JPS6230260B2 - - Google Patents
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- JPS6230260B2 JPS6230260B2 JP12298777A JP12298777A JPS6230260B2 JP S6230260 B2 JPS6230260 B2 JP S6230260B2 JP 12298777 A JP12298777 A JP 12298777A JP 12298777 A JP12298777 A JP 12298777A JP S6230260 B2 JPS6230260 B2 JP S6230260B2
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Landscapes
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Description
本発明はプレス金型、ダイキヤスト金型、アル
ミ押出金型等に用いる熱間型用鋼の改良に関する
ものである。熱間型用鋼を使用する分野、たとえ
ば鍛造においては、技術の進歩につれて鍛造機械
の高速化、大型化、自動化がめざましく行なわれ
ており、それに伴なつて金型等に使用する熱間型
用鋼にたいする要求はますますきびしくなつてき
ている。熱間型用鋼としては、従来からその使用
目的に従つてSKT系またはSKD等の鋼種が使い
分けられているが、その性能は現今のきびしい要
求に十分こたえられるものとはいえず、大幅な改
善が強く要望されている。 本発明者等は上記情勢に先がけて従来鋼よりも
あきらかにすぐれた耐用寿命を有する熱間型用鋼
を開発し、特願昭51−54686号および特願昭51−
156242で出願した。しかしながら先願鋼では従来
鋼に比して焼入性が幾分低いため、金型の大型化
にたいしては若干問題があつた。一方、最近の傾
向として金型への表面硬化処理が脚光をあびてお
り、金型用鋼の窒化特性も重要な要素となりつつ
あるが、先願鋼では充分とはいえない。 そこで本発明者等は焼入性の改善および表面硬
化処理として有望視されている軟窒化特性の改善
を目的として各種合金元素の組合せと、その組成
範囲について研究を重ねた結果以下に示す鋼はき
わめて好適であることを見い出し、本発明をなす
に至つた。すなわち本発明は、 (1) C:0.25〜0.50%、Si:1.0〜2.0%、Mn:
1.61〜2.50%、Cr:1.50〜3.50%、Mo:0.50〜
2.0%、V:0.10〜1.0%残余が実質的にFeから
なる軟窒化特性に優れた熱間型用鋼。 (2) (1)の基本組成鋼の焼入性をさらに向上させ、
大型の金型にも適用できるようにするため、お
よびMnの下限を1.51%として焼入性を維持す
るために、(1)の鋼においてMn:1.51〜2.50%
とするとともにNi:0.50〜3.0%を含有させた
軟窒化特性に優れた熱間型用鋼。 (3) (1)の基本組成鋼の被削性を確実に向上させる
ようにするために、(1)の鋼をさらにCa:0.05
%以下、S:0.05〜0.30%、Se:0.50%以下か
ら選んだ1種または2種以上の元素を含有させ
た軟窒化特性に優れた熱間型用鋼。 (4) (1)の基本組成鋼の焼入性および被削性を同時
に向上させるため、およびMnの下限を1.51%
として焼入性を維持するために、(1)の鋼におい
てMn:1.51〜2.50%にするとともにNi:0.50〜
3.0%とさらにCa:0.05%以下、S:0.05〜0.30
%、Se:0.50%以下から選んだ1種または2種
以上の元素を含有させた軟窒化特性に優れた熱
間型用鋼。 本発明は以上のような成分組成からなる軟窒化
特性に優れた熱間型用鋼に関するものである。 本発明の軟窒化特性に優れた熱間型用鋼は先願
鋼(特願昭51−54686号、特願昭51−156242)に
たいして焼入性および軟窒化性を改善するために
SiおよびMnを増加させたものであり、金型の大
型化にたいしても充分に対処できるものである。
また通常の焼入・焼戻し処理においても良好な型
命数を有するが焼入・焼戻し処理後軟窒化処理を
施すと型命数がさらに向上する。これは本発明鋼
は先願鋼および従来鋼にくらべて軟窒化処理によ
る硬化深さが深く、かつ芯部強度の低下が少ない
という特徴を有していることによるものである。 次に本発明鋼の成分範囲の限定理由を述べる。 C:0.25〜0.50% Cは強度および焼入性を向上させるために有効
な元素であり、少くとも0.25%以上添加する必要
がある。しかし多量に添加すると靭性および軟窒
化性が劣化するため0.50%以下に限定した。 Si:1.0〜2.0% Siは1.0%以上の添加により軟窒化性および耐
酸化性を向上させるとともにMnとの共存により
焼入性を著るしく改善できる。一方多量に添加す
ると靭性が劣化しかつ球状化焼鈍かたさが増加し
被削性が悪くなるため2.0%以下に限定した。 Mn:1.61〜2.50%(Niを含まない場合) 1.51〜2.50%(Niを含む場合) MnはSiとの共存により軟窒化性および焼入性
を向上させるためにはNiを含まない場合に少な
くとも1.61%以上、Niを含む場合にはNi添加によ
る焼入性向上が得られることも考慮して少なくと
も1.51%以上添加する必要がある。一方多量に添
加する焼もどし軟化抵抗性および被削性が著しく
劣化するため2.50%以下に限定した。 Cr:1.50〜3.50% Crはマトリツクスを強化し、焼入性を確保す
るとともに鋼中のCの拡散を抑制し、熱間硬さと
焼もどし抵抗性を与えるために必須の元素であ
る。この効果を得るには1.50%以上添加する必要
がある。一方3.50%以上添加すると高温での焼も
どし軟化抵抗性が損なわれるため、3.50%以下に
限定した。 Mo:0.50〜2.0% Moは450℃以上の焼もどしにより、Mo2Cを形
成し、二次硬化に寄与する元素であり、少くとも
0.50%以上添加する必要がある。また、軟窒化処
理による硬化層深さはMoが多いほど深いが2.0%
を越えるとその効果は飽和するため2.0%以下に
限定した。 V:0.10〜1.0% Vは焼もどしによりV4C3を形成し二次硬化に
大きく貢献する元素であり少くとも0.10%以上添
加する必要がある。一方多量に添加すると焼入時
に未溶解炭化物が形成され、マルテンサイト中の
炭素が減少し、かたさを低下させるため1.0%以
下に限定した。 上記成分組成鋼において、熱間型用鋼として充分
な性能を有するが、鍛造機械の高速化、大型化に
伴い、金型の大型化、形状の複雑化に対しては基
本成分にさらに以下の元素を添加することが望ま
しい。 Ni:金型の大型化がさらに進んで基本組成鋼で
は中心部までの焼入が困難になつた場合には
Niを0.50%以上添加することにより解決でき
る。ただし多量に添加しても焼入性にたいする
効果は大差なく経済性の面から3.0%以下が望
ましい。そして、Niを添加する場合は、Mn量
の下限を基本組成鋼より若干低い1.51%として
も、特別に大型の金型でない場合には充分な軟
窒化性および焼入性を得ることができる。 S、Ca、Se:これらの元素は被削性の改善に有
効な元素であり、本発明鋼にたいしても適量添
加することにより型彫りなどの被削性を確実に
向上させることができる。ただし多量に添加す
ると靭性が損なわれるためそれぞれCa:0.05
%以下、S:0.05〜0.30%、Se:0.50%以下の
範囲で1種または2種以上添加することが望ま
しい。 次に、本発明鋼の特徴を実施例によりさらに詳
細に説明する。 実施例 1 第1表に示す合金成分を有する鋼を溶製し、各
種特性値を調査した。
ミ押出金型等に用いる熱間型用鋼の改良に関する
ものである。熱間型用鋼を使用する分野、たとえ
ば鍛造においては、技術の進歩につれて鍛造機械
の高速化、大型化、自動化がめざましく行なわれ
ており、それに伴なつて金型等に使用する熱間型
用鋼にたいする要求はますますきびしくなつてき
ている。熱間型用鋼としては、従来からその使用
目的に従つてSKT系またはSKD等の鋼種が使い
分けられているが、その性能は現今のきびしい要
求に十分こたえられるものとはいえず、大幅な改
善が強く要望されている。 本発明者等は上記情勢に先がけて従来鋼よりも
あきらかにすぐれた耐用寿命を有する熱間型用鋼
を開発し、特願昭51−54686号および特願昭51−
156242で出願した。しかしながら先願鋼では従来
鋼に比して焼入性が幾分低いため、金型の大型化
にたいしては若干問題があつた。一方、最近の傾
向として金型への表面硬化処理が脚光をあびてお
り、金型用鋼の窒化特性も重要な要素となりつつ
あるが、先願鋼では充分とはいえない。 そこで本発明者等は焼入性の改善および表面硬
化処理として有望視されている軟窒化特性の改善
を目的として各種合金元素の組合せと、その組成
範囲について研究を重ねた結果以下に示す鋼はき
わめて好適であることを見い出し、本発明をなす
に至つた。すなわち本発明は、 (1) C:0.25〜0.50%、Si:1.0〜2.0%、Mn:
1.61〜2.50%、Cr:1.50〜3.50%、Mo:0.50〜
2.0%、V:0.10〜1.0%残余が実質的にFeから
なる軟窒化特性に優れた熱間型用鋼。 (2) (1)の基本組成鋼の焼入性をさらに向上させ、
大型の金型にも適用できるようにするため、お
よびMnの下限を1.51%として焼入性を維持す
るために、(1)の鋼においてMn:1.51〜2.50%
とするとともにNi:0.50〜3.0%を含有させた
軟窒化特性に優れた熱間型用鋼。 (3) (1)の基本組成鋼の被削性を確実に向上させる
ようにするために、(1)の鋼をさらにCa:0.05
%以下、S:0.05〜0.30%、Se:0.50%以下か
ら選んだ1種または2種以上の元素を含有させ
た軟窒化特性に優れた熱間型用鋼。 (4) (1)の基本組成鋼の焼入性および被削性を同時
に向上させるため、およびMnの下限を1.51%
として焼入性を維持するために、(1)の鋼におい
てMn:1.51〜2.50%にするとともにNi:0.50〜
3.0%とさらにCa:0.05%以下、S:0.05〜0.30
%、Se:0.50%以下から選んだ1種または2種
以上の元素を含有させた軟窒化特性に優れた熱
間型用鋼。 本発明は以上のような成分組成からなる軟窒化
特性に優れた熱間型用鋼に関するものである。 本発明の軟窒化特性に優れた熱間型用鋼は先願
鋼(特願昭51−54686号、特願昭51−156242)に
たいして焼入性および軟窒化性を改善するために
SiおよびMnを増加させたものであり、金型の大
型化にたいしても充分に対処できるものである。
また通常の焼入・焼戻し処理においても良好な型
命数を有するが焼入・焼戻し処理後軟窒化処理を
施すと型命数がさらに向上する。これは本発明鋼
は先願鋼および従来鋼にくらべて軟窒化処理によ
る硬化深さが深く、かつ芯部強度の低下が少ない
という特徴を有していることによるものである。 次に本発明鋼の成分範囲の限定理由を述べる。 C:0.25〜0.50% Cは強度および焼入性を向上させるために有効
な元素であり、少くとも0.25%以上添加する必要
がある。しかし多量に添加すると靭性および軟窒
化性が劣化するため0.50%以下に限定した。 Si:1.0〜2.0% Siは1.0%以上の添加により軟窒化性および耐
酸化性を向上させるとともにMnとの共存により
焼入性を著るしく改善できる。一方多量に添加す
ると靭性が劣化しかつ球状化焼鈍かたさが増加し
被削性が悪くなるため2.0%以下に限定した。 Mn:1.61〜2.50%(Niを含まない場合) 1.51〜2.50%(Niを含む場合) MnはSiとの共存により軟窒化性および焼入性
を向上させるためにはNiを含まない場合に少な
くとも1.61%以上、Niを含む場合にはNi添加によ
る焼入性向上が得られることも考慮して少なくと
も1.51%以上添加する必要がある。一方多量に添
加する焼もどし軟化抵抗性および被削性が著しく
劣化するため2.50%以下に限定した。 Cr:1.50〜3.50% Crはマトリツクスを強化し、焼入性を確保す
るとともに鋼中のCの拡散を抑制し、熱間硬さと
焼もどし抵抗性を与えるために必須の元素であ
る。この効果を得るには1.50%以上添加する必要
がある。一方3.50%以上添加すると高温での焼も
どし軟化抵抗性が損なわれるため、3.50%以下に
限定した。 Mo:0.50〜2.0% Moは450℃以上の焼もどしにより、Mo2Cを形
成し、二次硬化に寄与する元素であり、少くとも
0.50%以上添加する必要がある。また、軟窒化処
理による硬化層深さはMoが多いほど深いが2.0%
を越えるとその効果は飽和するため2.0%以下に
限定した。 V:0.10〜1.0% Vは焼もどしによりV4C3を形成し二次硬化に
大きく貢献する元素であり少くとも0.10%以上添
加する必要がある。一方多量に添加すると焼入時
に未溶解炭化物が形成され、マルテンサイト中の
炭素が減少し、かたさを低下させるため1.0%以
下に限定した。 上記成分組成鋼において、熱間型用鋼として充分
な性能を有するが、鍛造機械の高速化、大型化に
伴い、金型の大型化、形状の複雑化に対しては基
本成分にさらに以下の元素を添加することが望ま
しい。 Ni:金型の大型化がさらに進んで基本組成鋼で
は中心部までの焼入が困難になつた場合には
Niを0.50%以上添加することにより解決でき
る。ただし多量に添加しても焼入性にたいする
効果は大差なく経済性の面から3.0%以下が望
ましい。そして、Niを添加する場合は、Mn量
の下限を基本組成鋼より若干低い1.51%として
も、特別に大型の金型でない場合には充分な軟
窒化性および焼入性を得ることができる。 S、Ca、Se:これらの元素は被削性の改善に有
効な元素であり、本発明鋼にたいしても適量添
加することにより型彫りなどの被削性を確実に
向上させることができる。ただし多量に添加す
ると靭性が損なわれるためそれぞれCa:0.05
%以下、S:0.05〜0.30%、Se:0.50%以下の
範囲で1種または2種以上添加することが望ま
しい。 次に、本発明鋼の特徴を実施例によりさらに詳
細に説明する。 実施例 1 第1表に示す合金成分を有する鋼を溶製し、各
種特性値を調査した。
【表】
焼もどし軟化抵抗性
第1表の供試材を用いてそれぞれの温度で焼入
処理後、400〜700℃の温度で焼もどし処理を施
し、かたさを測定した。その結果を第1図に示
す。同図にみられるように本発明鋼(No.1〜4)
および先願鋼(No.7、8)は従来鋼(No.5、6)
に比して600℃以上での焼もどしかたさが高く、
良好な焼もどし軟化抵抗性を示している。 焼入性 熱間成型金型の製造に際しては金型を成形後焼
入処理により芯部まで完全に硬化させ、かつ焼も
どし処理により靭性の優れた均一なソルバイト組
織を通る必要がある。しかしながら先願鋼(特願
昭51−54686、特願昭51−156242)は従来鋼(JIS
−SKD61、SKD62)にくらべて焼入性が若干悪
く金型の大型化にたいしては問題があつた。そこ
で本発明鋼の焼入性を調査した。鋼の焼入硬化深
さは焼入液や品物の形状寸法などにも影響される
ので一概に論じられないが、本実験では焼入温度
からの連続冷却により、C・C・T曲線を求めベ
イナイト変態開始までの時間を測定し、その時間
の長短により焼入性を判定した。その結果を第2
表に示した。
処理後、400〜700℃の温度で焼もどし処理を施
し、かたさを測定した。その結果を第1図に示
す。同図にみられるように本発明鋼(No.1〜4)
および先願鋼(No.7、8)は従来鋼(No.5、6)
に比して600℃以上での焼もどしかたさが高く、
良好な焼もどし軟化抵抗性を示している。 焼入性 熱間成型金型の製造に際しては金型を成形後焼
入処理により芯部まで完全に硬化させ、かつ焼も
どし処理により靭性の優れた均一なソルバイト組
織を通る必要がある。しかしながら先願鋼(特願
昭51−54686、特願昭51−156242)は従来鋼(JIS
−SKD61、SKD62)にくらべて焼入性が若干悪
く金型の大型化にたいしては問題があつた。そこ
で本発明鋼の焼入性を調査した。鋼の焼入硬化深
さは焼入液や品物の形状寸法などにも影響される
ので一概に論じられないが、本実験では焼入温度
からの連続冷却により、C・C・T曲線を求めベ
イナイト変態開始までの時間を測定し、その時間
の長短により焼入性を判定した。その結果を第2
表に示した。
【表】
同表にみられるごとく先願鋼(No.7、8)は従
来鋼(No.5、6)に比してベイナイト変態開始時
間は短かく焼入性は悪い。 しかしながら、本発明鋼は従来鋼とほぼ同等の
ベイナイト変態開始時間を示しており、良好な焼
入性を有していることが判る。 軟窒化性 最近型用鋼にたいして表面硬化処理が施される
ようになり、その中でも工業的に安定した処理法
であつてかつ経済的な軟窒化処理法が注目されて
いる。したがつてこの種の型用鋼としては軟窒化
性も重要な要素である。そこで第1表の供試材を
用いて、ガス軟窒化を施し、硬化層深さを測定し
た。その結果を第2図に示す。同図にみられるよ
うに本発明鋼は先願鋼(No.7、8)および従来鋼
(No.5、6)にくらべて軟窒化処理による硬化深
さが深く良好な軟窒化性を示している。 実施例 2 熱間成形金型の大型化にたいして焼入性をさら
に保障するためにNi添加の影響を調べた。第3
表に示す成分組成の合金を溶製し実施例1と同様
な方法で焼入性を調べた。その結果を第3表に併
記した。
来鋼(No.5、6)に比してベイナイト変態開始時
間は短かく焼入性は悪い。 しかしながら、本発明鋼は従来鋼とほぼ同等の
ベイナイト変態開始時間を示しており、良好な焼
入性を有していることが判る。 軟窒化性 最近型用鋼にたいして表面硬化処理が施される
ようになり、その中でも工業的に安定した処理法
であつてかつ経済的な軟窒化処理法が注目されて
いる。したがつてこの種の型用鋼としては軟窒化
性も重要な要素である。そこで第1表の供試材を
用いて、ガス軟窒化を施し、硬化層深さを測定し
た。その結果を第2図に示す。同図にみられるよ
うに本発明鋼は先願鋼(No.7、8)および従来鋼
(No.5、6)にくらべて軟窒化処理による硬化深
さが深く良好な軟窒化性を示している。 実施例 2 熱間成形金型の大型化にたいして焼入性をさら
に保障するためにNi添加の影響を調べた。第3
表に示す成分組成の合金を溶製し実施例1と同様
な方法で焼入性を調べた。その結果を第3表に併
記した。
【表】
同表にみられるように本発明鋼の基本組成にく
らべてMnを若干低い値としたときでもNiを添加
すると焼入性が著るしく向上することが明瞭に認
められる。したがつて金型の大型化にたいしても
充分に対処できることを示している。 実施例 3 熱間成形金型の被削性は金型の製造上きわめて
重要な要素であり、ひいては成形品の製造コスト
にも大きく影響する。 そこで本発明鋼の基本組成にたいして被削性改
善元素を添加した場合の効果を調べた。 第4表の供試材を用いて焼入―焼もどし処理に
よりそれぞれHRC45程度に調整し、被削性を調
べた。
らべてMnを若干低い値としたときでもNiを添加
すると焼入性が著るしく向上することが明瞭に認
められる。したがつて金型の大型化にたいしても
充分に対処できることを示している。 実施例 3 熱間成形金型の被削性は金型の製造上きわめて
重要な要素であり、ひいては成形品の製造コスト
にも大きく影響する。 そこで本発明鋼の基本組成にたいして被削性改
善元素を添加した場合の効果を調べた。 第4表の供試材を用いて焼入―焼もどし処理に
よりそれぞれHRC45程度に調整し、被削性を調
べた。
【表】
それぞれの加工方性における切削条件および工
具寿命曲線を第3図〜第5図に示す。結果にみら
れるようにいずれも本発明鋼は比較鋼のSKD61
とほぼ同等の工具寿命を示しているが、本発明鋼
のうち被削性改善元素を添加した第三発明鋼では
工具寿命曲が一段と優れていることを示してい
る。すなわち金型の被削性が特に要求される場合
には第三発明鋼が好適であることを示している。 実施例 4 実施例1〜3の基礎データをもとにして第5表
に示す成分組成の本発明鋼を溶製し、リヤーアク
スルシヤフト用熱間プレス金型を製造した。
具寿命曲線を第3図〜第5図に示す。結果にみら
れるようにいずれも本発明鋼は比較鋼のSKD61
とほぼ同等の工具寿命を示しているが、本発明鋼
のうち被削性改善元素を添加した第三発明鋼では
工具寿命曲が一段と優れていることを示してい
る。すなわち金型の被削性が特に要求される場合
には第三発明鋼が好適であることを示している。 実施例 4 実施例1〜3の基礎データをもとにして第5表
に示す成分組成の本発明鋼を溶製し、リヤーアク
スルシヤフト用熱間プレス金型を製造した。
【表】
それぞれの熱間プレス金型は焼入、焼もどし処
理によりHRC47程度に調整したが、別の焼入、
焼もどし処理後ガス軟窒化処理(ガス比NH3/
Rx=2/1温度580℃×5hr 0Q)を施し、表面
硬化処理した金型も製造した。 上記の金型を用いて実際にリヤーアクスルシヤ
フトを型打した。その時のそれぞれの金型の型命
数を第6表に示す。なお比較データは従来金型
(SKD61)の実績を示すものである。
理によりHRC47程度に調整したが、別の焼入、
焼もどし処理後ガス軟窒化処理(ガス比NH3/
Rx=2/1温度580℃×5hr 0Q)を施し、表面
硬化処理した金型も製造した。 上記の金型を用いて実際にリヤーアクスルシヤ
フトを型打した。その時のそれぞれの金型の型命
数を第6表に示す。なお比較データは従来金型
(SKD61)の実績を示すものである。
【表】
【表】
【表】
結果にみられるように本発明鋼で製造した金型
の耐用命数は比較鋼のそれにくらべて1.6倍以上
を示している。また軟窒化処理を施すことにより
焼入・焼もどしのままのものにくらべて1.3倍以
上の耐用命数を示している。 以上のごとく本発明鋼は従来の熱間型用鋼
(SKD61)および先願の熱間型用鋼(特願昭51−
54686、特願昭51−156242)の欠点を改善したも
のであつて、さらに詳しくは最近の熱間金型の使
用条件に対処できるように焼入性および軟窒化性
を改善した熱間型用鋼であつて、工業的価値の大
なる発明である。
の耐用命数は比較鋼のそれにくらべて1.6倍以上
を示している。また軟窒化処理を施すことにより
焼入・焼もどしのままのものにくらべて1.3倍以
上の耐用命数を示している。 以上のごとく本発明鋼は従来の熱間型用鋼
(SKD61)および先願の熱間型用鋼(特願昭51−
54686、特願昭51−156242)の欠点を改善したも
のであつて、さらに詳しくは最近の熱間金型の使
用条件に対処できるように焼入性および軟窒化性
を改善した熱間型用鋼であつて、工業的価値の大
なる発明である。
第1図は本発明鋼および比較鋼の焼もどし軟化
曲線、第2図は本発明鋼と比較鋼のガス軟窒化処
理後の表面かたさ分布、第3〜5図は本発明鋼と
比較鋼の工具寿命曲線を示す図である。
曲線、第2図は本発明鋼と比較鋼のガス軟窒化処
理後の表面かたさ分布、第3〜5図は本発明鋼と
比較鋼の工具寿命曲線を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C:0.25〜0.50%、Si:1.0〜2.0%、Mn:
1.61〜2.50%、Cr:1.50〜3.50%、Mo:0.50〜2.0
%、V:0.10〜1.0%、残余が実質的にFeからな
る軟窒化特性に優れた熱間型用鋼。 2 C:0.25〜0.50%、Si:1.0〜2.0%、Mn:
1.51〜2.50%、Cr:1.50〜3.50%、Mo:0.50〜2.0
%、V:0.10〜1.0%、およびNi:0.50〜3.0%、
残余が実質的にFeからなる軟窒化特性に優れた
熱間型用鋼。 3 C:0.25〜0.50%、Si:1.0〜2.0%、Mn:
1.61〜2.50%、Cr:1.50〜3.50%、Mo:0.50〜2.0
%、V:0.10〜1.0%、およびCa:0.05%以下、
S:0.05〜0.30%、Se:0.50%以下から選ばれた
元素を1種または2種以上を含有し、残余が実質
的にFeからなる軟窒化特性に優れた熱間型用
鋼。 4 C:0.25〜0.50%、Si:1.0〜2.0%、Mn:
1.51〜2.50%、Cr:1.50〜3.50%、Mo:0.50〜2.0
%、V:0.10〜1.0%、Ni:0.50〜3.0%、および
Ca:0.05%以下、S:0.05〜0.30%、Se:0.50%
以下から選ばれた元素を1種または2種以上を含
有し、残余が実質的にFeからなる軟窒化特性に
優れた熱間型用鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12298777A JPS5456913A (en) | 1977-10-15 | 1977-10-15 | Steel for hot rolling mold |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12298777A JPS5456913A (en) | 1977-10-15 | 1977-10-15 | Steel for hot rolling mold |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5456913A JPS5456913A (en) | 1979-05-08 |
JPS6230260B2 true JPS6230260B2 (ja) | 1987-07-01 |
Family
ID=14849480
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP12298777A Granted JPS5456913A (en) | 1977-10-15 | 1977-10-15 | Steel for hot rolling mold |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5456913A (ja) |
Families Citing this family (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04318148A (ja) * | 1991-04-18 | 1992-11-09 | Hitachi Metals Ltd | 熱間加工用工具鋼 |
JP2959319B2 (ja) * | 1993-03-02 | 1999-10-06 | 住友金属工業株式会社 | 熱間鍛造金型用鋼 |
SE529809C2 (sv) * | 2006-04-06 | 2007-11-27 | Uddeholm Tooling Ab | Varmarbetsstål |
SE533283C2 (sv) * | 2008-03-18 | 2010-08-10 | Uddeholm Tooling Ab | Stål, process för tillverkning av ett stålämne samt process för tillverkning av en detalj av stålet |
JP6903507B2 (ja) * | 2017-07-15 | 2021-07-14 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 焼入れ性および靱性に優れた熱間工具鋼 |
-
1977
- 1977-10-15 JP JP12298777A patent/JPS5456913A/ja active Granted
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5456913A (en) | 1979-05-08 |
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