JP2012007221A - プラスチック成形金型用鋼の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】熱処理後の金型の寸法精度を保ちつつ金型の鏡面性を向上させること。
【解決手段】プラスチック成形金型用プリハードン鋼の製造方法において、所定の合金成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼材をオーステナイト変態点以上の焼入れ温度で保持し、焼入れ温度から５００℃までを冷却速度１〜５℃／ｍｉｎで冷却する第１焼入れ工程と、５００℃から２００℃までを冷却速度２．５〜１０℃／ｍｉｎで冷却する第２焼入れ工程と、この鋼材を５００〜６００℃で焼戻す焼戻し工程を備え、この第２焼入れ工程の冷却速度は、第１焼入れ工程の冷却速度よりも大きいこととした。
【選択図】なし
【解決手段】プラスチック成形金型用プリハードン鋼の製造方法において、所定の合金成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼材をオーステナイト変態点以上の焼入れ温度で保持し、焼入れ温度から５００℃までを冷却速度１〜５℃／ｍｉｎで冷却する第１焼入れ工程と、５００℃から２００℃までを冷却速度２．５〜１０℃／ｍｉｎで冷却する第２焼入れ工程と、この鋼材を５００〜６００℃で焼戻す焼戻し工程を備え、この第２焼入れ工程の冷却速度は、第１焼入れ工程の冷却速度よりも大きいこととした。
【選択図】なし
Description
本発明は、プラスチック成型品に使用される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。
従来、プラスチック成形金型に用いられる金型材料として、プリハードン鋼が知られている。プリハードン鋼は、所定の硬度に調質されており、金型ユーザーは熱処理することなく加工して使用することができる。そのため、その分、金型加工の生産性を高めることができる。
そこで、例えば、特許文献１には、所定の成分組成のプラスチック金型材を、硬さが３０〜３２ＨＲＣになるように焼入れ（９７０℃）焼戻し（６００〜６１０℃）を行い、鏡面性と被削性に関し良好な結果を得ている。
また、特許文献２には、所定の組成の鋼を、９７０℃で３０分間加熱し、その後冷却速度２．５℃／分で６００℃まで冷却し、以降は冷却速度を半減して常温まで冷却する焼入条件が開示されている。この焼入れ条件は、焼入れ性の面からＣ、ＣｒおよびＭｎの量を検討するために、冷却条件をシミュレートしたものである。
ところで、近年、モジュール化・一体化が進む自動車のヘッドランプ用レンズ等のように、プラスチック成形品が大物化される機会が増えてきている。プラスチック成形品が大物化されると、それを成形する金型も必然的に大きくなる。そのため、特に大型の金型に従来行われていた熱処理条件を適用すると、切削加工や放電加工後に反りやねじれが発生し、金型の寸法精度が保てなくなるという問題があった。
また、上述した比較的大型の自動車等のレンズ用プラスチック金型材は、ピンホールや微細なピットがなく、鏡面性が特に優れていることが要求される。
本発明は上記のような問題に鑑みてなされたものであり、本発明が解決しようとする課題は、熱処理後の金型の寸法精度を保ちつつ金型の鏡面性を向上させることである。
本発明者らは、鋭意検討した結果この課題を解決できることを見い出した。その具体的手段は以下の通りである。まず、第１の発明は、質量％で、
Ｃ ：０．２０％〜０．３０％、
Ｓｉ：０．２５％〜０．３５％、
Ｍｎ：１．００％〜２．００％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｃｕ：０．２５％以下、
Ｎｉ：０．２５％以下、
Ｃｒ：２．００％〜２．５０％、
Ｍｏ：０．２５％〜０．４５％、
Ｖ ：０．０５％〜０．２０％、
Ａｌ：０．０３０％以下、
Ｏ ：０．０１００％以下、および、
Ｎ ：０．０２％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼材をオーステナイト変態点以上の焼入れ温度で保持し、前記焼入れ温度から５００℃までを冷却速度１〜５℃／ｍｉｎで冷却する第１焼入れ工程と、５００℃から２００℃までを冷却速度２．５〜１０℃／ｍｉｎで冷却する第２焼入れ工程と、前記鋼材を５００〜６００℃で焼戻す焼戻し工程を備え、前記第２焼入れ工程の冷却速度は、前記第１焼入れ工程の冷却速度よりも大きいことを特徴とするプラスチック成形金型用プリハードン鋼の製造方法である。
Ｃ ：０．２０％〜０．３０％、
Ｓｉ：０．２５％〜０．３５％、
Ｍｎ：１．００％〜２．００％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｃｕ：０．２５％以下、
Ｎｉ：０．２５％以下、
Ｃｒ：２．００％〜２．５０％、
Ｍｏ：０．２５％〜０．４５％、
Ｖ ：０．０５％〜０．２０％、
Ａｌ：０．０３０％以下、
Ｏ ：０．０１００％以下、および、
Ｎ ：０．０２％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼材をオーステナイト変態点以上の焼入れ温度で保持し、前記焼入れ温度から５００℃までを冷却速度１〜５℃／ｍｉｎで冷却する第１焼入れ工程と、５００℃から２００℃までを冷却速度２．５〜１０℃／ｍｉｎで冷却する第２焼入れ工程と、前記鋼材を５００〜６００℃で焼戻す焼戻し工程を備え、前記第２焼入れ工程の冷却速度は、前記第１焼入れ工程の冷却速度よりも大きいことを特徴とするプラスチック成形金型用プリハードン鋼の製造方法である。
次に、第２の発明は、上記した第１の発明に係るプラスチック成形金型用プリハードン鋼の製造方法であって、質量％で、
Ｓ ：０．００１％〜０．２０％、
Ｓｅ：０．００１％〜０．３％、
Ｔｅ：０．００１％〜０．３％、
Ｃａ：０．０００２％〜０．１０％、
Ｐｂ：０．００１％〜０．２０％、および、
Ｂｉ：０．００１％〜０．３０％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする。
Ｓ ：０．００１％〜０．２０％、
Ｓｅ：０．００１％〜０．３％、
Ｔｅ：０．００１％〜０．３％、
Ｃａ：０．０００２％〜０．１０％、
Ｐｂ：０．００１％〜０．２０％、および、
Ｂｉ：０．００１％〜０．３０％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする。
次に、第３の発明は、上記した第１の発明又は第２の発明に係るプラスチック成形金型用プリハードン鋼の製造方法であって、質量％で、
Ｔａ：０．００１％〜０．３０％、
Ｔｉ：０．２０％以下、および、
Ｚｒ：０．００１％〜０．３０％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする。
Ｔａ：０．００１％〜０．３０％、
Ｔｉ：０．２０％以下、および、
Ｚｒ：０．００１％〜０．３０％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする。
本発明に係る組成を有する鋼材を焼入れ・焼戻し処理をすると、その熱処理後に加工された金型の寸法は、鋼材内部での収縮と膨張の繰り返しにより内部歪み（残留応力）が生じ、変化しやすい。残留応力の発生は、冷却速度が速い鋼材の表面部分と冷却速度が遅い鋼材の中心部分の温度が不均一となるからだと考えられている。一方、温度の不均一化を解消するために、冷却速度を極端に遅くしてしまうと、鋼材中の組織が良好に焼入れされず（マルテンサイト化またはベイナイト化せず）、金型として必要な硬さが得られなくなってしまう。また、冷却速度が遅くなれば、経済的に好ましくない。そこで、本発明は、熱処理後に加工された金型の寸法変化を起こさず、しかも金型として必要な硬さを得るために、焼入れ処理を二段階の工程に分け、まず最初に行う第１焼入れ工程では、冷却速度を遅くすることで鋼材の表面部分と中心部分との温度差が不均一にならないようにしている。そして、次に行う第２焼入れ工程では、冷却速度を速く、すなわち第１焼入れ工程の冷却速度よりも速くすることで必要な硬さが得られるようにしている。これにより、本発明では、熱処理後に加工された金型の寸法精度を保ちつつ金型の鏡面性を向上させることができる。
ここで、上記特定量のＳ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｐｂ、および、Ｂｉから選択される１種または２種以上を含有する場合には、靱性の低下を抑制しつつ、被削性を向上させることができる。そのため、金型の加工性向上に寄与できる。
また、上記特定量のＴａ、Ｔｉ、および、Ｚｒから選択される１種または２種以上を含有する場合には、ＣやＮと結合して炭窒化物を形成しやすくなり、結晶粒の粗大化が抑制される。また、被削性の劣化も生じ難い。そのため、金型の鏡面性、加工性向上に寄与できる。
以下に、本発明の一実施形態に係るプラスチック成形金型用プリハードン鋼（以下、「本プリハードン鋼」ということがある。）の製造方法について詳細に説明する。本プリハードン鋼の用途としては、日用雑貨品、家電製品外装・内装・部品、ＯＡ機器外装・内装・部品、携帯電話の外装、自動車やオートバイ等の内装部品や外装部品及びその構造部材などが挙げられる。本発明においては、大型の自動車のヘッドランプ用レンズ等を成形する場合など、大型の金型（実用的には４０Ｋｇ以上の金型）に適用することが好ましい。
本発明に係る本プリハードン鋼は、以下のような元素を含有する。添加元素の種類、その成分範囲及びその限定理由は、以下の通りである。なお、成分割合の単位は、質量％である。
Ｃ：０．２０％〜０．３０％
Ｃは、強度、耐摩耗性を確保するのに必要な元素である。Ｃは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ等の炭化物形成元素と結合して炭化物を形成する。Ｃは、焼入れ時に母相中に固溶し、マルテンサイト組織化することによって硬度を確保するためにも必要である。その効果を得るため、Ｃ含有量の下限を０．２０％とする。Ｃ含有量の下限は、好ましくは、０．２３％であると良い。Ｃ含有量が過剰になると、上記炭化物形成元素とＣとが結合して粗大な炭化物を形成し、衝撃値が低下する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．３０％とする。
Ｃは、強度、耐摩耗性を確保するのに必要な元素である。Ｃは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ等の炭化物形成元素と結合して炭化物を形成する。Ｃは、焼入れ時に母相中に固溶し、マルテンサイト組織化することによって硬度を確保するためにも必要である。その効果を得るため、Ｃ含有量の下限を０．２０％とする。Ｃ含有量の下限は、好ましくは、０．２３％であると良い。Ｃ含有量が過剰になると、上記炭化物形成元素とＣとが結合して粗大な炭化物を形成し、衝撃値が低下する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．３０％とする。
Ｓｉ：０．２５％〜０．３５％
Ｓｉは、主に脱酸剤、または、金型製造時の被削性を向上させる元素として添加される。その効果を得るため、Ｓｉ含有量の下限を０．２５％とする。 一方、Ｓｉの添加により熱伝導率が低下する。また、焼入焼戻し鋼の硬度は、焼入れ後の硬度と析出炭化物の分布による２次硬化によって決まる。そのため、焼入れ後に十分に硬度が得られる必要がある。Ｓｉ含有量が過剰になると、Ｓｉがマトリクスに固溶し、他の炭化物の析出が促進され、ＣＣＴ線図におけるパーライトノーズの位置が短時間側に移動したり、ベイナイト変態の開始温度が高くなったりし、とりわけ、冷却の遅くなる大型の金型の中心部の硬度を低下させる。これらの観点から、Ｓｉ含有量の上限を０．３５％とする。
Ｓｉは、主に脱酸剤、または、金型製造時の被削性を向上させる元素として添加される。その効果を得るため、Ｓｉ含有量の下限を０．２５％とする。 一方、Ｓｉの添加により熱伝導率が低下する。また、焼入焼戻し鋼の硬度は、焼入れ後の硬度と析出炭化物の分布による２次硬化によって決まる。そのため、焼入れ後に十分に硬度が得られる必要がある。Ｓｉ含有量が過剰になると、Ｓｉがマトリクスに固溶し、他の炭化物の析出が促進され、ＣＣＴ線図におけるパーライトノーズの位置が短時間側に移動したり、ベイナイト変態の開始温度が高くなったりし、とりわけ、冷却の遅くなる大型の金型の中心部の硬度を低下させる。これらの観点から、Ｓｉ含有量の上限を０．３５％とする。
Ｍｎ：１．００％〜２．００％
Ｍｎは、焼入れ性の向上、オーステナイトの安定化のために添加される。その効果を得るため、Ｍｎ含有量の下限を１．００％とする。Ｍｎ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量の上限を２．００％とする。
Ｍｎは、焼入れ性の向上、オーステナイトの安定化のために添加される。その効果を得るため、Ｍｎ含有量の下限を１．００％とする。Ｍｎ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量の上限を２．００％とする。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる。Ｐは、結晶粒界に偏析し、靱性を低下させる原因となる。そのため、Ｐ含有量の上限は、０．０１５％とする。
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる。Ｐは、結晶粒界に偏析し、靱性を低下させる原因となる。そのため、Ｐ含有量の上限は、０．０１５％とする。
Ｃｕ：０．２５％以下
Ｃｕは、オーステナイトを安定化させる元素である。但し、Ｃｕ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。これを防止する観点から、Ｃｕ含有量の上限を０．２５％とする。
Ｃｕは、オーステナイトを安定化させる元素である。但し、Ｃｕ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。これを防止する観点から、Ｃｕ含有量の上限を０．２５％とする。
Ｎｉ：０．２５％以下
Ｎｉは、オーステナイトを安定化させる元素である。但し、Ｎｉ含有量が過剰になると、焼きなまし性が低下し、硬度の調整が困難になる。そのため、Ｎｉ含有量の上限を０．２５％とする。
Ｎｉは、オーステナイトを安定化させる元素である。但し、Ｎｉ含有量が過剰になると、焼きなまし性が低下し、硬度の調整が困難になる。そのため、Ｎｉ含有量の上限を０．２５％とする。
Ｃｒ：２．００％〜２．５０％
Ｃｒは、耐食性を向上させる元素である。その効果を得るため、Ｃｒ含有量の下限を２．００％とする。Ｃｒ含有量が過剰になると、熱伝導率が大きく低下する。これを防止する観点から、Ｃｒ含有量の上限を２．５０％とする。
Ｃｒは、耐食性を向上させる元素である。その効果を得るため、Ｃｒ含有量の下限を２．００％とする。Ｃｒ含有量が過剰になると、熱伝導率が大きく低下する。これを防止する観点から、Ｃｒ含有量の上限を２．５０％とする。
Ｍｏ：０．２５％〜０．４５％
Ｍｏは、ＣＣＴ線図におけるパーライトノーズを長時間側へ移行させる元素である。その効果を得るため、Ｍｏ含有量の下限を０．２５％とする。もっとも、Ｍｏ添加効果も次第に飽和する。そのため、Ｍｏ含有量の上限を０．４５％とする。
Ｍｏは、ＣＣＴ線図におけるパーライトノーズを長時間側へ移行させる元素である。その効果を得るため、Ｍｏ含有量の下限を０．２５％とする。もっとも、Ｍｏ添加効果も次第に飽和する。そのため、Ｍｏ含有量の上限を０．４５％とする。
Ｖ：０．０５％〜０．２０％
Ｖは、Ｃと結合して炭化物を形成する。この炭化物は、結晶粒径の粗大化抑制に寄与する。その効果を得るため、Ｖ含有量の下限を０．０５％とする。Ｖ含有量が過剰になると、Ｖ炭化物が晶出し、成長するため、炭化物粒径が大きくなって鏡面性が低下する。これを防止する観点から、Ｖ含有量の上限を０．２０％とする。
Ｖは、Ｃと結合して炭化物を形成する。この炭化物は、結晶粒径の粗大化抑制に寄与する。その効果を得るため、Ｖ含有量の下限を０．０５％とする。Ｖ含有量が過剰になると、Ｖ炭化物が晶出し、成長するため、炭化物粒径が大きくなって鏡面性が低下する。これを防止する観点から、Ｖ含有量の上限を０．２０％とする。
Ａｌ：０．０３０％以下
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。但し、Ａｌ含有量が過剰になると、Ｏと結合して粗大な酸化物を形成し、鏡面性が低下する。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．０３０％とする。
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。但し、Ａｌ含有量が過剰になると、Ｏと結合して粗大な酸化物を形成し、鏡面性が低下する。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．０３０％とする。
Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは、溶鋼中に不可避的に含まれる元素である。但し、Ｏが過剰になると、Ｓｉ、Ａｌと結合して粗大な酸化物を生じ、これが介在物となって、靱性、鏡面性を低下させる。これを防止する観点から、Ｏ含有量の上限を０．０１００％とする。
Ｏは、溶鋼中に不可避的に含まれる元素である。但し、Ｏが過剰になると、Ｓｉ、Ａｌと結合して粗大な酸化物を生じ、これが介在物となって、靱性、鏡面性を低下させる。これを防止する観点から、Ｏ含有量の上限を０．０１００％とする。
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、侵入型元素であり、マルテンサイト組織の硬さの上昇に寄与する。同じ侵入型元素の炭素に比べてγ安定化能が強い。但し、Ｎ含有量が過剰になると、凝固中の窒素の濃化により窒素ガス噴出の限界を超えてしまい、インゴット中にボイドを生じやすくなる。そのため、Ｎ含有量の上限を０．０２％とする。
Ｎは、侵入型元素であり、マルテンサイト組織の硬さの上昇に寄与する。同じ侵入型元素の炭素に比べてγ安定化能が強い。但し、Ｎ含有量が過剰になると、凝固中の窒素の濃化により窒素ガス噴出の限界を超えてしまい、インゴット中にボイドを生じやすくなる。そのため、Ｎ含有量の上限を０．０２％とする。
本プリハードン鋼は、上述した必須元素に加えて、さらに、以下の元素から選択される１種または２種以上の元素を任意に含有していても良い。各元素の成分割合、限定理由などは、次の通りである。
Ｓ：０．００１％〜０．２０％、Ｓｅ：０．００１％〜０．３％、Ｔｅ：０．００１％〜０．３％、Ｃａ：０．０００２％〜０．１０％、Ｐｂ：０．００１％〜０．２０％、Ｂｉ：０．００１％〜０．３０％
Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｐｂ、Ｂｉは、いずれも被削性を向上させるために添加することができる。その効果を得るため、Ｓ含有量の下限を、０．００１％とする。同様に、Ｓｅ含有量の下限を、０．００１％とする。Ｔｅ含有量の下限を、０．００１％とする。Ｃａ含有量の下限を、０．０００２％とする。Ｐｂ含有量の下限を、０．００１％とする。Ｂｉ含有量の下限を、０．００１％とする。
Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｐｂ、Ｂｉは、いずれも被削性を向上させるために添加することができる。その効果を得るため、Ｓ含有量の下限を、０．００１％とする。同様に、Ｓｅ含有量の下限を、０．００１％とする。Ｔｅ含有量の下限を、０．００１％とする。Ｃａ含有量の下限を、０．０００２％とする。Ｐｂ含有量の下限を、０．００１％とする。Ｂｉ含有量の下限を、０．００１％とする。
Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｐｂ、Ｂｉの各含有量が過剰になると、靱性の低下を招く。これを防止する観点から、Ｓ含有量の上限を、０．２０％、より好ましくは、０．０５０％とする。同様に、Ｓｅ含有量の上限を、０．３％とする。Ｔｅ含有量の上限を、０．３％とする。Ｃａ含有量の上限を、０．１０％とする。Ｐｂ含有量の上限を、０．２０％とする。Ｂｉ含有量の上限を、０．３０％とする。
Ｔａ：０．００１％〜０．３０％、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．００１％〜０．３０％
Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒは、Ｃ、Ｎと結合して炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制して鏡面性を向上させるのに有効な元素である。その効果を得るため、Ｔａ含有量の下限を、０．００１％とする。同様に、Ｚｒ含有量の下限を、０．００１％とする。なお、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されない。
Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒは、Ｃ、Ｎと結合して炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制して鏡面性を向上させるのに有効な元素である。その効果を得るため、Ｔａ含有量の下限を、０．００１％とする。同様に、Ｚｒ含有量の下限を、０．００１％とする。なお、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されない。
Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒの各含有量が過剰になると、被削性の劣化を招く。これを防止する観点から、Ｔａ含有量の上限を、０．３０％とする。同様に、Ｔｉ含有量の上限を、０．２０％とする。Ｚｒ含有量の上限を、０．３０％とする。
また、本プリハードン鋼は、その硬さ（ロックウェル硬さ）が、３６〜４２ＨＲＣの範囲内に調質されることが好ましい。硬さが３６ＨＲＣ未満になると、硬度が不十分なため、面粗さが大きくなり、鏡面磨き性が低下するからである。一方、硬さが４２ＨＲＣを越えると、硬くなり過ぎ、ハイスドリル等による穴あけなど、金型加工性が低下するからである。
〔第１焼入れ工程〕
第１焼入れ工程は、上述した組成を有する鋼材をオーステナイト変態点以上の焼入れ温度で保持した後に、焼入れ温度から５００℃まで１〜５℃／ｍｉｎで冷却する工程である。焼入れ温度は、鋼材の組成に応じて適切な温度を選択する。通常は、オーステナイト変態点＋３０〜５０℃である。ここで、１〜５℃／ｍｉｎは、焼入れ温度から５００℃までの平均冷却速度のことを言う。一般に、冷却速度が速くなるほど、マルテンサイト変態やベイナイト変態が進行しやすくなる。このため、焼入後の冷却速度が速いと、特に大型の金型の場合、鋼材の温度分布が悪くなる。すなわち、鋼材の表面温度と中心温度との間にバラツキが生じる。この結果、鋼材中で変態が一様に起こらなくなり、後から変態した部分は拘束をうけて歪を生じる。よって、焼入れ温度から５００℃までの冷却速度を５℃／ｍｉｎ以下とする。一方、冷却速度が遅くなるとパーライト組織を生じてしまうため、均一な組織の材料が得られなくなる。よって、焼入れ温度から５００℃までの冷却速度を１℃／ｍｉｎ以上とする。ここで、５００℃までとしたのは、マルテンサイト変態やベイナイト変態開始温度の直上の温度だからである。
第１焼入れ工程は、上述した組成を有する鋼材をオーステナイト変態点以上の焼入れ温度で保持した後に、焼入れ温度から５００℃まで１〜５℃／ｍｉｎで冷却する工程である。焼入れ温度は、鋼材の組成に応じて適切な温度を選択する。通常は、オーステナイト変態点＋３０〜５０℃である。ここで、１〜５℃／ｍｉｎは、焼入れ温度から５００℃までの平均冷却速度のことを言う。一般に、冷却速度が速くなるほど、マルテンサイト変態やベイナイト変態が進行しやすくなる。このため、焼入後の冷却速度が速いと、特に大型の金型の場合、鋼材の温度分布が悪くなる。すなわち、鋼材の表面温度と中心温度との間にバラツキが生じる。この結果、鋼材中で変態が一様に起こらなくなり、後から変態した部分は拘束をうけて歪を生じる。よって、焼入れ温度から５００℃までの冷却速度を５℃／ｍｉｎ以下とする。一方、冷却速度が遅くなるとパーライト組織を生じてしまうため、均一な組織の材料が得られなくなる。よって、焼入れ温度から５００℃までの冷却速度を１℃／ｍｉｎ以上とする。ここで、５００℃までとしたのは、マルテンサイト変態やベイナイト変態開始温度の直上の温度だからである。
〔第２焼入れ工程〕
第２焼入れ工程は、上述した第１焼入れ工程で焼入れした組成を有する鋼材を
５００℃から２００℃まで２．５〜１０℃／ｍｉｎで冷却する工程である。ここで、２．５〜１０℃／ｍｉｎは、５００℃から２００℃まで平均冷却速度のことを言う。マルテンサイト組織は歪を多く含むため、歪みを生じないようにするためには、急冷を避けてベイナイト組織を得ることが好ましい。よって、５００℃から２００℃までの冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以下とする。一方、冷却速度が遅いと焼入れ後の硬度が低下し十分な硬度が得られない。よって、５００℃から２００℃までの冷却速度を２．５℃／ｍｉｎ以上とする。ここで、２００℃までとしたのは、マルテンサイトやベイナイト変態が十分に完了する温度だからである。
第２焼入れ工程は、上述した第１焼入れ工程で焼入れした組成を有する鋼材を
５００℃から２００℃まで２．５〜１０℃／ｍｉｎで冷却する工程である。ここで、２．５〜１０℃／ｍｉｎは、５００℃から２００℃まで平均冷却速度のことを言う。マルテンサイト組織は歪を多く含むため、歪みを生じないようにするためには、急冷を避けてベイナイト組織を得ることが好ましい。よって、５００℃から２００℃までの冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以下とする。一方、冷却速度が遅いと焼入れ後の硬度が低下し十分な硬度が得られない。よって、５００℃から２００℃までの冷却速度を２．５℃／ｍｉｎ以上とする。ここで、２００℃までとしたのは、マルテンサイトやベイナイト変態が十分に完了する温度だからである。
本発明において、第２焼入れ工程の冷却速度は、第１焼入れ工程の冷却速度よりも大きいことを特徴としている。その理由は、鋼材中の温度が不均一になることを解消すること、及び焼入れ組織により十分な金型の硬さを得ることを両立させるためである。
〔焼戻し工程〕
残留応力の発生は、塑性加工、変態時の温度バラツキなどの要因が考えられるが、適切な焼戻し温度で保持されることで解消され得る。すなわち、２００℃や３００℃程度の低い温度での焼戻しだと、残留応力の低減量が少なくなってしまう。一方、７００℃や８００℃程度の高い温度での焼戻しだと、鈍りすぎにより十分な硬さが得られなくなってしまったりオーステナイト変態し再焼入れされてしまう。そのため、本発明では、焼戻し工程を５００〜６００℃で行う。
残留応力の発生は、塑性加工、変態時の温度バラツキなどの要因が考えられるが、適切な焼戻し温度で保持されることで解消され得る。すなわち、２００℃や３００℃程度の低い温度での焼戻しだと、残留応力の低減量が少なくなってしまう。一方、７００℃や８００℃程度の高い温度での焼戻しだと、鈍りすぎにより十分な硬さが得られなくなってしまったりオーステナイト変態し再焼入れされてしまう。そのため、本発明では、焼戻し工程を５００〜６００℃で行う。
以下、本発明の内容に関し、実施例を用いてより具体的に説明する。
図１に示す化学組成（質量％）の鋼を真空誘導炉で溶製した後、５００ｋｇのインゴットを鋳造した。鋳造後のインゴットを熱間鍛造し、断面が２５０×６０ｍｍ角の棒材を製造した。この棒材から各種試験に応じた試験片を切り出し熱処理後に硬度試験、鏡面性試験、変形試験を行った。図２に、発明鋼及び比較鋼の熱処理条件を示す。
図１に示す化学組成（質量％）の鋼を真空誘導炉で溶製した後、５００ｋｇのインゴットを鋳造した。鋳造後のインゴットを熱間鍛造し、断面が２５０×６０ｍｍ角の棒材を製造した。この棒材から各種試験に応じた試験片を切り出し熱処理後に硬度試験、鏡面性試験、変形試験を行った。図２に、発明鋼及び比較鋼の熱処理条件を示す。
熱処理条件の際、冷却速度は、変形試験で用いた試験片と同じ大きさのダミー試験片の中心部まで穴を開け、熱電対を挿入して測定した。詳細には、試験片の中心に熱電対を挿入し、焼入れ工程における温度履歴をサンプリングした。
〔硬度試験〕
上記棒材から１５ｍｍ×１５ｍｍ×１５ｍｍのサイコロ状の試験片を切り出し、熱処理後に♯４００まで研磨をおこない、ロックウェル硬度試験機で測定した。
上記棒材から１５ｍｍ×１５ｍｍ×１５ｍｍのサイコロ状の試験片を切り出し、熱処理後に♯４００まで研磨をおこない、ロックウェル硬度試験機で測定した。
〔鏡面性試験〕
上記棒材から５０ｍｍ×４５ｍｍ×１２ｍｍの板材を加工し、熱処理後に機械研磨により＃５０００の砥粒まで研磨し、試験片を作製した。そして、当該試験片の研磨面について、ＪＩＳ Ｂ０６３３に準拠して表面粗さＲｚｍａｘを測定し、鏡面性の評価とした。本試験では、Ｒｚｍａｘが０．０５５０以下の試験片は、鏡面性に優れている、と判断した。
上記棒材から５０ｍｍ×４５ｍｍ×１２ｍｍの板材を加工し、熱処理後に機械研磨により＃５０００の砥粒まで研磨し、試験片を作製した。そして、当該試験片の研磨面について、ＪＩＳ Ｂ０６３３に準拠して表面粗さＲｚｍａｘを測定し、鏡面性の評価とした。本試験では、Ｒｚｍａｘが０．０５５０以下の試験片は、鏡面性に優れている、と判断した。
〔変形試験〕
上記棒材から２５０ｍｍ×６０ｍｍ×４００ｍｍのブロック（４６．８Ｋｇ）を加工し、熱処理を行った後に５×６０×１５ｍｍの長方形をワイヤーカットにより切り抜いて、その変形量を測定した。より詳細には、長尺方向における面の反り量（μｍ／６０ｍｍ）を変形量として図３に示している。本試験では、２．５μｍ以下であれば、変形量が少ない、と判断した。
上記棒材から２５０ｍｍ×６０ｍｍ×４００ｍｍのブロック（４６．８Ｋｇ）を加工し、熱処理を行った後に５×６０×１５ｍｍの長方形をワイヤーカットにより切り抜いて、その変形量を測定した。より詳細には、長尺方向における面の反り量（μｍ／６０ｍｍ）を変形量として図３に示している。本試験では、２．５μｍ以下であれば、変形量が少ない、と判断した。
図３に、発明鋼と比較鋼の試験結果を示す。図１〜３を比較すると、以下のことが分かる。
すなわち、比較鋼１は、Ｍｏ含有量が本発明の規定範囲の下限を下回っている。そのため、パーライトが発生したと予想され、硬度が低く、鏡面性を確保することが困難である。
すなわち、比較鋼１は、Ｍｏ含有量が本発明の規定範囲の下限を下回っている。そのため、パーライトが発生したと予想され、硬度が低く、鏡面性を確保することが困難である。
比較鋼２は、Ｃｒ含有量が本発明の規定範囲の下限を下回っている。そのため、硬度が低く、鏡面性を確保することが困難である。
比較鋼３は、第１焼入れ工程での冷却速度が本発明の規定範囲の下限を下回っている。そのため、パーライトが発生したと予想され、硬度が低く、鏡面性を確保することが困難である。
比較鋼４は、第２焼入れ工程での冷却速度が本発明の規定範囲の下限を下回っている。そのため、焼入れ後の硬度が低下し十分な硬度が得られず、鏡面性を確保することが困難である。
比較鋼５は、焼戻し工程での焼戻し温度が本発明の規定範囲の下限を下回っている。そのため、焼戻しによる残留応力の低減量が少なくなってしまい、加工後に大きな変形を生じている。
比較鋼６は、第２焼入れ工程の冷却速度が第１焼入れ工程の冷却速度よりも大きくなっていない。そのため、鋼材中の温度が不均一になることを解消すること、及びマルテンサイト組織により十分な金型の硬さを得ることを両立させることができず、結果として十分な硬さが得られず、鏡面性が良くなかった。
これら比較鋼に対し、発明鋼は、何れも熱処理後の金型の寸法精度を保ちつつ金型の鏡面性を確保していることがわかる。
上記結果から、本発明に係る製造方法によれば、比較的大物（４０Ｋｇ以上）のプラスチック成形品であっても生産性良く成形することが可能なプラスチック成形用金型を得ることができることが確認できた。
以上、本発明の実施形態、実施例について説明した。本発明は、これらの実施形態、実施例に特に限定されることなく、種々の改変を行うことが可能である。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ ：０．２０％〜０．３０％、
Ｓｉ：０．２５％〜０．３５％、
Ｍｎ：１．００％〜２．００％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｃｕ：０．２５％以下、
Ｎｉ：０．２５％以下、
Ｃｒ：２．００％〜２．５０％、
Ｍｏ：０．２５％〜０．４５％、
Ｖ ：０．０５％〜０．２０％、
Ａｌ：０．０３０％以下、
Ｏ ：０．０１００％以下、および、
Ｎ ：０．０２％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼材をオーステナイト変態点以上の焼入れ温度で保持し、
前記焼入れ温度から５００℃までを冷却速度１〜５℃／ｍｉｎで冷却する第１焼入れ工程と、５００℃から２００℃までを冷却速度２．５〜１０℃／ｍｉｎで冷却する第２焼入れ工程と、前記鋼材を５００〜６００℃で焼戻す焼戻し工程を備え、
前記第２焼入れ工程の冷却速度は、前記第１焼入れ工程の冷却速度よりも大きいことを特徴とするプラスチック成形金型用プリハードン鋼の製造方法。 - 質量％で、
Ｓ ：０．００１％〜０．２０％、
Ｓｅ：０．００１％〜０．３％、
Ｔｅ：０．００１％〜０．３％、
Ｃａ：０．０００２％〜０．１０％、
Ｐｂ：０．００１％〜０．２０％、および、
Ｂｉ：０．００１％〜０．３０％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のプラスチック成形金型用プリハードン鋼の製造方法。 - 質量％で、
Ｔａ：０．００１％〜０．３０％、
Ｔｉ：０．２０％以下、および、
Ｚｒ：０．００１％〜０．３０％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のプラスチック成形金型用プリハードン鋼の製造方法。
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