
用合金鋼（例えば SCM445 ）が使用されてきている。
(1) 被削性が良好であること、(2) 鏡面仕上性、シボ加
工性、放電加工性が良好であること、(3) 強度、耐食
性、耐摩耗性、靱性が良好であること、(4) 溶接補修が
容易であること、(5) 加工変形が少ないこと等が要求さ
れている。これまでは、市場性の観点から、汎用金型用
鋼として機械構造用炭素鋼（例えば S55C ）や機械構造
用合金鋼（例えば SCM445 ）が使用されてきている。
【０００３】しかし、これら汎用金型用鋼には、製鋼時
の脱酸生成物であるAl2O3 や快削性を付与するMnS 等の
非金属介在物が多量に含まれており、それらが研磨時に
脱落したり、掘り起こされたりしてピンホールが発生す
るという問題点がある。更に、鋼材のロックウェル硬さ
（以降、HRC という）が35より低いと、非金属介在物の
周囲の母材（マトリックス）が研磨時に削り取られて非
金属介在物が脱落し易くなり、ピンホールの発生が助長
されるという問題点がある。例えば、汎用金型用鋼であ
るS55Cは硬さがHRC:15程度、SCM445は硬さがHRC:27程度
であり、そのため上記の如くピンホールの発生が助長さ
れる。
の脱酸生成物であるAl2O3 や快削性を付与するMnS 等の
非金属介在物が多量に含まれており、それらが研磨時に
脱落したり、掘り起こされたりしてピンホールが発生す
るという問題点がある。更に、鋼材のロックウェル硬さ
（以降、HRC という）が35より低いと、非金属介在物の
周囲の母材（マトリックス）が研磨時に削り取られて非
金属介在物が脱落し易くなり、ピンホールの発生が助長
されるという問題点がある。例えば、汎用金型用鋼であ
るS55Cは硬さがHRC:15程度、SCM445は硬さがHRC:27程度
であり、そのため上記の如くピンホールの発生が助長さ
れる。
【０００４】かかる問題点を解決するため、特開昭63-1
62837 号公報に記載の如く非金属介在物の低減を図った
プラスチック成形金型用鋼（以降、従来鋼Ａという）
や、特開昭63-183158 号公報に記載の如く母材の硬さを
HRC:40以上としたプラスチック成形金型用鋼（以降、従
来鋼Ｂという）等が提案されている。
62837 号公報に記載の如く非金属介在物の低減を図った
プラスチック成形金型用鋼（以降、従来鋼Ａという）
や、特開昭63-183158 号公報に記載の如く母材の硬さを
HRC:40以上としたプラスチック成形金型用鋼（以降、従
来鋼Ｂという）等が提案されている。
【０００５】ところが、前記従来鋼Ａにおいては、原料
を真空溶解した後、エレクトロスラグメルティング法、
エレクトロビームメルティング法等で再溶解する特殊溶
解法で溶製されるため、製造費用が高くなるという問題
点がある。前記従来鋼Ｂにおいては、多量のNi, Al, Cu
を含有した析出硬化型のために製造費用が高く、又、硬
さがHRC:40以上のために安価なハイス系工具による切削
が困難であるという問題点がある。
を真空溶解した後、エレクトロスラグメルティング法、
エレクトロビームメルティング法等で再溶解する特殊溶
解法で溶製されるため、製造費用が高くなるという問題
点がある。前記従来鋼Ｂにおいては、多量のNi, Al, Cu
を含有した析出硬化型のために製造費用が高く、又、硬
さがHRC:40以上のために安価なハイス系工具による切削
が困難であるという問題点がある。
【０００６】そこで、この問題点を解決するため、更に
種々検討がなされ、その結果、特開平２−197548号公報
に記載の如く、Ｃ，Ｓ，Sol.Al，Ｏを低減した組成を有
し、HRC:25〜32である鏡面加工性及び被削性に優れたプ
リハードン鋼（以降、従来鋼Ｃという）が提案されてい
る。そして、この鋼Ｃは、上記組成の鋼を熱間圧延した
後、焼入焼戻しを行う方法で製造され、溶製に際して特
殊溶解法を要さなくて通常溶解法でよく、又、析出硬化
型でないので、製造費用を高くすることなく製造し得、
更に、被削性に優れており、従って、前記従来鋼Ａ及び
Ｂでの問題点を解決し得るものである。
種々検討がなされ、その結果、特開平２−197548号公報
に記載の如く、Ｃ，Ｓ，Sol.Al，Ｏを低減した組成を有
し、HRC:25〜32である鏡面加工性及び被削性に優れたプ
リハードン鋼（以降、従来鋼Ｃという）が提案されてい
る。そして、この鋼Ｃは、上記組成の鋼を熱間圧延した
後、焼入焼戻しを行う方法で製造され、溶製に際して特
殊溶解法を要さなくて通常溶解法でよく、又、析出硬化
型でないので、製造費用を高くすることなく製造し得、
更に、被削性に優れており、従って、前記従来鋼Ａ及び
Ｂでの問題点を解決し得るものである。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】ところが、前記従来鋼
Ｃにおいては、上記の如く熱間圧延した後、焼入焼戻し
を行う方法により製造すると、その焼入冷却時の熱応力
及び変態応力により発生する残留応力が焼戻しによりあ
まり軽減されずに残り、そのため比較的大きな残留応力
を有するという問題点があり、この残留応力は金型加工
時の変形や変寸の原因となるので、その軽減が望まれ
る。又、溶接性を損なうことなく、中心部まで焼きが入
る板厚は高々200mm 程度であり、金型用鋼として寸法的
制約を受けるので、焼入れ性の向上（焼入深度の増大）
が望まれる。
Ｃにおいては、上記の如く熱間圧延した後、焼入焼戻し
を行う方法により製造すると、その焼入冷却時の熱応力
及び変態応力により発生する残留応力が焼戻しによりあ
まり軽減されずに残り、そのため比較的大きな残留応力
を有するという問題点があり、この残留応力は金型加工
時の変形や変寸の原因となるので、その軽減が望まれ
る。又、溶接性を損なうことなく、中心部まで焼きが入
る板厚は高々200mm 程度であり、金型用鋼として寸法的
制約を受けるので、焼入れ性の向上（焼入深度の増大）
が望まれる。
【０００８】本発明は、このような事情に着目してなさ
れたものであって、その目的は従来のものがもつ以上の
ような問題点を解消し、HRC:25以上を有する金型用プリ
ハードン鋼の製造方法であって、前記従来鋼Ｃの場合に
比し、その優れた点を低下させることなく、製造の際の
焼入れ性（焼入深度）を向上し得、又、残留応力を軽減
し得る金型用プリハードン鋼の製造方法を提供しようと
するものである。
れたものであって、その目的は従来のものがもつ以上の
ような問題点を解消し、HRC:25以上を有する金型用プリ
ハードン鋼の製造方法であって、前記従来鋼Ｃの場合に
比し、その優れた点を低下させることなく、製造の際の
焼入れ性（焼入深度）を向上し得、又、残留応力を軽減
し得る金型用プリハードン鋼の製造方法を提供しようと
するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、鋭意研究した結果、本発明に係る金型用プリハード
ン鋼の製造方法は次のような構成としている。即ち、請
求項１記載の金型用プリハードン鋼の製造方法は、Ｃ：
0.15〜0.25wt%, Si:0.35wt% 以下, Mn：0.50〜2.00 wt
%, Ｐ：0.020wt%以下，Ｓ：0.003wt%以下，Sol.Al：0.0
03wt%以下, Ｏ：0.0040wt% 以下, Cr：0.50〜2.50wt%,
Mo:0.05〜1.00 wt%, Ｖ:0.010〜0.100wt%を含有し、残
部がFe及び不可避的不純物からなる鋳片又は鋼片を、11
50〜1350℃に加熱し、圧下比：３以上にして熱間圧延
し、次いでＡr3点以上の温度域から直接焼入した後、60
0 〜720 ℃の温度で焼戻しすることを特徴とするロック
ウェル硬さ25以上を有する金型用プリハードン鋼の製造
方法である。又、請求項２記載の金型用プリハードン鋼
の製造方法は、鋳片又は鋼片が、さらにTi:0.005〜0.02
0wt%, Ｂ:0.0005 〜0.0030wt% の１種又は２種を含有し
ている請求項１記載の金型用プリハードン鋼の製造方法
である。
に、鋭意研究した結果、本発明に係る金型用プリハード
ン鋼の製造方法は次のような構成としている。即ち、請
求項１記載の金型用プリハードン鋼の製造方法は、Ｃ：
0.15〜0.25wt%, Si:0.35wt% 以下, Mn：0.50〜2.00 wt
%, Ｐ：0.020wt%以下，Ｓ：0.003wt%以下，Sol.Al：0.0
03wt%以下, Ｏ：0.0040wt% 以下, Cr：0.50〜2.50wt%,
Mo:0.05〜1.00 wt%, Ｖ:0.010〜0.100wt%を含有し、残
部がFe及び不可避的不純物からなる鋳片又は鋼片を、11
50〜1350℃に加熱し、圧下比：３以上にして熱間圧延
し、次いでＡr3点以上の温度域から直接焼入した後、60
0 〜720 ℃の温度で焼戻しすることを特徴とするロック
ウェル硬さ25以上を有する金型用プリハードン鋼の製造
方法である。又、請求項２記載の金型用プリハードン鋼
の製造方法は、鋳片又は鋼片が、さらにTi:0.005〜0.02
0wt%, Ｂ:0.0005 〜0.0030wt% の１種又は２種を含有し
ている請求項１記載の金型用プリハードン鋼の製造方法
である。
【００１０】
【作用】本発明は、鋭意研究を行った結果、前記の如く
プリハードン鋼の鋼組成（化学成分）を特定すると共に
製造条件を特定することにより、従来鋼Ｃの場合に比
し、製造の際の焼入れ性（焼入深度）を向上し得、又、
残留応力を軽減し得ることを見出し、かかる知見に基づ
き完成されたものである。特に、直接焼入による焼入れ
性向上（焼入深度増大）効果と析出硬化量の増大効果と
を活用することによって、焼入深度が増大して中心部ま
で焼きが入る板厚の拡大（焼入れ性向上）を図ることが
でき、又、焼戻し軟化抵抗が増大するために焼戻し温度
を上げることができ（焼戻し温度を上げても金型用プリ
ハードン鋼の硬さとして必要なHRC:25以上を確保で
き）、そのため残留応力の軽減を図ることができること
を見出し、本発明を完成するに至った。ここで、焼入れ
性向上は、主にＣ，Mn，Cr，Mo等の焼入れ性向上元素と
直接焼入とによってもたらされる。析出硬化量の増大
は、主にMo，Ｖ等の析出硬化元素によってもたらされ、
析出によるマトリックスの硬化作用（析出硬化作用）に
より焼戻し軟化抵抗を増大させる。
プリハードン鋼の鋼組成（化学成分）を特定すると共に
製造条件を特定することにより、従来鋼Ｃの場合に比
し、製造の際の焼入れ性（焼入深度）を向上し得、又、
残留応力を軽減し得ることを見出し、かかる知見に基づ
き完成されたものである。特に、直接焼入による焼入れ
性向上（焼入深度増大）効果と析出硬化量の増大効果と
を活用することによって、焼入深度が増大して中心部ま
で焼きが入る板厚の拡大（焼入れ性向上）を図ることが
でき、又、焼戻し軟化抵抗が増大するために焼戻し温度
を上げることができ（焼戻し温度を上げても金型用プリ
ハードン鋼の硬さとして必要なHRC:25以上を確保で
き）、そのため残留応力の軽減を図ることができること
を見出し、本発明を完成するに至った。ここで、焼入れ
性向上は、主にＣ，Mn，Cr，Mo等の焼入れ性向上元素と
直接焼入とによってもたらされる。析出硬化量の増大
は、主にMo，Ｖ等の析出硬化元素によってもたらされ、
析出によるマトリックスの硬化作用（析出硬化作用）に
より焼戻し軟化抵抗を増大させる。
【００１１】従って、本発明に係る金型用プリハードン
鋼の製造方法は、前記の如き構成、特に熱間圧延につい
でＡr3点以上の温度域から直接焼入し、その後600 〜72
0 ℃の温度で焼戻しするようにしており、故に、従来鋼
Ｃの場合に比し、製造の際の焼入れ性（焼入深度）を向
上し得、又、残留応力を軽減し得るようになる。引いて
は、従来鋼Ｃの場合に比し、板厚の厚いものでも中心部
まで焼きが入るために焼戻し後の硬さの均一性に優れ、
又、残留応力が小さく、同時に従来鋼Ｃと同様に優れた
性質を有すると共に硬さとして必要なHRC:25以上を有す
る金型用プリハードン鋼が得られるようになる。
鋼の製造方法は、前記の如き構成、特に熱間圧延につい
でＡr3点以上の温度域から直接焼入し、その後600 〜72
0 ℃の温度で焼戻しするようにしており、故に、従来鋼
Ｃの場合に比し、製造の際の焼入れ性（焼入深度）を向
上し得、又、残留応力を軽減し得るようになる。引いて
は、従来鋼Ｃの場合に比し、板厚の厚いものでも中心部
まで焼きが入るために焼戻し後の硬さの均一性に優れ、
又、残留応力が小さく、同時に従来鋼Ｃと同様に優れた
性質を有すると共に硬さとして必要なHRC:25以上を有す
る金型用プリハードン鋼が得られるようになる。
【００１２】ここで、本発明における鋼（鋳片又は鋼
片）の化学成分、引いてはプリハードン鋼の組成を前記
の如く限定している理由を以下説明する。
片）の化学成分、引いてはプリハードン鋼の組成を前記
の如く限定している理由を以下説明する。
【００１３】Ｃは、焼入れ性を向上させる元素であっ
て、HRC:25以上を確保するために0.15wt% 以上含有させ
る必要がある。しかし、0.25wt% 超では被削性が低下
し、又、焼入れ時に焼割れが生じ易くなり、更に溶接性
が劣化する。従って、0.15〜0.25wt% としている。
て、HRC:25以上を確保するために0.15wt% 以上含有させ
る必要がある。しかし、0.25wt% 超では被削性が低下
し、又、焼入れ時に焼割れが生じ易くなり、更に溶接性
が劣化する。従って、0.15〜0.25wt% としている。
【００１４】Siは、製鋼時の脱酸及び鋼の焼入れ性向上
のため添加するが、0.35wt% 超では偏析が助長されて支
障があるので、0.35wt% 以下とする。Mnは、鋼の脱酸及
び焼入れ性向上のため0.50wt% 以上添加するが、2.00wt
% 超では偏析を助長して加工性が劣化するので、0.50〜
2.00wt% とする。
のため添加するが、0.35wt% 超では偏析が助長されて支
障があるので、0.35wt% 以下とする。Mnは、鋼の脱酸及
び焼入れ性向上のため0.50wt% 以上添加するが、2.00wt
% 超では偏析を助長して加工性が劣化するので、0.50〜
2.00wt% とする。
【００１５】Ｐは、0.020wt%超では偏析を助長し鋼内部
に局部的な硬さ上昇を引き起こして機械加工性を劣化さ
せるので、0.020wt%以下とする。Ｓは、鋼中に不純物と
して含有されるが、0.003wt%超では鏡面加工性及び靱性
を損なうため、0.003wt%以下とする。
に局部的な硬さ上昇を引き起こして機械加工性を劣化さ
せるので、0.020wt%以下とする。Ｓは、鋼中に不純物と
して含有されるが、0.003wt%超では鏡面加工性及び靱性
を損なうため、0.003wt%以下とする。
【００１６】Alは、一般的には脱酸のため添加される
が、鏡面加工性及び被削性の劣化を招くAl2O3 を生成す
る。本発明では脱酸はＣ、Si、Mnにて可能である。従っ
て、Alは少ない方がよいし、少なくてよく、Sol.Alとし
て0.003wt%以下のとき、Al2O3による鏡面加工性及び被
削性の劣化を防止でき、そのためSol.Alとして0.003wt%
以下とする。
が、鏡面加工性及び被削性の劣化を招くAl2O3 を生成す
る。本発明では脱酸はＣ、Si、Mnにて可能である。従っ
て、Alは少ない方がよいし、少なくてよく、Sol.Alとし
て0.003wt%以下のとき、Al2O3による鏡面加工性及び被
削性の劣化を防止でき、そのためSol.Alとして0.003wt%
以下とする。
【００１７】Ｏは、酸化物系介在物を形成し、それが地
疵やピンホールの原因となり、鋼の被削性を低下させる
ので、できる限り低減することが望ましい。しかし、一
方において、Ｏを低減することは製造費用の増加を招
く。従って、これらのことからＯ：0.0040wt% 以下とす
る。
疵やピンホールの原因となり、鋼の被削性を低下させる
ので、できる限り低減することが望ましい。しかし、一
方において、Ｏを低減することは製造費用の増加を招
く。従って、これらのことからＯ：0.0040wt% 以下とす
る。
【００１８】Crは、焼入れ性向上のために必要な元素で
あり、又、表面窒化処理の際にＮを安定化させる良好な
窒化を行わせる働きを有し、0.50wt% 以上でその効果を
発揮するが、2.50wt% 超ではCr炭化物の析出による脆化
を招来し、靱性を低下させるので、0.50〜2.50wt% とし
ている。
あり、又、表面窒化処理の際にＮを安定化させる良好な
窒化を行わせる働きを有し、0.50wt% 以上でその効果を
発揮するが、2.50wt% 超ではCr炭化物の析出による脆化
を招来し、靱性を低下させるので、0.50〜2.50wt% とし
ている。
【００１９】Moは、焼入れ性の向上及び焼戻し軟化抵抗
の増大のために必要な元素であり、0.05wt% 以上でその
効果を発揮するが、高価な元素であって1.00wt% 超では
コスト上昇を招くので、0.05〜1.00wt% としている。
尚、上記焼戻し軟化抵抗の増大は、析出によるマトリッ
クスの硬化作用（析出硬化作用）によってもたらされ、
焼戻し温度を上昇し得（即ち、焼戻し温度を上げても金
型用プリハードン鋼の硬さとして必要なHRC:25以上を確
保し得）、その焼戻し温度上昇により残留応力を軽減し
得るという作用効果を奏するものである（以下の焼戻し
軟化抵抗増大も同様）。
の増大のために必要な元素であり、0.05wt% 以上でその
効果を発揮するが、高価な元素であって1.00wt% 超では
コスト上昇を招くので、0.05〜1.00wt% としている。
尚、上記焼戻し軟化抵抗の増大は、析出によるマトリッ
クスの硬化作用（析出硬化作用）によってもたらされ、
焼戻し温度を上昇し得（即ち、焼戻し温度を上げても金
型用プリハードン鋼の硬さとして必要なHRC:25以上を確
保し得）、その焼戻し温度上昇により残留応力を軽減し
得るという作用効果を奏するものである（以下の焼戻し
軟化抵抗増大も同様）。
【００２０】Ｖは、焼戻し軟化抵抗増大の効果があり、
又、細粒化による靱性向上効果を有し、かかる効果を発
揮するために0.010wt%以上の添加が必要であるが、0.10
0wt%超ではその効果が飽和し、又、製造費用の上昇を招
くので、0.010 〜0.100wt%とする。
又、細粒化による靱性向上効果を有し、かかる効果を発
揮するために0.010wt%以上の添加が必要であるが、0.10
0wt%超ではその効果が飽和し、又、製造費用の上昇を招
くので、0.010 〜0.100wt%とする。
【００２１】次に、本発明における鋼（鋳片又は鋼片）
の加熱、熱間圧延、直接焼入、焼戻しの条件を前述の如
く特定している理由を以下説明する。
の加熱、熱間圧延、直接焼入、焼戻しの条件を前述の如
く特定している理由を以下説明する。
【００２２】鋼（鋳片又は鋼片）の熱間圧延前における
加熱に際し、加熱温度を1150〜1350℃としている。これ
は、加熱温度は偏析拡散の観点から高いほどよいが、13
50℃超では鋼表面にスケールが多量に付着し、鋼表面疵
の発生の原因となり、一方、1150℃未満では偏析拡散の
効果が少なくて不充分となるからである。
加熱に際し、加熱温度を1150〜1350℃としている。これ
は、加熱温度は偏析拡散の観点から高いほどよいが、13
50℃超では鋼表面にスケールが多量に付着し、鋼表面疵
の発生の原因となり、一方、1150℃未満では偏析拡散の
効果が少なくて不充分となるからである。
【００２３】上記加熱後の熱間圧延における圧下比を３
以上にしている。これは、金型用鋼は健全な内部品質を
有することが重要であり、ザク状欠陥やピンホールを圧
延時に圧着して健全な内部品質にするために圧下比を３
以上にする必要があり、圧下比：３未満ではザク状欠陥
やピンホールが残存して内部品質が不充分となるからで
ある。ここで、圧下比とは、熱間圧延前の鋼（鋳片又は
鋼片）の厚みと、熱間圧延仕上げ板厚（熱間圧延後の鋼
板厚み）との比をいう。
以上にしている。これは、金型用鋼は健全な内部品質を
有することが重要であり、ザク状欠陥やピンホールを圧
延時に圧着して健全な内部品質にするために圧下比を３
以上にする必要があり、圧下比：３未満ではザク状欠陥
やピンホールが残存して内部品質が不充分となるからで
ある。ここで、圧下比とは、熱間圧延前の鋼（鋳片又は
鋼片）の厚みと、熱間圧延仕上げ板厚（熱間圧延後の鋼
板厚み）との比をいう。
【００２４】上記熱間圧延に次いでＡr3点以上の温度域
から直接焼入するようにしている。即ち、直接焼入温度
をＡr3点以上としている。これは、初析フェライトの析
出を防止し、靱性の良好なマルテンサイトと下部ベイナ
イトを得るために直接焼入温度をＡr3点以上とする必要
があり、Ａr3点未満にすると靱性が不充分となるからで
ある。ここで、直接焼入は、熱間圧延後に冷却してから
焼入温度に再加熱して焼入するのではなく、熱間圧延後
の高温の状態の鋼を再加熱せずに直接焼入するものであ
るので、再加熱が不要であり、引いては所要熱エネルギ
の低減及び製造期間の短縮化が図れるという効果を奏す
る。
から直接焼入するようにしている。即ち、直接焼入温度
をＡr3点以上としている。これは、初析フェライトの析
出を防止し、靱性の良好なマルテンサイトと下部ベイナ
イトを得るために直接焼入温度をＡr3点以上とする必要
があり、Ａr3点未満にすると靱性が不充分となるからで
ある。ここで、直接焼入は、熱間圧延後に冷却してから
焼入温度に再加熱して焼入するのではなく、熱間圧延後
の高温の状態の鋼を再加熱せずに直接焼入するものであ
るので、再加熱が不要であり、引いては所要熱エネルギ
の低減及び製造期間の短縮化が図れるという効果を奏す
る。
【００２５】上記直接焼入後、600 〜720 ℃の温度で焼
戻しするようにしている。それは、金型用プリハードン
鋼の硬さとして必要なHRC:25以上を確保すると共に、残
留応力を除去するためである。即ち、焼戻し温度は、硬
度調整及び焼入時に生じた残留応力（残留歪み）の除去
のため重要であり、600 ℃未満では残留歪みの除去が不
充分であって加工時の変形の原因となり、600 ℃以上に
おいて焼戻し温度が高いほど残留歪みの除去には望まし
いが、720 ℃超では鋼の軟化が著しくてHRC:25以上を確
保し得なくなるので、焼戻し温度：600 〜720 ℃として
いる。ここで、かかる比較的高温の焼戻し温度：600 〜
720 ℃でHRC:25以上を確保し得るのは、前述の如く、析
出硬化量の増大効果により、焼戻し軟化抵抗が増大する
ためである。又、HRC:25未満に低下させることなく、か
かる比較的高温の焼戻し温度を適用できるため、残留応
力（残留歪み）の除去が可能となるのである。
戻しするようにしている。それは、金型用プリハードン
鋼の硬さとして必要なHRC:25以上を確保すると共に、残
留応力を除去するためである。即ち、焼戻し温度は、硬
度調整及び焼入時に生じた残留応力（残留歪み）の除去
のため重要であり、600 ℃未満では残留歪みの除去が不
充分であって加工時の変形の原因となり、600 ℃以上に
おいて焼戻し温度が高いほど残留歪みの除去には望まし
いが、720 ℃超では鋼の軟化が著しくてHRC:25以上を確
保し得なくなるので、焼戻し温度：600 〜720 ℃として
いる。ここで、かかる比較的高温の焼戻し温度：600 〜
720 ℃でHRC:25以上を確保し得るのは、前述の如く、析
出硬化量の増大効果により、焼戻し軟化抵抗が増大する
ためである。又、HRC:25未満に低下させることなく、か
かる比較的高温の焼戻し温度を適用できるため、残留応
力（残留歪み）の除去が可能となるのである。
【００２６】ところで、鋼組成（化学成分）として更に
Ti：0.005 〜0.020wt%, Ｂ：0.0005〜0.0030wt% の１種
又は２種を含有させると、靱性及び／又は焼入れ性をよ
り一層向上し得るので、必要に応じて添加することが好
ましい。ここで、Ti量, Ｂ量を上記の如くしている理由
を以下説明する。
Ti：0.005 〜0.020wt%, Ｂ：0.0005〜0.0030wt% の１種
又は２種を含有させると、靱性及び／又は焼入れ性をよ
り一層向上し得るので、必要に応じて添加することが好
ましい。ここで、Ti量, Ｂ量を上記の如くしている理由
を以下説明する。
【００２７】Tiは、結晶粒の微細化によって靱性を向上
させる効果を有する元素であり、その効果を有効に得る
ためには0.005wt%以上添加する必要がある。しかし、0.
020wt%超では硬質介在物であるTiN を生成して鏡面加工
性を低下させる。従って、Ti：0.005 〜0.020wt%とす
る。
させる効果を有する元素であり、その効果を有効に得る
ためには0.005wt%以上添加する必要がある。しかし、0.
020wt%超では硬質介在物であるTiN を生成して鏡面加工
性を低下させる。従って、Ti：0.005 〜0.020wt%とす
る。
【００２８】Ｂは、微量の添加によって焼入れ性を向上
させるが、0.0005wt% 未満ではその効果が乏しく、一
方、0.0030wt% 超では却って焼入れ性が低下する。従っ
て、Ｂ：0.0005〜0.0030wt% とする。
させるが、0.0005wt% 未満ではその効果が乏しく、一
方、0.0030wt% 超では却って焼入れ性が低下する。従っ
て、Ｂ：0.0005〜0.0030wt% とする。
【００２９】
【実施例】本発明の実施例を以下に説明するが、本発明
は該実施例に限定されるものでないことは、いうまでも
ない。
は該実施例に限定されるものでないことは、いうまでも
ない。
【００３０】表１に使用した鋼片（Ａ〜Ｊ）の化学成分
を示す。ここで、鋼片Ａ〜Ｄは本発明に係る鋼組成範囲
内の組成を有するものである。鋼片Ｇ〜Ｊは比較例に係
るものであり、この中、鋼片Ｇ〜ＨはＳ量又はSol.Al量
が本発明に係る鋼組成範囲外にあり、鋼片ＩはSCM445相
当鋼、鋼片ＪはS55C相当鋼である。鋼片Ｅ〜Ｆは、鋼片
Ａと同様の組成を有するが、後述の如く比較例に係る製
造方法が適用されるものである。
を示す。ここで、鋼片Ａ〜Ｄは本発明に係る鋼組成範囲
内の組成を有するものである。鋼片Ｇ〜Ｊは比較例に係
るものであり、この中、鋼片Ｇ〜ＨはＳ量又はSol.Al量
が本発明に係る鋼組成範囲外にあり、鋼片ＩはSCM445相
当鋼、鋼片ＪはS55C相当鋼である。鋼片Ｅ〜Ｆは、鋼片
Ａと同様の組成を有するが、後述の如く比較例に係る製
造方法が適用されるものである。
【００３１】上記鋼片を1250℃に加熱し、圧下比：３以
上となるように熱間圧延し、そして表２に示す条件で焼
入した後、表２に示す条件で焼戻しをした。ここで、鋼
片Ａ〜Ｄについては、熱間圧延に次いで 930℃の温度か
ら直接焼入（ＤＱ）した後、620 〜660 ℃の温度で焼戻
しをした（本発明の実施例 No.１〜４）。鋼片Ｅ〜Ｆ、
鋼片Ｇ〜Ｈについては、熱間圧延後に室温まで冷却した
後、再加熱し 930℃から水焼入し、その後590 ℃の温度
で焼戻しをした（比較例 No.５〜８）。鋼片Ｉについて
は、熱間圧延後冷却してから再加熱して焼入れした後、
焼戻しをしたが、SCM445相当鋼であって水焼入れでは割
れる可能性があるため、焼入れは油焼入れとした（比較
例 No.９）。鋼片Ｊについては、S55C相当鋼であるので
熱間圧延後冷却してから再加熱して焼準処理をした（比
較例 No.10）。
上となるように熱間圧延し、そして表２に示す条件で焼
入した後、表２に示す条件で焼戻しをした。ここで、鋼
片Ａ〜Ｄについては、熱間圧延に次いで 930℃の温度か
ら直接焼入（ＤＱ）した後、620 〜660 ℃の温度で焼戻
しをした（本発明の実施例 No.１〜４）。鋼片Ｅ〜Ｆ、
鋼片Ｇ〜Ｈについては、熱間圧延後に室温まで冷却した
後、再加熱し 930℃から水焼入し、その後590 ℃の温度
で焼戻しをした（比較例 No.５〜８）。鋼片Ｉについて
は、熱間圧延後冷却してから再加熱して焼入れした後、
焼戻しをしたが、SCM445相当鋼であって水焼入れでは割
れる可能性があるため、焼入れは油焼入れとした（比較
例 No.９）。鋼片Ｊについては、S55C相当鋼であるので
熱間圧延後冷却してから再加熱して焼準処理をした（比
較例 No.10）。
【００３２】このようにして得られた鋼板について、残
留応力を測定し、又、試験片を採取して硬さ測定、衝撃
試験、更に、溶接性、被削性、鏡面加工性、シボ加工性
及び放電加工性等の評価試験を行った。
留応力を測定し、又、試験片を採取して硬さ測定、衝撃
試験、更に、溶接性、被削性、鏡面加工性、シボ加工性
及び放電加工性等の評価試験を行った。
【００３３】ここで、残留応力の測定は、ASTM E-837に
規定されている穿孔法に準じて行った。硬さ測定は、ロ
ックウェル硬度計により行った。衝撃試験は、JIS Z 22
02の３号試験片を用いて行った。溶接性試験は、JIS Z
3101の溶接熱影響部の最高硬さ試験に準じて行い、この
ときの溶接方法は TIG法とした。被削性試験は、エンド
ミル切削時の工具寿命で評価することにより行い、この
ときのエンドミル切削条件は、エンドミル：JIS B 421
1, ２枚刃，Ｓ型，10×12 Co-HSS 、切削速度：18.5m/m
in 、送り速度：80mm/min、方向：上向き、切込み：軸
方向15mm，半径方向1.0mm 、切削油：なし（用いず）と
した。
規定されている穿孔法に準じて行った。硬さ測定は、ロ
ックウェル硬度計により行った。衝撃試験は、JIS Z 22
02の３号試験片を用いて行った。溶接性試験は、JIS Z
3101の溶接熱影響部の最高硬さ試験に準じて行い、この
ときの溶接方法は TIG法とした。被削性試験は、エンド
ミル切削時の工具寿命で評価することにより行い、この
ときのエンドミル切削条件は、エンドミル：JIS B 421
1, ２枚刃，Ｓ型，10×12 Co-HSS 、切削速度：18.5m/m
in 、送り速度：80mm/min、方向：上向き、切込み：軸
方向15mm，半径方向1.0mm 、切削油：なし（用いず）と
した。
【００３４】鏡面加工性試験は、＃14000 相当のダイヤ
モンドコンパウンドで仕上げ研磨した後、残存するピン
ホールの中、短径10μm 超のものを顕微鏡で観察して測
定する（数える）ことにより行い、このときの測定条件
は、顕微鏡倍率：400 倍、観察視野数：100 とした。シ
ボ加工性試験は、＃600 相当で研磨した後、梨地加工を
して加工面のムラ有無でシボ加工性を評価する方法によ
り行った。放電加工性試験は、Cu電極で粗さ：３μm Rm
ax相当の加工をして加工面のすじ有無で放電加工性を評
価する方法により行った。
モンドコンパウンドで仕上げ研磨した後、残存するピン
ホールの中、短径10μm 超のものを顕微鏡で観察して測
定する（数える）ことにより行い、このときの測定条件
は、顕微鏡倍率：400 倍、観察視野数：100 とした。シ
ボ加工性試験は、＃600 相当で研磨した後、梨地加工を
して加工面のムラ有無でシボ加工性を評価する方法によ
り行った。放電加工性試験は、Cu電極で粗さ：３μm Rm
ax相当の加工をして加工面のすじ有無で放電加工性を評
価する方法により行った。
【００３５】上記評価試験の結果を表３に示す。表２か
ら判る如く、比較例 No.９（鋼片Ｉ即ちSCM445相当鋼）
や、比較例 No.10（鋼片Ｊ即ちS55C相当鋼）の場合、ピ
ンホールの数が多くて鏡面加工性が悪い他、衝撃値も低
くて靱性が悪く、又、溶接熱影響部の最高硬さが大きく
て溶接性も悪い。更に、比較例 No.９の場合はシボ加工
性及び放電加工性も悪く、又、被削性（エンドミル加工
性）も悪い。
ら判る如く、比較例 No.９（鋼片Ｉ即ちSCM445相当鋼）
や、比較例 No.10（鋼片Ｊ即ちS55C相当鋼）の場合、ピ
ンホールの数が多くて鏡面加工性が悪い他、衝撃値も低
くて靱性が悪く、又、溶接熱影響部の最高硬さが大きく
て溶接性も悪い。更に、比較例 No.９の場合はシボ加工
性及び放電加工性も悪く、又、被削性（エンドミル加工
性）も悪い。
【００３６】これらに対し、比較例 No.５〜８（鋼片Ｅ
〜Ｈ、再加熱焼入れ後590 ℃で焼戻し）の場合、全てシ
ボ加工性及び溶接性に優れ、又、放電加工性に優れ（ N
o.７を除く）、その他に良好な面もあるが、全て共通し
て残留応力が著しく大きくて金型加工時の変形や変寸の
原因となり、又、それぞれに欠点がある。
〜Ｈ、再加熱焼入れ後590 ℃で焼戻し）の場合、全てシ
ボ加工性及び溶接性に優れ、又、放電加工性に優れ（ N
o.７を除く）、その他に良好な面もあるが、全て共通し
て残留応力が著しく大きくて金型加工時の変形や変寸の
原因となり、又、それぞれに欠点がある。
【００３７】即ち、比較例 No.８の場合、上記の他に靱
性にも優れるものの、残留応力が大きく、又、アルミナ
系介在物が残存するために鏡面加工性が比較例 No.９〜
10と同様に悪く、被削性も充分でない。比較例 No.７の
場合、上記の他に被削性にも優れるものの、残留応力が
大きく、又、研磨時の硫化物系介在物の脱落によりピン
ホールが発生するために鏡面加工性が比較例 No.９〜10
と同様に悪い。
性にも優れるものの、残留応力が大きく、又、アルミナ
系介在物が残存するために鏡面加工性が比較例 No.９〜
10と同様に悪く、被削性も充分でない。比較例 No.７の
場合、上記の他に被削性にも優れるものの、残留応力が
大きく、又、研磨時の硫化物系介在物の脱落によりピン
ホールが発生するために鏡面加工性が比較例 No.９〜10
と同様に悪い。
【００３８】比較例 No.５〜６の場合、上記の他に鏡面
加工性、被削性及び靱性にも優れるものの、焼戻し温度
が低いために残留応力が大きい。更に、比較例 No.６の
場合、表面と中心部との硬度差が大きい。これは、比較
例 No.６の場合の板厚は 350mmであって比較例 No.５、
７〜８の場合（板厚:200mm）に比べて大きく、又、焼入
性が悪い（焼入深度が浅い）ためである。このように焼
入深度が浅かったのは、直接焼入ではなく再加熱して焼
入したことに主に起因する。
加工性、被削性及び靱性にも優れるものの、焼戻し温度
が低いために残留応力が大きい。更に、比較例 No.６の
場合、表面と中心部との硬度差が大きい。これは、比較
例 No.６の場合の板厚は 350mmであって比較例 No.５、
７〜８の場合（板厚:200mm）に比べて大きく、又、焼入
性が悪い（焼入深度が浅い）ためである。このように焼
入深度が浅かったのは、直接焼入ではなく再加熱して焼
入したことに主に起因する。
【００３９】本発明の実施例 No.１〜４の場合は、残留
応力が小さく、HRC:25以上であり、焼入性が良くて焼入
深度が深く、又、靱性、溶接性、被削性、鏡面加工性、
シボ加工性及び放電加工性に優れている。特に、上記比
較例 No.５〜８のいづれに対しても、残留応力が小さ
く、又、実施例 No.２の場合（板厚:350mm）から判る如
く、板厚が350mm と厚くても、表面と中心部との硬度が
同等であり、焼入性が良くて焼入深度が深い。更に、前
記比較例 No.９〜10と比較すると、鏡面加工性、被削
性、靱性、溶接性に優れている。
応力が小さく、HRC:25以上であり、焼入性が良くて焼入
深度が深く、又、靱性、溶接性、被削性、鏡面加工性、
シボ加工性及び放電加工性に優れている。特に、上記比
較例 No.５〜８のいづれに対しても、残留応力が小さ
く、又、実施例 No.２の場合（板厚:350mm）から判る如
く、板厚が350mm と厚くても、表面と中心部との硬度が
同等であり、焼入性が良くて焼入深度が深い。更に、前
記比較例 No.９〜10と比較すると、鏡面加工性、被削
性、靱性、溶接性に優れている。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】
【発明の効果】本発明に係る金型用プリハードン鋼の製
造方法によれば、従来鋼Ｃ（特開平２−197548号公報に
記載されたプリハードン鋼）の場合に比し、その優れた
点を低下させることなく、製造の際の焼入れ性（焼入深
度）を向上し得、又、残留応力を軽減し得るようにな
り、引いては、板厚の厚いものでも中心部まで焼きが入
るために焼戻し後の硬さの均一性に優れ、金型用鋼板厚
の拡大化が図れ、又、残留応力が小さく、同時に従来鋼
Ｃと同様に優れた性質を有すると共に硬さとして必要な
HRC:25以上を有する金型用プリハードン鋼が得られるよ
うになる。
造方法によれば、従来鋼Ｃ（特開平２−197548号公報に
記載されたプリハードン鋼）の場合に比し、その優れた
点を低下させることなく、製造の際の焼入れ性（焼入深
度）を向上し得、又、残留応力を軽減し得るようにな
り、引いては、板厚の厚いものでも中心部まで焼きが入
るために焼戻し後の硬さの均一性に優れ、金型用鋼板厚
の拡大化が図れ、又、残留応力が小さく、同時に従来鋼
Ｃと同様に優れた性質を有すると共に硬さとして必要な
HRC:25以上を有する金型用プリハードン鋼が得られるよ
うになる。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：0.15〜0.25wt%, Si:0.35wt% 以下,
Mn:0.50〜2.00wt%,Ｐ：0.020wt%以下，Ｓ：0.003wt%以
下，Sol.Al：0.003wt%以下, Ｏ：0.0040wt%以下, Cr：
0.50〜2.50wt%, Mo:0.05〜1.00wt%, Ｖ:0.010〜0.100w
t%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋳片
又は鋼片を、1150〜1350℃に加熱し、圧下比：３以上に
して熱間圧延し、次いでＡr3点以上の温度域から直接焼
入した後、600 〜720 ℃の温度で焼戻しすることを特徴
とするロックウェル硬さ25以上を有する金型用プリハー
ドン鋼の製造方法。 - 【請求項２】 鋳片又は鋼片が、さらにTi:0.005〜0.02
0wt%, Ｂ:0.0005 〜0.0030wt% の１種又は２種を含有し
ている請求項１記載のロックウェル硬さ25以上を有する
金型用プリハードン鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17535394A JPH0841534A (ja) | 1994-07-27 | 1994-07-27 | 金型用プリハードン鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17535394A JPH0841534A (ja) | 1994-07-27 | 1994-07-27 | 金型用プリハードン鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0841534A true JPH0841534A (ja) | 1996-02-13 |
Family
ID=15994593
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17535394A Withdrawn JPH0841534A (ja) | 1994-07-27 | 1994-07-27 | 金型用プリハードン鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0841534A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5972134A (en) * | 1997-10-02 | 1999-10-26 | Benteler Ag | Manufacture of a metallic molded structural part |
| JP2008308751A (ja) * | 2007-06-18 | 2008-12-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | プラスチック成形金型用鋼材およびその製造方法 |
| JP2013163848A (ja) * | 2012-02-10 | 2013-08-22 | Japan Steel Works Ltd:The | プラスチック成形金型用鋼およびその製造方法 |
-
1994
- 1994-07-27 JP JP17535394A patent/JPH0841534A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5972134A (en) * | 1997-10-02 | 1999-10-26 | Benteler Ag | Manufacture of a metallic molded structural part |
| JP2008308751A (ja) * | 2007-06-18 | 2008-12-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | プラスチック成形金型用鋼材およびその製造方法 |
| JP2013163848A (ja) * | 2012-02-10 | 2013-08-22 | Japan Steel Works Ltd:The | プラスチック成形金型用鋼およびその製造方法 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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