JPS5937738B2 - 時効硬化性快削プラスチック金型用鋼 - Google Patents
時効硬化性快削プラスチック金型用鋼Info
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- JPS5937738B2 JPS5937738B2 JP4544979A JP4544979A JPS5937738B2 JP S5937738 B2 JPS5937738 B2 JP S5937738B2 JP 4544979 A JP4544979 A JP 4544979A JP 4544979 A JP4544979 A JP 4544979A JP S5937738 B2 JPS5937738 B2 JP S5937738B2
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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ッ
チング加工が可能な性質をもつことを特徴とするＭｎ−
Ｎｉ−ＡＩ−Ｃｕ−ＭＯ系快削時効硬化性プラスチック
金型用鋼、および該金型用鋼に被削性改善合金成分群、
強靭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金有せし
めたプラスチック金型用鋼に関するものである。
、および熱影響部が母材部と同様に均一なフオートエッ
チング加工が可能な性質をもつことを特徴とするＭｎ−
Ｎｉ−ＡＩ−Ｃｕ−ＭＯ系快削時効硬化性プラスチック
金型用鋼、および該金型用鋼に被削性改善合金成分群、
強靭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金有せし
めたプラスチック金型用鋼に関するものである。
従来、プラスチック金型用鋼として、炭素鋼や低合金構
造用鋼が多く使用されているが、プラスチック金型用鋼
には被削性、被研削性、鏡面仕上げ性、フオートエッチ
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った。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。
造用鋼が多く使用されているが、プラスチック金型用鋼
には被削性、被研削性、鏡面仕上げ性、フオートエッチ
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った。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、最近のプラスチック金型のカタサは高くくなる趨
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
ッチングすること、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。熱処理時の変形は被削性をある程度犠性に
したプレハーデン鋼を用いて回避しているものの、被剛
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。
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
ッチングすること、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。熱処理時の変形は被削性をある程度犠性に
したプレハーデン鋼を用いて回避しているものの、被剛
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ッチング加工をする場合には、
繰返し焼入れ焼戻しを行なっ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
フオートエッチング加工が困難である。
繰返し焼入れ焼戻しを行なっ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
フオートエッ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。
生などにより良品金型の製造はかなり困難である。
よって肉盛溶接後均一なフオートエッチングが可能な金
型材料がプラスチック金型の生産性の向上の点から強く
要望されている。プラスチッ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って形成
するフオートエッチングまたはケミカルミリング法が採
用されているが、均一なフオートエッチング面を確保す
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。
型材料がプラスチック金型の生産性の向上の点から強く
要望されている。プラスチッ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って形成
するフオートエッチングまたはケミカルミリング法が採
用されているが、均一なフオートエッチング面を確保す
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
、その后のフオートエッ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
にフオートエッチング性が優れていることがわかった。
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。
、その后のフオートエッ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
にフオートエッチング性が優れていることがわかった。
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ャビテイかほゾ完成している
ので、キャビテイの酸化、変形を生じ再焼入れしても効
果的ではない。本発明鋼は被削性がすぐれているので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なうことができる
うえに約５００℃附近の温度で再時効硬化処理を行むう
ことによって、酸化および変形なしに均一なフオートエ
ッチング加工を行なうことができる。
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ャビテイかほゾ完成している
ので、キャビテイの酸化、変形を生じ再焼入れしても効
果的ではない。本発明鋼は被削性がすぐれているので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なうことができる
うえに約５００℃附近の温度で再時効硬化処理を行むう
ことによって、酸化および変形なしに均一なフオートエ
ッチング加工を行なうことができる。
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．Ｃ）−２．０％、Ｎｉ：２．５〜３．５％
、Ａ１二０．５〜１．５％、Ｃｕ：０．７〜１．７％、
ＭＯ：０．１〜０．４％、Ｓ ： ０．０５〜０．３％
残余Ｆｅおよび不純物よりなる鋼と、上記（１）の基本
成分組織の鋼に、 （２） Ｐｂ：０．０３〜０．４％、Ｓｅ：０．０３
〜０．５％、Ｔｅ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：０．０
３〜０．３％、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。
：０．０５〜０．１８％、Ｓｉ：０．１５〜１．０％、
Ｍｎ： １．Ｃ）−２．０％、Ｎｉ：２．５〜３．５％
、Ａ１二０．５〜１．５％、Ｃｕ：０．７〜１．７％、
ＭＯ：０．１〜０．４％、Ｓ ： ０．０５〜０．３％
残余Ｆｅおよび不純物よりなる鋼と、上記（１）の基本
成分組織の鋼に、 （２） Ｐｂ：０．０３〜０．４％、Ｓｅ：０．０３
〜０．５％、Ｔｅ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：０．０
３〜０．３％、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種以上の強靭性焼入性改善合金成分。
、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種以上の強靭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：０．０３〜０．３％、Ｓｅ：０．
０３−０．４％、Ｔｅ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：
０．０３〜０．３％のうちから選ばれた少くとも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くとも１種
または２種以上。
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：０．０３〜０．３％、Ｓｅ：０．
０３−０．４％、Ｔｅ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：
０．０３〜０．３％のうちから選ばれた少くとも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くとも１種
または２種以上。
（６） Ｐｂ：０．０３〜０．３％、Ｓｅ：０．０３
〜０．４％、Ｔｅ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：０．０
３−０．３％のうちから選ばれた少くとも１種または２
種以上と、Ｔｉ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎ
ｂ＋Ｔａ：０．３％以下、Ｚｒ：０．５％以下のうちか
ら選ばれた少くとも１種または２種以上。
〜０．４％、Ｔｅ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：０．０
３−０．３％のうちから選ばれた少くとも１種または２
種以上と、Ｔｉ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎ
ｂ＋Ｔａ：０．３％以下、Ｚｒ：０．５％以下のうちか
ら選ばれた少くとも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くとも１種または２種
以上と、Ｔｉ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ
十Ｔａ：０．３％以下、Ｚｒ：０．５％以下のうちから
選ばれた少くとも１種または２種以上。
、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くとも１種または２種
以上と、Ｔｉ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ
十Ｔａ：０．３％以下、Ｚｒ：０．５％以下のうちから
選ばれた少くとも１種または２種以上。
（８） Ｐｂ：０．０３〜０．３％、Ｓｅ：０．０：
３−０．４％、Ｔｅ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：０．
０３〜０．３％、のうちから選ばれた少くとも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くとも１種ま
たは２種以上と、Ｔｉ：０．５％以下、Ｖ：０．５％υ
下、Ｎｂ十Ｔａ：０．３％以下、Ｚｒ：０．５％以下の
うちから選ばれた少くとも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
き基本成分組成よりなり、溶接後再時効を行なうことに
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
フオートエッチング加工が可能である特徴を有するＭｎ
一Ｎｉ−ＡＩ−Ｃｕ−ＭＯ系時効硬化性快削プラスチッ
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
の強靭性、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靭・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靭・
焼入性改善成分の両者、（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−ＮｉＡｌ−Ｃｕ−ＭＯ系時効硬化性快
削プラスチック金型用鋼である。
３−０．４％、Ｔｅ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：０．
０３〜０．３％、のうちから選ばれた少くとも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くとも１種ま
たは２種以上と、Ｔｉ：０．５％以下、Ｖ：０．５％υ
下、Ｎｂ十Ｔａ：０．３％以下、Ｚｒ：０．５％以下の
うちから選ばれた少くとも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
き基本成分組成よりなり、溶接後再時効を行なうことに
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
フオートエッチング加工が可能である特徴を有するＭｎ
一Ｎｉ−ＡＩ−Ｃｕ−ＭＯ系時効硬化性快削プラスチッ
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
の強靭性、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靭・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靭・
焼入性改善成分の両者、（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−ＮｉＡｌ−Ｃｕ−ＭＯ系時効硬化性快
削プラスチック金型用鋼である。
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。
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。
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、時効後の靭性を低下させる。このためＣは０．０
５〜０．１８％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、時効処理後の延靭性を害さな
い範囲で０．１５〜１．０％含有せしめる。
害し、時効後の靭性を低下させる。このためＣは０．０
５〜０．１８％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、時効処理後の延靭性を害さな
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
両状態のカタサに影響をおよぼす。
両状態のカタ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ＨＲＣ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
２０％以上添加含有させると被剛性、靭性を害するのに
好ましくない。４）ニッケル 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ε相をＣｕと共
に構成する。
大し、時効カタサを高められる。時効カタサを少なくと
もＨＲＣ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
２０％以上添加含有させると被剛性、靭性を害するのに
好ましくない。４）ニッケル 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ε相をＣｕと共
に構成する。
また時効状態ではＡ１とともにα′相を形成する必須成
分である。また後述する如く、フオートエッチング性を
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。
分である。また後述する如く、フオートエッチング性を
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
ＡＩ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ッチ
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。
ための必須成分であり、後述するごとくフオートエッチ
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靭性を
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α′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Ｎｌ，ＡＩ含
有量の低い場合に効果的である。
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α′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Ｎｌ，ＡＩ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って切欠靭性を改善するに
あたりＣｕは不可欠の合金成分である。またＣｕは溶体
化状態の被剛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。従ってＣ
ｕ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 本発明鋼に於でＭＯは強靭性の改善および優れたフオー
トエッチング性を確保するための必須合金成分である。
あたりＣｕは不可欠の合金成分である。またＣｕは溶体
化状態の被剛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。従ってＣ
ｕ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 本発明鋼に於でＭＯは強靭性の改善および優れたフオー
トエッチング性を確保するための必須合金成分である。
特に適轟の少量のＭＯは均一なミクロ組織を呈せしめ優
れたフオートエッチング性を確保する特性を有する。そ
のためには少くとも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町欠の条件である。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、プラスチック金型用鋼と
しては好ましくない。またフオートエッチング性の効果
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） Ｓ
： ０．０５〜０．３％ 本発明鋼はＨＲＣ４Ｏ以上に時効硬化した状態で金型加
工するため、Ｓを少なくとも０．０５％以上含有させて
被剛性を高める必要がある。
れたフオートエッチング性を確保する特性を有する。そ
のためには少くとも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町欠の条件である。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、プラスチック金型用鋼と
しては好ましくない。またフオートエッチング性の効果
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） Ｓ
： ０．０５〜０．３％ 本発明鋼はＨＲＣ４Ｏ以上に時効硬化した状態で金型加
工するため、Ｓを少なくとも０．０５％以上含有させて
被剛性を高める必要がある。
しかし、０．３％以上含有すると強靭性、熱間加工性を
害する傾向があらわれる。従ってＳ量は０．０５〜０．
３％の範囲に限定する必要がある。（９） ａ、セレン
、テルル、ビスマス本発明鋼に更にＰｂ：０．０３〜０
．４％、Ｓｅ：０．０３〜０．５％、Ｔｅ：０．０１〜
０．３％、Ｂｉ：０．０２〜０．３％の少なくとも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
剛性を顕著に改善できる。
害する傾向があらわれる。従ってＳ量は０．０５〜０．
３％の範囲に限定する必要がある。（９） ａ、セレン
、テルル、ビスマス本発明鋼に更にＰｂ：０．０３〜０
．４％、Ｓｅ：０．０３〜０．５％、Ｔｅ：０．０１〜
０．３％、Ｂｉ：０．０２〜０．３％の少なくとも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
剛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靭性を害する
ので好ましくない。また限定量以下では効果が少ない。
（ＩＱＩ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鏡を使用する場合、その強
靭性、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
。
ので好ましくない。また限定量以下では効果が少ない。
（ＩＱＩ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鏡を使用する場合、その強
靭性、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。
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。
II）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靭化できるほか、切欠靭性の改
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十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。
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靭化できるほか、切欠靭性の改
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十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。
本発明鋼は通常製造される鋼と全く同様に製造すればよ
く、たとえばアーク炉で溶解した鋼塊を圧延又は鍛造に
より所望の形状に仕上げて製品とし時効硬化処理を施し
て使用する。
く、たとえばアーク炉で溶解した鋼塊を圧延又は鍛造に
より所望の形状に仕上げて製品とし時効硬化処理を施し
て使用する。
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ＨＦＬＣ約
４０以上のカタサが得られるうえに優れたフオートエッ
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ＨＲＣ約２以下となるように上記各合金成分
を調整したもので、下記の如＜Ｍｎ−Ｎｉ−ＡＩ−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、強靭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ック金
型用鋼である。而して被剛性改善合金成分群、強靭性焼
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では殆んど類似
効果を有する均等物と見做し得るものである。
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ＨＦＬＣ約
４０以上のカタサが得られるうえに優れたフオートエッ
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ＨＲＣ約２以下となるように上記各合金成分
を調整したもので、下記の如＜Ｍｎ−Ｎｉ−ＡＩ−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、強靭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ック金
型用鋼である。而して被剛性改善合金成分群、強靭性焼
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では殆んど類似
効果を有する均等物と見做し得るものである。
第１表は本発明鋼の一例および比較材の化学成分を示す
ものである。つぎに現用プラスキック金型鋼（第１表鋼
Ｇ）を肉盛溶接後、６５０℃Ｘ３ｈｒ焼戻しを施しさら
に第４図に示す工程によってフオートエッチング加工を
行なったものの表面肌を図５に示す。
ものである。つぎに現用プラスキック金型鋼（第１表鋼
Ｇ）を肉盛溶接後、６５０℃Ｘ３ｈｒ焼戻しを施しさら
に第４図に示す工程によってフオートエッチング加工を
行なったものの表面肌を図５に示す。
この写真に明らかな通り、フオートエッチング表面の″
むら″は溶着鋼部を中心に母材の熱影響部にまでおよん
でいる。′１エツチングむら１１があらわれている部分
と母材とはエツチング面の腐食度（粗度）が異なってお
り、プラスチック製品成形時に、これが表面肌に転写さ
れる結果、肌不良を生ずる。比較材のその他の鋼應につ
いてもエツチングむらがあらわれた。
むら″は溶着鋼部を中心に母材の熱影響部にまでおよん
でいる。′１エツチングむら１１があらわれている部分
と母材とはエツチング面の腐食度（粗度）が異なってお
り、プラスチック製品成形時に、これが表面肌に転写さ
れる結果、肌不良を生ずる。比較材のその他の鋼應につ
いてもエツチングむらがあらわれた。
つぎに本発明の時効硬化性金型鋼（第１表鋼３１）を肉
盛溶接後、５００℃Ｘ５ｈｒ時効処理を施し、さらにフ
オートエッチング加工を行ったものの表面肌を図６に示
す。
盛溶接後、５００℃Ｘ５ｈｒ時効処理を施し、さらにフ
オートエッチング加工を行ったものの表面肌を図６に示
す。
この写真に示すごとく１１エツチングむらＩ１はほぼ完
全に解消できると・とを確認した。この＋１エツチング
むら１１の発生原因を冶金学的に解明するために母材部
と溶接熱影響部の硬度を測定したところ第１図に示すご
とくである。
全に解消できると・とを確認した。この＋１エツチング
むら１１の発生原因を冶金学的に解明するために母材部
と溶接熱影響部の硬度を測定したところ第１図に示すご
とくである。
肉盛溶接→時効処理によって均一なフォートエツチング
性を得るために熱影響部のカタサ低下域の巾ｄを１．０
ｍｍ以下とし、前記両部のヨタサの差（△Ｈ）をＨＲＣ
２以下にすれば充分であることがわかる。本発明鋼の場
合溶着鋼部、熱影響部と母材部とのカタサの差がフオー
トエッチング性に影響があることが確認できた。
性を得るために熱影響部のカタサ低下域の巾ｄを１．０
ｍｍ以下とし、前記両部のヨタサの差（△Ｈ）をＨＲＣ
２以下にすれば充分であることがわかる。本発明鋼の場
合溶着鋼部、熱影響部と母材部とのカタサの差がフオー
トエッチング性に影響があることが確認できた。
本発明材のその他の鋼應についてもエツチングむらは認
められなかった。
められなかった。
また、図７に示す如く従来の時効硬化性金型用鋼（第１
表鋼Ａ）では１１エツチングむら１′が生じているが、
本発明鋼（第１表鋼３１）では殆んど解消できたこと、
つまりフオートエッチング性が優れていることを第１表
の化学成分で対比するに、ＭＯの有無が影響しているも
のと認められる。
表鋼Ａ）では１１エツチングむら１′が生じているが、
本発明鋼（第１表鋼３１）では殆んど解消できたこと、
つまりフオートエッチング性が優れていることを第１表
の化学成分で対比するに、ＭＯの有無が影響しているも
のと認められる。
本発明鋼においてＭＯはベーナイト変態開始温度を低く
し、時効硬化性を助長し、過時効温度を高温側へ移動さ
せる効果があり、第２図に示すように、均一なフオート
エッチング性確保の指標となる前記溶着鋼部、溶接熱影
響部と母材部とのカタサの差をＨＲＣ２以下になし、か
つ該影響部のカタサ低下域の巾を約Ｉｎｍ以下にするた
めにはＭＯは少なくとも０．１％またはそれ以上添加す
ればよいことも確認できた。つぎに、同様な観点からＣ
の影響を調べたところ時効処理状態（フオートエッチン
グ加工前）における溶着鋼部と母材部とのカタサの差が
最も少ない範囲はＣ：０．０５〜０．１５％であること
が認められた。
し、時効硬化性を助長し、過時効温度を高温側へ移動さ
せる効果があり、第２図に示すように、均一なフオート
エッチング性確保の指標となる前記溶着鋼部、溶接熱影
響部と母材部とのカタサの差をＨＲＣ２以下になし、か
つ該影響部のカタサ低下域の巾を約Ｉｎｍ以下にするた
めにはＭＯは少なくとも０．１％またはそれ以上添加す
ればよいことも確認できた。つぎに、同様な観点からＣ
の影響を調べたところ時効処理状態（フオートエッチン
グ加工前）における溶着鋼部と母材部とのカタサの差が
最も少ない範囲はＣ：０．０５〜０．１５％であること
が認められた。
さらに本発明鋼において優れたフオートエッチング性を
確保するために、溶接熱影響部と母材部間の硬度差に注
目してＭＯを添加含有せしめたが、その効果は特定範囲
のＭｎ，Ｎｉ，ＡＩ，Ｃｕを含有していることによるも
のであることも確認できた。
確保するために、溶接熱影響部と母材部間の硬度差に注
目してＭＯを添加含有せしめたが、その効果は特定範囲
のＭｎ，Ｎｉ，ＡＩ，Ｃｕを含有していることによるも
のであることも確認できた。
また、ＭＯ：０．２％含有する本発明鋼において、再時
効後の前記硬度差がＨＲＣ２以下となる限界をＣｕ量を
パラメーターとして整理したところ、Ｎｌ，Ａｌｊ＄６
よびＣｕの下限はそれぞれ２．５％、０．５％、０．７
％が好適であることを確認している。また第４図はフオ
ートエッチング加工処理条件においてフオートエッチン
グ図案の作成工程の製版工程、エツチング工程を図示し
たものである。つぎに被削性改善合金成分の一例として
Ｓを含有せしめた本発明鋼（第１表鋼３１）、従来鋼（
第１表鋼Ｇ）、および該成分を含まない時効硬化性金型
鋼（第１表鋼Ｃ）をフ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なった結果は、第２表に
示すととくＳを含有せしめた本発明鋼Ｅの工具寿命は遥
かに好成績を示し、即ち被削性改善合金成分の添加は極
めて有効である。また該鋼Ｅの如く、Ｓの微量添加は時
効硬化性およびフオートエッチング性に何等悪影響をお
よぼすものではない。＊８５０のＧ０，Ｑ５５０’ＣＡ
，Ｃ つぎにいづれもＨＲＣ約４０のかたさに調整した状態の
試料を第２表に示す切削試験条件にしたがって切削した
場合の工具寿命とＳ含有量との関係を第３図に示す。
効後の前記硬度差がＨＲＣ２以下となる限界をＣｕ量を
パラメーターとして整理したところ、Ｎｌ，Ａｌｊ＄６
よびＣｕの下限はそれぞれ２．５％、０．５％、０．７
％が好適であることを確認している。また第４図はフオ
ートエッチング加工処理条件においてフオートエッチン
グ図案の作成工程の製版工程、エツチング工程を図示し
たものである。つぎに被削性改善合金成分の一例として
Ｓを含有せしめた本発明鋼（第１表鋼３１）、従来鋼（
第１表鋼Ｇ）、および該成分を含まない時効硬化性金型
鋼（第１表鋼Ｃ）をフ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なった結果は、第２表に
示すととくＳを含有せしめた本発明鋼Ｅの工具寿命は遥
かに好成績を示し、即ち被削性改善合金成分の添加は極
めて有効である。また該鋼Ｅの如く、Ｓの微量添加は時
効硬化性およびフオートエッチング性に何等悪影響をお
よぼすものではない。＊８５０のＧ０，Ｑ５５０’ＣＡ
，Ｃ つぎにいづれもＨＲＣ約４０のかたさに調整した状態の
試料を第２表に示す切削試験条件にしたがって切削した
場合の工具寿命とＳ含有量との関係を第３図に示す。
同図にみられるとおり、Ｓ含有量が増加するにしたがっ
て工具寿命が増大することがわかる。すなわちＭｎ−Ｎ
ｉ−ＡＩ−Ｃｕ−VI糸時効硬化型鋼にＳを含有させた本
願発明鋼は、ほぼ同量のＳを含有する従来のプラスチッ
ク金型鋼Ｅ，Ｆよりもきわめて良好な被剛性が得られる
。また、ＳとＰｂ，Ｔｅが共存した場合には、工具寿命
が飛躍的に増大することがわかる。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、強靭性焼入性改
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靭化、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。
て工具寿命が増大することがわかる。すなわちＭｎ−Ｎ
ｉ−ＡＩ−Ｃｕ−VI糸時効硬化型鋼にＳを含有させた本
願発明鋼は、ほぼ同量のＳを含有する従来のプラスチッ
ク金型鋼Ｅ，Ｆよりもきわめて良好な被剛性が得られる
。また、ＳとＰｂ，Ｔｅが共存した場合には、工具寿命
が飛躍的に増大することがわかる。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、強靭性焼入性改
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靭化、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。
而してこれら被剛性改善合金成分群、基地鉄の強靭性焼
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。
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。
なお、本発明鋼はプラスチッ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。
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。
有し新規にして工業的価値大なるものである。
第１図は焼戻しまたは時効処理後の肉盛溶接の熱影響部
と母材部との硬度差と、該熱影響部の硬度低下域の巾と
の関係曲線図、第２図は前記硬度低下域の巾とＭＯ量と
の関係曲線図、第３図は工具寿命とＳ含有量との関係曲
線図、第４図はフオートエッチング加工処理条件を各工
程別に図示したもの、図５，６，７は各種金型鋼のフオ
ートエッチング表面肌状況を示す写真である。
と母材部との硬度差と、該熱影響部の硬度低下域の巾と
の関係曲線図、第２図は前記硬度低下域の巾とＭＯ量と
の関係曲線図、第３図は工具寿命とＳ含有量との関係曲
線図、第４図はフオートエッチング加工処理条件を各工
程別に図示したもの、図５，６，７は各種金型鋼のフオ
ートエッチング表面肌状況を示す写真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 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：０．０５〜０．３％残
余Ｆｅおよび不純物よりなり、溶接後時効を行った場合
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
ォートエッチング加工が可能であるという特徴をもつＭ
ｎ−Ｎｉ−Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｏ系時効硬化性快削プラスチ
ック金型用鋼。 ２ 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：０．０５〜０．３％より
なる基本合金成分に対し、さらにＰｂ：０．０３〜０．
３％、Ｓｅ：０．０３〜０．４％、Ｔｅ：０．０１〜０
．３％、Ｂｉ：０．０３〜０．３％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
を行った場合も、溶着鋼および溶接熱影響部が母材部と
同様に、均一なフォートエッチング加工が可能であると
いう特徴をもつＭｎ−Ｎｉ−Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｏ系時効硬
化性快削プラスチック金型用鋼。 ３ 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：０．０５〜０．３％よ
りなる基本合金成分に対し、さらにＣｒ：０．２１〜２
．５０％、Ｗ：０．５％以下、Ｃｏ：０．５％以下、Ｂ
ｅ：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種以上の強靭性、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
、溶接後時効を行った場合も、溶着鋼および溶接影響部
が母材部と同様に、均一なフォートエッチング加工が可
能であるという特徴をもつＭｎ−Ｎｉ−Ａｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｏ系時効硬化性快削プラスチック金型用鋼。 ４ 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：０．０５〜０．３％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、溶接後時効を行った場合も、溶
着鋼および溶接熱影響部が母材部と同様に、均一なフォ
トエッチング加工が可能であるという特徴をもつＭｎ−
Ｎｉ−Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｏ系時効硬化性快削プラスチック
金型用鋼。 ５ 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：０．０５〜０．３％よ
りなる基本合金成分に対し、さらに、Ｐｂ：０．０３〜
０．３％、Ｓｅ：０．０３〜０．４％、Ｔｅ：０．０１
〜０．３％、Ｂｉ：０．０３〜０．３％のうちから選ば
れた少なくとも１種または２種以上の被剛性改善合金成
分と、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
種以上の強靭性、焼入性改善合金成分とを含有させ残余
Ｆｅおよび不純物からなり、溶接後時効を行った場合も
、溶着鋼および溶接熱影響部が母材部と同様に、均一な
フォートエッチング加工が可能であるという特徴をもつ
Ｍｎ−Ｎｉ−Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｏ系時効硬化性快削プラス
チック金型用鋼。 ６ 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：０．０５〜０．３％よ
りなる基本合金成分に対し、さらに、Ｐｂ：０．０３〜
０．３％、Ｓｅ：０．０３〜０．４％、Ｔｅ：０．０１
〜０．３％、Ｂｉ：０．０３〜０．３％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
接後時効を行った場合も、溶着鋼および溶接熱影響部が
母材部と同様に、均一なフォートエッチング加工が可能
であるという特徴をもつＭｎ−Ｎｉ−Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｏ
系時効硬化性快削プラスチック金型用鋼。 ７ 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：０．０５〜０．３％よ
りなる基本合金成分に対し、さらにＣｒ：０．２１〜２
．５０％、Ｗ：０．５％以下、Ｃｏ：０．５％以下、Ｂ
ｅ：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種以上の強靭性、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、溶接後時効を行った場合も、溶着鋼および溶接熱
影響部が母材部と同様に、均一なフォートエッチング加
工が可能であるという特徴をもつＭｎ−Ｎｉ−Ａｌ−Ｃ
ｕ−Ｍｏ系時効硬化性快削プラスチック金型用鋼。 ８ 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：０．０５〜０．３％よ
りなる基本合金成分に対し、Ｐｂ：０．０３〜０．３％
、Ｓｅ：０．０３〜０．４％、Ｔｅ：０．０１〜０．３
％、Ｂｉ：０．０３〜０．３％のうちから選ばれた少な
くとも１種または２種以上の被剛性改善合金成分と、Ｃ
ｒ：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
強靭性、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、溶接後時効を行った場合も、溶着
鋼および溶接熱影響部が母材部と同様に、均一なフォー
トエッチング加工が可能であるという特徴をもつＭｎ−
Ｎｉ−Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｏ系時効硬化性快削プラスチック
金型用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4544979A JPS5937738B2 (ja) | 1979-04-16 | 1979-04-16 | 時効硬化性快削プラスチック金型用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4544979A JPS5937738B2 (ja) | 1979-04-16 | 1979-04-16 | 時効硬化性快削プラスチック金型用鋼 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4493371A Division JPS5323764B1 (ja) | 1971-06-21 | 1971-06-21 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5528384A JPS5528384A (en) | 1980-02-28 |
| JPS5937738B2 true JPS5937738B2 (ja) | 1984-09-11 |
Family
ID=12719642
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4544979A Expired JPS5937738B2 (ja) | 1979-04-16 | 1979-04-16 | 時効硬化性快削プラスチック金型用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5937738B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2746878B2 (ja) * | 1987-01-26 | 1998-05-06 | 日立金属株式会社 | プラスチック成形プリハードン金型用鋼 |
| JP2655840B2 (ja) * | 1987-01-26 | 1997-09-24 | 日立金属株式会社 | プラスチツク成形プリハードン金型用鋼 |
| JP3440547B2 (ja) * | 1994-04-11 | 2003-08-25 | 大同特殊鋼株式会社 | 高硬度析出硬化性型材 |
| KR100360210B1 (ko) * | 1995-10-10 | 2003-01-24 | 다이도 도꾸슈꼬 가부시끼가이샤 | 고경도석출경화성형재 |
| EP1826282B1 (en) | 2002-11-19 | 2010-01-20 | Hitachi Metals, Ltd. | Method of producing a maraging steel |
| AU2004280023B2 (en) | 2003-10-08 | 2009-01-22 | Hitachi Metals. Ltd. | Method for producing steel ingot |
| US11091825B2 (en) | 2017-04-19 | 2021-08-17 | Daido Steel Co., Ltd. | Prehardened steel material, mold, and mold component |
-
1979
- 1979-04-16 JP JP4544979A patent/JPS5937738B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5528384A (en) | 1980-02-28 |
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