JP4030872B2

JP4030872B2 - Steel alloys for plastic molding tools, holders and holder parts, and tough-quenched blanks for holders and holder parts

Info

Publication number: JP4030872B2
Application number: JP2002550129A
Authority: JP
Inventors: ウッドサンドベルイ、; マグヌスチデステン、
Original assignee: Uddeholms AB
Current assignee: Uddeholms AB
Priority date: 2000-12-11
Filing date: 2001-11-22
Publication date: 2008-01-09
Anticipated expiration: 2021-11-22
Also published as: CA2425893C; HK1060157A1; WO2002048418A1; PL361985A1; CN1478151A; DE60126646D1; SE518023C2; SE0004586L; AU2427002A; CA2425893A1; KR100831823B1; AU2002224270B8; CN1207420C; HUP0301825A2; MXPA03005136A; HU228284B1; JP2004515654A; TWI286576B; SE0004586D0; US20040013559A1

Description

【０００１】
（技術分野）
本発明はスチール合金、特にプラスチック成型工具用のホルダー及びホルダー部品製造のためのスチール合金に関する。この発明はまたスチールから製造したホルダー及びホルダー部品、ならびにこれらホルダー及びホルダー部品製造用のスチール合金製のブランク（blank）にも関する。
【０００２】
（背景技術）
プラスチック成型工具用のホルダー及びホルダー部品は道具セット中でプラスチック成型工具のためのクランプ及び／又は組立て成分として使用され、この道具でプラスチック製品がある種の成型法によってつくられる。考えられるホルダー部品のなかではボルスタープレート（ｂｏｌｓｔｅｒｐｌａｔｅ）や他の構造部分ならびに実際の成型工具を収納して保持できる大きなくぼみを有する重いブロックを掲げることができる。前記ホルダー及びホルダー部品はマルテンサイトステンレススチールを含む多種の異なるスチール合金でつくられる。出願人により製造され、登録商標名ＲＡＭＡＸＳの名で市販されているスチールはそのグループに属し、重量％で次の称呼組成（ノミナル組成： nominal composition ）を有する：
０．３３Ｃ，０．３５Ｓｉ，１．３５Ｍｎ，１６．６Ｃｒ，０．５５Ｎｉ，０．１２Ｎ，０．１２Ｓ，バランス（残部）；鉄及びスチール製造からの不純物。
最も類似している比較可能な標準化スチールはＡＩＳＩ４２０Ｆである。このタイプのスチールは十分な耐蝕性を有するが、望ましく均質性であるマルテンサイト微細構造を有せず、スチールのある種の偏析傾向によって説明できる残留、未焼戻しマルテンサイトによるフェライト及び硬化部（ｈａｒｄｓｐｏｔ）を含んでいる可能性がある。それ故、ホルダースチールに関する限り改善の要求が存在する。また同じスチールが、恐らく若干の組成の変更により、実際の成型工具用に役立つことも望ましい。
【０００３】
（発明の開示）
焼入れ及び焼戻し後、前述のスチールよりさらに均一な構造を有し、材料中に明らかにより高い硬度を有するフェライト及び／又は硬化部の実質上存在しないスチールを提供するのが本発明の目的である。
【０００４】
本発明はまた以下の効果のうち１つ又は幾つかを達成することを目標とする：
− 良好な機械加工性、
− 十分な耐蝕性、
− 少くとも３００ｍｍの厚さまで、そしてある場合では厚さ４００ｍｍまでさえあるプレートから作られるホルダーブロックの製造のために使用可能となることを考慮しての十分な焼入れ性、
− 十分な延性／靭性、
− タフ焼入れ（tough-hardened）状態で３０〜４２ＨＲＣ、好ましくは３８〜４０ＨＲＣの硬度、
− 少くとも実施態様にしたがって、研磨性に関する限り高い要望が掲げられている成型工具用にも使用できる良好な研磨性。
【０００５】
上述の目的は、スチールが添付の特許請求の範囲に記載の化学組成を有するならば達成できる。
【０００６】
個別の元素の重要性ならびにスチールのそれら元素の相互作用に関する限り、請求特許の保護を特定の理論に結びつけることなく以下のことが適用できると考えられる。
【０００７】
（発明を実施するための最良の形態）
炭素と窒素はスチールの硬度と延性に関して非常に重要な元素である。炭素はまた重要な焼入れ性促進元素でもある。しかしながら、炭素はクロミウムカーバイド（Ｍ７Ｃ３−炭化物）の形でクロムを固定するのでスチールの耐蝕性を悪くする可能性がある。したがってスチールは炭素をｍａｘ（最大）０．１５％、好ましくはｍａｘ（最大）０．１３％含んでもよい（本明細書では特に断らない限り常に質量％が適用される）。しかしながら、炭素はまたマルテンサイトの硬度に寄与するため焼戻したマルテンサイト中に窒素と一緒に溶解した元素として存在するなどの幾らか有利な効果も持っており、またオーステナイト安定剤としても働らくので構造中でフェライトに反対作用する。スチール中の炭素のｍｉｎ（最小）量は、それ故、０．０６％、好ましくは少くとも０．０７％とする。
【０００８】
窒素は合金システム（系）中の固化条件に影響を及ぼして炭化物（カーバイド）及び炭素窒化物（カーボナイトライド）の一層均一、均質な分布の提供に寄与し、そのため固化中炭化物の大きな凝集物が避けられるか又は減少する。延性／靭性に有利な効果を有するＭ（Ｃ，Ｎ）、すなわちバナジウム−窒化炭素、のためにＭ２３Ｃ６炭化物の割合も減少する。要約すると窒素は、作業中にさらに微細な分散相に分割できる小さな炭化物や窒化物を含む一層有利な固化方法を提供するのに貢献する。これらの理由から窒素は少くとも０．０７％、好ましくは少くとも０．０８％、しかし０．２２％以下、好ましくはｍａｘ（最大）０．１５％の量で存在させ、同時に炭素＋窒素の合計量として０．１６＜Ｃ＋Ｎ＜０．２６の条件を満足させる。好ましくは、Ｃ＋Ｎは少くとも０．１７％であるが、好適にはｍａｘ（最大）０．２３％とする。称呼ではスチールは０．２０〜０．２２（Ｃ＋Ｎ）を含む。焼入れ及び焼戻ししたスチールでは、窒素は固溶体中窒素−マルテンサイトの形で実質的にマルテンサイト中に溶解し、それ故望ましい硬度に寄与する。
【０００９】
要約すると、窒素の含量に関する限り、スチールのマトリクスのいわゆるＰＲＥ値を増加させることによって希望の耐蝕性に寄与させるため、マルテンサイトの硬度に寄与する焼戻したマルテンサイト中に溶解した元素として存在させるため、及び炭素と一緒に望ましい程度に炭素窒化物、Ｍ（Ｃ，Ｎ）を生成させるため、前記ｍｉｎ（最小）量で存在させるが、炭素＋窒素の量を最大にする前記ｍａｘ（最大）濃度、ここで炭素は硬度に貢献する最も重要な元素である、を超えないように存在させると云うことができる。
【００１０】
シリコンはスチールの炭素活性を増加させ、したがってより多くの１次炭化物が晶出する傾向を増加させる。これがスチールのシリコン含量が少いのが望ましい第１の理由である。さらにシリコンはフェライト安定化元素であり、これがシリコンの不利な特徴である。スチールはまたフェライト安定化元素のクロムとモリブデンをこれらの元素によって望ましい効果をあげるのに十分な量含む必要があり、同時にスチールは問題とされる用途での使用において、慣用のものよりは低い濃度の炭素を含んでいるので、シリコンの含量はスチールがそのマトリクス中にフェライトを含む原因とならないように限定する必要がある。それ故スチールはＳｉを１％、好ましくはｍａｘ（最大）０．７％、好適にはｍａｘ（最大）０．５％、そして最も好都合にはさらに低い含量のシリコンを超えて含んではならない。一般に、スチール中でフェライトの生成を回避するため、フェライト安定化元素はオーステナイト安定化元素に適合しなければならないと云うルールが適用される。しかしながら、シリコンは脱酸化処理からの残留物として存在するので、シリコンの最適含量は０．０５〜０．５％、通常０．１〜０．４％の範囲、称呼では約０．２〜０．３％である。
【００１１】
マンガンはオーステナイト及び焼入れ性を促進する元素であり（これがマンガンの有利な効能である）、またスチール中で無害な硫化マンガンを生成することにより硫黄を除去するのに使用できる。それ故マンガンは０．１％の最小量、好ましくは少くとも０．３％の量で存在させる。しかしながら、マンガンは燐と一緒になって分離（偏析）する傾向があり、これが焼戻し脆化を起させる。それ故マンガンは２％、好ましくはｍａｘ（最大）１．５％、最適にはｍａｘ（最大）１．３％の量を超えて存在してはならない。
【００１２】
クロムはスチールの主要な合金元素であり、耐蝕性の劣るスチールを銹させる湿気のある環境でしばしば使用されるプラスチック成型工具用のホルダー及びホルダー部品、ならびにプラスチック成型工具それ自身用に重要な特徴である不特性をスチールに与える実質的な責任がある。
【００１３】
クロムはまたスチールの最も重要な焼入れ性促進元素である。しかしながら、スチールは比較的炭素の含量が少いので炭化物の形で固定されるクロムの量も実質的に多くないため、スチールのクロム含量は１２．５％と低くてよく、それにもかかわらず望ましい耐蝕性を得ることができる。しかしながら、スチールが少くとも１３．０％のクロムを含むのが好ましい。上限は第１にクロムのフェライト生成傾向によって決められる。したがってスチールはｍａｘ（最大）１４．５％Ｃｒ、好ましくはｍａｘ（最大）１４．０％Ｃｒを超えて含んではならない。称呼では、スチールは１３．１〜１３．７％Ｃｒを含まねばならない。
【００１４】
ニッケルは、スチールに非常に高い焼入れ性を与えるため、最小量で０．８％、好ましくは１．０％以上の量でスチール中に存在させる必要がある。しかしながら、コストの理由から含有量はｍａｘ（最大）２．５％、好ましくはｍａｘ（最大）２．０％に制限する必要がある。称呼では、スチールは１．４〜１．８％又は約１．６％Ｎｉを含む。
【００１５】
本発明のスチールはまた、焼戻し耐性が増加する焼戻し操作と関連して、２次炭化物の析出による２次焼入れを引起させるため、有効含量のバナジウムを含む。バナジウムは（存在する場合）、ＭＣ・炭化物の析出により粒子成長抑制剤としても作用する。しかしながら、バナジウムの含量が高過ぎる場合は、スチールの固化中に大粒子の１次ＭＣ・窒素炭素物が生成する可能性があり、これはまた１次炭化物が焼入れ操作中に溶解しないＥＳＲ−熔融をスチールに実施する場合にも起る。望ましい２次焼入れの達成のためと粒子成長抑制に対して有利な貢献をさせるため、しかし同時にスチール中の大粒子の、不溶解の１次炭化物の生成を避けて、バナジウム含量は０．０７〜０．７％Ｖの範囲にする必要がある。好適な含量は０．１０〜０．３０％Ｖであり、称呼では約０．２％Ｖである。スチールはまた焼入れ性増進効果を与えるため、有効量のモリブデン、例えば少くとも０．１％を含むのが好ましい。少くとも１．０％量までのモリブデンはまた耐蝕性を増進させるが、含量がさらに多くても効果があるであろう。焼戻しのとき、モリブデンはまたスチールの焼戻し耐性を増加させるのに貢献し、これは好都合である。他方、モリブデンの含量が高過ぎると粒界炭化物の晶出と偏析（分離）の傾向を生じさせることにより不都合な炭化物構造の原因になる。この他に、モリブデンはフェライトを安定化させ、これは好ましくないことである。したがってスチールは、その好ましい効果を利用するためバランス（調整）した含量のモリブデンを含む必要があるが、同時に好ましくない効果を回避する必要もある。好ましくは、モリブデンの含量は１．７％を超えてはならない。最適量は０．１〜０．９％、恐らく０．４〜０．６％Ｍｏの範囲内にある。
【００１６】
通常、スチールは不純物レベルを超える量のタングステンを含まないが、１％までの量はあるいは許容されるかも知れない。
【００１７】
本発明のスチールは、機械加工操作によって大きなサイズのホルダーや成型工具を作製可能にするタフ・焼入れ状態で配送可能でなければならない。焼入れは、８５０〜１０００℃、好ましくは９００〜９７５℃、又は約９５０℃でオーステナイト化し、続いて油中又はポリマー浴中で冷却、真空炉中ガス又は空気中で冷却することにより行われる。機械加工操作に適する３０〜４２ＨＲＣ、好ましくは３８〜４１又は約４０ＨＲＣの硬度を有するタフ焼入れ材料の達成のための高温焼戻しは、５１０〜６５０℃、好ましくは５２０〜５４０℃の温度で少くとも１時間、好ましくはダブル焼戻し；２回２時間、により実施される。別の方法としてスチールは、３８〜４２又は約４０ＨＲＣの硬度を得るため、２００〜２７５℃、例えば約２５０℃で低温焼戻しすることもできる。
【００１８】
スチールはまた、望ましい実施態様にしたがって、タフ焼入れ状態でスチールの機械加工性を向上させるため、可能な限りカルシウムや酸素と共に有効量の硫黄を含む。機械加工性の向上と云う観点から最良の結果を得るため、スチールが意図的に加えられた量のカルシウムや酸素を含まない場合はスチールは少くとも０．０７％Ｓを含む必要があり、スチールが有効量のカルシウムと酸素を含む場合は少くとも０．０３５％を含む必要がある。スチールが一定含量の硫黄で意図的に合金化されているときは、スチールのｍａｘ（最大）硫黄含量は０．２５％である。好適な硫黄含量はこの場合０．１２％であろう。しかしながら、硫化しないスチールの変形も考えられる。この場合スチールは不純物レベルを超える硫黄を含まず、有効量のカルシウム及び／又は酸素を含むこともない。
【００１９】
したがってスチールは、３〜１００重量ｐｐｍのＣａ、好ましくは５〜７５ｐｐｍＣａ、好適にはｍａｘ（最大）４０ｐｐｍＣａ、及び１０〜１００ｐｐｍのＯとともに０．０３５〜０．２５％Ｓを含むことができると考えられ、そこで存在している硫化物を硫化カルシウムを生成させて球状にするためシリコン−カルシウム、ＣａＳｉ、として供給される前記カルシウムは、硫化物が延性を悪くする可能性のある、望ましくない細長い形となるのを妨げる。
【００２０】
本発明のスチールは、通常法で金属メルト（溶融物）をつくり、このメルトは本発明にしたがう化学組成を有する、このメルトを大きなインゴットに鋳込むか又はメルトを連続的に鋳造することによって慣用法により一定生産規模で製造できる。溶融金属の電極を鋳造し、次いでＥｌｅｃｔｒｏ−Ｓｌａｇ−Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ（ＥＳＲ）により電極を再溶融させることも可能である。メルトのガス噴霧化により粉末をつくり、次いでいわゆるＨＩＰｉｎｇと呼ばれる高温平衡圧縮を含む方法によって圧縮して粉末冶金法でインゴットを製造するか、又は代りにスプレー形成法によってインゴットを製造することも可能である。
【００２１】
本発明スチールのその他の特性ならびに特徴、及びホルダーや成型工具の製造に対する本スチールの有用性が、実施した実験と達成した結果の記載により以下にさらに詳しく説明される。説明には添付の図面が参照される。
【００２２】
（実施例）
実験室規模で製造されたスチールの試験：
図１は本発明スチールから製作可能な標準タイプのホルダーブロック１を示す。ブロック１には成型工具、通常プラスチック成型工具を収容する空隙２がある。ブロック１はかなりの大きさを有し、空隙２は大きくて深い。それ故、本発明の材料に多くの異なる要望事項（すなわち、かなりの厚さのブロックに関連しての十分な焼入れ性、ミルカッターやボーリング盤のような切削機械による良好な機械加工性能）があげられている。
材料
表Ｉの組成を有する１７ヶのＱ・インゴット（５０ｋｇ実験室熱処理物（heat））を４ラウンド（回）で製造した。最初のラウンド（Ｑ９０４３〜Ｑ９０８０）では、幅広い範囲内の化学組成を有するインゴット、例えば比較的高含量の窒素を有する変形体がテストされた。最も興味ある特徴を有する合金がＱ９０６８（すなわち、炭素含量が凡そ０．１０％の中庸範囲内にあり、窒素が中程度の含量を有する合金）であることが明らかとなった。
【００２３】
第２のラウンド（Ｑ９１２９〜Ｑ９１３２）ではＱ９０６８によって得られた特徴の最適化を試みた。炭素含量を少しく変化させ、より細かい粒子サイズを得るためバナジウムを加え、また変形の１つに対してニッケル含量を減らした。
【００２４】
第３ラウンド（Ｑ９１２９〜Ｑ９１３９）では硫黄の含量を増加させた変形をテストした。
【００２５】
第４ラウンドでは炭素と窒素との間の関係を評価するため２つのスチール（Ｑ９１５３及びＱ９１５４）のみテストした。
【００２６】
Ｑ９０４３とＱ９０６３のスチールは参考材料である。Ｑ９０４３はＳＩＳ２３１４及びＡＩＳＩ４２０にしたがう組成を有し、一方、Ｑ９０６３はＷ．Ｎｒ．１．２３１６に相当する。
【００２７】
Ｑ・インゴットは６０×４０ｍｍサイズのロッドの形に鍛造し、その後ロッドをバーミキュライト中で冷却した。
【００２８】
【表１】

熱処理後の硬度
オーステナイト化温度に対する硬度の変化が図２Ａ及び図２Ｂに示されている。これらの図のチャートから、Ｑ９０４３、Ｑ９０６３及びＱ９１３５のような炭素含量の高いいくつかのスチールについてはオーステナイト化温度の上昇とともに硬度も上昇することが明らかである。これらの場合に適切なオーステナイト化温度は１０３０℃である。他のスチールについては、オーステナイト化温度の上昇とともに硬度が減少するか又は一定に留まる。この場合はオーステナイト化温度として９５０℃を選ぶ方がより適当であろう。
【００２９】
１０３０℃から焼入れされたスチールの焼戻し後の硬度が図３Ａ及び図３Ｂに示されており、一方、９５０℃から焼入れされたＱ・インゴット９１２９〜９１５４の各々についての焼戻し曲線の全部が図３Ｃのダイアグラムに示されている。この焼戻し曲線から、すべてのスチールが５２０〜６００℃の温度範囲での焼戻しにより４０ＨＲＣまで焼戻しできると云う結論を引き出すことができる。
【００３０】
タフ・焼入れ後の適切な硬度は約４０ＨＲＣである。次の表IIに、各異なるスチールに前記硬度を与える熱処理が掲げられている。
【００３１】
【表２】

焼入れ性
表ＩＩに示されているオーステナイト化温度から焼入れ後の硬度、この温度からサンプルが異なる速度で冷却されているのが図４の焼入れ性曲線に示されている。
衝撃靭性テスト
非切欠きテストサンプルの衝撃靭性テスト（各スチールの４〜６ヶのテストロッドの平均値）を室温で実施した。異なるスチールに対して用いた熱処理と冷却速度が表ＩＩＩに示されている。その結果が図５にバーチャートにより開示されている。このチャートから、Ｑ９０６７、９０６８、９０６９、９１２９、９１３１、９１３２及びＱ９１５３のような幾つかの変形が極めて高い延性、＞３５０Ｊ、を有すること、またテストロッドは破断しなかったこと、しかしまた、例えばＱ９１５４のスチールを含む幾つかの別のスチールが、１８０〜２００ＪレベルにあるＱ９０６３および９０４３の参考スチールよりもかなり良好な延性を有することを認めることができる。
【００３２】
【表３】

腐蝕テスト
スチールの耐蝕性評価のため、表IVに示したスチールに対して最初のテストラウンドで臨界電流密度、Ｉ_cr、に関して分極曲線を成立させた。この測定方法に関する限り、Ｉ_crが低いほど耐蝕性がよいと云うのが法則である。調査はテストサンプルが異なる冷却速度にされた２つのテストシリーズで実施された。最初のシリーズの熱処理が表IVに示されている。
【００３３】
【表４】

この最初のテストラウンドからの結果は図６Ａのバーチャートから明らかである。このバーチャートから参考材料、Ｑ９０６３、よりも５つのスチール、すなわちＱ９０６８、Ｑ９０７０、Ｑ９１２９、Ｑ９１３２及びＱ９１５３の方が、より良好な耐蝕性を有していたことが明らかである。
【００３４】
２番目のテストラウンドではさらにゆっくりした冷却速度ｔ８／５が用いられた（表Ｖ及び図６Ｂ参照）。
【００３５】
【表５】

図６Ｂは最良の耐蝕性がＱ９０６３、９１２９、９１５３及び９１５４のサンプルに対して認められたことを示している。
ディスカッション
本発明の序言の開示において多数の発明の目的があげられた。良好な機械加工性の他に、スチールは良好な延性、良好な耐蝕性、及び良好な焼入れ性を持たねばならない。良好な加工性とは別に、Ｑ９０６３のスチールよりも良好な延性、耐蝕性と焼入れ性をスチールに持たせるのが本発明の目的であると云うことができる。４種のスチール、すなわち比較的類似の組成を有するＱ９０６８、Ｑ９１２９、Ｑ９１５３及びＱ９１５４が上述の基準を満たす、但しＱ９１５４は窒素の含量が高く炭素含量が低い。これらの経験をベースとして最適の組成は以下のようではないかと推測できる：
すなわち、０．１０Ｃ，０．０７５Ｎ，０．１６Ｓｉ，１．１Ｍｎ，１３．１Ｃｒ，０．１３Ｖ，１．８Ｎｉ，０．５Ｍｏ，バランス（残部）：鉄及び不可避不純物。
代りのものとしては、０．０６Ｃ及び０．１４Ｎｉを含むが残りの成分については前述と同じ組成のスチールであろうと思われる。別の代案（好適には称呼組成と考えてもよい）は次の組成であると考えられる：０．１２Ｃ，０．２０Ｓｉ，１．３０Ｍｎ，０．１０Ｓ，１３．４Ｃｒ，１．６０Ｎｉ，０．５０Ｍｏ，０．２０Ｖ，０．１０Ｎ，鉄及び不可避不純物（バランス：残部））；及び／又は０．１４Ｃ，０．１８Ｓｉ，１．３０Ｍｎ，０．１０Ｓ，１３．５Ｃｒ，１．６７Ｎｉ，０．５０Ｍｏ，０．２２Ｖ，０．１０Ｎ，鉄及び不可避不純物（バランス：残部）。
【００３６】
生産規模でのスチールの製造：
溶融した金属の３５トン熱処理物（ｈｅａｔ）を電弧炉で製造した。メルト（溶融物）はタッピングの前には次の化学組成であった：０．１５Ｃ，０．１８Ｓｉ，０．０２０Ｐ，０．０８Ｓ，１３．６０Ｃｒ，１．６０Ｎｉ，０．４８Ｍｏ，０．２０Ｖ，０．０８３Ｎ，鉄及び不可避不純物（バランス：残部）。メルトからインゴットが製造され、さらにジメンション（寸法）の異なるフラットなロッドの形に鍛造された。鍛造は何ら問題を起さなかった。鍛造したロッドは、９５０℃でオーステナイト化、保持時間２時間、空気中で急速冷却、５４０℃で２×２時間焼戻しすることによって約３８０ＨＢの硬度にタフ焼入れされた。このようにしてタフ焼入れされたロッドが最終規格に機械加工された。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明のスチールから製作できる標準設計のホルダーブロックを示す図である。
【図２Ａ】いわゆるＱ・インゴット（５０ｋｇ実験室熱処理物）の形で製造された、焼入れ後ではあるが焼戻し前の最初のセットのスチールの硬度と、３０分の保持時間でのオーステナイト化温度との関係を示す図である。
【図２Ｂ】Ｑ・インゴットとして製造された他の番号の試験スチールに対する図２Ａに該当するグラフを示す図である。
【図３Ａ】１０３０℃から焼入れされた最初のセットのスチールに対する焼戻し曲線を示す図である。
【図３Ｂ】図３Ａの焼戻し曲線の焼戻し温度範囲５００〜５５０℃をより大きなスケールで示す図である。
【図３Ｃ】硬度とオーステナイト化温度の関係が図２Ｂに示され、さらにテストされたスチールの、焼戻し温度範囲５００〜５５０℃内の焼戻し曲線を示す図である。
【図４】上記のようにテストされたスチールに対する焼入れ性曲線を表わす図である。
【図５】上述スチールの衝撃靭性テストの結果を示す図である。
【図６Ａ】腐蝕テストサンプルが真空炉内でオーステナイト化温度から２つの異なる冷却速度で徐々に冷却され、そのあと約４０ＨＲＣまで高温焼戻しされたときに測定された臨界電流密度、Ｉ_crを例示するバーチャートである。
【図６Ｂ】別なサンプルについての図６Ａに該当するバーチャートである。[0001]
(Technical field)
The present invention relates to steel alloys, in particular steel alloys for the production of holders and holder parts for plastic molding tools. The invention also relates to holders and holder parts made from steel, and steel alloy blanks for the production of these holders and holder parts.
[0002]
(Background technology)
Holders and holder parts for plastic molding tools are used in the tool set as clamps and / or assembly components for plastic molding tools, in which plastic products are produced by certain molding methods. Among the possible holder parts, there can be heavy blocks with large indentations that can hold and hold bolster plates and other structural parts as well as actual molding tools. The holder and holder parts are made of a variety of different steel alloys including martensitic stainless steel. Steels manufactured by the Applicant and marketed under the trade name RAMAXS belong to that group and have the following nominal composition (in nominal composition ) by weight:
0.33C, 0.35Si, 1.35Mn, 16.6Cr, 0.55Ni, 0.12N, 0.12S, balance (balance) ; impurities from iron and steel production.
The most similar comparable standardized steel is AISI 420F. Although this type of steel has sufficient corrosion resistance, it does not have a martensite microstructure that is desirably homogeneous, and there are residual, untempered martensite ferrite and hardened parts (hard) that can be explained by some segregation tendency of the steel. spot). Therefore, there is a need for improvement as far as holder steel is concerned. It is also desirable that the same steel be useful for actual molding tools, possibly with minor compositional changes.
[0003]
(Disclosure of the Invention)
It is an object of the present invention to provide a steel having a more uniform structure than the aforementioned steel after quenching and tempering and having substantially higher hardness in the material and substantially free of ferrite and / or hardened parts.
[0004]
The present invention also aims to achieve one or several of the following effects:
-Good machinability,
-Sufficient corrosion resistance,
-Sufficient hardenability considering that it can be used for the production of holder blocks made from plates with a thickness of at least 300 mm and in some cases even a thickness of 400 mm,
-Sufficient ductility / toughness,
A hardness of 30-42 HRC, preferably 38-40 HRC in a tough-hardened state,
-Good abrasiveness that can also be used for molding tools where the highest demands are made regarding abrasiveness, at least according to the embodiment.
[0005]
The above objects can be achieved if the steel has a chemical composition as set out in the appended claims.
[0006]
As far as the importance of the individual elements and their interaction with steel are concerned, the following can be applied without linking the protection of the claimed patent to a particular theory.
[0007]
(Best Mode for Carrying Out the Invention)
Carbon and nitrogen are very important elements in terms of steel hardness and ductility. Carbon is also an important hardenability promoting element. However, since carbon fixes chromium in the form of chromium carbide (M7C3-carbide), it may deteriorate the corrosion resistance of steel. Thus, steel may contain max (maximum) 0.15%, preferably max (maximum) 0.13% carbon ( mass% is always applied herein unless otherwise specified). However, since carbon also contributes to the hardness of martensite, it has some advantageous effects such as being present as an element dissolved with nitrogen in tempered martensite, and also acts as an austenite stabilizer. Acts against ferrite in the structure. The min (minimum) amount of carbon in the steel is therefore 0.06%, preferably at least 0.07%.
[0008]
Nitrogen affects the solidification conditions in the alloy system and contributes to a more uniform and homogeneous distribution of carbides (carbides) and carbon nitrides (carbonitrides), so large aggregates of carbides during solidification Avoided or reduced. The proportion of M23C6 carbide is also reduced due to M (C, N), ie vanadium-carbon nitride, which has a beneficial effect on ductility / toughness. In summary, nitrogen contributes to provide a more advantageous solidification process involving small carbides and nitrides that can be broken down into finer dispersed phases during operation. For these reasons, nitrogen is present in an amount of at least 0.07%, preferably at least 0.08%, but not more than 0.22%, preferably max (maximum) 0.15%, and at the same time carbon + nitrogen. The condition of 0.16 < C + N < 0.26 is satisfied as the total amount. Preferably, C + N is at least 0.17%, but is preferably max (maximum) 0.23%. By name, steel contains 0.20 to 0.22 (C + N). In quenched and tempered steel, nitrogen dissolves substantially in martensite in the form of nitrogen-martensite in the solid solution, thus contributing to the desired hardness.
[0009]
In summary, as far as nitrogen content is concerned, to contribute to the desired corrosion resistance by increasing the so-called PRE value of the steel matrix, to be present as a dissolved element in the tempered martensite that contributes to the hardness of the martensite. And the min (minimum) amount to produce the carbon nitride, M (C, N) to the desired degree with the carbon, but the max (maximum) concentration that maximizes the amount of carbon + nitrogen. Here, it can be said that carbon is present so as not to exceed the most important element contributing to hardness.
[0010]
Silicon increases the carbon activity of steel and therefore increases the tendency for more primary carbides to crystallize. This is the first reason that it is desirable for the steel to have a low silicon content. Furthermore, silicon is a ferrite stabilizing element, which is a disadvantageous feature of silicon. Steel must also contain sufficient amounts of the ferrite stabilizing elements chromium and molybdenum to achieve the desired effect with these elements, while at the same time steel has a lower concentration than conventional ones for use in problematic applications. Therefore, it is necessary to limit the silicon content so that the steel does not contain ferrite in the matrix. The steel should therefore contain no more than 1% Si, preferably max (maximum) 0.7%, preferably max (maximum) 0.5%, and most conveniently lower content of silicon. In general, to avoid the formation of ferrite in steel, a rule is applied that the ferrite stabilizing element must be compatible with the austenite stabilizing element. However, since silicon is present as a residue from the deoxidation process, the optimum silicon content is in the range of 0.05-0.5%, usually 0.1-0.4%, nominally about 0.2-0. .3%.
[0011]
Manganese is an element that promotes austenite and hardenability (which is an advantageous effect of manganese) and can be used to remove sulfur by producing harmless manganese sulfide in steel. Manganese is therefore present in a minimum amount of 0.1%, preferably in an amount of at least 0.3%. However, manganese tends to separate (segregate) together with phosphorus, which causes temper embrittlement. Therefore, manganese should not be present in an amount greater than 2%, preferably max (maximum) 1.5%, optimally max (maximum) 1.3%.
[0012]
Chromium is a major alloying element of steel and is an important feature for plastic molding tool holders and holder parts and plastic molding tool itself, often used in humid environments reminiscent of steel with poor corrosion resistance. There is a substantial responsibility for imparting certain properties to the steel.
[0013]
Chromium is also the most important hardenability promoting element in steel. However, since steel has a relatively low carbon content, the amount of chromium fixed in the form of carbides is not substantially high, so the chromium content of steel may be as low as 12.5%, which is nevertheless desirable. Corrosion resistance can be obtained. However, it is preferred that the steel contains at least 13.0% chromium. The upper limit is primarily determined by the tendency of chromium to form ferrite. Therefore, the steel must not contain more than max (maximum) 14.5% Cr, preferably max (maximum) 14.0% Cr. By name, steel must contain 13.1 to 13.7% Cr.
[0014]
Nickel needs to be present in the steel in a minimum amount of 0.8%, preferably 1.0% or more, because it gives the steel a very high hardenability. However, for reasons of cost, the content should be limited to max (maximum) 2.5%, preferably max (maximum) 2.0%. By name, steel contains 1.4-1.8% or about 1.6% Ni.
[0015]
The steel of the present invention also contains an effective content of vanadium to cause secondary quenching by precipitation of secondary carbides associated with tempering operations that increase tempering resistance . Vanadium (when present) also acts as a particle growth inhibitor by precipitation of MC and carbides. However, if the vanadium content is too high, large particles of primary MC / nitrogen carbon may form during solidification of the steel, which also causes ESR-melting where the primary carbide does not dissolve during the quenching operation. It also occurs when applying to steel. To achieve a desirable secondary quenching and to make an advantageous contribution to grain growth inhibition, but at the same time avoiding the formation of undissolved primary carbides of large particles in the steel, the vanadium content is 0.07 to It is necessary to make it into the range of 0.7% V. The preferred content is 0.10 to 0.30% V, nominally about 0.2% V. Steel also preferably contains an effective amount of molybdenum, for example at least 0.1%, to provide a hardenability enhancing effect. Molybdenum, at least up to 1.0%, will also enhance corrosion resistance, but even higher contents will be effective. When tempered, molybdenum also contributes to increasing the tempering resistance of the steel, which is advantageous. On the other hand, if the molybdenum content is too high, it causes a tendency of crystallization and segregation (separation) of grain boundary carbides, thereby causing an undesirable carbide structure. Besides this, molybdenum stabilizes the ferrite, which is undesirable. Thus, steel needs to contain a balanced (adjusted) content of molybdenum to take advantage of its favorable effects, but at the same time it is necessary to avoid undesirable effects. Preferably, the molybdenum content should not exceed 1.7%. The optimum amount is in the range of 0.1-0.9%, perhaps 0.4-0.6% Mo.
[0016]
Typically, steel does not contain amounts of tungsten above the impurity level, but amounts up to 1% may alternatively be acceptable.
[0017]
The steel of the present invention must be deliverable in a tough and quenched state that allows for the production of large size holders and molding tools by machining operations. Quenching is performed by austenitizing at 850-1000 ° C., preferably 900-975 ° C., or about 950 ° C., followed by cooling in oil or polymer bath, cooling in vacuum furnace gas or air. High temperature tempering to achieve a tough quench material having a hardness of 30-42 HRC, preferably 38-41 or about 40 HRC suitable for machining operations is at least 1 at a temperature of 510-650 ° C, preferably 520-540 ° C. Carried out for a period of time, preferably double tempering; twice for 2 hours. Alternatively, the steel can be low temperature tempered at 200-275 ° C., for example about 250 ° C., to obtain a hardness of 38-42 or about 40 HRC.
[0018]
The steel also contains an effective amount of sulfur along with calcium and oxygen as much as possible to improve the machinability of the steel in tough quenching according to a preferred embodiment. For best results in terms of improved machinability, the steel must contain at least 0.07% S if it does not contain the intentionally added amount of calcium or oxygen. If it contains effective amounts of calcium and oxygen, it should contain at least 0.035%. When the steel is intentionally alloyed with a certain content of sulfur, the max (maximum) sulfur content of the steel is 0.25%. A suitable sulfur content would be 0.12% in this case. However, deformation of steel that is not sulfided is also conceivable. In this case, the steel does not contain sulfur above the impurity level and does not contain an effective amount of calcium and / or oxygen.
[0019]
The steel can therefore contain 0.035 to 0.25% S with 3 to 100 ppm by weight of Ca, preferably 5 to 75 ppm Ca, suitably max (maximum) 40 ppm Ca, and 10 to 100 ppm O. Said calcium, which is supplied as silicon-calcium, CaSi, in order to make the sulfide present there into a spherical shape by generating calcium sulfide, is undesirable because the sulfide may deteriorate ductility Prevents it from being elongated.
[0020]
The steel of the present invention produces a metal melt (melt) in a conventional manner, which has the chemical composition according to the present invention and is conventionally used by casting the melt into a large ingot or by continuously casting the melt. It can be manufactured on a certain production scale by the law. It is also possible to cast a molten metal electrode and then remelt the electrode by Electro-Slag-Remelting (ESR). It is also possible to make powder by melt gas atomization and then compress it by a method involving high temperature equilibrium compression called so-called HIPing to make an ingot by powder metallurgy, or alternatively make an ingot by spray forming. is there.
[0021]
Other properties and characteristics of the steel of the present invention and the usefulness of the steel for the production of holders and forming tools are explained in more detail below by means of the experiments carried out and the results achieved. The description refers to the accompanying drawings.
[0022]
(Example)
Testing of steel manufactured on a laboratory scale:
FIG. 1 shows a standard type holder block 1 which can be made from the steel according to the invention. Block 1 has a gap 2 for receiving a molding tool, usually a plastic molding tool. Block 1 has a considerable size and void 2 is large and deep. Therefore, the material of the present invention has many different requirements (i.e. sufficient hardenability in connection with blocks of considerable thickness, good machining performance by cutting machines such as mill cutters and boring machines). It is given.
Materials Seventeen Q. ingots (50 kg laboratory heat) having the composition of Table I were produced in 4 rounds. In the first round (Q9043 to Q9080), ingots with a wide range of chemical compositions were tested, for example variants with a relatively high nitrogen content. It has been found that the alloy with the most interesting characteristics is Q9068 (ie, an alloy with a carbon content in the middle range of about 0.10% and a medium content of nitrogen).
[0023]
In the second round ( Q9129 to Q9132), an attempt was made to optimize the features obtained by Q9068. The carbon content was changed slightly, vanadium was added to obtain a finer particle size, and the nickel content was reduced for one of the deformations.
[0024]
In the third round (Q9129-Q9139), variations with increased sulfur content were tested.
[0025]
In the fourth round, only two steels (Q9153 and Q9154) were tested to evaluate the relationship between carbon and nitrogen.
[0026]
Q9043 and Q9063 steel are reference materials. Q9043 has a composition according to SIS2314 and AISI420, while Q9063 is a W.W. Nr. Corresponds to 1.2316.
[0027]
The Q ingot was forged into a 60 × 40 mm size rod, and then the rod was cooled in vermiculite.
[0028]
[Table 1]

The change in hardness with respect to the hardness austenitizing temperature after heat treatment is shown in FIGS. 2A and 2B. From the charts in these figures, it is clear that some steels with high carbon content, such as Q9043, Q9063 and Q9135, increase in hardness with increasing austenitizing temperature. A suitable austenitizing temperature in these cases is 1030 ° C. For other steels, the hardness decreases or remains constant with increasing austenitizing temperature. In this case, it would be more appropriate to select 950 ° C. as the austenitizing temperature.
[0029]
The hardness after tempering of steel quenched from 1030 ° C. is shown in FIGS. 3A and 3B, while the entire tempering curve for each of the Q ingots 9129-9154 quenched from 950 ° C. is shown in FIG. 3C. Shown in the diagram. From this tempering curve, it can be drawn that all steels can be tempered to 40 HRC by tempering in the temperature range of 520-600 ° C.
[0030]
A suitable hardness after toughening and quenching is about 40 HRC. In the following Table II, a heat treatment is given that gives the hardness to each different steel.
[0031]
[Table 2]

The hardenability curve shown in FIG. 4 shows the hardness after quenching from the austenitizing temperature shown in Table II, and the sample being cooled at a different rate from this temperature.
Impact toughness test
The impact toughness test of non-notched test samples (average value of 4-6 test rods for each steel) was performed at room temperature. The heat treatment and cooling rates used for the different steels are shown in Table III. The result is disclosed by the bar chart in FIG. From this chart, some deformations such as Q9067, 9068, 9069, 9129, 9131, 9132 and Q9153 have very high ductility,> 350 J, and the test rod did not break, but also for example It can be seen that several other steels, including Q9154 steel, have significantly better ductility than the reference steels of Q9063 and 9043 at the 180-200 J level.
[0032]
[Table 3]

Corrosion test To evaluate the corrosion resistance of the steel, a polarization curve was established for the critical current density, I _cr , in the first test round for the steels shown in Table IV. As far as this measurement method is concerned, the rule is that the lower the I _{cr, the} better the corrosion resistance. The survey was conducted in two test series where the test samples were at different cooling rates. The first series of heat treatments is shown in Table IV.
[0033]
[Table 4]

The results from this first test round are evident from the bar chart in FIG. 6A. From this bar chart, it is clear that five steels, ie Q9068, Q9070, Q9129, Q9132 and Q9153, had better corrosion resistance than the reference material, Q9063.
[0034]
In the second test round, a slower cooling rate t8 / 5 was used (see Table V and FIG. 6B).
[0035]
[Table 5]

FIG. 6B shows that the best corrosion resistance was observed for the Q9063, 9129, 9153 and 9154 samples.
Discussion Numerous inventive objectives have been raised in the disclosure of the introduction to the present invention. In addition to good machinability, the steel must have good ductility, good corrosion resistance, and good hardenability. Apart from good workability, it can be said that the object of the present invention is to give the steel better ductility, corrosion resistance and hardenability than Q9063 steel. Four steels, namely Q9068, Q9129, Q9153 and Q9154 with relatively similar composition meet the above criteria, except that Q9154 has a high nitrogen content and a low carbon content. Based on these experiences, it can be inferred that the optimal composition is as follows:
That is, 0.10C, 0.075N, 0.16Si, 1.1Mn, 13.1Cr, 0.13V, 1.8Ni, 0.5Mo, balance (balance) : iron and inevitable impurities.
An alternative would include steel with the same composition as described above, including 0.06C and 0.14Ni, but the remaining components. Another alternative (preferably may be considered a nominal composition) is considered to be the following composition: 0.12C, 0.20Si, 1.30Mn, 0.10S, 13.4Cr, 1.60Ni, 0 .50Mo, 0.20V, 0.10N, iron and inevitable impurities (balance : balance) ); and / or 0.14C, 0.18Si, 1.30Mn, 0.10S, 13.5Cr, 1.67Ni, 0 .50Mo, 0.22V, 0.10N, iron and inevitable impurities (balance : balance ).
[0036]
Steel production on production scale:
A molten metal 35 ton heat treatment (heat) was produced in an arc furnace. The melt had the following chemical composition prior to tapping: 0.15C, 0.18Si, 0.020P, 0.08S, 13.60Cr, 1.60Ni, 0.48Mo, 0.20V , 0.083N, iron and inevitable impurities (balance : balance ). Ingots were made from the melt and then forged into flat rods with different dimensions . Forging did not cause any problems. The forged rod was toughened to a hardness of about 380 HB by austenitizing at 950 ° C., holding time of 2 hours, rapid cooling in air, and tempering at 540 ° C. for 2 × 2 hours. The tough-quenched rod was machined to final specifications.
[Brief description of the drawings]
1 shows a standard design holder block that can be made from the steel of the present invention. FIG.
FIG. 2A shows the hardness of the first set of steel, after quenching but before tempering, produced in the form of a so-called Q. ingot (50 kg laboratory heat treatment) and the austenitizing temperature with a holding time of 30 minutes. It is a figure which shows the relationship.
FIG. 2B shows a graph corresponding to FIG. 2A for other numbers of test steel produced as Q. ingot.
FIG. 3A shows a tempering curve for an initial set of steel quenched from 1030 ° C. FIG.
FIG. 3B is a diagram showing the tempering temperature range of 500 to 550 ° C. of the tempering curve of FIG. 3A on a larger scale.
FIG. 3C shows the relationship between hardness and austenitizing temperature in FIG. 2B and shows the tempering curves within the tempering temperature range of 500-550 ° C. for the further tested steels.
FIG. 4 represents a hardenability curve for steel tested as described above.
FIG. 5 is a view showing a result of the impact toughness test of the steel.
FIG. 6A illustrates the critical current density, I _cr , measured when a corrosion test sample was gradually cooled from an austenitizing temperature at two different cooling rates in a vacuum furnace and then tempered to about 40 HRC. It is a bar chart.
FIG. 6B is a bar chart corresponding to FIG. 6A for another sample.

Claims

In steel for plastic molding tool holders and holder parts,
Steel characterized by a chemical composition comprising the following in mass% :
C: 0.06-0.15 ,
C + N: 0.16 < C + N < 0.26 ,
Si: 0.1~1.0,
Mn: 0.1~2.0,
Cr: 12.5~14.5,
Ni: 0.8~2.5,
Mo: 0.1 to 1.7
V: 0.07 to 0.7 , and
S: 0.035 to 0.25,
The following maximum amount of at least one of the elements Ca and O in order to improve the machinability of the steel :
Ca: maximum amount 0.01 (100 ppm),
O: maximum amount 0.01 (100 ppm),
The balance: iron and inevitable impurities.

The steel according to claim 1, comprising 0.07 to 0.13 mass% of C.

The steel according to claim 1 containing 0.08 to 0.15 mass% N.

The steel according to any one of claims 1 to 3, wherein the total amount of C + N satisfies the following condition:
0.17 mass% <C + N <0.23 mass% .

The steel according to claim 1, comprising 0.1 to 0.7 % by mass of Si.

The steel according to claim 5, comprising 0.1 to 0.5% by mass of Si.

The steel according to claim 5, comprising 0.1 to 0.4 mass% of Si.

The steel according to claim 1 containing 0.1 to 1.5% by mass of Mn .

The steel according to claim 1 containing 0.1 to 1.3% by mass of Mn .

The steel according to claim 1, comprising 13.0 to 14.0 % by mass of Cr.

The steel according to claim 10 , comprising 13.1 to 13.7 % by mass of Cr.

The steel according to claim 1, comprising 1.0 to 2.0 % by mass of Ni.

The steel according to claim 12 , comprising 1.4 to 1.8 % by mass of Ni.

The steel according to claim 1 containing 0.1 to 0.9 mass% Mo.

The steel according to claim 14 , comprising 0.4 to 0.6 % by mass of Mo.

The steel according to claim 1 , wherein the lower limit of V is 0.10 % by mass .

The steel according to claim 16 , comprising 0.10 to 0.30 mass% of V.

The steel according to claim 1, comprising a maximum amount of 0.15 % by mass of S.

The steel according to claim 18 , comprising 0.08 to 0.12 % by mass of S.

Steel according Ca or O exceeds impurity concentration that does not contain claim 1.

21. A steel according to any one of the preceding claims comprising the following composition in mass%:
C: 0.06-0.13,
N: 0.08 to 0.15,
Si: 0.1 to 0.4,
Mn: 0.2 to 1.3
Cr: 12.5 to 13.6,
V: 0.1-0.3,
Mo: 0.2-0.8,
Ni: 1.4-1.8.

The steel according to claim 21, comprising Si in an amount of 0.2 to 0.3% by mass.

A holder and a holder part for a plastic molding tool, characterized by comprising the steel according to any one of claims 1 to 22 .