JPS63162811A

JPS63162811A - 析出硬化鋼の製造方法

Info

Publication number: JPS63162811A
Application number: JP30890786A
Authority: JP
Inventors: Akihiro Matsuzaki; 明博松崎; Hiroshi Otsubo; 宏大坪; Yutaka Oka; 裕岡
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1986-12-26
Filing date: 1986-12-26
Publication date: 1988-07-06

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。

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、金型とくにプラスチック成型用金型が主たる
使途である析出硬化型構造用鋼の製造方法に関するもの
である。

（従来の技術）従来、プラスチック成形用の金型には、−殻構造用炭素
鋼（ＪＩＳ−３Ｃ，ＳＳ等）、低合金鋼（ＪＩＳ−Ｓ０
Ｍ改良鋼）、高合金＠　（ＪＩＳ−ＳＫＤ、　ＳＯ５等
）が使用されてきた。特に、大型のプラスチック成型用
金型材料としては、主としてコストの観点から、−殻構
造用炭素鋼および低合金鋼（ＳＣＭ系）が主流であった
。

近年、プラスチック製品の大型化に伴い、使用される金
型も必然的に厚肉のものが必要となってきた。ところが
、前記−殻構造用炭素鋼は、肉厚数百間までは製造可能
であるが、硬さがＨｖ　２００程度と低いために型の寿
命が短いという欠点があった。

そのため、従来より高寿命を要求される場合には、Ｈｖ
　３００前後を確保できる低合金＠　（ＳＣＭ系）が使
用されていた。しかし、ＳＣＭ系鋼は、肉厚が２００　
ｍｍを越えるとフェライト相が生成するようになり、よ
り厚肉になった場合の硬さの確保が困難であるとともに
、硬さは冷却速度に大きく依存するだめに均一性の点で
も問題が生じていた。更に、ＳＣＭ系鋼は高Ｃ鋼である
ため、溶接性が悪い。金型には、設計変更、補修等のた
めに頻繁に溶接が施されるため、溶接前後の加熱作業、
溶接割れを軽減できる金型材料が望まれている。

また、従来提案されている析出硬化型鋼の場合、溶接し
たときに熱影響部（ＨＡＺ）に軟化域が生成し、このＨ
ＡＺが母材に比べてビッカース硬さで　１００以上も低
くなる。従って、通常は数時間の後熱処理（時効処理を
兼ねる）により、これらの軟化域を再硬化し、略母材に
近い硬さに調整する処理を行っていた。しかしながら、
大型の金型に限って見ると、上記後熱処理は困難である
。

そこで、最近では、硬さおよび溶接性を改善し、特に溶
接のままでもＨＡＺ部の硬さが母材と略同等の特性を示
し、特にプラスチック鋳造品の大型化に伴う厚肉の金型
材に使用しても前述した困難を解決し得る鋼材の開発が
望まれている。この点、溶接性や放電加工性を改良した
従来の時効硬化型プラスチック金型用鋼の場合、低Ｃ化
にあわせてＣｕ、ＡＩ！、およびＮｉを添加し、時効析
出により強度を確保している。しかし、Ｃｕ、　Ｎｉは
焼入性向上元素でもあるため、これらの元素を低減して
コスト減を図った場合には、時効前の組織にフェライト
が生成しやすくなり、時効化性が阻害される。このこと
は大型のプラスチック金型用鋼では加熱後の冷却速度が
極めて遅くなるために致命的欠陥となる。また、溶接部
の硬さが不均一になることから、後熱処理を施さなけれ
ばならず、大型のプラスチック金型用鋼としては大きな
欠点となっていた。

（発明が解決しようとする問題点）上記問題点を解決するために、−〇の微量添加が、Ｃｕ
、　Ｎｉ、　Ａｌ２１が少ない場合でも大型金型用鋼と
して十分に遅い冷却速度でもベイナイト組織を確保し、
時効硬化に寄与するという知見の基に、Ｃ：０．０５〜
０．２０重量％、　Ｓｉ　：　０．１〜２．０重量％、
Ｍｎ：０．５〜２．１重量％、　Ｎｉ　：　０．５〜１
．４重景％重量ｏ：０．０５〜０．６重量％、　Ｃｕ　
：　０．５〜２．０重量％、　Ａｆ　：０．４〜１．５
重量％を含む時効硬化型構造用鋼を開発した。

上記析出硬化型構造用鋼は、ε−Ｃｕ相とＮｉＡ　ｌ相
の析出による相乗効果を利用したものであるが、通常は
熱間加工し、溶体化後、時効処理が施される。しかしな
がら、上記熱処理工程では、溶体化処理した後に時効処
理をするために、再度加熱することになり、コストアッ
プとなる。また、処理後の冷却速度が速し）場合には、
マルテンサイトとベイナイトの２相組織となり、前記析
出硬化型鋼を、例えばプラスチック金型として使用する
場合にはシボ加工性の低下を招く。

本発明の目的は、熱処理工程において再加熱を省略して
製造コストを低減すると共に、マルテンサイトの生成を
抑制してベイナイト相組織にすることによりシボ加工性
を改善することにある。

（問題点を解決するための手段）本発明は、Ｃ：　０．０５〜０．２０重量％、Ｓｉ：０
．１〜２．０重量％、　Ｍｎ　：　０．５〜２．１重量
％、　Ｎｉ　：０．５〜３．５重量％、　Ｍｏ　：　０
．０５〜０．６重量％、Ｃｕ　：　０．５〜２．０重量
％、Ａｆｆｉ：０．４〜１．５重量％を含有する鋼を加
熱し、熱間圧延を経ず又は熱間圧延した後、７００〜９
００　”Ｃの温度範囲で１０〜４０％の加工を施し、そ
の後４５０〜５５０℃の温度範囲に１〜１００時間保持
した後、冷却することを特徴とする析出硬化鋼の製造方
法、とすることで前述した問題点を解決した。

（作　用）本発明者等は、Ｃ：　０．０９重量％、　Ｓｉ　：　０
．４１重量％、Ｍｎ：１．３重量％、Ｎｉ：１．３重量
％、　Ｍｏ　：　０．４１重量％、Ｃｕ：１．４重量％
、Ａｆｆｉ：０．７重量％を含有する鋼を真空溶解後、
第１図に示すパターンに従い、１２００℃に加熱後、’
１００ｆｆｌｌｌｌの厚さに予備圧延し、１時間保持後
、１０５０’Ｃ以上の温度域で５０％の圧下を加えた後
、種々の温度（’ｒ＋）で、圧下率３％。

７％、１３％、２０％の一パス圧延を行い、種々の保持
温度（Ｔ２）で３時間保持後、冷却する熱処理を行なっ
た。

上述の熱処理工程で得られた鋼と、第２図に示す通常の
溶体化一時効処理で得られたＨＲＣ＝３０゜ベイナイｌ
−ｆｆ１９０％の鋼とを比較した結果を第３８〜３ｄ図
に示す。第３ａ図は上記Ｔ、における圧下率が３％の結
果を、第３ｂ図はＴ１における圧下率が７％の結果を、
第３ｃ図はＴ１における圧下率が１３％の結果を、第３
ｄ図はＴ１における圧下率が２０％の結果を示すもので
あり、各図中のＯ印は通常の溶体化一時効処理（以下、
通常の熱処理という）材と比較してベイナイト量が同等
であることを示すものであり、Δ印は通常の熱処理に比
較してベイナイト量が多いことを示しており、黒い印は
、硬さが通常の熱処理に比較して同等以上であることを
示しており、０印は、硬さが通常の熱処理に比較して低
いことを示している。各図からも判るように、圧延温度
（Ｔ、）の温度範囲が７００〜９００℃で１０％以上の
圧延を行い、更に保持温度（Ｔ２）を４５０〜５５０℃
にした場合に、通常の熱処理で得られた鋼と比較して、
ベイナイト−相に近い組織が得られ、機械的性質も同等
になっていることが判る。

即ち、本発明は、熱間圧延後の適切な熱間加工時の歪み
により、ベイナイト変態とε−Ｃｕ相およびＮ１Ａｊ！
相の析出を促進させて、マルテンサイトを低下させ、ベ
イナイト−相の組織にすることが可能となる。そのため
には、７００〜９００℃の温度範囲で１０〜４０％の熱
間加工を施した後、直ちに４５０〜５５０℃の温度範囲
に保持した後、冷却することが必要条件となる。

以下、本発明の成分と製造条件の限定理由について述べ
る。

ＣＴＣは、焼入性および焼入相の硬さを確保するために
必要な元素であり、そのためには０．０５重量％以上必
要である。しかし、多過ぎると溶接性、放電加工性等を
阻害するために、上限は０．２０重量％とする。

Ｓｉ　：　Ｓｔは、鋼の脱酸元素として用いるものであ
って０．１重量％以上必要である。しかし、多過ぎると
、延性及び靭性を劣化させるために上限は２．０重量％
とする。

Ｍｎ　：　Ｍｎは、溶体化処理後の時効硬さを高めるた
めに、０．５重量％以上添加するが、あまり多過ぎると
溶接性および熱間加工性を阻害するので、上限は２．１
重量％とする。

Ｎｉ　：　Ｎｉは、焼入性の向上、Ｃｕの粒界析出によ
る熱間加工性低減の防止、ベイナイト相中にＡ２と共存
したＮ１Ａｆｆｉ相を析出することによる時効硬化に寄
与する。そのためには、０．５重量％以上添加する必要
があるが、過剰に添加すると、硬さの上昇および溶接部
の硬さの差が大きくなり過ぎるため、上限は３．５重量
％とする。

Ｍｏ　：　Ｍｏは、焼入性および析出硬化に寄与する元
素であり、そのためには０．０５重重景以上添加する必
要がある。一方、多過ぎるとコスト増となるために、上
限は０．６重量％とする。

Ｃｕ　：　Ｃｕは、ベイナイト組織中にε−Ｃｕ相とし
て析出して時効硬化に寄与するので、０．５重量％以上
添加する必要がある。しかし、余り多過ぎると熱間加工
性を阻害するために、上限は２．０重量％とする。

八ｌ：＾２は、Ｎｉと共存してＮ１Ａｆ相を析出し、時
効硬化に寄与する。そのためには０．４重量％以上の添
加が必要であるが、余り多過ぎると熱間加工性を阻害す
るので上限は１．５重量％とする。

更に、下記成分を添加しても本発明の効果を妨げない。

Ｓ、　Ｐｂ、　Ｓｅ、　Ｔｅ、　Ｂｉ　：　Ｓ、　Ｐｂ
、　Ｓｅ、　Ｔｉ、　Ｂｉは、いずれも被削性を向上さ
せる元素であり、そのためにはＳ≦０．３重量％、　ｐ
ｂ≦０．５重量％、　Ｓｅ≦０．５重量％、　Ｔｅ≦０
．５重量％、　Ｂｉ≦０．５重量％のうち、いずれか１
種または２種以上をそれぞれの量を上限として添加して
もよい。

Ｔｉ＋　Ｌ　Ｎｂ＋　Ｔａｎ　Ｚｒ　：　Ｔｉ、　Ｌ　
Ｎｂ＋　Ｔａ、　Ｚｒなどの細粒化促進元素を靭性向上
のために添加してもよい。各添加元素は、Ｔｉ≦０．５
重量％、■≦０．５重量％、　Ｚｒ≦０．３重量％、　
Ｎｂ＋Ｔａ≦０．５重量％のうち一種以上を添加しても
よい。

Ｃｒ　：　Ｃｒは、耐食性を向上させるために必要な元
素であり、５．０重量％以下添加するとよい。

前述した組成の鋼を加熱するに当っては、加熱温度を９
５０″Ｃ〜１３００″Ｃの範囲とする。即ち、９５０℃
未満では熱間加工であり、１３００℃を超えるとスケー
ル生成または粒界溶融による熱間加工性の低下の恐れが
あるので、加熱温度範囲は９５０℃〜１３００℃の範囲
とする。

また、熱間加工温度が、７００℃未満であると残留応力
が太き（歪が大きくなり、９００　’Ｃを超えると硬度
が低下し、機械的性質が劣化するので、熱間加工温度範
囲は７００〜９００℃の範囲とする。

次に、上記熱間加工温度における熱間加工率が１０％未
満であると、ベイナイト変態を促進するための歪が不十
分であり、熱間加工率が４０％を超えると鋼板の変形の
原因となるために、熱間加工率は１０〜４０％の範囲と
する。

次に、時効処理時間は、１時間以上であれば充分である
が、１００時間を超えると過時効となるので、１〜１０
０時間とする。

（実施例）第１表に示すＣ：０．１２重置％、　Ｓｔ　：　０．６
５重重量、Ｍｎ　：　１．３重量％、Ｎｉ：２．１１量
％、Ｍｏ　：　０．２５重量％、Ｃｕ　：　１．１重量
％、Ａｊ！：１．２重量％を含む鋼と、Ｃ：　０．０７
重量％、Ｓｉ　：　０．４１重量％、Ｍｎ　：　１．５
重量％、Ｎｉ　：　１．４重量％、Ｍｏ　：　０．４３
重量％、Ｃｕ：１．０重量％、Ａｌ：０．８重量％を含
む鋼を真空溶解後、１２００”Ｃに加熱し、厚みが１０
０　ｔｍになるように予備圧延した。その後、第１図に
示すように、１２００℃に１時間保持後、１０５０℃ま
でに５０％圧延した後、第１表に示す各熱間圧延温度（
Ｔ、）で、同表中に示す各圧下率で熱間加工後、同表中
に示す温度（Ｔ２）で各保持時間、保持した後、冷却し
た。

また、比較のために第１表に示す鋼を８６０℃に加熱し
て２時間保持後、３０″Ｃ／分の冷却速度で冷却した後
、再度５００℃に加熱し、３時間保持後、冷却した。（
第２図に示す。）各熱処理により得られた材料の特性についての比較を第
２表に示す。同表からも判るように、本発明の製造条件
を満足するＮαｌ−３及びＮ（Ｌ　１０−１２は、通常
の熱処理を経た処理材と比較して、同等の硬さとなると
共にベイナイトも多くなっている。

（発明の効果）以上説明したように本発明によれば、ベイナイト相が多
くなるのでシボ加工性が改善され、また熱処理工程が短
縮されるので製品の納期も短縮される。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明の熱処理パターンを示す一実施例であ
り、第２図は、通常の熱処理パターンを示す図であり、第３８乃至第３ｄ図は、熱間加工における各圧下率にお
ける圧延温度（Ｔ、）及び時効保持温度（Ｔ２）と、ベ
イナイト量及び硬さとの関係を示す図である。第１図ｈＵ工１１ｆｔＷｔＹ’ｌ−７第２図（ａ）６００　　　９ＱＱ　　　　１０００丁１：圧延１度（’ｃ）（圧下１！３％）６００　　　　ｇｏｏ　　　　１０００η：圧延１虐（
’Ｃ）（圧１’＄７％）１３図（Ｃ）ｓｏｏ　　　Ｂｏｏ　　　ｗｏ。丁１；圧延Ｊｉｌｔ　（’ｃ）（圧７【樺ビ　ｆ３’をン６００　　　　ＢＯＯ１０００了−ｔ　：／１Ｊｔ−ＸＩ　（”Ｃ）（圧Ｆ＃２ｏ％）

Claims

【特許請求の範囲】１、Ｃ：０．０５〜０．２０重量％、Ｓｉ：０．１〜２．０重量％、Ｍｎ：０．５〜２．１重量％、Ｎｉ：０．５〜３．５重量％、Ｍｏ：０．０５〜０．６重量％、Ｃｕ：０．５〜２．０重量％、Ａｌ：０．４〜１．５重量％を含有する鋼を加熱し、熱
間圧延を経ず又は熱間圧延した後、７００〜９００℃の
温度範囲で１０〜４０％の加工を施し、その後４５０〜
５５０℃の温度範囲に１〜１００時間保持した後、冷却
することを特徴とする析出硬化鋼の製造方法。