JPH08134588A - 補修溶接性に優れたプリハードン金型用鋼および補修溶接性に優れたプリハードン金型用鋼材の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 補修溶接を施しても溶接割れが発生せず、金
型表面の加工性に優れた、プリハ−ドン金型用鋼および
プリハ−ドン金型用鋼材の製造方法を提供する。 【構成】 C:0.10〜0.30%(wt.%を表わす。以下同じ) 、
Si：0.25〜1.00% 、Mn:0.45〜1.50% 、Cr:2.50 〜3.50%
、Mo:1.00 〜3.00% 、V:0.20〜1.00% 、Ti:0.001〜0.0
10%およびB:0.0005〜0.0020% を含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物からなる化学成分組成を有することか
らなる。望ましくは、上記化学成分組成に付加して、更
に、Nb：0.005 〜0.020%、Cu：0.01〜1.00% およびNi:
0.01 〜1.00% の内の少なくとも１種を含有することか
らなる。上記化学成分組成からなる鋼片を1150〜1350℃
に加熱し、熱間圧延し、空冷して鋼材を調製し、次い
で、Ａｒ₃ 点〜950 ℃で焼きならし、そして、600 〜70
0 ℃で焼戻すことからなる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、ダイカストおよび熱
間鍛造に用いられる金型用鋼、特に、補修溶接するのに
適したプリハ−ドン金型用鋼、並びに、このようなプリ
ハ−ドン金型用鋼材を製造するための方法に関するもの
である。

【０００２】

【従来の技術】従来、金型用鋼には、焼入れ焼戻し鋼お
よびプリハ−ドン鋼がある。その内の焼入れ焼戻し鋼か
ら製造された鋼材は、材料メ−カ−から供給された鋼材
が、金型メ−カ−において所定の形状に加工された後に
焼入れ焼戻しが施されることを前提として製造されたも
のである。従って、この材料を用いて、彫り込みが深く
且つ複雑な形状の金型を製作すると、加工後に行われる
熱処理の際に焼入れ歪みに起因する寸法変化が生じ易
い。これに対して、プリハ−ドン鋼から製造された鋼材
は、予め材料メ−カ−において調質された後、即ち、材
料メ−カ−において予め熱処理を施して材料の硬さが目
標値に調整された後に金型メ−カ−に供給されることを
前提として製造されたものである。従って、この材料を
用いて金型を製作する場合には、加工後の型仕上げの寸
法精度が優れている。

【０００３】ダイカストおよび熱間鍛造用の金型材料と
しては、一部の温間鍛造および精密鋳造用の金型、比較
的小寸法の金型、並びに、特殊な金属部品用等の金型を
除き、従来は、合金工具鋼鋼材ＳＫＤ７等を用いるのが
普通であった。ところが、近年、金型の製作における低
コスト化および高精度化を図るために、金型加工の誤り
およびその設計変更に際して、補修溶接を行なう場合が
多い。しかし、従来の合金鋼工具鋼を用いた金型に対し
て、このような補修溶接を行なうと、金型のＣ含有量が
０．３０ wt.% 程度と比較的高いために、溶接後に割れ
が発生したり、金型表面の加工性が著しく劣化するなど
という問題があった。

【０００４】これに対して、特開昭５５−８５６５５号
公報は、被削性、シボ加工性、および、熱処理後におけ
る断面硬さの均一性の向上を目的としたプラスチック成
形金型用鋼を開示している。即ち、Ｃ：０．２〜０．５
wt.% 、Ｓｉ：２．０ wt.%以下、Ｍｎ：２．０ wt.%
以下、Ｃｒ：０．５〜４．０ wt.% 、Ｍｏ：０．０３〜
２．０ wt.% 、Ｖ：０．１０〜２．０ wt.% 、および、
Ｓ：０．０３６〜０．１５ wt.% を含有し、更に、Ｎ
ｉ：１．２ wt.% 以下、Ｃｕ：２．０ wt.% 以下、Ａ
ｌ：０．５ wt.% 以下、Ｚｒ：０．５ wt.% 以下および
Ｔｉ：０．５ wt.%以下の内の少なくとも１種、並び
に、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００ wt.%、Ｐｂ：
０．０３〜０．２０ wt.% 、Ｓｅ：０．０３〜０．２０
wt.% 、Ｔｅ：０．０１〜０．１５ wt.% およびＢｉ：
０．０１〜０．２０ wt.% の内の少なくとも１種を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分
組成を有することを特徴とするプラスチック成形金型用
鋼を開示している（以下、先行技術１という）。先行技
術１の基本的技術思想は、適正な化学成分組成の限定に
よって、プラスチック成形金型に要求される被削性、シ
ボ加工性、および、熱処理後における断面硬さの均一性
を向上させるところにある。

【０００５】一方、特開平３−１７７５３６号公報は、
溶接性にすぐれたプラスチック成形金型用鋼を開示して
いる。即ち、必須成分として、Ｃ：０．１０〜０．３０
wt.% 、Ｍｎ：０．５〜３．５ wt.% 、Ｃｒ：１．０〜
３．０ wt.% 、Ｍｏ：０．０３〜２．０ wt.% 、Ｖ：
０．０１〜１．０ wt.% およびＳ：０．０１〜０．１０
wt.% を含有し、更に、望ましくは、Ｎｉ：２．０ wt.%
以下を含有するか、Ｚｒ：０．００３〜０．２０ wt.%
、Ｐｂ：０．０３〜０．２０ wt.% 、Ｔｅ：０．０１
〜０．１５ wt.% 、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０ w
t.% およびＢｉ：０．０１〜０．２００ wt.% のグル−
プの内の少なくとも１つを含有するか、または、Ｎｉ：
２．０ wt.% 以下に付加して前記グル−プの内の少なく
とも１つを含有し、Ｓｉ：０．２５ wt.% 以下、Ｐ：
０．０２ wt.% 以下およびＢ：０．００２ wt.% 以下で
あって、残部が実質的にＦｅからなり、且つ、溶接境界
部の母材側の硬さ（ＢＨ）≡３２６．０＋８４７．３
（Ｃ wt.% ）＋１８．３（Ｓｉ wt.% ）−８．６（Ｍｎ
wt.% ）−１２．５（Ｃｒ wt.% ）≦４６０を満たす化
学成分組成を有する、予熱および後熱を必要とせず、溶
接性に優れたプラスチック成形金型用鋼を開示している
（以下、先行技術２という）。先行技術２の基本的技術
思想は、上記必須成分を適正量に限定することによりＨ
_RC：３０〜３３を確保し且つ溶接割れ感受性を低くし、
適正量のＮｉ添加により焼入れ性を向上させ、そして、
適正量のＺｒ等の前記成分元素のグル−プのうちの少な
くとも１つを添加することにより被削性を改善すること
にある。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】プリハ−ドン鋼は、焼
入れ焼戻し型および析出硬化型のプリハ−ドン鋼に大別
される。焼入れ焼戻し型プリハ−ドン鋼は、Ｃ含有量が
０．３０ wt.% 程度の高炭素鋼であって焼入れおよび焼
戻し（所謂、高温焼戻しを指す。以下、同じ）処理が施
されてプリハ−ドン鋼材に調製される。しかし、その
際、鋼材に焼割れが発生するのを防止するため、およ
び、鋼材断面の硬さ分布の不均一化の防止を図るため
に、水焼入れでは不適当であるから空冷焼入れが必要で
ある。そして、更に、空冷焼入れによっても所定の硬さ
を確保することができるようにするためには、Ｃｒおよ
びＭｏ等により焼入れ性を十分高めることが必要であ
る。

【０００７】一方、析出硬化型プリハ−ドン鋼は、Ｃ
ｕ、ＮｉおよびＡｌ等による析出硬化作用を利用した鋼
であり、このような合金元素が適正量添加されることに
より、焼入れ焼戻し鋼におけるような焼割れの発生が防
止され、しかも、焼戻し処理によって所定の硬さを付与
される。

【０００８】前述したように、金型の製作における低コ
スト化および高精度化を図るために補修溶接が行なわれ
ることが多い。しかし、このような補修溶接には、次の
ような問題がある。第１の問題は、金型の補修溶接を行
なうと、溶接割れが発生し易いことである。即ち、補修
溶接時に急熱および急冷された熱影響部は硬化する。即
ち、母材部の硬さよりも熱影響部の硬さの方が大きくな
る。特に、溶接による熱影響部は、オ−ステナイト域の
温度から急冷されるのでマルテンサイト組織になる。こ
の場合、熱影響部における硬さの最大値は、母材のＣ含
有量が高いほど大きくなり、主として母材のＣ含有量に
依存する値になる。このように、補修溶接時に局部的に
焼入れされた部分の硬さが所定の許容範囲内の硬さ以上
になると、溶接割れが発生する。従って、溶接熱影響部
の最高硬さが、母材部の硬さとほぼ同じになるようにし
なければならない。

【０００９】第２の問題は、金型の補修溶接を行なう
と、補修部分の鏡面加工性およびシボ加工性が劣化する
ことである。即ち、補修溶接による熱影響部の一部は、
金型の母材（金型用鋼材）製造時の焼戻し温度以上に加
熱されて、母材製造時の焼入れ時に生じた歪みは十分に
開放される。しかしながら、上記熱影響部の一部におい
ては、Ｍ₂₃Ｃ₆ 型の炭化物が生成し、凝集・粗大化した
析出物になるために、その部分の硬さが著しく低下し軟
化する。従って、熱影響部の硬さ分布は不連続的にな
り、その結果、例えば、特に、プラスチック成形用金型
鋼材に要求されている重要な特性の１つである、鏡面加
工性およびシボ加工性が劣化する。従って、熱影響部の
一部における軟化を防止して、硬さ分布の不連続性を抑
制しなければならない。先行技術１によっては、上記の
溶接割れの発生を十分に防止することができず、また、
先行技術２によっては、Ｈ_RC≧４０の焼戻し硬さを満た
すことが困難であり、この発明の目的を達成することが
できない。

【００１０】従って、この発明の目的は、上述した問題
点を解決することにより、金型の製作における低コスト
化および高精度化を図るために、金型に補修溶接を施し
た場合でも溶接割れが発生せず、しかも、溶接部の金型
表面の加工性に優れた、Ｈ_RC≧４０の焼戻し硬さを有す
るプリハ−ドン金型用鋼およびプリハ−ドン金型用鋼材
の製造方法を提供することにある。

【００１１】

【課題を解決するための手段】上記問題を解決するため
に、本発明者等は鋭意研究を重ねた結果、下記知見を得
た。即ち、金型用鋼のＣ含有量を０．３０ wt.% 以下に
限定することが、補修溶接部の熱影響部の硬さの最大値
を低減させて溶接割れの防止に寄与すること、このよう
にＣ含有量を限定し、且つ、ＮｂおよびＭｏ等を適正量
添加することが、補修溶接部の一部が焼戻し作用により
軟化するのを防止して金型の表面加工性の劣化を防止す
るのに寄与すること、そして、適正量のＢおよびＴｉを
共存させることが、鋼中のＮをＴｉにより固定し、微量
のＢにより焼入れ性を十分に発揮してプリハ−ドン鋼材
の空冷焼入れを可能にすることを知見した。

【００１２】そこで、Ｃおよび炭化物生成元素を適正量
添加することにより、金型用鋼材製造時における焼きな
らし処理の加熱温度範囲内において、炭化物生成元素が
十分鋼材中に固溶することができるようにし、金型の補
修溶接時に熱影響部の一部が焼戻し温度以上に加熱され
ても粗大化したＭ₂₃Ｃ₆ 型炭化物の析出物が形成されな
いようにして、その部分が軟化することのないようにし
た。このような補修溶接部の軟化を防止するために、更
に、Ｃとの親和力がＣｒよりも十分強い元素であるＶ、
または、ＶおよびＮｂを適正量添加することにより、熱
影響部の一部が焼戻し温度域においても、Ｃｒ系炭化物
が凝集・粗大化しないようにした。本発明者等は、特
に、Ｎｂを適正量添加することにより、安定した炭化物
を析出させることによって上記軟化を防止した。即ち、
金型用鋼材製造時の焼戻し処理において、ＮｂはＭｏと
共存する場合に両元素の複合効果により２次硬化を生
じ、この２次硬化により高温において安定した複雑な炭
化物を形成することにより鋼材を硬化させ、補修時の金
型の軟化を防止する。即ち、Ｎｂ添加は、Ｍｏと共存す
る場合に、金型の補修溶接の熱影響部における焼戻し軟
化抵抗を向上させる効果を有する。このようにして、Ｎ
ｂ添加により、金型を放電加工した場合にも補修溶接を
した場合と同様、焼戻しによる著しい軟化が防止され、
溶接熱影響部における最高硬さと軟化部の硬さとの差が
小さくなる。

【００１３】この発明は、上述した知見に基づいてなさ
れたものであり、その要旨は下記の通りである。この発
明の第１のプリハ−ドン金型用鋼は、Ｃ：０．１０〜
０．３０ wt.% 、Ｓｉ：０．２５〜１．００ wt.% 、Ｍ
ｎ：０．４５〜１．５０ wt.% 、Ｃｒ：２．５０〜３．
５０ wt.% 、Ｍｏ：１．００〜３．００ wt.% 、Ｖ：
０．２０〜１．００ wt.% 、Ｔｉ：０．００１〜０．０
１０ wt.% 、および、Ｂ：０．０００５〜０．００２０
wt.% を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から
なる化学成分組成を有することに特徴を有するものであ
る。この発明の第２のプリハ−ドン金型用鋼は、上記第
１のプリハ−ドン金型用鋼の化学成分組成に、更に、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０２０ wt.% 、Ｃｕ：０．０１〜
１．００ wt.% 、および、Ｎｉ：０．０１〜１．００ w
t.% の内の少なくとも１種を付加した化学成分組成を有
することに特徴を有するものである。

【００１４】また、この発明のプリハ−ドン金型用鋼材
の製造方法は、上記第１または第２のプリハ−ドン金型
用鋼の有する化学成分組成からなる鋼片を調製し、次い
で、前記鋼片を、１１５０〜１３５０℃の範囲内の温度
に加熱し、熱間圧延し、そして、空冷して鋼材を調製
し、次いで、前記鋼材に対して、Ａｒ₃ 点〜９５０℃の
範囲内の温度で焼きならしを施し、そして、次いで、６
００〜７００℃の範囲内の温度で焼もどしを施すことに
特徴を有するものである。

【００１５】

【作用】この発明のプリハ−ドン金型用鋼の化学成分組
成を上述したように限定した理由を説明する。

【００１６】（１）Ｃ：Ｃは硬さを確保するために必要
な元素である。しかしながら、Ｃ含有量が０．１０ wt.
% 未満では、所望の硬度を確保することができない。一
方、その含有量が０．３０ wt.% 超えでは、溶接熱影響
部が硬化し過ぎ、また、不要な未固溶炭化物が増加して
焼戻しにより炭化物の凝集・粗大化による軟化が起こ
り、鋼材における硬さ分布に不連続性が生じて金型の補
修溶接後の表面加工性が劣化する。従って、Ｃ含有量を
０．１０〜０．３０ wt.% の範囲内に限定すべきであ
る。

【００１７】（２）Ｓｉ：Ｓｉは脱酸作用および焼入れ
性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｓｉ含有
量が０．２５ wt.% 未満では、上述した作用効果が十分
発揮されない。一方、その含有量が１．００ wt.% 超え
では、鋼材の靱性が劣化し、また、焼戻し脆化感受性が
増大する。従って、Ｓｉ含有量を０．２５〜１．００ w
t.% の範囲内に限定すべきである。

【００１８】（３）Ｍｎ：Ｍｎは強度および靱性を向上
させる効果を有する。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．
４５ wt.% 未満では、その効果が十分発揮されない。一
方、その含有量が１．５０ wt.% 超えでは、焼戻し脆化
感受性が増大する。従って、Ｍｎ含有量を０．４５〜
１．５０ wt.% の範囲内に限定すべきである。

【００１９】（４）Ｃｒ：Ｃｒは金型が大型化されても
焼入れ性を確保し、そして、シボ加工性を改善する効果
を有する。しかしながら、Ｃｒ含有量が２．５０ wt.%
未満では、上述した効果が十分発揮されない。一方、そ
の含有量が３．５０ wt.% 超えでは、ベイナイトノ−ズ
が長時間側に移行し、靱性に富んだマルテンサイト組織
が生成され、被削性が劣化する。従って、Ｃｒ含有量を
２．５０〜３．５０ wt.% の範囲内に限定すべきであ
る。

【００２０】（５）Ｍｏ：Ｍｏは焼入れ性、焼戻し軟化
抵抗および高温強度を向上させる効果を有する。しかし
ながら、Ｍｏ含有量が１．００ wt.% 未満では、上述し
た効果が十分発揮されない。一方、その含有量が３．０
０ wt.% 超えでは、炭化物の析出量が多過ぎて靱性が劣
化する。従って、Ｍｏ含有量を１．００〜３．００ wt.
% の範囲内に限定すべきである。

【００２１】（６）Ｖ：Ｖは焼戻し軟化抵抗性を確保す
るために極めて有効な元素である。しかしながら、Ｖ含
有量が０．２０ wt.% 未満では、６００℃以上の温度に
おける焼戻し処理によりＨ_RC≧４０の硬さを確保するこ
とができない。一方、その含有量が１．００ wt.% 超え
では、Ｖ炭化物の析出量が過度になり焼入れ性が低下す
る。従って、Ｖ含有量を０．２０〜１．００ wt.% の範
囲内に限定すべきである。

【００２２】（７）Ｔｉ：Ｔｉは結晶粒を微細化させて
靱性の向上を図るために有効な元素である。更に、この
発明においては、鋼中のＮを固定することにより、Ｂに
よる焼入れ性の向上効果を発揮させるために、極めて重
要な作用をする。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００
１ wt.% 未満では、その効果が十分に発揮されない。一
方、その含有量が０．０１０ wt.% 超えでは、かえって
靱性が劣化する。従って、Ｔｉ含有量を０．００１〜
０．０１０ wt.% の範囲内に限定すべきである。

【００２３】（８）Ｂ：Ｂは少量の添加により焼入れ性
を向上させるのに有効な元素であり、この発明において
は、特に、適正量のＴｉと共存することにより、その効
果が十分に発揮される。しかしながら、Ｂ含有量が０．
０００５ wt.% 未満では、前述した所望の効果が得られ
ない。一方、その含有量が０．００２０ wt.% 超えで
は、かえって焼入れ性が低下する。従って、Ｂ含有量を
０．０００５〜０．００２０ wt.%の範囲内に限定すべ
きである。

【００２４】（９）Ｎｂ：Ｎｂは析出硬化により硬度を
調整するために有効な元素であり、また、炭化物を微細
に析出させる作用を有し、特に、焼戻しにおいて炭化物
が凝集・粗大化することにより生ずる焼戻し軟化を抑制
する作用、即ち、焼戻し軟化抵抗を向上させる効果を奏
する。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００５ wt.% 未
満では、上述した効果が十分発揮されない。一方、その
含有量が０．０２０ wt.% 超えでは、粗大な炭・窒化物
が形成されて加工性が劣化する。従って、Ｎｂ含有量を
０．００５〜０．０２０ wt.% の範囲内に限定すべきで
ある。

【００２５】（１０）Ｃｕ：Ｃｕは焼入れ性を高める効
果を有する。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．０１wt.%
未満では、その効果が発揮されない。一方、その含有
量が１．００ wt.%超えでは、熱間加工時に割れが発生
し易くなる。従って、Ｃｕ含有量を０．０１〜１．００
wt.% の範囲内に限定すべきである。

【００２６】（１１）Ｎｉ：Ｎｉは焼入れ性および靱性
を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｎｉ含有量
が０．０１ wt.% 未満ではその効果が発揮されない。一
方、Ｎｉは高価な元素であるためその含有量が１．００
wt.% 超えでは、コスト高となる。従って、Ｎｉ含有量
を０．０１〜１．００ wt.% の範囲内に限定すべきであ
る。

【００２７】この発明のプリハ−ドン金型用鋼材の製造
方法を、上述したように限定した理由を説明する。上述
した化学成分組成を有する鋼片を所定の温度に加熱する
と、鋼片におけるＣおよびＰ等の成分の偏析を各々の元
素の拡散によって軽減する効果が生ずる。しかしなが
ら、鋼片の加熱温度が１１５０℃未満では、上述した効
果が十分発揮されない。一方、加熱温度は高いほどその
効果は大きいが、１３５０℃を超えると鋼片の表面にス
ケ−ルが多量に生成し、鋼材の表面疵の発生原因にな
る。従って、鋼片の加熱温度を１１５０〜１３５０℃の
範囲内に限定すべきである。

【００２８】上記鋼片を上述した範囲内の温度で加熱
し、熱間圧延した後空冷して鋼材を調製する。空冷方法
は通常行われる範囲内の条件で行えばよく、特に限定す
る必要はない。

【００２９】次いで、プリハ−ドン金型用鋼としての特
性を付与するために、上記鋼材に焼きならしおよび焼戻
し処理を施す。熱間圧延により調製された鋼材に焼きな
らし処理を施すことにより、初析フェライトの析出を防
止し、靱性の良好なマルテンサイトおよび下部ベイナイ
ト組織を得ることができる。しかしながら、焼きならし
処理の加熱温度がＡｒ₃ 点未満では、初析フェライトの
析出を防止することができない。一方、その加熱温度が
９５０℃を超えると、結晶粒が粗大化するために靱性が
劣化する。従って、焼きならし処理における加熱温度
を、Ａｒ₃ 点以上９５０℃以下の範囲内に限定すべきで
さる。

【００３０】次いで、焼戻し処理を施すことにより、鋼
材の残留応力を除去し、靱性を増し、そして、硬さを減
じて所定の硬さに調整する。しかしながら、焼戻し処理
における加熱温度が６００℃未満では、残留応力を十分
除去することができず、金型の型彫り時に反りや曲がり
等が発生する。一方、その加熱温度が７００℃を超える
と、Ｍ₂₃Ｃ₆ 型炭化物の凝集による軟化が著しくなり、
本発明によるプリハ−ドン鋼の硬さ目標値であるＨ_RC≧
４０を付与することができない。従って、焼戻し処理に
おける加熱温度を、６００〜７００℃の範囲内に限定す
べきである。

【００３１】

【実施例】次に、この発明を実施例により更に詳細に説
明する。５０ｋｇの高周波溶解炉において所定の化学成
分組成の鋼を溶製し、５０ｋｇの鋳片を鋳造し、次い
で、表１に示す、本発明の範囲内の化学成分組成を有す
る本発明鋼Ｎo.１〜１１、および、本発明の範囲外の化
学成分組成を有する比較用鋼Ｎo.１〜６の鋼片を調製
し、次いで、前記鋼片を、１２５０〜１２８０℃の範囲
内の温度に加熱し、熱間圧延により板厚２０ｍｍの鋼板
にし、次いで、空冷して熱間圧延鋼板を調製した。この
ようにして調製された熱間圧延鋼板の各々に対して、９
３０〜９５０℃の範囲内の温度に加熱し、２Ｈｒ保持
し、焼きならし処理を施した。次いで、このようにして
得られた各々の鋼板を３等分し、３等分された第１の鋼
板を６００℃、第２の鋼板を６２５℃、そして、第３の
鋼板を６５０℃の温度に加熱し、０．５Ｈｒ保持し、そ
れぞれの鋼板に焼戻し処理を施して供試体を調製した。
上述した方法により、本発明鋼Ｎo.１〜１１から調製さ
れた供試体（以下、本発明供試体という）Ｎo.１〜１
１、および、比較用鋼Ｎo.１〜６から調製された供試体
（以下、比較用供試体という）Ｎo.１〜６についての焼
きならし処理における加熱温度を、表２に示す。

【００３２】

【表１】

【００３３】

【表２】

【００３４】表２に示した、本発明供試体および比較用
供試体の各々の内の６００℃加熱による焼戻し供試体に
ついて、溶接熱影響部の最高硬さ試験を行なった。更
に、供試体の全てについて、硬さ試験（以下、焼戻し硬
さ試験という）を行なった。

【００３５】これら各々の試験で測定された最高硬さ、
および、焼戻し硬さを、表２に併記した。なお、最高硬
さは、測定されたビッカ−ス硬さの値をロックウェルＣ
硬さの値に換算したものである。また、各試験方法は下
記の通りである。

【００３６】溶接熱影響部の最高硬さ試験方法は、ＪＩ
Ｓ−Ｚ３１０１の規定に準じて行なった。図２は、溶接
熱影響部の最高硬さ試験片の概略平面図であり、ＪＩＳ
−Ｚ３１０１の規定により所定の試験材の表面に溶接金
属（ストリンガビ−ド）を置いた状態を示し、図３は、
図２のＡ−Ａ断面図である。図２および３において、１
は試験材、２は溶接金属、３は試験材の黒皮表面を示
し、Ｌ、Ｗ、ｔおよびｌは、それぞれ試験材の長さ、
幅、厚さおよび溶接金属の長さを示し、そして、４は最
高硬さ測定試験片の採取位置を示す。この試験における
主な試験条件は次の通りである。 試験材の長さ（Ｌ）：２００ｍｍ、 試験材の幅 （Ｗ）：７５ｍｍ、 試験材の厚さ（ｔ）：２０ｍｍ、 溶接金属の長さ（ｌ）：１２５±１０ｍｍ、 試験材の表面状態 ：黒皮表面、 溶接電流 ：１７０±１０Ａ、 溶接速度 ：１５±１ｃｍ 。

【００３７】図４は、図２中に示した位置４から採取さ
れた最高硬さ測定試験片の、Ａ−Ａ断面の拡大縦断面図
であり、この断面を研磨し、マクロ組織が見えるように
腐食された模式図において、硬さ測定点の位置を説明す
る図である。図４に示すように溶接金属２の底部に接
し、黒皮表面３に平行な直線、即ち、硬さ測定線５の上
を所定間隔に硬さ測定点６を定め、荷重９８Ｎでビッカ
−ス硬さを室温で測定した。測定点６は、硬さ測定線５
の上にあって、溶接金属２の底部に接する点（以下、接
点という）Ｐおよびその左右の熱影響部全長の０．５ｍ
ｍ間隔の点、並びに、母材の１．０ｍｍ間隔の３〜４点
である。熱影響部内の測定点における硬さ測定値の内の
最大値を最高硬さという。

【００３８】上述した溶接熱影響部の最高硬さ試験で得
られた硬さ分布結果の内、本発明供試体Ｎo.１および
９、並びに、比較用供試体Ｎo.２についての結果を、図
１に示す。

【００３９】焼戻し硬さ試験方法は、各供試体の板厚方
向断面を研磨し、板厚の中心線上の点について、ＪＩＳ
−Ｚ２２４５の規定により硬さ試験を行ない、ロックウ
ェルＣ硬さ（Ｈ_RC）を測定した。測定点の数は３〜５点
であり、これらの平均値で示した。

【００４０】上記試験結果から、下記事項が明らかであ
る。

【００４１】表２に示した試験結果から、下記事項がわ
かる。 溶接部の最高硬さについて、本発明供試体のＨ_RCは、
Ｎo.１〜１１のすべてにおいて、４０以上を確保し、し
かも、５１以下の範囲内にあり望ましい値である。これ
に対して比較用供試体のＨ_RCは、Ｃ含有量が本発明の範
囲内にあるＮo.４および５においては、５２以下である
が、Ｃ含有量が本発明の範囲外に高いＮo.１〜３におい
ては、最高硬さのＨ_RCは５９〜６１と極めて高い値を示
し、一方、Ｃ含有量が本発明の範囲外に低いＮo.６にお
いては、Ｈ_RCは３０と硬さ不足である。

【００４２】焼戻し硬さについて、本発明供試体のＨ
_RCは、焼戻し温度が６００℃の場合Ｎo.１〜１１のすべ
てにおいて４０以上を確保し、６２５℃の場合も殆んど
のものにおいて４０以上を確保し良好な値であり、そし
て、６５０℃においても大半のものにおいて３２以上で
ある。これに対して、比較用供試体のＨ_RCは、焼戻し温
度が６００および６２５℃の場合、Ｎo.１〜３において
は３７以上を確保し、比較的良好な値であるが、Ｎo.４
〜６においては著しく低く不良な値である。

【００４３】図１に示した、溶接熱影響部の最高硬さ試
験で得られた溶接部断面における硬さ分布試験結果か
ら、下記事項がわかる。 溶接により急熱、急冷された鋼板中の領域（熱影響
部）における硬さの上昇、および、溶接により鋼板の焼
戻し温度以上に加熱された熱影響部内の母材に近い部分
における硬さの低下、即ち、焼戻し軟化について、本発
明供試体Ｎo.１および９においては、いずれも、熱影響
部における硬さの上昇は殆ど認められず、しかも、焼戻
し軟化による硬さの低下量は小さい。これに対して、比
較用供試体Ｎo.２においては、熱影響部における硬さの
上昇が著しく大きく、しかも、焼戻し軟化による硬さの
低下量も大きい。従って、硬さが上昇した領域（以下、
硬化域という）と焼戻し軟化が起こった領域（以下、軟
化域という）との間の硬さの差が、本発明供試体（Ｎo.
１および９）においては非常に小さいが、比較用供試体
（Ｎo.２）においてはＨ_RCの値で２０以上と大きく不良
である。上記以外の本発明供試体および比較用供試体の
各々についても、図１に示した硬さ分布と同じ傾向を示
し、従って、硬化域と軟化域との間の硬さの差について
も同じ傾向を示した。

【００４４】上述した実施例からもわかるように、比較
用供試体の内でＣ含有量が本発明の範囲外に高いものに
おいては、溶接熱影響部における硬化が著しく最高硬さ
がＨ_RCで６０前後にもなり、しかも、未固溶炭化物の量
が多いために溶接時の焼戻し時に凝集・粗大化した炭化
物の形成により硬さが著しく低下する。従って、熱影響
部内の硬さ分布に著しい不連続が生じる。また、比較用
供試体の内でＣ含有量は本発明の範囲内にあるが、焼戻
し軟化抵抗に有効なＶ含有量が本発明の範囲外のものが
あるものにおいては、焼戻し硬さが著しく低くなること
がわかる。これに対して、本発明供試体においては、Ｃ
含有量を適正な低い値に限定することによって溶接熱影
響部における硬化が防止され、更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖお
よびＮｂ含有量を適正値に限定し、且つ、Ｃ含有量を適
正な低い値に限定することによって、溶接時の焼戻し時
に凝集・粗大化した炭化物が形成されるのが抑制されて
焼戻し軟化抵抗が高められている。しかも、Ｃ含有量を
低くしたにもかかわらず母材の硬さがＨ_RC値で４０以上
に確保されるようにするため、特に、適正量のＴｉとの
共存下においてＢを適正量添加し、そして、適正量のＳ
ｉ、並びに、望ましくは、更に、適正量のＮｂ、Ｃｕお
よびＮｉの内の少なくとも１つを添加することによって
焼入れ性を向上させ、Ｈ_RC≧４０の焼戻し硬さが確保さ
れていることがわかる。

【００４５】

【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば、硬
さがＨ_RCで４０以上であり、且つ、溶接熱影響部の硬さ
分布が均一であるプリハ−ドン金型用鋼材を製造するこ
とができる。従って、金型の補修溶接および放電加工等
をする場合に要求される、溶接部の低温割れの発生防
止、溶接部の良好な表面加工性の付与、並びに、型彫り
時の反りおよび曲がりの発生防止等を達成することがで
き、更に、仕上げ寸法精度が高く、Ｈ_RC≧４０の焼戻し
硬さを有する、補修溶接性に優れたプリハ−ドン金型用
鋼および補修溶接性に優れたプリハ−ドン金型用鋼材の
製造方法を提供することができる、工業上極めて有用な
効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例における溶接熱影響部の最高硬さ試験に
よる硬さ分布測定結果の例を示すグラフである。

【図２】実施例における溶接熱影響部の最高硬さ試験片
の概略平面図である。

【図３】図２のＡ−Ａ断面図である。

【図４】実施例における溶接熱影響部の最高硬さ試験片
の硬さ分布測定位置を説明する縦断面図である。

【符号の説明】

１ 試験材、 ２ 溶接金属、 ３ 黒皮表面、 ４ 最高硬さ試験片の採取位置、 ５ 硬さ測定線、 ６ 硬さ測定点、 ７ 熱影響部、 ８ 母材、 Ｐ 接点。

フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/54

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 炭素（Ｃ） ：０．１０〜０．３
   ０ wt.% 、 シリコン（Ｓｉ） ：０．２５〜１．００ wt.% 、 マンガン（Ｍｎ） ：０．４５〜１．５０ wt.% 、 クロム（Ｃｒ） ：２．５０〜３．５０ wt.% 、 モリブデン（Ｍｏ）：１．００〜３．００ wt.% 、 バナジウム（Ｖ） ：０．２０〜１．００ wt.% 、 チタン（Ｔｉ） ：０．００１〜０．０１０ wt.% 、
   および、 ボロン（Ｂ） ：０．０００５〜０．００２０ wt.
   %を含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物か
   らなる化学成分組成を有することを特徴とする、補修溶
   接性に優れたプリハ−ドン金型用鋼。
2. 【請求項２】 請求項１記載の化学成分組成に付加し
   て、更に、 ニオブ（Ｎｂ） ：０．００５〜０．０２０ wt.% 、 銅（Ｃｕ） ：０．０１〜１．００ wt.% 、およ
   び、 ニッケル（Ｎｉ） ：０．０１〜１．００ wt.%の内の
   少なくとも１種を含有する化学成分組成を有することを
   特徴とする、補修溶接性に優れたプリハ−ドン金型用
   鋼。
3. 【請求項３】 請求項１または２に記載の化学成分組成
   を有する鋼片を調製し、次いで、前記鋼片を、１１５０
   〜１３５０℃の範囲内の温度に加熱し、熱間圧延し、そ
   して、空冷して鋼材を調製し、次いで、前記鋼材に対し
   て、Ａｒ₃ 点〜９５０℃の範囲内の温度で焼きならしを
   施し、そして、次いで、６００〜７００℃の範囲内の温
   度で焼もどしを施すことを特徴とする、補修溶接性に優
   れたプリハ−ドン金型用鋼材の製造方法。