JPH03177536A - 溶接性にすぐれたプラスチック成形金型用鋼 - Google Patents
溶接性にすぐれたプラスチック成形金型用鋼Info
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- JPH03177536A JPH03177536A JP1317147A JP31714789A JPH03177536A JP H03177536 A JPH03177536 A JP H03177536A JP 1317147 A JP1317147 A JP 1317147A JP 31714789 A JP31714789 A JP 31714789A JP H03177536 A JPH03177536 A JP H03177536A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
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- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
-
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- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【産業上の利用分野］
本発明は、プラスチック成形金型の製作に使用するプレ
ハードン鋼の改良に関する。 ［従来の技術］ プラスチック成形金型とくに射出成形金型の中でも、比
較的大型の成形品を得るための金型を製作する材料には
、これまで一般構造用鋼（たとえば３５５Ｃ）や中低炭
素鋼（代表的には３０Ｍ４４５）が使用されてきた。 こうした材料を使用する金型製作においては、加工の誤
りや設計変更のため、製作途上にある金型に肉盛溶接に
よる補修を行なうことが少くない。 溶接補修には、溶接割れ防止のために予熱（２５０〜３
５０’Ｃ）が必要であり、ざらに後熱が必要なこともあ
る。 ところが、均一な加熱のためには専用の加熱炉が欲しく
、また金型が大きくなるほど長時間を要するという問題
があるうえ、高温のものを対象とする溶接作業は、当然
のことに一作業性が悪いという悩みがある。 予熱不十
分なまま溶接を行なえば溶接割れが避は難く、かえって
目的を達することができないし、場合によっては大割れ
をひきおこして再製作を余儀なくされることさえある。 このほかプラスチック成形金型用鋼には、焼入性がよく
、硬さが各断面にわたって均一であること、偏析が少な
く鏡面加工性とシボ加工性の両方ともすぐれていること
、また被削性が良好であること、などが要求される。 【発明が解決しようとする課題】 本発明の目的は、上記の問題を解決し、現用の材料のも
つ性質を維持または向上させたうえで、溶接補修性にす
ぐれ予熱や後熱をせずに肉盛溶接しても溶接割れを起す
心配のない、プラスチック成形金型用鋼を提供すること
にある。
ハードン鋼の改良に関する。 ［従来の技術］ プラスチック成形金型とくに射出成形金型の中でも、比
較的大型の成形品を得るための金型を製作する材料には
、これまで一般構造用鋼（たとえば３５５Ｃ）や中低炭
素鋼（代表的には３０Ｍ４４５）が使用されてきた。 こうした材料を使用する金型製作においては、加工の誤
りや設計変更のため、製作途上にある金型に肉盛溶接に
よる補修を行なうことが少くない。 溶接補修には、溶接割れ防止のために予熱（２５０〜３
５０’Ｃ）が必要であり、ざらに後熱が必要なこともあ
る。 ところが、均一な加熱のためには専用の加熱炉が欲しく
、また金型が大きくなるほど長時間を要するという問題
があるうえ、高温のものを対象とする溶接作業は、当然
のことに一作業性が悪いという悩みがある。 予熱不十
分なまま溶接を行なえば溶接割れが避は難く、かえって
目的を達することができないし、場合によっては大割れ
をひきおこして再製作を余儀なくされることさえある。 このほかプラスチック成形金型用鋼には、焼入性がよく
、硬さが各断面にわたって均一であること、偏析が少な
く鏡面加工性とシボ加工性の両方ともすぐれていること
、また被削性が良好であること、などが要求される。 【発明が解決しようとする課題】 本発明の目的は、上記の問題を解決し、現用の材料のも
つ性質を維持または向上させたうえで、溶接補修性にす
ぐれ予熱や後熱をせずに肉盛溶接しても溶接割れを起す
心配のない、プラスチック成形金型用鋼を提供すること
にある。
本発明の、予熱および後熱を必要とせず、溶接性にすぐ
れたプラスチック成形金型用鋼は、基本的には、Ｃ：０
．１〜０．３％、Ｍｎ ：０．５〜（２）Ｃ ：２．Ｏ
〜３．０％、Ｍｏ：Ｏ。 ０３〜２．０％、Ｃｒ：１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１
〜０．１０％を含有し、Ｓｉ：０゜２５％以下、Ｓｉ：
０．０２％以下、Ｂ：Ｏ，００２％以下であって残部が
実質的にＦｅがらなり、かつ下式 ％式％（ （） をみたす合金組成を有する。 上記の合金組成に対して、Ｎｉ：２，０％以下を加え、
焼入性の向上をはかることもできる。 あるいは、上記の基本的組成に対して、ｚｒ：ｏ。 ００３〜０．２％以下とともに、Ｚｒ ：０．０３〜０
．２０％、Ｐｂ：０．０１〜０．１５％、Ｃａ ：０．
０００５〜０．０１０％およびＢｉ：０．０１〜０．２
０％の１種または２種以上を添加して被削性の向上をは
かることもできる。 もちろん、Ｎｉおよび快削元素の
併用も可能である。 ［作 用］ 断面が５００Ｘ１０００ｍのような大型の金型材料に対
して、口ＲＣ３０〜３３を確保できるだけの焼入性をも
たせるとともに、溶接割れ感受性を低くすることは容易
ではない。 従来、金型用鋼の「溶接割れ感受性指数Ｊ Ｐ。 を合金組成に関して下式であられしたとき、Ｐ ｃ ＝
Ｃ＋ Ｓ ｉ ／ ３０ ＋ Ｍ ｎ ／ ２０＋Ｃ
ｕ ／２０＋Ｎｉ ／６０＋Ｃｒ ／２０＋Ｍｏ ／１
５＋Ｖ／１０＋５０ 十目／６０＋ｔ／６００ （％〉 溶接割れを皆無にするための最低予熱温度はＰ。 値の増大とともに上昇し、それを常温付近まで下げるこ
と、すなわち予熱を省略することができるようにするた
めには、Ｐｏ＜０．３０の条件がみたされなければなら
ない、との報告があり〔伊藤ら：「溶接学会誌Ｊ ３７
（１９６８＞９〕、一般に承認されてきた。 日ＲＣ３０を超える硬さのプレハードン鋼においては、
残留応力除去の観点から６００℃以上の高温焼もどしが
前提となり、しかも質量効果を考えた十分な焼入性を確
保するためには、Ｍｎ、Ｃｒ。 Ｍｏ，Ｖなどの焼入性向上元素を添加しなければならな
いから、Ｐｏ値は上記限界の０．３をはるかに突破する
のが常である。 従って従来は、前記のように３００℃
内外の予熱が必要であった。 この障害を打破するため、発明者らは合金成分の再検討
を行ない、低３ｉ化とともに不純物のＰおよびＢを規制
し、かつ適量のＳを存在させることによって、焼入性向
上元素の添加限界を高め、上記Ｐ。値が０．３を超える
領域においても、溶接に先立つ予熱を省略できることを
見出した。 さらに研究を進め、溶接割れが生じるか否かの限界は、
上記式のＰ。値よりむしろ、前記した式であられされる
８口値で判断する方が実際的であり、とくに溶接界面付
近の母材側の硬さがこの条件をみたせば、溶接割れが防
止できることを見出した。 この点については、後に詳
述する。 このようにして完成した本発明のプラスチック成形金型
用鋼において、各合金元素のはたらきと組成範囲の限定
理由を示せば、つぎのとおりである。 Ｃ：０．１〜０．３％ Ｃは硬さを与える。 熱処理残留応力を除去するために
６００℃以上の温度で焼もどししたとき、必要な硬さ日
ＲＣ２ａ以上を得るためには、０．１％以上のＣがなけ
ればならない。 一方、溶接割れ感受性を低くするうえ
で、０．３％を超えてはならない。 Ｍｎ ：０．５〜３．５％ 溶製時に脱酸剤とするほか、焼入性の確保のため加える
。 また、溶接時の母材側の硬さを低くして、溶接割れ
を抑えるのに役立つ。 これらの効果は０．５％未満では乏しい。 ３．５％より多いと、被削性が低くて金型用鋼として不
適当になる。 Ｃｒ ：２．０〜３．０％ 大型の金型の焼入性を確保するため２．０％以上が必要
である。 ３％を超えると、ベイナイト変態曲線が長時
間側に移行して目的とするベイナイト組織が得られず、
被削性が低くなる。 また、経済的にも不利になる。 Ｍｏ ■ ：０．０３〜２．０％ やはり大型金型の焼入性を高めるためと、６００℃以上
での焼もどし軟化抵抗性を与えて口Ｒ０２８以上を確保
する役割があり、０゜０３％の少量でも有効である。
多量になると、被削性が低下する上に、コストアップを
招くから、２．０％までの添加に止める。 ：０．０１〜２．０％ 焼もどし軟化抵抗性の向上効果が高い。 ０゜０１％以
上添加すれば、口ＲＣ２８以上の確保に役立つ。 結晶
粒の微細化効果もある。 ０．０１％以上で有効であり、一方で過大に加えると被
削性と靭性を低下させるから、１゜０％以内の添加量を
えらぶ。 ：０．０１〜０．１０％ 溶接割れの防止には、０．０１％以上の存在が有効であ
る。 被削性にとっても、若干の存在が望ましい。 し
かし０．１％を超える量になると、硫化物の存在に起因
する溶接割れ（いわゆる「ラメラ−ティア−」）が生じ
やすくなるし、靭性を低下させる。 シボ加工性および
鏡面加工性に関しては、少量がよい。 ｓ＋、ｐおよびＢを規制した理由は、つぎのとおりであ
る。 ｓｒ ：０．２５％以下 溶製時の脱酸効果と焼入性の観点からは有用であるが、
溶接割れ感受性を低くする上では、なるべく少量に抑え
たい。 偏析を軽減してシボ加工性を高くするためにも
、含有量を下げることが好ましい。 ０．２５％は許容
限界である。 Ｓｉ：０．０２％以下、Ｂ：０．００２％以下ともに溶
接割れ感受性にとって有害であり、極力除去したい。
上記の数字は、いずれも許容限度として定めた。 任意添加元素の役割と組成の限定理由は、つぎのとおり
である。 Ｎｉ：２．０％以下 前述のように、添加すれば焼入性向上に寄与する。 上
限を超えると、被削性が悪くなる。 Ｚｒ ：０．００３〜０．２％以下とともに、Ｚｒ：０
．０３〜０．２％、Ｔｅ ：０．０１〜０．１５％、Ｚ
ｒ：０．０００５〜０．０１０％、Ｂｉ ：０．０１
〜０．２％ いずれも快削元素である。 その中でＺｒは、硫化物の
展伸をおさえて靭性を向上させる作用もするが、０．２
％を超える多量になると、むしろ被剛性を低下させる。 そのほかの元素は、地キズやブラックスポットの発生
などが制約を与え、それぞれの上限が定められる。
れたプラスチック成形金型用鋼は、基本的には、Ｃ：０
．１〜０．３％、Ｍｎ ：０．５〜（２）Ｃ ：２．Ｏ
〜３．０％、Ｍｏ：Ｏ。 ０３〜２．０％、Ｃｒ：１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１
〜０．１０％を含有し、Ｓｉ：０゜２５％以下、Ｓｉ：
０．０２％以下、Ｂ：Ｏ，００２％以下であって残部が
実質的にＦｅがらなり、かつ下式 ％式％（ （） をみたす合金組成を有する。 上記の合金組成に対して、Ｎｉ：２，０％以下を加え、
焼入性の向上をはかることもできる。 あるいは、上記の基本的組成に対して、ｚｒ：ｏ。 ００３〜０．２％以下とともに、Ｚｒ ：０．０３〜０
．２０％、Ｐｂ：０．０１〜０．１５％、Ｃａ ：０．
０００５〜０．０１０％およびＢｉ：０．０１〜０．２
０％の１種または２種以上を添加して被削性の向上をは
かることもできる。 もちろん、Ｎｉおよび快削元素の
併用も可能である。 ［作 用］ 断面が５００Ｘ１０００ｍのような大型の金型材料に対
して、口ＲＣ３０〜３３を確保できるだけの焼入性をも
たせるとともに、溶接割れ感受性を低くすることは容易
ではない。 従来、金型用鋼の「溶接割れ感受性指数Ｊ Ｐ。 を合金組成に関して下式であられしたとき、Ｐ ｃ ＝
Ｃ＋ Ｓ ｉ ／ ３０ ＋ Ｍ ｎ ／ ２０＋Ｃ
ｕ ／２０＋Ｎｉ ／６０＋Ｃｒ ／２０＋Ｍｏ ／１
５＋Ｖ／１０＋５０ 十目／６０＋ｔ／６００ （％〉 溶接割れを皆無にするための最低予熱温度はＰ。 値の増大とともに上昇し、それを常温付近まで下げるこ
と、すなわち予熱を省略することができるようにするた
めには、Ｐｏ＜０．３０の条件がみたされなければなら
ない、との報告があり〔伊藤ら：「溶接学会誌Ｊ ３７
（１９６８＞９〕、一般に承認されてきた。 日ＲＣ３０を超える硬さのプレハードン鋼においては、
残留応力除去の観点から６００℃以上の高温焼もどしが
前提となり、しかも質量効果を考えた十分な焼入性を確
保するためには、Ｍｎ、Ｃｒ。 Ｍｏ，Ｖなどの焼入性向上元素を添加しなければならな
いから、Ｐｏ値は上記限界の０．３をはるかに突破する
のが常である。 従って従来は、前記のように３００℃
内外の予熱が必要であった。 この障害を打破するため、発明者らは合金成分の再検討
を行ない、低３ｉ化とともに不純物のＰおよびＢを規制
し、かつ適量のＳを存在させることによって、焼入性向
上元素の添加限界を高め、上記Ｐ。値が０．３を超える
領域においても、溶接に先立つ予熱を省略できることを
見出した。 さらに研究を進め、溶接割れが生じるか否かの限界は、
上記式のＰ。値よりむしろ、前記した式であられされる
８口値で判断する方が実際的であり、とくに溶接界面付
近の母材側の硬さがこの条件をみたせば、溶接割れが防
止できることを見出した。 この点については、後に詳
述する。 このようにして完成した本発明のプラスチック成形金型
用鋼において、各合金元素のはたらきと組成範囲の限定
理由を示せば、つぎのとおりである。 Ｃ：０．１〜０．３％ Ｃは硬さを与える。 熱処理残留応力を除去するために
６００℃以上の温度で焼もどししたとき、必要な硬さ日
ＲＣ２ａ以上を得るためには、０．１％以上のＣがなけ
ればならない。 一方、溶接割れ感受性を低くするうえ
で、０．３％を超えてはならない。 Ｍｎ ：０．５〜３．５％ 溶製時に脱酸剤とするほか、焼入性の確保のため加える
。 また、溶接時の母材側の硬さを低くして、溶接割れ
を抑えるのに役立つ。 これらの効果は０．５％未満では乏しい。 ３．５％より多いと、被削性が低くて金型用鋼として不
適当になる。 Ｃｒ ：２．０〜３．０％ 大型の金型の焼入性を確保するため２．０％以上が必要
である。 ３％を超えると、ベイナイト変態曲線が長時
間側に移行して目的とするベイナイト組織が得られず、
被削性が低くなる。 また、経済的にも不利になる。 Ｍｏ ■ ：０．０３〜２．０％ やはり大型金型の焼入性を高めるためと、６００℃以上
での焼もどし軟化抵抗性を与えて口Ｒ０２８以上を確保
する役割があり、０゜０３％の少量でも有効である。
多量になると、被削性が低下する上に、コストアップを
招くから、２．０％までの添加に止める。 ：０．０１〜２．０％ 焼もどし軟化抵抗性の向上効果が高い。 ０゜０１％以
上添加すれば、口ＲＣ２８以上の確保に役立つ。 結晶
粒の微細化効果もある。 ０．０１％以上で有効であり、一方で過大に加えると被
削性と靭性を低下させるから、１゜０％以内の添加量を
えらぶ。 ：０．０１〜０．１０％ 溶接割れの防止には、０．０１％以上の存在が有効であ
る。 被削性にとっても、若干の存在が望ましい。 し
かし０．１％を超える量になると、硫化物の存在に起因
する溶接割れ（いわゆる「ラメラ−ティア−」）が生じ
やすくなるし、靭性を低下させる。 シボ加工性および
鏡面加工性に関しては、少量がよい。 ｓ＋、ｐおよびＢを規制した理由は、つぎのとおりであ
る。 ｓｒ ：０．２５％以下 溶製時の脱酸効果と焼入性の観点からは有用であるが、
溶接割れ感受性を低くする上では、なるべく少量に抑え
たい。 偏析を軽減してシボ加工性を高くするためにも
、含有量を下げることが好ましい。 ０．２５％は許容
限界である。 Ｓｉ：０．０２％以下、Ｂ：０．００２％以下ともに溶
接割れ感受性にとって有害であり、極力除去したい。
上記の数字は、いずれも許容限度として定めた。 任意添加元素の役割と組成の限定理由は、つぎのとおり
である。 Ｎｉ：２．０％以下 前述のように、添加すれば焼入性向上に寄与する。 上
限を超えると、被削性が悪くなる。 Ｚｒ ：０．００３〜０．２％以下とともに、Ｚｒ：０
．０３〜０．２％、Ｔｅ ：０．０１〜０．１５％、Ｚ
ｒ：０．０００５〜０．０１０％、Ｂｉ ：０．０１
〜０．２％ いずれも快削元素である。 その中でＺｒは、硫化物の
展伸をおさえて靭性を向上させる作用もするが、０．２
％を超える多量になると、むしろ被剛性を低下させる。 そのほかの元素は、地キズやブラックスポットの発生
などが制約を与え、それぞれの上限が定められる。
【実験例１
本発明の完成に至る過程を実験データを挙げて説明し、
前記組成を選択した根随を示す。 まず下記第１表の組成の鋼を溶製し、鋳塊を鍛造後熱処
理して、試験片をつくった。 ＪＩＳ−Ｚ３１５８に定
める「斜めＹ型溶接割れ試験法」に従って溶接を行ない
、溶接部を切断して割れの状況をしらべた。 第 表 溶接割れ率に対するＰ量およびＳ量の影響をプロットし
て、第１図のグラフを得た。 この結果から、Ｐはでき
るだけ少い方がよく、０．０２％以下にすべきこと、一
方、Ｓは０．０１％以上存在させるべきことがわかる。 なお、比較のため同じ試験を行なったｒＰＤｓ３Ｊ１１
１１（大同特殊ｔＡ＠、３０Ｍ４４５１１Ｑｌ良したも
の〉では、溶接部に１００％割れが生じた。 次に、ＰおよびＳの量をほぼ一定にして、Ｃおよび３ｉ
の量が溶接割れ感受性に与える影響をみるため、下記第
２表の組成の鋼を溶製し、上記と同じ溶接試験を行なっ
た。 第 ２ 表 溶接割れ率のグラフは、第２図のとおりである。 この結果から、第２表の成分であれば３ｉは０゜２％以
下である必要があり、低ｃｍならばＳｉ量の限界が上昇
することがわかる。 しかし、偏析がシボ加工性を損う
ことを考慮して、０．２５％を上限とした。 続いて、溶接割れ感受性および焼入性を左右するＣ、Ｃ
ｒ、Ｍｎの量を決定するため、第３表の成分の鋼を溶製
して、同じ溶接試験をした。 第 表 各サンプルのＰ。値を算出して溶接割れ率との関係をプ
ロットした結果は、第３図のとおりである。 このグラ
フからは、Ｐｏ＠を、従来いわれていた限界である０、
３を上回り０．４程度にしても、溶接割れを実質上避け
られることがわかる。 これは、低Ｓｉ化とＰ量の規制、および適正なＳ量の採
用によって実現したものであるが、Ｐｏｌ１ｉの限界に
幅があるので、あまり適切な整理法とはいえない。 そこで種々検討し２．溶接割れ率でなく最大割れ数を溶
接割れ感受性としてとりあげ、最大の応力が加わる溶接
境界部の母材側の硬さで整理してみたところ、第４図の
グラフが得られた。 このグラフにおいては、溶接境界
部の母材側の硬さＢローがＴｎで４６０を境にして急激
に溶接割れ率が高まる。 それゆえ、Ｂ口値が４６０に
達しない溶接部を与える合金組成を採用すればよいわけ
である。 Ｂ口値と合金組成との関係について上記のデータについ
て回帰分析を行なった結果、前記した式、すなわち Ｂ口＝３２６．０＋８４７．３ （０％〉＋１８．３
（Ｓｉ量）−８，６（Ｍｎ％）−１２，５（Ｃｒ％） く相関係数０．９８７０．寄与率０．９７４１＞が得ら
れた。 ここで、Ｍｏおよびｃｒの係数がマイナスであ
ることが注目をひく。 次に、焼入性の面からｃ、ｃｒおよびＭｎの量を検討す
るため、断面が高さ５００Ｉｒｖｒ１×幅１０００ｍｍ
の材料を静置空冷したとき、その中心部における冷却曲
線にシミュレートして、 （焼入条件） ９７０℃に加熱３０分間→ 冷却速度２．５℃／分で６００℃まで冷却→以降は冷却
速度を半減して常温まで冷却（焼もどし条件） ６００℃に６０分間加熱→空冷 の焼入れ焼もどしを、 （０，１５１０，２０） Ｃ−０，０６Ｓｉ−（０，５
／ ２．０／２．５）８１１−（１，５／ ２．０／２
゜５）Ｃｒ−０，４）１ｏ −０，ＩＶ−Ｆｅの組成の
鋼を対象に行なった。 そのデータを０．２０％Ｃの場
合について示せば第５図のとありであって、日ＲＣが２
８以上となるのは、左から右下に走る線の右側の領域で
ある。 一方、溶接割れに関しては、前記Ｂ口値の式かられかる
ように、ＣｒおよびＭｎがある限界以上に含有されてい
ることが必要である。 これを上述の焼入性に関する限
界と組み合わせると、０゜２０％Ｃの場合は、第６図に
斜線で示した領域ということになる。 なお、０．１５
％Ｃの場合は、日ＲＣが２８以上となる焼入性を与える
限界内では溶接割れが生じない。 【実施例１】 上記のようにして、所定の焼入性をそなえ溶接割れ感受
性の低い合金組成が決定されたので、その組成範囲内の
鋼について、っぎのように被削性の確認を行なった。
すなわち、第４表に示す組成の鋼を溶製し、高ざ３６０
ｍＸ幅８１０ｍＸ長さ２０００ｍに鍛造して、焼入れ焼
戻しをした。 表中、Ｎα１およびＮα２は本発明の鋼であり、Ｎα３
は従来の３０Ｍ４４５鋼である。 焼入れは、ＮＱＩお
よびＮα２が９７０°Ｃ，Ｎα３が８７０°Ｃに加熱し
て、冷却はいずれも衝風冷却によって行ない、焼戻しは
いずれも６００’Ｃで実施した。 第 ４ 表 第 表（続き） 熱処理後の硬度日ＲＣは、Ｎα１およびＮα２がともに
３２、Ｎα３が２７．５であった。 組織は、本発明の
鋼はともにベイナイトであって、〜０１はその中に若干
のフェライトの混在が認められるものであったが、Ｎα
３はフェライト・パーライト組織であった。 被削性を、下記の条件でしらべた。 （エンドミル切削試験） エンドミル：１０ｍ径 切削幅：１０ｍ切込み７５Ｍ
切削油：ユシロンＮＱ３（ドリル切削試験〉 ドリル＝５Ｍ径ＳＫ口５１ 切削孔：めくら孔１５ｍ 切削油： 評 価：溶損寿命 結果は、第７図（エンドミル切削〉および第８図（ドリ
ル切削）に示すとありであった。 本発明の鋼が、既知
の鋼にくらべて硬さが高いにもかかわらす被削性がよい
のは、組織のちがいに起因すると思われる。 断面における硬さ分布の均一性をみるため、上断し、中
心点から上面および下面にわたる諸点の硬さを測定した
。 そのデータをプロットした結果が、第９図である。 硬さ日ＲＣの幅が、従来鋼では５〜６に達しているの
に対し、本発明の鋼では２以内である。 この差は、本
発明の鋼の質量効果が小さいことを示すものである。 最も重要な耐溶接割れ性に関して、上記ＮＱ１〜３の材
料から、高さ２４０ｒｒＩ！ｎＸ幅４００ｒｒＩ！ｒ１
×長さ６００ｍのブロックを切り出し、上面への肉盛溶
接（ビードＡ）および端面への肉盛溶接（ビードＢ〉を
、ともに溶接材としてＤＳ２５０ （０，１４Ｃ−０，
７２Ｓｉ−２，２Ｍｎ−１，１Ｃｒ０．５Ｍｏ＞を使用
したＴＩＧ溶接により行なった。 ビードＡに対しては
溶接まま、表面までグラインダー研削、深ざ０．５ｍｍ
１ｌよび２．Ｏ＃のグラインダー研削を行なったときの
、ビードＢに対しては溶接ままおよび表面までグライン
ダー研削を行なったときの、それぞれの溶接割れの状況
をしらべた。 比較例の鋼に対して行なった溶接は、上
記いずれの場合もビード下や止端に割れが生じたが、本
発明の鋼においては全く割れは認められなかった。 ［実施例２］ 第５表に示す組成の鋼を溶製した。 比較例でのうち、
Ｎα２１は、従来から使用している３０Ｍ４４５１１４
である。 鍛造ののち、下記の熱処理を施した。 （焼入れ） ８７０〜ｂ （焼もどし＞６００〜６５０℃ 各試料について、厚ざ４００ｍＸ幅９００ｍの断面中心
線の硬さを測定した。 表層と中心における硬さの値を
第６表に示す。 溶接割れについては、前記と同じＪＩＳ−Ｚ３１５８に
定める斜めＹ型溶接割れ試験を行なって、割れ率（％）
を記録した。 加工性に関しては、ドリル切削（前記の
条件）、鏡面加工（鏡面度＃３０００）およびシボ加工
を行なって、従来から用いられてきた３０Ｍ４４５鋼と
比較した、加工所要時間の比で評価した。（従って、数
値が小さいほど好成績である。〉 これらの結果を、あ
わせて第６表に掲げる。 本発明の鋼のシボ加工性が良
好なのは、本発明で採用した低３ｉ化および低Ｐ化によ
る偏析の減少がもたらしたものであろう。 第 ６ 表 ［発明の効果］ 本発明のプラスチック成形金型用鋼は、溶接により補修
するときに予熱も後熱も必要なく、常温で溶接作業を行
なうことができ、溶接部に割れの生じる心配がほとんど
ない。 焼入性がよく、大型の材料でも断面における硬
さ分布が均一であり、日ＲＣ３０級（２８以上）のプレ
ハードン鋼として、出荷されたブロックのまま型彫り加
工しても歪みの少い金型が得られる。 偏析が少く、シ
ボ加工性が良好であり、研摩ムラも少い。 被削性は、
従来（７）ＳＣＭ４４５ｗＩ（ＨＲＣ２７程度）よりす
ぐれている。 従ってこの金型用鋼は、大型のプラスチック成形量たと
えば自動車のパネル、バンパー、テレビのキャビネット
、あるいは浴槽などの製造に使用する金型の材料として
好適である。
前記組成を選択した根随を示す。 まず下記第１表の組成の鋼を溶製し、鋳塊を鍛造後熱処
理して、試験片をつくった。 ＪＩＳ−Ｚ３１５８に定
める「斜めＹ型溶接割れ試験法」に従って溶接を行ない
、溶接部を切断して割れの状況をしらべた。 第 表 溶接割れ率に対するＰ量およびＳ量の影響をプロットし
て、第１図のグラフを得た。 この結果から、Ｐはでき
るだけ少い方がよく、０．０２％以下にすべきこと、一
方、Ｓは０．０１％以上存在させるべきことがわかる。 なお、比較のため同じ試験を行なったｒＰＤｓ３Ｊ１１
１１（大同特殊ｔＡ＠、３０Ｍ４４５１１Ｑｌ良したも
の〉では、溶接部に１００％割れが生じた。 次に、ＰおよびＳの量をほぼ一定にして、Ｃおよび３ｉ
の量が溶接割れ感受性に与える影響をみるため、下記第
２表の組成の鋼を溶製し、上記と同じ溶接試験を行なっ
た。 第 ２ 表 溶接割れ率のグラフは、第２図のとおりである。 この結果から、第２表の成分であれば３ｉは０゜２％以
下である必要があり、低ｃｍならばＳｉ量の限界が上昇
することがわかる。 しかし、偏析がシボ加工性を損う
ことを考慮して、０．２５％を上限とした。 続いて、溶接割れ感受性および焼入性を左右するＣ、Ｃ
ｒ、Ｍｎの量を決定するため、第３表の成分の鋼を溶製
して、同じ溶接試験をした。 第 表 各サンプルのＰ。値を算出して溶接割れ率との関係をプ
ロットした結果は、第３図のとおりである。 このグラ
フからは、Ｐｏ＠を、従来いわれていた限界である０、
３を上回り０．４程度にしても、溶接割れを実質上避け
られることがわかる。 これは、低Ｓｉ化とＰ量の規制、および適正なＳ量の採
用によって実現したものであるが、Ｐｏｌ１ｉの限界に
幅があるので、あまり適切な整理法とはいえない。 そこで種々検討し２．溶接割れ率でなく最大割れ数を溶
接割れ感受性としてとりあげ、最大の応力が加わる溶接
境界部の母材側の硬さで整理してみたところ、第４図の
グラフが得られた。 このグラフにおいては、溶接境界
部の母材側の硬さＢローがＴｎで４６０を境にして急激
に溶接割れ率が高まる。 それゆえ、Ｂ口値が４６０に
達しない溶接部を与える合金組成を採用すればよいわけ
である。 Ｂ口値と合金組成との関係について上記のデータについ
て回帰分析を行なった結果、前記した式、すなわち Ｂ口＝３２６．０＋８４７．３ （０％〉＋１８．３
（Ｓｉ量）−８，６（Ｍｎ％）−１２，５（Ｃｒ％） く相関係数０．９８７０．寄与率０．９７４１＞が得ら
れた。 ここで、Ｍｏおよびｃｒの係数がマイナスであ
ることが注目をひく。 次に、焼入性の面からｃ、ｃｒおよびＭｎの量を検討す
るため、断面が高さ５００Ｉｒｖｒ１×幅１０００ｍｍ
の材料を静置空冷したとき、その中心部における冷却曲
線にシミュレートして、 （焼入条件） ９７０℃に加熱３０分間→ 冷却速度２．５℃／分で６００℃まで冷却→以降は冷却
速度を半減して常温まで冷却（焼もどし条件） ６００℃に６０分間加熱→空冷 の焼入れ焼もどしを、 （０，１５１０，２０） Ｃ−０，０６Ｓｉ−（０，５
／ ２．０／２．５）８１１−（１，５／ ２．０／２
゜５）Ｃｒ−０，４）１ｏ −０，ＩＶ−Ｆｅの組成の
鋼を対象に行なった。 そのデータを０．２０％Ｃの場
合について示せば第５図のとありであって、日ＲＣが２
８以上となるのは、左から右下に走る線の右側の領域で
ある。 一方、溶接割れに関しては、前記Ｂ口値の式かられかる
ように、ＣｒおよびＭｎがある限界以上に含有されてい
ることが必要である。 これを上述の焼入性に関する限
界と組み合わせると、０゜２０％Ｃの場合は、第６図に
斜線で示した領域ということになる。 なお、０．１５
％Ｃの場合は、日ＲＣが２８以上となる焼入性を与える
限界内では溶接割れが生じない。 【実施例１】 上記のようにして、所定の焼入性をそなえ溶接割れ感受
性の低い合金組成が決定されたので、その組成範囲内の
鋼について、っぎのように被削性の確認を行なった。
すなわち、第４表に示す組成の鋼を溶製し、高ざ３６０
ｍＸ幅８１０ｍＸ長さ２０００ｍに鍛造して、焼入れ焼
戻しをした。 表中、Ｎα１およびＮα２は本発明の鋼であり、Ｎα３
は従来の３０Ｍ４４５鋼である。 焼入れは、ＮＱＩお
よびＮα２が９７０°Ｃ，Ｎα３が８７０°Ｃに加熱し
て、冷却はいずれも衝風冷却によって行ない、焼戻しは
いずれも６００’Ｃで実施した。 第 ４ 表 第 表（続き） 熱処理後の硬度日ＲＣは、Ｎα１およびＮα２がともに
３２、Ｎα３が２７．５であった。 組織は、本発明の
鋼はともにベイナイトであって、〜０１はその中に若干
のフェライトの混在が認められるものであったが、Ｎα
３はフェライト・パーライト組織であった。 被削性を、下記の条件でしらべた。 （エンドミル切削試験） エンドミル：１０ｍ径 切削幅：１０ｍ切込み７５Ｍ
切削油：ユシロンＮＱ３（ドリル切削試験〉 ドリル＝５Ｍ径ＳＫ口５１ 切削孔：めくら孔１５ｍ 切削油： 評 価：溶損寿命 結果は、第７図（エンドミル切削〉および第８図（ドリ
ル切削）に示すとありであった。 本発明の鋼が、既知
の鋼にくらべて硬さが高いにもかかわらす被削性がよい
のは、組織のちがいに起因すると思われる。 断面における硬さ分布の均一性をみるため、上断し、中
心点から上面および下面にわたる諸点の硬さを測定した
。 そのデータをプロットした結果が、第９図である。 硬さ日ＲＣの幅が、従来鋼では５〜６に達しているの
に対し、本発明の鋼では２以内である。 この差は、本
発明の鋼の質量効果が小さいことを示すものである。 最も重要な耐溶接割れ性に関して、上記ＮＱ１〜３の材
料から、高さ２４０ｒｒＩ！ｎＸ幅４００ｒｒＩ！ｒ１
×長さ６００ｍのブロックを切り出し、上面への肉盛溶
接（ビードＡ）および端面への肉盛溶接（ビードＢ〉を
、ともに溶接材としてＤＳ２５０ （０，１４Ｃ−０，
７２Ｓｉ−２，２Ｍｎ−１，１Ｃｒ０．５Ｍｏ＞を使用
したＴＩＧ溶接により行なった。 ビードＡに対しては
溶接まま、表面までグラインダー研削、深ざ０．５ｍｍ
１ｌよび２．Ｏ＃のグラインダー研削を行なったときの
、ビードＢに対しては溶接ままおよび表面までグライン
ダー研削を行なったときの、それぞれの溶接割れの状況
をしらべた。 比較例の鋼に対して行なった溶接は、上
記いずれの場合もビード下や止端に割れが生じたが、本
発明の鋼においては全く割れは認められなかった。 ［実施例２］ 第５表に示す組成の鋼を溶製した。 比較例でのうち、
Ｎα２１は、従来から使用している３０Ｍ４４５１１４
である。 鍛造ののち、下記の熱処理を施した。 （焼入れ） ８７０〜ｂ （焼もどし＞６００〜６５０℃ 各試料について、厚ざ４００ｍＸ幅９００ｍの断面中心
線の硬さを測定した。 表層と中心における硬さの値を
第６表に示す。 溶接割れについては、前記と同じＪＩＳ−Ｚ３１５８に
定める斜めＹ型溶接割れ試験を行なって、割れ率（％）
を記録した。 加工性に関しては、ドリル切削（前記の
条件）、鏡面加工（鏡面度＃３０００）およびシボ加工
を行なって、従来から用いられてきた３０Ｍ４４５鋼と
比較した、加工所要時間の比で評価した。（従って、数
値が小さいほど好成績である。〉 これらの結果を、あ
わせて第６表に掲げる。 本発明の鋼のシボ加工性が良
好なのは、本発明で採用した低３ｉ化および低Ｐ化によ
る偏析の減少がもたらしたものであろう。 第 ６ 表 ［発明の効果］ 本発明のプラスチック成形金型用鋼は、溶接により補修
するときに予熱も後熱も必要なく、常温で溶接作業を行
なうことができ、溶接部に割れの生じる心配がほとんど
ない。 焼入性がよく、大型の材料でも断面における硬
さ分布が均一であり、日ＲＣ３０級（２８以上）のプレ
ハードン鋼として、出荷されたブロックのまま型彫り加
工しても歪みの少い金型が得られる。 偏析が少く、シ
ボ加工性が良好であり、研摩ムラも少い。 被削性は、
従来（７）ＳＣＭ４４５ｗＩ（ＨＲＣ２７程度）よりす
ぐれている。 従ってこの金型用鋼は、大型のプラスチック成形量たと
えば自動車のパネル、バンパー、テレビのキャビネット
、あるいは浴槽などの製造に使用する金型の材料として
好適である。
図面はいずれも本発明に関する実験データをグラフにし
たものであって、 第１図は、鋼のＰおよびＳの量が溶接割れ感受性に与え
る影響を示し、 第２図は、鋼の３ｉ量が溶接割れ感受性に与える影響を
示し、 第３図は、鋼のＰ。値と溶接割れ率との関係をプロット
したものであり、 第４図は、溶接境界部母材側の硬さと最大溶接割れ数と
の関係をプロットしたものであり、第５図は、本発明の
鋼においてＭｎおよびＣｒの量を変化させたときの焼入
性のデータであり、第６図は、第５図のデータから得ら
れる焼入性の限界に溶接割れの限界を組み合わせて示し
たものであり、 第７図および第８図は、本発明の鋼の被剛性を従来鋼と
比較して示したものであって、第７図はエンドミル切削
、第８図はドリル切削の場合であり、 第９図は、大断面の材料における硬さの分布を本発明の
鋼と従来鋼と比較して示したものである。 第１１：１ ０．０１ ０．０２ ０．０３ ０．０４ ０．０５ ■ （％） 第２図 ５ｉＴ （％） 第３図 ５ ０ ｃ ４Ｌ ０ ５ 第４１１１ ３５０ ４００ ４５０ ５００ ５５０券埠
遣等舒母林拒１１硬”ｓ−（Ｈｖ）第７図 ０ １０゜ ５００ １０００ ３０００ ８０００１５０００切
削蚤ｔ （ｍｍ） ８中 第８！２Ｉ 坏寿１長さ（ｍｍ） 第９図 ００ ＋００ ０ ｔｏ。 的し力ゝ３ｃＡ狂旗（ｍｍ） ００
たものであって、 第１図は、鋼のＰおよびＳの量が溶接割れ感受性に与え
る影響を示し、 第２図は、鋼の３ｉ量が溶接割れ感受性に与える影響を
示し、 第３図は、鋼のＰ。値と溶接割れ率との関係をプロット
したものであり、 第４図は、溶接境界部母材側の硬さと最大溶接割れ数と
の関係をプロットしたものであり、第５図は、本発明の
鋼においてＭｎおよびＣｒの量を変化させたときの焼入
性のデータであり、第６図は、第５図のデータから得ら
れる焼入性の限界に溶接割れの限界を組み合わせて示し
たものであり、 第７図および第８図は、本発明の鋼の被剛性を従来鋼と
比較して示したものであって、第７図はエンドミル切削
、第８図はドリル切削の場合であり、 第９図は、大断面の材料における硬さの分布を本発明の
鋼と従来鋼と比較して示したものである。 第１１：１ ０．０１ ０．０２ ０．０３ ０．０４ ０．０５ ■ （％） 第２図 ５ｉＴ （％） 第３図 ５ ０ ｃ ４Ｌ ０ ５ 第４１１１ ３５０ ４００ ４５０ ５００ ５５０券埠
遣等舒母林拒１１硬”ｓ−（Ｈｖ）第７図 ０ １０゜ ５００ １０００ ３０００ ８０００１５０００切
削蚤ｔ （ｍｍ） ８中 第８！２Ｉ 坏寿１長さ（ｍｍ） 第９図 ００ ＋００ ０ ｔｏ。 的し力ゝ３ｃＡ狂旗（ｍｍ） ００
Claims (4)
- （１）Ｃ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜３．５％
、Ｃｒ：１．０〜３．０％、Ｍｏ：０．０３〜２．０％
、Ｖ：０．０１〜１．０％およびＳ：０．０１〜０．１
０％を含有し、Ｓｉ：０．２５％以下、Ｐ：０．０２％
以下、Ｂ：０．００２％以下であって残部が実質的にＦ
ｅからなり、かつ下式 ＢＨ＝３２６．０＋８４７．３（Ｃ％） ＋１８．３（Ｓｉ％）−８．６（Ｍｎ％） −１２．５（Ｃｒ％）≦４６０ をみたす合金組成を有する、予熱および後熱を必要とせ
ず、溶接性にすぐれたプラスチック成形金型用鋼。 - （２）Ｃ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜３．５％
、Ｃｒ：１．０〜３．０％、Ｍｏ：０．０３〜２．０％
、Ｖ：０．０１〜１．０％およびＳ：０．０１〜０．１
０％に加えてＮｉ：２．０％以下を含有し、Ｓｉ：０．
２５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｂ：０．００２％以
下であつて残部が実質的にＦｅからなり、かつ下式 ＢＨ＝３２６．０＋８４７．３（Ｃ％） ＋１８．３（Ｓｉ％）−８．６（Ｍｎ％） −１２．５（Ｃｒ％）≦４６０ をみたす合金組成を有する、予熱および後熱を必要とせ
ず、溶接性にすぐれたプラスチック成形金型用鋼。 - （３）Ｃ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜３．５％
、Ｃｒ：１．０〜３．０％、Ｍｏ：０．０３〜２．０％
、Ｖ：０．０１〜１．０％およびＳ：０．０１〜０．１
０％に加えて、Ｚｒ：０．００３〜０．２％、Ｐｂ：０
．０３〜０．２０％、Ｔｅ：０．０１〜０．１５％、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．０１０％およびＢｉ：０．０１
〜０．２０％の１種または２種以上を含有し、Ｓｉ：０
．２５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｂ：０．００２％
以下であつて残部が実質的にＦｅからなり、かつ下式 ＢＨ＝３２６．０＋８４７．３（Ｃ％） ＋１８．３（Ｓｉ％）−８．６（Ｍｎ％） −１２．５（Ｃｒ％）≦４６０ をみたす合金組成を有する、予熱および後熱を必要とせ
ず、溶接性にすぐれたプラスチック成形金型用鋼。 - （４）Ｃ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜３．５％
、Ｃｒ：１．０〜３．０％、Ｍｏ：０．０３〜２．０％
、Ｖ：０．０１〜１．０％およびＳ：０．０１〜０．１
０％に加えて、Ｎｉ：２．０％以下とともに、Ｚｒ：０
．００３〜０．２０％、Ｐｂ：０．０３〜０．２０％、
Ｔｅ：０．０１〜０．１５％、Ｃａ：０．０００５〜０
．０１０％およびＢｉ：０．０１〜０．２０％の１種ま
たは２種以上を含有し、Ｓｉ：０．２５％以下、Ｐ：０
．０２％以下、Ｂ：０．００２％以下であって残部が実
質的にＦｅからなり、かつ下式 ＢＨ＝３２６．０＋８４７．３（Ｃ％） ＋１８．３（Ｓｉ％）−８．６（Ｍｎ％） −１２．５（Ｃｒ％）≦４６０ をみたす合金組成を有する、予熱および後熱を必要とせ
ず、溶接性にすぐれたプラスチック成形金型用鋼。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1317147A JP2881869B2 (ja) | 1989-12-06 | 1989-12-06 | 溶接性にすぐれたプラスチック成形金型用鋼 |
| DE69021342T DE69021342T2 (de) | 1989-12-06 | 1990-12-04 | Sehr gut schweissbarer Stahl zur Verwendung als Form bei der Herstellung von Kunststoffgegenständen. |
| EP90123214A EP0431557B1 (en) | 1989-12-06 | 1990-12-04 | Steel for plastics molds superior in weldability |
| AT90123214T ATE125879T1 (de) | 1989-12-06 | 1990-12-04 | Sehr gut schweissbarer stahl zur verwendung als form bei der herstellung von kunststoffgegenständen. |
| US07/622,567 US5139737A (en) | 1989-12-06 | 1990-12-05 | Steel for plastics molds superior in weldability |
| KR1019900019956A KR0178780B1 (ko) | 1989-12-06 | 1990-12-05 | 용접성이 우수한 플라스틱 성형 금형용 강 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1317147A JP2881869B2 (ja) | 1989-12-06 | 1989-12-06 | 溶接性にすぐれたプラスチック成形金型用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03177536A true JPH03177536A (ja) | 1991-08-01 |
| JP2881869B2 JP2881869B2 (ja) | 1999-04-12 |
Family
ID=18084965
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1317147A Expired - Lifetime JP2881869B2 (ja) | 1989-12-06 | 1989-12-06 | 溶接性にすぐれたプラスチック成形金型用鋼 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5139737A (ja) |
| EP (1) | EP0431557B1 (ja) |
| JP (1) | JP2881869B2 (ja) |
| KR (1) | KR0178780B1 (ja) |
| AT (1) | ATE125879T1 (ja) |
| DE (1) | DE69021342T2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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