JPH0813088A - 被削性および溶接性にすぐれたプラスチック成形金型用鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 プレハードン型のプラスチック成形金型用鋼
において、補修溶接に際し予熱も後熱も必要のないもの
（特開平３−１７７５３６号）の被削性をさらに改善し
た鋼を提供する。 【構成】 Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：０．５〜
２．５％、Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜
０．７％、Ｖ：０．０１〜０．５％およびＳ：０．０１
〜０．１０％を含有し、Ｓｉ：０．２５％以下、Ｐ：
０．０２％以下で残部が実質上Ｆｅの組成を有し、特定
の式で定義される「α」および「β」の値が特定の範囲
にあり、組織が１０〜６０％（面積率）のフェライトを
含むフェライト＋ベイナイト（＋パーライト）であり、
硬さをＨＢ１６３〜２５８に調質した鋼。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【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し、すぐれ
た溶接性と被削性とをあわせ有するプラスチック成形金
型用鋼を提供する。

【０００２】

【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Ｓ５
５Ｃ）や中低炭素鋼（代表的にはＳＣＭ４４５）が使用
されてきた。

【０００３】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（２５０〜３５０
℃）が必要であり、さらに後熱が必要なこともある。

【０００４】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け難
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起して再製作を余儀なくされること
さえある。

【０００５】出願人は、このような問題を解決し、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
することを意図して研究した結果、この意図を実現する
鋼の開発に成功し、すでに提案した（特開平３−１７７
５３６号）。

【０００６】プラスチック成形用金型鋼からの金型の製
作は、機械加工からはじまり、シボ模様の形成や鏡面仕
上げに終る。 この過程で、まず機械加工の能率を高め
るため、被削性をさらに改善することが望まれている
し、補修溶接を行なった場合に溶接熱影響部に生じやす
い被削性の低下や鏡面加工性の低下、またシボムラの発
生を防ぐことも必要である。

【０００７】金型用材料としては、上記のＳ５５ＣやＳ
ＣＭ４４５鋼の系統のほか、適量のＮｉおよびＡｌを添
加してそれらの金属間化合物を析出させて硬さを確保
（ＨＢ１５０〜２２０）したものが提案されている（特
開平２−１７９８４５号）。

【０００８】この組織は、６０％以上のフェライトと残
りのパーライトとからなる２相で、被削性は十分とはい
えない。

【０００９】とくに大型の金型の材料に適するとして、
特定量のＣｒ，ＭｏおよびＣｕを必須成分として比較的
多量に含有する鋼も提案されている（特開平２−２６３
９５３号）。 この材料は硬さがＨＲＣ３４程度まで高
められ、組織は上部ベイナイトである。 Ｓなどの快削
元素を添加しなくても比較的良好な被削性を実現してい
るが、硬さの低い領域での被削性は十分でない。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、前掲
の特開平３−１７７５３６号に開示した溶接性にすぐれ
たプラスチック成形金型用鋼（硬さはＨＲＣ３０級）と
類似の鋼であって、それより低い硬さの領域（ＨＲＣ１
５級）にあり、被削性を格段に高めたものを提供するこ
とにある。 被削性を改善するには、溶接熱影響部とそ
の周囲との硬さの差を小さくすることが必要であり、そ
れが実現すれば、鏡面性の向上やシボムラの発生防止に
つながる。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明の被削性および溶
接性にすぐれたプラスチック成形金型用鋼は、基本的な
合金組成として、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：
０．５〜２．５％、Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：
０．０１〜０．７％、Ｖ：０．０１〜０．５％および
Ｓ：０．０１〜０．１０％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、かつ下式で定義され
るαおよびβが、 α＝−７１．８＋１９０．８（Ｃ％）＋３．１（Ｓｉ
％）＋２７．１（Ｍｎ％）＋１３．０（Ｃｒ％） β＝３２６．０＋８４７．３（Ｃ％）＋１８．３（Ｓｉ
％）−８．６（Ｍｎ％）−１２．５（Ｃｒ％） ３．３≦α≦２６．０，β≦４６０を満たす合成組成を
有し、フェライト＋ベイナイトまたはフェライト＋ベイ
ナイト＋パーライトからなる組織を有し、その中のフェ
ライト量（面積率）が１０〜６０％であり、硬さをＨＢ
で１６３〜２５８に調質してなる、予熱および後熱を必
要とせず溶接できる、被削性および溶接性にすぐれたプ
ラスチック成形金型用鋼である。

【００１２】この鋼は、上記した基本的な合金組成に加
えて、Ｎｉ:２.０％以下および（または）Ｃｕ：２．０
％以下を添加した合金組成を有してもよい。

【００１３】この鋼はまた、上記の基本的合金組成に加
えて、Ｚｒ:０.００３〜０．２％、Ｐｂ：０．０３〜
０．２％、Ｔｅ：０．０１〜０．１５％、Ｃａ：０．０
００５〜０．０１０％およびＢｉ：０．０１〜０．２０
％の１種または２種以上を添加した合金組成を有しても
よい。

【００１４】上記の任意に添加する合金成分をあわせ含
有する合金組成のものも、本発明の範囲に含まれる。

【００１５】

【作用】さきの発明に関しても述べたように、断面が４
００×１０００mmのような大型の金型材料に対して、Ｈ
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。

【００１６】従来、金型用鋼の「溶接割れ感受性指数」
Ｐ_cを、合金組成に関して下式であらわしたとき、 Ｐ_c＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ
／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ＋Ｈ
／６０＋ｔ／６００（％） 〔ここで、Ｈはガス体積(cc)換算、ｔは材料の厚さ(m
m)、その他は合金量（重量％）である。〕 溶接割れを皆無にするための最低予熱温度はＰ_c 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、Ｐ_c ＜０．３０の条件が満たされなければならな
い、とする報告があり〔伊藤ら：「溶接学会誌」３７
（１９６８）９〕、一般に承認されてきた。

【００１７】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、Ｐ_c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。

【００１８】この障害を打破するため合金成分の再検討
を行ない、低Ｓｉ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_c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、さらに、溶接割れが生じるか否かの限界は、上記
式のＰ_c 値よりむしろ、前記した第二の式であらわされ
るβ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満たせば、溶接割れが防
止できることを見出して完成したのが、さきの発明であ
る。

【００１９】その後の研究により、さらに前記した第一
の式で定義されるαの値を特定の範囲にえらび、組織を
フェライト(Ｆ)＋ベイナイト(Ｂ)の二元またはこれにパ
ーライト(Ｐ)が加わった三元組織とし、その中のＦ量を
面積率で特定範囲にし、かつ硬さを特定の値に調節する
ことによって、溶接性の向上に加えて被削性の改善がみ
られることを見出して完成したのが本発明である。

【００２０】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。

【００２１】Ｃ：０．０５〜０．２０％ 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Ｈ
Ｂ１６３以上を得るためには、０．０５％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し、被
削性を高めてシボムラを軽減する上で、０．２０％を超
えてはならない。

【００２２】Ｍｎ：０．５〜２．５％ 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。 しかし、被削性にとっては低い量が好ま
しい。 ２．５％より多いと、被削性向上の効果が得ら
れない上、変態曲線のフェライトノーズが長時間側へ移
行して１０％以上のＦ相が得られなくなる。

【００２３】Ｃｒ：０．５〜２．５％ 大型の金型の焼入性を確保するため０．５％以上が必要
である。 ２．５％を超えると、やはりフェライトノー
ズが長時間側に移行して必要なフェライト組織が得られ
ないし、被削性が低くなる。 コスト高になることはも
ちろんである。

【００２４】Ｍｏ：０．０１〜０．７％ 大型の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確保する役割があり、０．０１％
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、０．７％までの添加
に止める。

【００２５】Ｖ：０．０１〜０．５％ 焼もどし軟化抵抗性の向上効果が高く、０．０１％以上
添加すれば、必要な硬さの確保に役立つ。 結晶粒の微
細化効果もある。 過大に加えると被削性と靭性を低下
させるから、０．５％以内の添加量をえらぶ。

【００２６】Ｓ：０．０１〜０．１０％ 溶接割れの防止に、０．０１％以上のＳ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「ラメラーティアー」)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、少量である方がよい。

【００２７】Ｓｉ、ＰおよびＢを規制した理由は、つぎ
のとおりである。

【００２８】Ｓｉ：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。

【００２９】Ｐ：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。

【００３０】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。

【００３１】Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下 前述のように、一方または両方を添加すれば焼入性向上
に寄与する。 上限を超えると、フェライトノーズが長
時間側へ移行して必要なフェライト量１０％を確保でき
なくなり、被削性が悪くなる。 Ｃｕの多量の存在は、
靭性にとっても有害である。

【００３２】Ｚｒ：０．００３〜０．２％、Ｐｂ：０．
０３〜０．２％、Ｔｅ：０．０１〜０．１５％、Ｃａ：
０．０００５〜０．０１０％、Ｂｉ：０.０１〜０.２０
％ 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、むしろ被削性を低下させる。
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。

【００３３】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拠を示す。

【００３４】被削性と適切な組織 まず下記表１で、ＭｎおよびＣｒの量を変化させた種々
の組成の鋼を溶製し、鋳塊を鍛造し、焼きなまし後、９
７０℃に加熱して、４００×１０００mm断面を空冷した
ときの中心部に相当する冷却速度で焼入れをした。 ６
００℃で焼もどしをしたものについて、組織をしらべ
た。

【００３５】 表１ Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｐ Ｓ Ｃｒ Ｍｏ Ｖ 0.18 0.15 0.50〜3.0 0.01 0.03 0.45〜2.85 0.4 0.1 重量％、残部Ｆｅ。

【００３６】種々のＭｎ量およびＣｒ量の組み合わせに
よる組織のちがいを、図１に示す。

【００３７】各領域の代表的な鋼３種（Ｘ，Ｙ，Ｚ）を
えらんで被削性をしらべた。 熱処理条件は、焼入れが
上記と同じであり、焼もどしは下記表２のとおりであ
る。各鋼の組織と硬さをあわせて表２に記載した。

【００３８】 表２ 鋼 Ｃｒ量 − Ｍｎ量 組 織 焼もどし 硬さ （％） （％） 面積率(％) (℃) (ＨＢ) Ｘ １．５ １．８ Ｂ(１００) ６５０ ２２６ Ｙ １．５ １．３ Ｆ(３８)＋Ｂ ６４０ ２３１ Ｚ １．３ ０．７ Ｆ(７２)＋Ｐ ６００ １７０ 組織の略号：Ｂはベイナイト、Ｆはフェライト、Ｐはパーライト。

【００３９】これら３種の鋼に対して、エンドミルを用
いた被削性試験を行なった。 その結果は図２に示すと
おりであって、Ｆ（３８％）＋Ｂの組織をもつＹ鋼が圧
倒的に長い工具寿命を示した。 それに対し、Ｂ単相の
Ｘ鋼およびＦ（７２％）＋ＰのＺ鋼は、被削性が低かっ
た。 Ｚ鋼は硬さも不足であり、Ｆ相が６０％を超えて
は所望の特性が得られないことがわかった。

【００４０】硬さと組織の確保 次に、表３に示す組成の、硬さが異なるようにした鋼を
多数溶製し、鋳塊を鍛造して熱処理した。 熱処理は、
焼きなまし後９７０℃に加熱し、４００×１０００mm断
面を空冷した場合の中心部に相当する冷却速度で焼入れ
し、６２０℃で焼もどしをした。

【００４１】 表３ Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｐ Ｓ Ｃｒ Ｍｏ Ｖ 0.05 0.2 0.5 0.01 0.03 0.45 0.01 0.01 〜0.25 〜3.0 〜2.85 〜0.70 〜0.48 重量％、残部Ｆｅ。

【００４２】各試料の硬さをしらべた結果、下式で定義
されるαの値が３．３〜２６．０の範囲にあるとき、 α＝−７１．８＋１９０．８（Ｃ％）＋３．１（Ｓｉ
％）＋２７．１（Ｍｎ％）＋１３．０（Ｃｒ％） 目的とする組織すなわちＦ＋ＢまたはＦ＋Ｂ＋Ｐが得ら
れることが明らかになった。

【００４３】αの上限値２６は、図１のＢ相とＦ＋Ｂ相
の境界をなす線の成分に相当し、かつ熱処理硬さＨＢ２
５８以下をあらわす。 また、下限３．３は、図１にお
いて目標とする組織Ｆ＋ＢまたはＦ＋Ｂ＋Ｐと組織Ｆ＋
Ｐとの境界線に相当し、かつ熱処理硬さＨＢ１６３以上
をあらわす。 さらに、αが３．３〜２６．０の範囲に
あれば、Ｆ量が面積率で１０〜６０％の範囲にあること
もわかった。 こうした意味で、図１は成分による組織
の区分を示す図であるとともに、熱処理硬さの区分を示
す図でもある。 図１にみるように、Ｍｎ，Ｃｒがいず
れも２．５％を超えるとＢ相単独となり、目的とする組
織が得られないので、前述のようにそれらの含有量の上
限を２．５％とした。 ＭｏおよびＶは、上記表３の含
有量の範囲では、αの値に対してあまり大きな影響を与
えない。 ＣｕおよびＮｉはＭｎと置換する形で添加す
ることができ、Ｍｎ当量として考えるといずれもその含
有量×２となる。

【００４４】溶接性の確保 前記のように、プラスチック金型用鋼として従来使用さ
れてきたＳ５５ＣやＳＣＭ４４５は、溶接補修を行なっ
た場合、母材の熱影響部に割れが生じやすい。

【００４５】これは溶接により加熱された部分が冷却時
収縮して生じる割れであるから、収縮に伴う応力を軽減
するために予熱を行なっていた。 加工の対象が大型に
なるほど、予熱の必要が大きい。 また、熱影響部の切
削や研磨を支障なく行ない、鏡面性を高くシボムラのな
い面を得るため、後熱をしなければならない。

【００４６】前述の「溶接割れ感受性指数Ｐ_c 」に関し
て、さきに開示した発明では、低Ｐ化（０．０２％以
下）、低Ｓｉ化（０．２５％以下）および適量のＳ
（０．０１〜０．１０％）の存在により、予熱や後熱な
しに溶接した場合のＹ形溶接割れ試験における割れを皆
無にする限界Ｐ_c値が、それまでの０．３から０.４に向
って高められることを示した。（常温の試料を対象とす
るＹ形溶接割れ試験で割れが生じなければ、実際の金型
の補修溶接においても割れを生じないことは、多数の経
験から確認されている。） ところが、さきの発明は鋼の組織がほとんどＢ相である
のに対し、今回のものは組織がＢ＋Ｆ相またはＢ＋Ｆ＋
Ｐ相であるから、上記の対策が有効か否かは、確認を要
する。 そこで、ＰおよびＳの量を変化させた表４の合
金組成の鋼、ならびにＳｉ量を変化させた表５の合金組
成の鋼を溶製し、組織を確認するとともに、溶接割れ性
をしらべた。 試験は、鍛造後焼きなまし、９７０℃に
加熱して上記と同様（４００×１０００mm断面中心部の
空冷相当の冷却）の焼入れをし、６２０℃で焼もどした
試験片として行なった。

【００４７】 表４ Ｃ Ｍｎ Ｃｒ Ｍｏ Ｖ Ｐ Ｓ Ｓｉ Ｐ_c 0.14 1.6 1.4 0.2 0.1 0.002〜0.031 0.001〜0.067 0.2 0.353 重量％、残部Ｆｅ。

【００４８】 表５ Ｃ Ｍｎ Ｃｒ Ｍｏ Ｖ Ｐ Ｓ Ｓｉ Ｐ_c 0.14 1.6 1.4 0.2 0.1 0.003 0.035 0.04〜0.45 0.348〜0.362 重量％、残部Ｆｅ。

【００４９】組織は、表４および表５の各鋼を通じて、
Ｆ(４０％内外)＋Ｂ＋Ｐであった。

【００５０】表４の各鋼について、溶接割れの有無を図
３に示す。 図３のグラフから、Ｐ量はできるだけ低い
ことが望ましく、Ｓはある程度存在した方がよいことが
わかる。 表５の各鋼についての溶接割れ試験の結果
は、図４に示すとおりである。図４のグラフは、Ｓｉ量
を０．２５％以下に止めるべきことを示している。 こ
れらは、さきの発明で得た知見と同様である。 結局、
ＰおよびＳｉの量を低くすることで粒界偏析や縞状偏析
が軽減され、適量のＳの存在で溶接割れ起点が分散し、
Ｐ_c限界値として従来考えられていた０.３を超えても、
溶接割れが避けられることが確認できた。 上記データ
から、Ｐの含有量は０．０２％以下でなければならない
が、精錬のコストからみて０．０１％以下のＰは実際的
でなく、Ｐが０．０１％以上存在することを前提に図３
をみれば、Ｓは０．０１％以上存在させるべきことにな
る。

【００５１】溶接割れ感受性は前記のＰ_c値よりも熱影
響部の硬さで論じるべきことをさきの発明で見出し、か
つ次式で定義されるＢの値（ＨＶ硬さ）が β＝３２６．０＋８４７．３（Ｃ％）＋１８．３（Ｓｉ
％）−８．６（Ｍｎ％）−１２．５（Ｃｒ％） ４６０以下であれば、常温のＹ形溶接割れ試験で割れが
発生しないこと、従って実用上もβ≦４６０とすればよ
いことを知った。

【００５２】しかし、これもＢ相を主体にし、わずかに
Ｆ＋Ｂ相が混在する組織をもつ材料に関する知見であ
り、１０％以上のＦ相をもつＦ＋Ｂ相またはＦ＋Ｂ＋Ｐ
相の組織を対象とする場合にも適合する関係か否か、明
らかでない。 そこで、表６に示す合金組成の鋼を溶製
し、上述したところと同様に、鍛造、焼きなましをした
試験片に焼入れ−焼もどし処理を施し、熱影響部の硬さ
を測定し、組織をしらべ、溶接割れ試験を行なった。

【００５３】 表６ No. Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｃｒ Ｍｏ Ｖ Ｐ Ｓ １ 0.08 0.24 2.30 0.98 0.31 0.10 0.013 0.035 ２ 0.13 0.15 1.78 1.45 0.33 0.09 0.014 0.038 ３ 0.18 0.09 0.90 2.20 0.30 0.11 0.013 0.036 ４ 0.22 0.19 1.35 2.65 0.31 0.12 0.015 0.041 ５ 0.25 0.20 1.20 1.40 0.30 0.10 0.013 0.040 ６ 0.33 0.30 1.30 1.20 0.34 0.13 0.016 0.038 ７ 0.44 0.27 0.91 1.30 0.32 0.11 0.014 0.035 ８ 0.54 0.30 0.91 0.15 0.02 0.01 0.013 0.040 重量％、残部Ｆｅ。

【００５４】No.７はＳＣＭ４４５、No.８はＳ５５Ｃ。

【００５５】上記各鋼の組織、β値（計算）、熱影響部
硬さＨＶ（実測）および溶接割れ発生率を、表７に示
す。

【００５６】 表７ No. 組織 β値 熱影響部硬さ(ＨＶ) 溶接割れ発生率(％) １ Ｆ＋Ｂ＋Ｐ ３６６ ３５７ ０ ２ Ｆ＋Ｂ ４０５ ４１１ ０ ３ Ｆ＋Ｂ＋Ｐ ４４５ ４４９ ０ ４ Ｆ＋Ｂ ４７１ ４７８ ７５ ５ Ｆ＋Ｂ ５１４ ５２１ １００ ６ Ｆ＋Ｂ＋Ｐ ５８５ ５９１ １００ ７ Ｆ＋Ｐ ６８０ ６８３ １００ ８ Ｆ＋Ｐ ７７９ ７４５ １００ この結果から、β≦４６０という条件は、Ｆ＋Ｂまたは
Ｆ＋Ｂ＋Ｐの組織に関してもあてはまることがわかっ
た。

【００５７】

【実施例】表８および表９に掲げる合金組成の鋼を溶製
し、鋳塊を鍛造して４００mm×１０００mm×１７００mm
の直方体とし、８７０〜１０３０℃の温度から空冷し、
６００〜６５０℃で焼もどしをした。

【００５８】 表８ （実施例）No. Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｃｒ Ｍｏ Ｖ Ｐ Ｓ その他 11 0.07 0.25 2.40 0.60 0.06 0.09 0.015 0.052 − 12 0.14 0.20 1.63 1.41 0.28 0.11 0.015 0.050 − 13 0.13 0.11 1.65 1.21 0.25 0.15 0.010 0.025 − 14 0.18 0.09 0.80 2.20 0.50 0.25 0.008 0.035 − 15 0.15 0.08 0.92 1.71 0.31 0.15 0.007 0.038 − 16 0.16 0.19 0.85 1.65 0.22 0.11 0.009 0.060 Cu 0.95，Ni 1.10 17 0.12 0.07 1.31 1.45 0.31 0.12 0.011 0.052 Cu 1.01，Ni 0.85 18 0.13 0.11 1.42 2.30 0.27 0.12 0.012 0.049 Cu 1.50，Ni 0.60 19 0.11 0.10 2.38 0.65 0.07 0.09 0.012 0.038 Pb 0.13 20 0.14 0.20 1.87 1.45 0.20 0.11 0.008 0.041 Zr 0.015,Ca 0.0015 21 0.15 0.22 1.53 1.46 0.22 0.12 0.009 0.032 Te 0.028,Zr 0.025 22 0.08 0.08 1.09 2.37 0.60 0.25 0.008 0.063 Cu 1.01，Ni 1.20 Pb 0.11 23 0.14 0.06 1.12 1.45 0.58 0.30 0.007 0.058 Cu 0.78，Ni 0.63 Zr 0.022,Ca 0.0013 24 0.18 0.02 1.45 1.52 0.57 0.31 0.009 0.059 Cu 1.55，Ni 0.57 Zr 0.020,Ca 0.0013 Te 0.022 重量％，残部Ｆｅ。

【００５９】 表９ （比較例）No. Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｃｒ Ｍｏ Ｖ Ｐ Ｓ その他 31 0.53 0.26 0.85 0.14 0.03 0.006 0.020 0.011 Cu 0.03，Ni 0.03 32 0.45 0.27 0.89 1.25 0.36 − 0.023 0.021 Cu 0.02，Ni 0.15 33 0.18 0.10 1.42 1.35 0.27 0.15 0.009 0.007 − 34 0.15 0.20 1.65 1.72 0.51 0.21 0.023 0.024 Cu 0.15，Ni 0.53 35 0.21 0.08 1.48 2.63 0.41 0.12 0.011 0.028 − 36 0.18 0.09 2.65 0.95 0.38 0.15 0.008 0.025 − 37 0.23 0.37 1.42 2.03 0.17 0.11 0.010 0.031 Cu 0.14，Ni 0.18 38 0.26 0.15 1.50 1.45 0.36 0.09 0.010 0.027 − 39 0.12 0.22 0.98 1.50 0.22 0.12 0.012 0.032 Cu 0.05，Ni 0.25 40 0.18 0.11 1.32 2.25 0.30 0.15 0.008 0.028 − 重量％、残部Ｆｅ。 No．３１はＳ５５Ｃ、No．３２はＳＣＭ４４５。

【００６０】上記各鋼について、表層および中心部の硬
さ（ＨＢ）を測定し、組織をしらべ、被削性、鏡面加工
性およびシボ加工性を評価した。 被削性はエンドミル
切削（ハイス、φ１０mm、切り込み５mmの溝切削、湿
式）、鏡面加工性は＃２０００エメリーの鏡面加工、シ
ボ加工性は溶接部の加工に要した時間を、No．３１（Ｓ
５５Ｃ）における所要時間を１．００として、その比で
あらわした。 以上の結果を、計算したα値およびβ値
とともに、表１０および表１１に示す。

【００６１】 表１０（実施例） No. α値 β値 硬さ(HB) 組 織 溶接割れ 被削性 鏡 面 シ ボ 表層 中心 （面積率） 発生率(%) 加工性 加工性 11 15.2 362 207 201 F(45%)+B+P 0 0.44 0.60 0.38 12 18.0 417 227 217 F(38%)+B 0 0.41 0.62 0.53 13 13.8 409 207 201 F(45%)+B+P 0 0.39 0.75 0.53 14 13.1 446 238 235 F(18%)+B 0 0.45 0.74 0.75 15 4.2 425 170 167 F(48%)+B+P 0 0.40 0.77 0.48 16 3.8 437 167 165 F(47%)+B+P 0 0.35 0.77 0.52 17 5.7 400 179 170 F(45%)+B+P 0 0.34 0.70 0.49 18 21.7 397 241 235 F(12%)+B 0 0.51 0.61 0.49 19 22.4 392 241 241 F(45%)+B+P 0 0.38 0.52 0.52 20 25.1 414 255 248 F(30%)+B 0 0.43 0.48 0.73 21 17.9 426 220 217 F(42%)+B+P 0 0.33 0.49 0.61 22 4.1 356 255 248 F(11%)+B 0 0.40 0.45 0.82 23 4.3 418 241 235 F(21%)+B 0 0.38 0.51 0.70 24 21.7 447 241 241 F(15%)+B 0 0.38 0.48 0.78 被削性、加工性はNo.３１が標準。

【００６２】 表１１（比較例） No. α値 β値 硬さ(HB) 組 織 溶接割れ 被削性 鏡 面 シ ボ 表層 中心 （面積率） 発生率(%) 加工性 加工性 31 55.0 771 197 183 F(61%)+P 100 1.00 1.00 1.00 32 55.3 689 285 248 F(15%)+B+P 100 1.55 1.01 0.95 33 18.9 451 235 223 F(40%)+B 40 0.50 0.75 0.76 34 24.5 421 255 248 F(10%)+B 93 0.80 0.85 0.89 35 42.8 460 311 293 B(100%) 0 1.25 1.02 1.11 36 47.0 445 311 302 B(100%) 0 1.40 1.23 0.94 37 38.1 490 302 285 B(100%) 72 1.33 1.20 0.94 38 37.8 518 293 277 B(100%) 100 1.26 1.18 0.89 39 -2.1 326 156 143 F(78%)+P 0 0.93 0.78 0.35 40 27.9 326 277 269 F(5%)+B 0 0.88 0.70 0.41 被削性、加工性はNo.３１が標準。

【００６３】表１０および表１１のデータを比較する
と、本発明の鋼は表層と中心の硬さの差が小さいことに
気づく。 鏡面仕上げが容易なのは、ミクロ・マクロの
成分偏析が少く不均一組織が少いためであり、とくに平
坦度が高く、仕上げが短時間で済む。

【００６４】

【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
心配がほとんどなく、大型の材料でも断面における硬さ
分布が均一であるという、さきの発明の効果がそのまま
得られる。 偏析が少く、シボ加工性が良好であり、研
磨ムラが少いことも同様である。 その上で、被削性が
さきの発明の鋼にくらべて格段に向上した。

【００６５】従ってこの金型用鋼は、加工量の多い金
型、具体的には、大型のプラスチック成形品たとえば自
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。

【図面の簡単な説明】

【図１】 本発明の成立の過程を説明するための図であ
って、本発明の鋼とそれに近い組成の鋼においてＭｎ量
およびＣｒ量を変化させたときの組織の変化を示したグ
ラフ。

【図２】 やはり本発明の成立の過程を説明するための
図であって、図１のＸ，ＹおよびＺのプロットに相当す
る組成（組織）の鋼をエンドミル切削したときの、切削
距離と外周刃損耗幅との関係を示したグラフ。

【図３】 これも本発明の成立の過程を説明するための
図であって、本発明の鋼とそれに近い組成の鋼において
Ｐ量およびＳ量を変化させたときの溶接割れの有無を示
したグラフ。

【図４】 同じく本発明の成立の過程を説明するための
図であって、本発明の鋼とそれに近い組成の鋼において
Ｓｉ量を変化させたときの、溶接割れ率の変化を示した
グラフ。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：０．
   ５〜２．５％、Ｃｒ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：０．０
   １〜０．７％、Ｖ：０．０１〜０．５％およびＳ：０．
   ０１〜０．１０％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、かつ下式で定義されるαお
   よびβの値が、 α＝−７１．８＋１９０．８（Ｃ％）＋３．１（Ｓｉ
   ％）＋２７．１（Ｍｎ％）＋１３．０（Ｃｒ％） β＝３２６．０＋８４７．３（Ｃ％）＋１８．３（Ｓｉ
   ％）−８．６（Ｍｎ％）−１２．５（Ｃｒ％） ３．３≦α≦２６．０，β≦４６０を満たす合金組成を
   有し、フェライト＋ベイナイトまたはフェライト＋ベイ
   ナイト＋パーライトからなる組織を有し、その中のフェ
   ライト量（面積率）が１０〜６０％であり、硬さをＨＢ
   で１６３〜２５８に調質してなる、予熱および後熱を必
   要とせず溶接できる、被削性および溶接性にすぐれたプ
   ラスチック成形金型用鋼。
2. 【請求項２】 請求項１の組成に対し、Ｎｉ：２．０％
   以下および(または)Ｃｕ：２．０％以下を添加した合金
   組成を有する請求項１のプラスチック成形金型用鋼。
3. 【請求項３】 請求項１の組成に対し、Ｚｒ：０．００
   ３〜０．２％、Ｐｂ：０．０３〜０．２％、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
   上を添加した合金組成を有する請求項１のプラスチック
   成形金型用鋼。
4. 【請求項４】 請求項１の組成に対し、Ｎｉ：２．０％
   以下および(または)Ｃｕ：２．０％以下、ならびに、Ｚ
   ｒ：０．００３〜０．２％、Ｐｂ：０．０３〜０．２
   ％、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種以上を添加した合金組成を有する請求項１
   のプラスチック成形金型用鋼。