KR102242475B1 - 금형용 강철 - Google Patents

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다이도 토쿠슈코 카부시키가이샤
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Abstract

본원발명은 질량%로 환산하여, 0.27% 초과 0.36% 미만의 C; 0.07% 초과 0.40% 미만의 Si; 7.00% 초과 8.80% 미만의 Cr; 0.25% 초과 0.80% 미만의 Mo; 0.50% 초과 0.75% 미만의 V; 0.0005% 초과 0.05% 미만의 N; 및 Mn, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 함유하는 금형용 강철에 관한 것으로, 여기서 금형용 강철은 -0.1Cr+1.10 < Mn < -0.1Cr+1.50의 식을 만족한다.

Description

금형용 강철{STEEL FOR MOLD}
본 발명은 다이 강철(die steel) 및 금형 강철에 관한 것으로, 더 구체적으로는 수지 재료의 사출 성형용 금형을 형성하는데 사용된 플라스틱 사출 금형 다이 재료에 관한 것이다.
경도, 열전도도 등과 같은 다양한 우수한 특성을 갖는 플라스틱 금형 다이가 필요하다. 특허문헌 1은 질량%로 환산하여, 0.22% 내지 0.35%의 C; 0.01% 내지 0.40%의 Si; 0.10% 내지 1.20%의 Mn; 0.030% 이하의 P; 0.05% 내지 0.20%의 Cu; 0.05% 내지 1.00%의 Ni; 5.0% 내지 10.0%의 Cr, 0.10% 내지 1.00%의 Mo; 0.50% 초과 0.80% 이하의 V; 0.01% 내지 0.2%의 N; 0.0100% 이하의 O; 및 0.050% 이하의 Al, 나머지로서 Fe 및 불가피적 불순물을 함유하는 높은 열전도도, 경도 및 내식성을 갖는 플라스틱 성형 금형용 강철을 개시한다.
JP-A-2010-174319
전술한 바와 같이, 특허문헌 1에 개시된 금형용 강철은 우수한 내열성, 경도 및 내식성을 갖는다. 그러나, 최근에, 금형용 강철은 플라스틱 성형 공정의 다변화에 대응하여 더 다양한 특성을 가질 것이 요구된다.
예를 들어, 수지 생성물의 고강도화 때문에, 경질 유리 섬유가 수지 생성물 안으로 혼합되는 경우가 많아졌다. 이러한 수지의 사출 성형에서, 금형의 연마 마모는 유리 섬유의 경도 때문에 심각한 문제가 된다. 생성물의 형상이 금형의 연마 마모에 의해 변화되기 때문에 치수 정확성에 대한 요건은 시간이 지남에 따라 덜 만족하게될 가능성이 존재한다. 따라서, 높은 경도를 가져서 높은 내마모성을 갖는 금형에 대한 필요성이 존재한다. 나아가, 금형이 높은 경도를 가지면 가질 수록, 금형 표면으로부터 카바이드(carbide) 또는 내포물의 분리에 의해 발생된 극미한 홀(핀홀(pinholes))이 형성되지 않을 것이고 그리하여 홈(gouge) 등과 같은 극미한 결점이 연마시에 발생되지 않을 것이기 때문에, 금형의 경면 연마(mirror polishing) 특성은 우수해질 것으로 예상된다.
금형의 표면이 극미하게 평평하지 않은 경우에(파형(wavy)), 표면파형(waviness)은 수지 생성물에 전달되어 수지 생성물의 표면의 평활도를 저하시키고, 그 결과 디자인 특성은 손상된다. 따라서, 경면 연마 후 금형에 표면파형이 없는 것이 바람직하다. 표면파형은 성분의 편석(segregation)에 의해 발생되기 때문에, 금형용 강철에 편석이 작은 것이 요구된다. 나아가, 화학물질을 사용하여 금형의 표면을 부식시켜서 가죽 유사 패턴(leather-like pattern)을 형성하는 엠보싱 공정(embossing processing)이 수지 생성물의 표면에 가죽 유사 패턴을 전달하기 위한 목적으로 수행되는 경우에서, 편석에 의한 화학 성분의 고르지 못한 분배는 엠보싱의 정도에 차이를 가져오기 때문에(엠보싱이 고르지 못함), 금형용 강철에서 편석이 수지 생성물의 디자인 특성에 미치는 영향은 특히 커진다.
또한, 최근에 수지 생성물의 대형화 때문에, 금형의 크기는 더 커진다. 금형의 크기가 커지는 경우에 ??칭속도(quenching rate)(??칭 시에 냉각속도)은 작아지는 경향을 보인다. 나아가, 생산 영역의 세계화 때문에, 열처리 장치 또는 기술이 충분하지 않은 환경에서 금형의 ??칭이 수행되는 경우가 많아졌다. 이러한 경우에, 금형의 ??칭속도는 많은 경우에서 감소한다. 금형의 ??칭속도가 감소되는 경우에, 저하된 경화능을 갖는 강철의 경우에서 펄라이트(perlite)는 ??칭시에 쉽게 석출된다. 펄라이트가 석출되면, 펄라이트 중에 카바이드는 금형의 경면 연마시에 그로부터 분리되어서, 펄라이트 부분은 우선적으로 다듬어지고 핀홀은 쉽게 발생된다. 핀홀은 수지 생성물에 돌출 구조로서 전달되어 수지 생성물의 표면의 디자인 특성을 손상시킨다. 나아가, 금형의 표면 부근이 상대적으로 높은 ??칭속도를 갖고 펄라이트가 그 안에 거의 석출되지 않는 경우에도, 금형의 내부는 금형 표면 부근에서 보다 낮은 ??칭속도를 갖고 펄라이트가 쉽게 석출되는 상태에 있는다. 기계적 응력은 금형 클램핑(mold clamping) 또는 수지 사출을 사용하면서 금형에 반복적으로 가해진다. 이러한 응력의 적용을 유발하는 금속 피로에 있어서, 금형의 내부에 석출된 펄라이트가 균열의 시작점이 되기 때문에 금형의 내부로부터의 균열은 쉽게 발생하는 경향이 있다. 또한, 냉각 회로는 사출 성형용 금형의 많은 경우에서 수지를 급속 냉각하고 고형화하기 위하여 금형의 내부에 제공된다. 펄라이트가 냉각 회로의 표면 상에 석출되는 경우에, 펄라이트도 크랙(crack)의 시작점이 될 가능성이 있다. 이런 식으로, 금형의 경면 연마를 보장하거나 금형의 균열을 억제하기 위한 관점으로부터, 금형용 강철은 향성된 경화능을 갖고 펄라이트의 석출은 억제되는 것이 필요하다.
나아가, 전술한 바와 같이 냉각 회로가 금형에 제공되는 경우에, 금형용 강철이 낮은 내식성을 가지면, 수냉각 회로가 녹슬고 좁아지기 때문에 물 흐름의 양은 감소되어서, 냉각 능력은 손상될 가능성이 존재한다. 나아가, 녹에 깊이 부식된 부분이 시작점이 되기 때문에 크랙이 발생될 가능성도 있다. 따라서, 냉각 능력을 유지하고 부식 및 크랙을 방지하기 위한 목적에 있어서, 금형용 강철은 고 내식성을 가질 필요가 있다.
나아가, 플라스틱 금형 다이에서, 경면 연마 특성을 보장하고 균열을 억제하기 위한 목적에 있어서, 펄라이트 외에 δ-페라이트의 석출을 억제하는 것이 중요하다. δ-페라이트가 고형화 공정 및 열 처리공정 중에 석출되는 경우에, δ-페라이트는 ??칭 및 템퍼링(tempering) 후에 잔류한다. δ-페라이트 부분이 그의 인접부에서 마텐자이트(martensite)에 비해 더 부드럽기 때문에, 연마를 위해 사용된 연마 입자는 거기에 쉽게 달라붙고 홈 등과 같은 극미한 결함은 연마시간 동안에 쉽게 발생된다. 갇힌(stuck) 연마 입자 또는 발생된 홈은 금형의 표면 거칠기를 저하시키고 경면 연마 특성을 손상시킨다. 나아가, δ-페라이트 및 어미 상(mother phase) 사이의 계면은 크랙의 시작점 또는 전파 경로로서 작용하기 때문에, 크랙은 δ-페라이트가 존재하는 금형용 강철에서 쉽게 발생된다. 또한, 많은 경우에서 δ-페라이트는 가공에 의해 연장되어 있는 상태에 잔류하기 때문에, 기계적 특성의 이방성은 δ-페라이트가 존재하는 금형에서 커지게 되고 크랙은 특정 방향에서의 힘에 대하여 쉽게 발생된다. 전술한 관점으로부터, 경면 연마 특성을 보장하고 균열을 가능성을 억제한다는 관점에서, δ-페라이트가 석출되는 것을 어렵게하는 것이 필요하다.
또한, 종래에는, 금형의 크랙 발생을 억제하기 위하여, 금형용 강철이 내크랙성(cracking resistance)의 지표인 높은 충격값을 가질것을 필요로 했다. 특히, 최근에는, 금형의 대형화 및 전술한 바와 같이 장비 및 기술이 충분하지 않는 환경에서 ??칭을 수행할 가능성 때문에, 금형용 강철이 ??칭속도가 작은 경우에도(느린 ??칭시에) 높은 충격값을 가지는 것이 필요하다.
또한, 고-순환 생산(일 순환 성형에 요구되는 시간을 감소시킴)은 수지의 사출 성형을 위해 요구된다. 즉, 금형의 내부로 주입된 수지를 급속 냉각하고 고형화하는 것이 필요하다. 이를 위하여, 금형은 급속 냉각되는 것이 바람직하다. 따라서, 금형용 강철은 높은 열전도도를 갖는 것이 요구된다.
전술한 바와 같이, 최근에는, 금형될 수지 생성물의 다양화 및 금형의 생산 환경의 다변화 때문에, 수지 재료의 사출 성형을 위한 금형을 구성하는 강철이 다양한 특성을 가지는 것이 요구된다. 여기서, 본원에 의해 해결될 과제는 고 경도, 편석에 대한 내성(resistance to segregation), 펄라이트 석출에 대한 내성, 고 내식성, δ-페라이트의 석출에 대한 내성, 느린 ??칭시에 높은 충격값, 및 고 열전도도를 갖는 금형용 강철을 제공하는 것이다.
전술한 문제점을 해결하기 위하여, 본원발명은 질량%로 환산하여:
0.27% 초과 0.36% 미만의 C;
0.07% 초과 0.40% 미만의 Si;
7.00% 초과 8.80% 미만의 Cr;
0.25% 초과 0.80% 미만의 Mo;
0.50% 초과 0.75% 미만의 V;
0.0005% 초과 0.05% 미만의 N; 및
Mn, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 함유하고,
여기서, "-0.1Cr+1.10 < Mn < -0.1Cr+1.50"의 식을 만족하는 금형용 강철을 제공하는 것이다.
금형용 강철은 "N < -0.04V + 0.050"의 식을 만족하는 것이 바람직하다.
금형용 강철은 질량%으로 환산하여:
0.10% 초과 4.00% 이하의 W 및
0.10% 초과 3.00% 이하의 Co
로부터 선택된 하나 또는 두개의 원소들을 더 함유할 수 있다.
금형용 강철은 질량%로 환산하여:
0.004% 초과 0.100% 이하의 Nb;
0.004% 초과 0.100% 이하의 Ta;
0.004% 초과 0.100% 이하의 Ti; 및
0.004% 초과 0.100% 이하의 Zr
로부터 선택된 하나 이상의 원소들을 더 함유할 수 있다.
금형용 강철은 질량%로 환산하여:
0.10% 초과 1.2% 미만의 Al
을 더 함유할 수 있다.
금형용 강철은 질량%로 환산하여:
0.30% 초과 3.5% 이하의 Ni; 및
0.30% 초과 1.5% 이하의 Cu
로부터 선택된 하나 또는 두개의 원소들을 더 함유할 수 있다.
금형용 강철은 질량%로 환산하여:
0.0001% 초과 0.0050% 이하의 B를 더 함유할 수 있다.
금형용 강철은 질량%로 환산하여:
0.003% 초과 0.050% 이하의 S;
0.0005% 초과 0.2000% 이하의 Ca;
0.03% 초과 0.50% 이하의 Se;
0.005% 초과 0.100% 이하의 Te;
0.01% 초과 0.50% 이하의 Bi; 및
0.03% 초과 0.50% 이하의 Pb
로부터 선택된 하나 이상의 원소들을 더 함유할 수 있다.
금형용 강철은 25℃에서 20 W/(m·K) 이상의 열전도도를 갖는 것이 바람직하다.
전술한 성분 조성물을 포함함으로써, 본원발명에 따른 금형용 강철은 고 경도, 편석에 대한 내성, 펄라이트 석출에 대한 내성, 고 내식성, δ-페라이트 석출에 대한 내성, 느린 ??칭시에 높은 충격값, 및 고 열전도도를 모두 균형있게 가진다.
여기서, "N < -0.04V + 0.050"의 식을 만족하는 경우에, 금형용 강철은 특히 높은 충격값을 가진다.
나아가, 금형용 강철이 전술한 특정량의 W 및 Co로부터 선택된 하나 이상의 원소들을 함유하는 경우에, 특히 고 경도가 쉽게 달성될 수 있다.
또한, 금형용 강철이 전술한 특정량의 Nb, Ta, Ti, 및 Zr로부터 선택된 하나 이상의 원소들을 함유하는 경우에, 오스테나이트(austenite) 입자의 조대화는 ??칭시에 가열 온도 및 가열 시간이 증가하고 길어지는 경우에도 억제되어서, 고 충격값 또는 경면 연마 특성은 쉽게 유지된다.
나아가, 금형용 강철이 전술한 특정량의 Al을 함유하는 경우에, 금형용 강철에 함유된 N 원자에 결합하여 형성된 Al의 질화물은 오스테나이트 입계의 이동 및 그 이동에 의해 발생하는 입자 성장을 억제할 수 있다. 또한, Al의 질화물이 금형용 강철의 석출의 보강에 기여하기 때문에, 전술한 특정량의 Al은 질화 처리를 가하여 금형의 표면의 강도를 증가시키는 것에 기여할 수 있어서, 금형의 내마모성은 향상될 수 있다.
또한, 금형용 강철이 전술한 특정량의 Ni 및 Cu로부터 선택된 하나 또는 두개의 원소들을 함유하는 경우에, 금형용 강철의 경화능을 향상시키는 것이 가능하다.
나아가, 금형용 강철이 전술한 특정량의 B를 함유하는 경우에, 금형용 강철의 경화능을 더 향상시키는 결과가 얻어질 수 있다.
나아가, 금형용 강철이 전술한 특정량의 S, Ca, Se, Te, Bi 및 Pb로부터 선택된 하나 이상의 원소들을 함유하는 경우에, 절삭성은 향상되고, 기계적 특성은, 절삭성의 향상 결과를 가져오는 Si 함량이 다른 유형의 종래의 강철에 비해 적은 금형용 강철에서 쉽게 보장된다.
또한, 금형용 강철의 열전도도가 25℃에서 20 W/(m·K) 이상인 경우에서, 수지는 급속 냉각되어 수지 재료의 사출 성형시에 고형화될 수 있기 때문에, 사출 성형의 효율은 향상된다.
도 1은 (a) 내식성, (b) 페라이트 석출, (c) 느린 ??칭시에 충격 값, 및 (d) 열전도도에 대한 Mn 및 Cr의 함량 사이에 관계를 개별적으로 보여주는 그래프를 도시한다.
도 2는 Mn 및 Cr의 함량의 규정된 범위를 보여주는 그래프이다.
도 3은 느린 ??칭시에 충격 값에 대한 N 및 V의 함량 관계를 보여주는 그래프이다.
도 4는 N 및 V의 함량의 바람직한 범위를 보여주는 그래프이다.
이하에서는, 본원발명의 실시예에 따른 금형용 강철이 구체적으로 설명될 것이다.
본원발명의 실시예에 따른 금형용 강철은 하기 설명된 원소들을 함유하고, 나머지는 Fe 및 불가피적 불순물로 형성된다. 종류, 성분비, 및 부가 원소의 제한에 대한 예는 하기와 같다. 나아가, 성분비의 단위는 질량%이다.
0.27% < C < 0.36%
C는 ??칭시에 모 단계(mother phase)에서 고용화되고 마텐자이트 구조로서 조직되는 것에 의해 금형용 강철의 경도를 향상시킨다. 나아가, C는 Cr, Mo, V 등과 함께 카바이드 및 카보나이트리드(carbonitride)를 형성하고 금형용 강철의 강도를 향상시킨다.
C의 함량을 0.27% 초과하도록 조정하는 것에 의해, 적절한 열 처리 이후에 금형으로서 사용하기 위해 요구되는 고경도가 달성된다. 충분한 내마모성 및 경면 연마 특성을 얻기 위한 관점에서, 금형이 대략 47 HRC 이상의 경도를 갖는 것이 필요하며, 바람직하게는 49 HRC 이상인 것이 필요하다. C의 함량이 극도로 적은 경우에, δ-페라이트는 쉽게 석출되고, 이는 바람직하지 않은 경면 연마 특성의 감소 및 금형의 균열의 가능성을 가져온다. C의 함량이 0.27%를 초과하도록 조정되면, δ-페라이트의 석출은 효과적으로 억제될 수 있다. 다양한 특성의 균형의 관점에서, C의 함량은 0.29%를 초과하는 것이 바람직하다.
한편, C의 함량이 극도로 커지는 경우에, Cr 또는 Mo를 함유하는 카바이드는 쉽게 형성되고, 모 단계에서의 Cr 및 Mo 고용화의 양은 감소하여, 내식성은 손상된다. 또한, C가 과잉으로 함유되면, 금형의 강철의 용접성도 손상된다. 이런 이유로 인해, C의 함량은 0.36% 미만이 되도록 조정된다. 다양한 특성의 균형의 관점에서, C의 함량은 0.34% 미만인 것이 바람직하다.
0.07% < Si < 0.40%
Si는 탈산제로서 효과가 있고, 금형 제조시에 절삭성의 향상 효과를 가진다. Si의 함량은 금형에 요구되는 절삭성을 보장하기 위하여 0.07%를 초과하도록 조정된다. Si의 함량이 0.07% 이하로 조정되는 경우에, 절삭성은 극도로 손상되고, 금형에 요구된 고 경도(대략 49 HRC)는 열 처리가 수행된 후에도 달성되기 어려워진다. 다른 특성들과의 균형의 관점에서, Si의 함량은 0.09%를 초과하는 것이 바람직하다.
한편, Si의 함량이 극도로 커지는 경우에, 금형용 강철의 열전도도는 손상되고, 그 밖에도 δ-페라이트는 쉽게 발생되는 경향이 있다. 이러한 문제점을 방지하기 위한 관점에서, Si의 함량은 0.40% 미만으로 정해진다. 또한, Si의 함량이 0.40% 미만으로 조정되는 경우에, 우수한 디스켈링(descaling) 특성은 금형용 강철 상에서 열 처리를 수행할 시에 보장되고, 스케일의 경도의 증가는 억제되어서, 가공을 위해 사용된 도구가 스케일에 의해 현저히 연마되는 것을 방지할 수 있게 된다. 다른 특성과의 균현의 관점에서, Si의 함량은 0.36% 미만인 것이 바람직하다.
7.00% < Cr < 8.80%
Cr은 부동태 필름(passive film)을 형성하여 내식성을 향상시키는 원소이다. 도 1의 (a)는 내식성에 대한 Mr 및 Cr의 함량 사이에 관계를 보여준다. 여기서, 기본 성분으로서 0.32%의 C, 0.23%의 Si, 0.60%의 Mo, 0.60%의 V, 및 0.015%의 N을 함유하고 Mn 및 Cr의 함량이 변화되는 강철 재료는 습윤 시험(wetting test)을 수행하는 것에 의해 내식성에 대해 평가된다. 즉, 경면 연마를 거친 시험편이 98%의 습도 50℃의 온도 환경에서 24시간 동안 방치된 후에, 녹 상황은 시각적으로 관찰된다. 도 1의 (a)에서, 녹이 거의 발생되지 않거나 약간 발생된 경우에는 "o"로 표시되고, 녹이 꽤 띄거나 많이 발생된 경우에는 "x"로 표시된다. 도 1의 (a)에 따르면, Cr의 함량이 Mn의 함량의 전체 영역에 대하여 7.00%를 초과하는 조건 하에서, "o"는 얻어지고 고 내식성이 달성된다.
Cr의 함량이 극도로 적은 경우에, 금형용 강철은 구상화 풀림 특성(spheroidizing annealing properties)이 저하되고, 특히 Mn의 함량이 큰 조건 하에서 구상화 풀림 후에 쉽게 경화되고, 이는 금형용 강철의 절삭성의 저하를 가져온다. 그러나, 이러한 문제점은 Cr의 함량이 7.00%를 초과하는 경우에 거의 발생하지 않는다. 다른 특성들과의 균형의 관점에서, Cr의 함량은 7.30%를 초과하는 것이 바람직하다.
한편, Cr의 함량이 극도로 큰 경우에, δ-페라이트는 쉽게 석출된다. 도 1의 (b)는 δ-페라이트의 석출에 대한 Mn 및 Cr의 함량 사이에 관계를 보여준다. 여기서, 기본 성분으로서 0.28%의 C, 0.39%의 Si, 0.79%의 Mo, 0.74%의 V, 및 0.002%의 N을 함유하고 Mn 및 Cr의 함량이 변화되는 강철 재료와 관련하여, δ-페라이트의 석출의 존재 또는 부재가 보여진다. 도 1의 (b)에서, δ-페라이트가 관찰되지 않는 경우에는 "o"로 표시되고, δ-페라이트가 관찰되는 경우에는 "x"로 표시된다. 도 1의 (b)에 따르면, Cr의 함량이 Mn의 함량의 전체 영역에 대하여 8.80% 미만인 조건 하에서, "o"가 얻어지고, δ-페라이트는 거의 석출되지 않는다.
또한, Cr의 함량이 극도로 큰 경우에, 펄라이트는 Mn의 함량이 작고 C의 함량이 큰 조건하에서 극도로 쉽게 석출된다. 그러나, 이러한 문제점은 Cr의 함량이 8.80% 미만인 경우에 거의 발생하지 않는다. 다른 특성들과의 균형의 관점에서, Cr의 함량은 8.60% 미만인 것이 바람직하다.
Mn
Mn의 함량은 ??칭속도가 낮은 경우에(느린 ??칭 시에) 충격값에 영향을 미치고 열전도도에도 영향을 미치지만, 영향의 정도는 Cr의 함량에도 의존한다. 본원발명에 따른 금형용 강철에서, Mn 및 Cr의 함량은 "-0.1Cr + 1.10 < Mn < -0.1Cr + 1.50"의 식의 관계를 만족한다.
Cr 및 Mn의 함량이 극도로 적은 경우에, 조대 바이나이트(coarse bainite)는 느린 ??칭시에 쉽게 석출되고 충격값은 낮아진다. 도 1의 (c)는 느린 ??칭시에 충격 값에 대한 Cr 및 Mn의 함량의 관계를 보여준다. 여기서, 기본 성분으로서 0.33%의 C, 0.25%의 Si, 0.58%의 Mo, 0.59%의 V, 및 0.012%의 N을 함유하고 Mn 및 Cr의 함량이 변화되는 강철 재료와 관련하여, 고 충격값이 얻어질 수 있는지를 보여준다. 구체적으로, 큰 단면을 갖는 금형의 ??칭은 11mm x 11mm x 60 mm 크기를 갖는 강철 재료를 1,030℃에서 가열하고, 1,030℃에서 550℃의 온도 범위에서 50℃/분의 속도로 냉각하고, 550℃에서 100℃의 온도 범위에서 2℃/분의 속도로 냉각하는 것에 의해 시물레이션된다. 한편, 일반적인 금형의 ??칭 과정에서 금형 내부에서의 냉각 속도는 1,030℃에서 550℃의 온도 범위에서 5℃/분 내지 150℃/분이고, 550℃에서 100℃의 온도 범위에서 1℃/분 내지 30℃/분이다. 전술한 냉각 속도는 이러한 범위에서 상당히 느리다. 나아가, 이와 같이 ??칭이 적용되는 강철 재료는 템퍼링(tempering)을 수행하는 것에 의해 52 HRC의 경도를 갖도록 정제된 후, 대략적으로 10mm x 10mm x 55 mm의 크기를 갖고 노치(notch)(최말단에서 R 부분의 반경이 1mm임)를 갖는 시험편으로 가공된다. 실온(25℃)에서의 충격값 E(J/cm2)은 시험편을 사용하는 샤르피(Charpy) 충격 시험을 수행하여 측정된다. 도 1의 (c)에서, E가 20 이상인 경우에는 "o"로 표시되고, E가 20 미만인 경우에는 "x"로 표시된다. E가 20인 경계값은 금형 중에 크랙을 회피하기 위해 요구되는 충격값의 지표이다. 도 1의 (c)에 따르면, "Mn(%) > -0.1Cr(%) + 1.10(%)"의 식이 만족되는 조건 하에서, "o"는 얻어지고, 고 충격값은 달성된다.
한편, Cr 및 Mn의 함량이 극도로 큰 경우에, 금형용 강철의 열전도도는 손상된다. 도 1의 (d)는 열전도도에 대한 Cr 및 Mn의 함량의 관계를 보여준다. 여기서, 기본 성분으로서 0.35%의 C, 0.39%의 Si, 0.78%의 Mo, 0.74%의 V, 및 0.018%의 N을 함유하고 Mn 및 Cr의 함량이 변화되는 강철 재료와 관련하여, 열전도도의 측정 결과를 보여준다. 구체적으로, 시험편이 충격 시험의 경우와 동일한 방식으로 정제된 후, 25℃에서의 열전도도 λ(W/(m·K))는 레어저 플래쉬 방법에 따라 측정된다. 도 1의 (d)에서, λ가 20 이상인 경우에는 "o"로 표시되고, λ가 20 미만인 경우에는 "x"로 표시된다. λ가 20인 경계값은 금형 중에 수지의 급속 냉각을 위해 요구된 열전도도의 지표이다. 도 1의 (d)에 따르면, "Mn(%) < -0.1Cr(%) + 1.50(%)"의 식이 만족되는 조건 하에서, "o"가 얻어지고, 고 열전도도가 달성된다.
또한, Cr 및 Mn의 함량이 극도로 큰 경우에, 편석은 금형용 강철 내에 현저히 발생하고 금형의 경면 연마 특성 및 엠보싱 가공 특성은 저하된다. 이런 의미에서, Cr 및 Mn의 함량은 느린 ??칭시에 충격값이 보장될 수 있는 범위로 작은 것이 바람직하다. 전술한 바와 같이, "Cr < 8.80%" 및 "Mn < -0.1Cr + 1.50"의 관계가 만족되는 경우에, 경면 연마 특성 및 엠보싱 가공 특성은 충분히 보장될 수 있다.
도 2는 Cr의 함량 범위 및 Mn의 함량 범위를 앞서 규정한 Cr의 함량에 대한 관계로 종합적으로 보여준다. Cr 및 Mn의 함량이 도 2에서 도시된 그래프의 사각형에 둘러싸인 범위 내에 속하는 경우에, 금형용 강철은 내식성, δ-페라이트의 석출에 대한 내성, 느린 ??칭시에 충격값, 및 열전도도 모두에 대해 우수하고, 수지 재료의 사출 성형을 위한 금형으로서 요구된 다양한 특성은 균형잡힌 방식으로 만족된다.
0.25% < Mo < 0.80%
Mo는 내식성을 향상시키는 원소이다. 또한, Mo는 C에 결합하는 것에 의해 재료의 이차적 경화에 기여한다. Mo의 함량이 0.25%를 초과하는 경우에, 금형에 대해 요구되는 고 경도는 열치리가 수행될 시에 안정적으로 얻어질 수 있다. 다른 특성들과의 균형의 관점에서, Mo의 함량은 0.35%를 초과하는 것이 바람직하다.
한편, Mo의 함량이 극도로 큰 경우에, δ-페라이트는 쉽게 석출되고 균열 인성은 보장되기 어렵다. 금형용 강철의 재료 가격도 증가된다. 이러한 문제점을 회피하기 위하여, Mo의 함량은 0.80% 미만으로 정해진다. 다른 특성들과의 균형의 관점에서, Mo의 함량은 0.75% 미만인 것이 바람직하다.
0.50% < V < 0.75%
V는 C 및 N에 결합되는 것에 의해 카보나이트라이드를 형성한다. 카보나이트라이드는 ??칭시에 오스테나이트 입자의 조대화의 억제에 기여하고, 충격값을 향상시킨다. V의 함량이 0.50%를 초과하는 경우에, ??칭시에 오스테나이트 입자의 조대화는 효과적으로 억제되고, 금형에 요구되는 충격값은 쉽게 달성된다. 다른 특성들과의 균형의 관점에서, V의 함량은 0.52%를 초과하는 것이 바람직하다.
한편, V의 함량이 극도로 큰 경우에, 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하는 효과는 포화되고 이는 비용의 증가를 가져온다. 또한, V의 많은 양이 함유되는 경우에, δ-페라이트 및 조대 카보나이트라이드는 쉽게 발생된다. 희소한 원소인 V의 함량을 억제하는 것은 원료를 절약하는 관점에서 뿐만 아니라 비용의 감소 측면에서 중요하다. 이런 관점으로부터, V의 함량은 0.75% 미만으로 정해진다. 다른 특성들과의 균형의 관점에서, V의 함량은 0.70% 미만인 것이 바람직하다.
0.0005% < N < 0.05%
N은 ??칭시에 잔류 카바이드(및 카보나이트라이드)의 고용화 온도를 증가시키기 때문에, 잔류 카바이드(및 카보나이트라이드)는 N의 함량의 증가에 따라 증가한다. 따라서, ??칭시에 오스테나이트 입자의 조대화는 억제되고, 오스테나이트 입자는 정제될 수 있다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서, N의 함량은 0.0005%를 초과하도록 정해진다.
한편, N의 함량이 극도로 큰 경우에, 오스테나이트 입자를 정제하는 것의 효과는 포화되고, N의 함량을 증가시키는데 요구되는 정제 비용은 증가한다. 이런 관점으로부터, N의 함량은 0.05% 미만으로 정해진다.
전술한 바와 같이, V 및 N이 금형용 강철에 함유되는 경우에, 카바이드 및 카보나이트라이드는 쉽게 형성된다. 그러나, 조대 카바이드 및 카보나이트라이드가 형성되는 경우에, 그들은 크랙의 시작점으로서 작용하여 크랙을 쉽게 발생시키기 때문에, 금형용 강철의 충격값은 감소한다. 충격값의 감소는 ??칭속도가 낮은 경우에 특히 쉽게 발생한다. 충격값의 감소를 회피하기 위하여, N의 함량의 상한치는 V 및 N의 함량의 관계에 의해 결정되는 것이 바람직하다. 구체적으로, "N(%) < -0.04V(%) + 0.050(%)"의 식을 만족하는 것이 바람직하다. 도 3은 느린 ??칭시에 충격값에 대한 N 및 V의 함량의 관계를 보여준다. 여기서, 기본 성분으로서 0.35%의 C, 0.39%의 Si, 0.54%의 Mn, 7.03%의 Cr, 및 0.78%의 Mo을 함유하고 N 및 V의 함량이 변화되는 강철 재료와 관련하여, Cr 및 Mn의 함량을 변화하는 것에 의해 얻어지는 도 1의 (c)의 경우와 동일한 방법 및 기준에 따라 얻어지는, 느린 ??칭시에서 충격값을 평가한 결과를 보여준다. 도 3에 따르면, "N < -0.04V + 0.050"의 식을 만족하는 조건 하에서, "o"가 얻어지고, 고 충격값이 달성된다.
또한, V 및 N의 함량이 높고 조대 카바이드 또는 카보나이트라이드가 발생되는 경우에, 충격값은 감소될 뿐만 아니라 연마시에 그로부터 카바이드 또는 카보나이트라이드의 분리에 의한 핀홀도 발생되고, 금형의 경면 연마 특성은 저하된다. 이런 의미에서, V 및 N의 함량은 오스테나이트 입자를 정제하는 효과가 달성되는 범위에서 적은 것이 바람직하다. 경면 연마 특성의 저하는 "N < -0.04V + 0.050"의 식이 만족되는 경우에 억제될 수 있다.
도 4는 전술한 V 및 N의 함량의 바람직한 범위를 종합적으로 보여준다. V 및 N의 함량이 도 4에 도시된 그래프의 사각형 범위 안에 속하는 경우에, 오스테나이트 입자의 정제의 가속화 및 조대 카바이드 및 카보나이트라이드의 발생의 억제가 모두 달성되어서, 고 충격값 및 경면 연마 특성은 얻어질 수 있다.
본 실시예에 따른 금형용 강철은 C, Si, Cr, Mn, Mo, V 및 N의 전술한 기설정된양을 함유하고, 나머지는 Fe 및 불가피적 불순물로 형성된다. 여기서, 하기 원소들은 불가피적 불순물로서 간주된다. 즉, 불가피적 불순물은 0 내지 0.05% 이하의 P; 0 내지 0,003% 이하의 S; 0 내지 0.30% 이하의 Cu; 0 내지 0.30% 이하의 Ni; 0 내지 0.10% 이하의 Al; 0 내지 0.10% 이하의 W; 0 내지 0.01% 이하의 O; 0 내지 0.10% 이하의 Co; 0 내지 0.004% 이하의 Nb; 0 내지 0.004% 이하의 Ta; 0 내지 0.004% 이하의 Ti; 0 내지 0.004% 이하의 Zr; 0 내지 0.0001% 이하의 B; 0 내지 0.0005% 이하의 Ca; 0 내지 0.03% 이하의 Se; 0 내지 0.005% 이하의 Te; 0 내지 0.01% 이하의 Bi; 0 내지 0.03% 이하의 Pb; 및 0 내지 0.02% 이하의 Mg를 포함한다.
본 실시예에 따른 금형용 강철은 전술한 필수 원소 이외에 하기 원소들로부터 선택된 하나 이상의 유형의 원소들을 임의적으로 함유할 수 있다. 즉, 본 실시예에 따른 금형용 강철은, 질량%로 환산하여, 0.27% < C < 0.36%, 0.07% < Si < 0.40%, 7.00% < Cr < 8.80%, 0.25% < Mo < 0.80%, 0.50% < V < 0.75%, 및 0.0005% < N < 0.05%; 및 Mn, 나머지는 Fe 및 불가피적 불순물로 구성될 수 있고, 이때 식 -0.1Cr + 1.10 < Mn < -0.1Cr + 1.50을 만족하지만, 하기 원소들로부터 선택된 하나 이상의 유형의 원소들을 임의적으로 함유할 수 있다. 성분비 및 이러한 원소들의 제한에 대한 이유는 하기와 같다.
0.10% < W ≤ 4.00% 및 0.10% < Co ≤ 3.00%
W는 카바이드의 석출과 함께 금형용 강철의 강도를 증가시킨다. 또한, Co는 모 단계에서의 고용화에 의해 강도를 증가시키고, 카바이드의 형태의 변화를 통한 석출 경화에 기여한다. 본 실시예에 따른 금형용 강철은 상대적으로 많은 양의 Cr을 함유하고, 내연화성은 낮다. 그러므로, 고 강도는 템퍼링 온도가 높은 경우에 보장되기 어렵다. 따라서, 강도는 템퍼링 온도가 높은 경우에도 W 또는 Co를 첨가하는 것에 의해 보장될 수 있다. W 및 Co의 함량의 하한치는 강도를 보장하는 효과를 갖는 함량으로서 결정되고, 그의 상한치는 특성들의 포화 및 비용 증가의 억제의 관점에서 결정된다. 그의 함량의 특히 바람직한 범위는 각각 0.30% 이상 3.00% 이하의 W, 및 0.30% 이상 2.00% 이하의 Co 이다.
0.004% < Nb ≤ 0.100%, 0.004% < Ta ≤ 0.100%, 0.004% < Ti ≤ 0.100%, 및 0.004% < Zr ≤ 0.100%
Nb, Ta, Ti 및 Zr은 극소의 석출물로서 석출되고 오스테나이트 결정 입자의 조대화를 억제할 수 있다. 가열 온도가 상승하거나 가열 시간이 ??칭시에 연장되거나 예상치 못한 장비 때문에 열 처리가 문제되는 등의 경우에, 오스테나이트 결정 입자의 조대화가 촉진되고 다양한 특징들이 저하될 가능성이 존재한다. 이러한 케이스에 대해 대비하기 위하여, Nb, Ta, Ti 및 Zr로부터 선택된 하나 이상의 원소들을 첨가하는 것이 바람직하다. 각각의 원소들의 함량의 하한치는 오스테나이트 결정 입자의 조대화를 억제하는 효과를 얻을 수 있는 함량으로서 결정되고, 그의 상한치는 카바이드, 나이트라이드, 또는 옥사이드의 과잉 석출물을 억제하여 경면 연마 특성 또는 충격값의 감소를 억제하는 관점에서 결정된다. 이러한 원소들은 또한 하기 설명하는 바와 같이 BN의 형성을 억제하는 효과도 갖는다.
0.10% < Al < 1.2%
Al은 N과 결합하는 것에 의해 AlN을 형성하고, 오스테나이트 결정 입자의 이동에 의해 결정 성장을 억제하는 효과를 갖는다. 따라서, Al은 전술한 바와 같은 Nb, Ta, Ti 및 Zr과 유사한 오스테나이트 결정 입자의 조대화의 억제에 기여한다. 나아가, Al은 강철 중에 나이트라이드를 형성하고 석출경화에 기여하기 때문에, Al은 질화 처리가 금형용 강철에 가해지는 경우에 표면 경도를 증가시키는 작용을 한다. 그러므로, 고 내마모성을 부여하기 위해 질화 처리가 수행되는 금형에 Al을 첨가하는 것이 특히 효과적이다. Al의 함량의 하한치는 이러한 효과들을 얻을 수 있는 함량으로서 결정되고, 그의 상한치는 조대 Al 산화물의 발생에 의해 유발되는 경면 연마 특성의 감소를 억제하기 위한 관점으로부터 결정된다.
0.30% < Ni ≤ 3.5% 및 0.30% < Cu ≤ 1.5%
Ni 및 Cu는 강철 중에 오스테나이트를 안정적으로 발생시키고 경화능을 향상시키는 효과를 갖는다. 전술한 바와 같이, 최근에 수지 생성물의 대형화 때문에, 성형용 금형의 크기는 점점 커지는 경향이 있다. 큰 금형은 냉각되기 어렵기 때문에, 금형이 금형용 강철을 사용하여 낮은 경화능을 갖도록 형성되고 ??칭이 수행되는 경우에, 펄라이트 또는 조대 바이나이트는 ??칭 중에 석출되고 다양한 특징들이 저하될 가능성이 존재한다. 본 실시예에 따른 금형용 강철이 고 충격값 등을 갖는 페라이트 및 펄라이트의 석출을 억제하는 방식으로 극도로 높은 경화능을 갖지만, 매우 큰 금형이 형성되고 ??칭이 낮은 냉각 속도로 수행되는 경우에도 높은 경화능을 보장하기 위하여 경화능이 Ni 또는 Cu를 첨가하는 것에 의해 더 향상되는 것이 효과적이다. 나아가, Ni는 경도를 증가시키기 위하여 Al과 결합하는 것에 의해 금속간 화합물로서 석출되는 것의 효과를 갖는다. 한편, Cu는 시효 석출(age precipitation)에 의해 경도를 증가시키는 효과를 갖는다. 각각의 원소들의 함량의 하한치는 경화능을 향상시키는 효과를 얻을 수 있는 함량으로서 결정되고, 그의 상한치는 편석에 의한 경면 연마 특성의 감소를 억제하기 위한 관점으로부터 결정된다. 그의 함량들 중 특히 바람직한 범위는 각각 0.50% 이상 3.0% 이하의 Ni 및 0.50% 이상 1.2% 이하의 Cu이다. 나아가, Ni 및 Cu는 δ-페라이트가 석출되기 어렵게 만드는 효과도 가진다.
0.0001% < B ≤ 0.0050%
B가 첨가되는 경우에, 금형용 강철의 경화능은 더 향상될 수 있다. 그의 함량의 하한치는 경화능을 향상시키는 효과를 얻을 수 있도록 결정된다. 그러나, B가 N과 결합하는 것에 의해 BN을 형성하면, 경화능을 향상시키는 효과는 손상된다. 그러므로, B는 강철 중에 단독으로 존재할 필요가 있다. BN의 형성을 억제하기 위한 관점에서, B의 함량의 상한치는 결정된다. BN의 형성은 질화물을 형성하기 위한 N에 대한 B의 친화도에 비해 더 큰 친화도를 갖는 원소를 이용하여 억제될 수 있다. 이러한 원소들의 예들은 Nb, Ta, Ti 및 Zr을 포함한다. 이러한 원소들에 의해 BN의 형성을 억제하는 효과는 이러한 원소들이 불가피적 불순물로서 함유되는 수준의 양에서 얻어질 수 있다. 그러나, N의 양이 많은 경우에 특히, BN의 형성은 전술한 바와 같은 범위의 함량으로(0.004% 초과 0.100% 이하) 이러한 원소들을 고의로 첨가하는 것에 의해 효과적으로 억제될 수 있다.
0.003% < S ≤ 0.050%, 0.0005% < Ca ≤ 0.2000%, 0.03% < Se ≤ 0.50%, 0.005% < Te ≤ 0.100%, 0.01% < Bi ≤ 0.50%, 및 0.03% < Pb ≤ 0.50%
S, Se, Te, Ca, Pb 및 Bi 모두는 금형용 강철의 절삭성을 향상시키는 효과를 가진다. 본 실시예에 따른 금형용 강철이 종래의 금형용 강철에 비해 상대적으로 적은 양의 Si를 갖기 때문에, 절삭성은 너무 높지는 않다. 절삭성은 이러한 원소들을 그 안에 첨가하는 것에 의해 향상될 수 있다. 각각의 원소들의 함량의 하한치는 절삭성을 향상시키는 효과를 얻을 수 있는 함량으로서 결정된다. 한편, 이러한 원소들이 과잉으로 첨가되는 경우에, 절삭성을 향상시키는 효과는 포화되고, 열 처리 특성은 저하되고, 충격값 및 경면 연마 특성은 손상된다. 그의 함량의 상한치는 이러한 특징들의 저하를 회피하는 관점으로부터 결정된다.
본 실시예에 따른 금형용 강철은 전술한 필수 원소들을 함유하고, 부가적인 원소들을 임의적으로 더 함유한다. 그러므로, 고 경도, 편석에 대한 내성, 펄라이트의 석출에 대한 내성, 고 내식성, δ-페라이트의 석출에 대한 내성, 느린 ??칭시에 고 충격값, 및 고 열전도도의 특성들 각각을 균형있게 보유한다. 이러한 방식으로, 수지 재료의 사출 형성 공정 및 금형의 제작 공정에서의 최근의 다양한 요건들을 만족하는 금형을 제공하는 것이 가능하다.
본 실시예에 따른 금형용 강철이 고 경도를 갖기 때문에, 고 내마모성은 강철이 금형으로 제작될시에 얻어질 수 있다. 유리 섬유와 같은 경질 재료가 수지 재료에 혼합되는 경우에 특히 이점을 갖는다. 또한, 금형용 강철이 고 경도를 갖기 때문에, 금형의 경면 연마 특성은 향상되고, 극소의 비균일한 구조가 수지 생성물에 전달되는 경우에 발생되는 생성물의 디자인 특성의 손상은 방지된다. 금형용 강철의 경도는 어느 정도의 열 처리의 조건에 적응될 수 있지만, 경질 재료가 혼합될 수지의 사출 성형을 위한 금형은 47 HRC 이상의 경도를 갖는 것이 바람직하고, 더 바람직하게는 금형이 전술한 바와 같이 49 HRC 이상의 경도를 갖는 것이 바람직하다. 금형이 전술한 조성물을 갖는 경우에, 이러한 경도는 열 처리가 수행된 후 안정적으로 쉽게 달성된다.
또한, 본 실시예에 따른 금형용 강철은 고 경도만이 아니라 작은 편석도 갖기 때문에, 고 경면 연마 특성은 제공된다. 나아가, 금형의 표면이 엠보싱 공정을 거치는 경우에, 엠보싱 불균일성은 편석이 작기 때문에 거의 발생하지 않는다. 엠보싱 불균일성은, 화학용액과의 접촉시에 영역들 사이에서 편석에 의해 초래된 부식의 차이의 발생 때문에 발생된다.
펄라이트가 거의 석출되지 않을 것이라는 사실은 금형의 경면 연마 특성의 향상에 영향을 미친다. 나아가, 펄라이트는 거의 석출되지 않을 것이기 때문에, 금형은 펄라이트를 시작점으로 하는 균열이 방지된다. 펄라이트는 ??칭속도가 작은 경우에 특히 쉽게 석출된다. 그러나, 펄라이트의 석출은 금형용 강철의 조성물의 효과에 의해 억제되기 때문에, 펄라이트는 금형이 커지고 ??칭속도가 작아지는 경우에도 거의 석출되지 않고, 따라서 고 경면 연마 특성 및 고 경화능은 보장된다.
나아가, 금형용 강철은 고 내식성을 가지기 때문에, 수 냉각 회로가 금형내에 제공되는 경우에도, 금형 내에 부식의 발생은 억제되고, 냉각 능력을 유지하고 부식에 의해 균열을 방지하는 효과는 달성된다.
δ-페라이트의 석출에 대한 내성은 경면 연마 특성을 향상시키고 금형의 크랙을 방지하는 효과를 갖는다. 나아가, 금형이 δ-페라이트의 석출에 대한 내성 뿐만 아니라 고 충격값도 갖기 때문에, 금형의 부서짐은 억제된다. 특히, 금형의 대형화 및 금형의 생산 환경의 다변화 때문에, 금형의 ??칭속도는 많은 경우에서 작아진다. 이런 느린 ??칭이 수행되는 경우에도, 금형이 고 충격값을 갖기 때문에, 부서짐은 방지된다.
최종적으로, 금형용 강철은 고 열전도도를 갖기 때문에, 주입된 수지 재료는 수지의 사출 성형시에 급속 고형화될 수 있다. 이런 방식으로, 최근에 성장하고 있는 사출 성형 중에서 고-순환 생산에 대한 요구에 대해 대응할 수 있다. 구체적으로, 25℃에서 열전도도는 20 W/(m·K) 이상인 것이 바람직하다. 금형용 강철의 열전도도는 레이저 플래쉬 방법에 의해 평가될 수 있다.
본 실시예에 따른 금형용 강철은 전술한 특징들을 갖기 때문에, 강철은 다양한 플라스틱의 사출 성형용 금형으로서 적합하게 사용될 수 있다. 나아가, 플라스틱의 사출 성형 이외의 다른 목적을 위해 사용되는 경우에, 예컨대 고무의 성형 또는 가공; 강철 판의 콜드 프레스 성형(cold press molding); 및 강철 판의 핫 스템프(hot stamp)(프레스 ??칭 또는 다이 ??칭으로도 언급됨)에 사용되는 경우에 강철은 고 성능을 보일 수 있다. 나아가, 경도 또는 경면 연마 특성을 더 향상시키기 위한 목적으로서, 숏 블라스팅(shot blasting); 샌드 블라스팅(sand blasting); 질화처리(nitriding); 물리적 증착법(physical vapor deposition; PVD); 화학적 증착법(chemical vapor deposition; CVD); 및 도금(plating)과 같은 다양한 표면 개질이 본 발명의 실시예에 따른 금형용 강철에 적용되는 것이 효과적이다.
전술한 본 실시예에 따른 금형용 강철은 예를 들어 하기 설명되는 바와 같이 적절하게 제조될 수 있다. 즉, 우선, 전술한 화학적 조성을 갖는 강철은 진공 유도로(induction furnace) 등에서 용융되어 잉곳으로 주조된다. 다음으로, 수득한 잉곳은 열간 단조(hot forging) 및/또는 열간 압연(hot rolling)을 거치고, 그 후 소정의 크기를 갖는 강철 재료로 맞춰진다.
또한, 열 처리들 중 하나 이상의 유형은 필요에 따라 수행된다. 열 처리 유형의 예들은 ??칭, 템퍼링, 서브제로 처리(sub-zero treatment), 및 구상화 풀림 처리를 포함한다. 구체적으로, ??칭 또는 템퍼링의 예들은 1,000℃ 내지 1,200℃의 온도 범위에서 0.5시간 내지 1.5시간 동안 금형을 가열한 후 금형을 냉각하는 ??칭을 포함한다. 냉각 속도와 관련하여, 1,030℃ 내지 550℃의 온도범위에서 약 5℃/분 내지 150℃/분으로 냉각하는 방법 및 550℃ 내지 100℃의 온도범위에서 약 1℃/분 내지 30℃/분으로 냉각하는 방법은 급속 냉각외에 예시될 수 있다. ??칭을 수행한 후 예컨대 -196℃ 내지 -76℃의 온도에서 필요에 따라 0.5시간 내지 1시간동안 서브제로 처리를 수행하고, 더 나아가 200℃ 내지 700℃의 온도에서 0.5시간 내지 1.5시간을 가열하는 것을 수행하고 금형을 템퍼링하는 것을 수행하기 위하여 공기-냉각을 수행하는 방법은 예시될 수 있다. 또한, 구상화 풀림 처리로서, 구체적으로, 850℃ 내지 950℃의 온도에서 3시간 내지 5시간 동안 금형을 가열하고, 로 안에서 10℃/시 내지 40℃/시의 속도에서 약 600℃로 냉각한 후, 금형을 공기-냉각하는 것을 수행하는 방법이 예시될 수 있다.
실시예
본원발명은 실시예들을 참조하여 구체적으로 설명될 것이다.
표 1 및 2에 나열된 성분 조성들(단위: 질량%)을 갖는 금형용 강철을 각각 준비했다. 구체적으로, 7톤의 잉곳으로 주조하기 위하여, 진공 유도로 안에서 각각의 조성비를 갖는 강철들을 용융하였다. 그 후, 열간 단조를 수행하여 300mm x 700mm의 크기를 갖는 정사각형 형상의 단면을 갖는 블록을 제조했다. 나아가, 얻은 블록은 1,050℃로 가열하여 노멀라이징을 거치고, 급속 냉각시킨 후, 700℃에서 가열하는 템퍼링을 거쳤다. 또한, 블록은 930℃에서 가열하는 풀림(annealing)을 거쳤고 점차적으로 냉각되었다.
각각의 금형용 강철들로 형성된 앞서 얻은 블록의 중심 근방으로부터 시험편을 절단했고, 각각의 템퍼링 경도, 펄라이트의 석출에 대한 내성, 충격값, 내식성, δ-페라이트의 석출에 대한 내성, 경면 연마 특성, 엠모싱 가공 특성, 및 열전도도의 특징들을 평가하기 위한 시험을 수행했다. 시험 방법은 하기에서 설명될 것이다.
<템퍼링 경도>
15mm x 15mm x 25mm의 크기를 갖는 정사각형 바를 시험편으로 절단했고, 템퍼링 경도에 대한 시험을 수행했다. 구체적으로, 시험편을 1,030℃으로 가열하여 ??칭하고, 60분 동안 유지시킨 뒤, 급속 냉각시켰다. 그 후에, 시험편을 450℃ 내지 600℃의 온도에서 2시간 동안 템퍼링하였다. 그의 경도를 록웰 C 스케일(Rockwell C scale(HRC))에 따라 측정했고, 템퍼링시에 온도 범위에서 얻어진 최대 경도를 템퍼링 경도로서 취했다.
<펄라이트의 석출에 대한 내성>
금형의 ??칭을 가정한 시험에서 펄라이트의 석출에 대한 내성을 평가했다. 구체적으로, Φ4mm x 10mm의 크기를 갖는 대략적인 형상을 갖는 시험편을 1,030℃으로 가열했고, 15분간 유지한 뒤, 기결정된 냉각 속도로 실온(25℃)까지 냉각시켰다. 그 후, 냉각 후 시험편을 절단했고, 절단 표면의 구조를 관찰한 후, 펄라이트의 존재 또는 부재를 확인했다. 펄라이트의 석출이 관찰되는 최대 냉각 속도 A(℃/분)에 기초하여 펄라이트의 석출에 대한 내성을 평가했다. 즉, 평가는 다음과 같이 수행되었는데, A가 5 미만인 경우에는 (S)로 표기하였고, 이는 펄라이트가 거의 특히 석출되지 않는 것이며; A가 5 이상 10 미만인 경우에는 (A)로 표기하였고, 이는 펄라이트가 거의 석출되지 않는 것이며; A 가 10 이상 30 미만인 경우에는 (B)로 표기하였고, 이는 펄라이트가 약간 쉽게 석출되는 것이며; A가 30 이상인 경우에℃는 (C)로 표기하였고, 이는 펄라이트가 쉽게 석출되는 것이다.
<충격값>
저성능의 장비를 사용하여 큰 금형을 ??칭하는 경우를 가정한 시험을 수행하여 충격값을 평가했다. 구체적으로, 11mm x 11mm x 60mm의 크기를 갖는 정사각형 바를 사용하였고, 1,030℃ 내지 550℃의 온도 범위에서 50℃/분으로 냉각하고, 550℃ 내지 100℃의 온도 범위에서 2℃/분으로 냉각하는 것에 의해 정사각형 바를 ??칭한 후, 450℃ 내지 600℃의 온도 범위에서 2시간 동안 템퍼링하였다. 템퍼링 온도로서, 각각의 강철들에서 최대 경도가 얻어지는 온도를 선택했다. 이러한 처리 후에 정사각형 바를 노치를 구비한(최말단에서 R 부분의 반경이 1mm임) 10mm x 10mm x 55mm의 대략적 크기를 갖는 시험편으로 가공했고, 실온(25℃)에서 충격값 E(J/cm2)을 샤르피 충격 시험에 따라 측정했다. 얻은 충격값 E와 관련하여, 평가를 다음과 같이 수행했는데, E가 35 이상인 경우에는 (S)로 표지하였고 이는 충격값이 특히 높은 것을 의미하며; E가 20 이상 35 미만인 경우에는 (A)로 표지하였고 이는 충격값이 높은 것을 의미하며; E가 10 이상 20 미만인 경우에는 (B)로 표지하였고 이는 충격값이 작은 것을 의미하며; 그리고 E가 10 미만인 경우에는 (C)로 표지하였고 이는 충격값이 극도로 낮은 것을 의미한다.
<δ-페라이트의 석출에 대한 내성>
δ-페라이트의 석출에 대한 내성, 내식성, 경면 연마 특성, 엠보싱 가공 특성, 및 열전도도의 시험을 위한 시험편을 급속 ??칭 및 템퍼링하였다. 구체적으로, 1,030℃에서 1시간 동안 침지시킨 후 급속 냉각시키는 것에 의해 시험편을 ??칭한 후, 450℃ 내지 600℃의 온도에서 2시간 동안 템퍼링하였다. 템퍼링 온도로서, 각각의 강철들에서 최대의 경도가 얻어지는 온도를 선택했다.
시험편으로서 절단되기 이전에 블록 재료의 종방향과 평행한 표면에 대응하는 앞서 얻은 시험편의 표면을 연마했다. 연마된 시험편을 산으로 부식시킨 후, 그의 구조를 광학현미경을 사용하여 관찰했다. 이때, 평가는 다음과 같이 수행되었는데, δ-페라이트가 관찰되지 않은 경우에는 (A)로 표지했고, 이는 δ-페라이트가 거의 석출되지 않을 것임을 의미하며; 그리고 δ-페라이트가 관찰된 경우에는 (C)로 표지했고, 이는 δ-페라이트가 쉽게 석출된다는 것을 의미한다.
<내식성>
전술한 바와 같이 급속 ??칭 및 템퍼링을 겪은 시험편 상에 습윤 시험을 수행했고, 내식성을 평가했다. 구체적으로, 경면 연마를 겪은 시험편을 습도 98%, 온도 50℃의 환경에서 24시간 방치한 후 녹 상황을 시각적으로 관찰했다. 평가는 다음과 같이 수행했는데, 녹이 거의 발생하지 않은 경우에는 (S)로 표지했고, 이는 내식성이 극도로 높은 것을 의미하며; 녹이 약간 발생된 경우에는 (A)로 표지했고, 이는 내식성이 높은 것을 의미하며; 녹이 쾌 눈에 띄는 경우에는 (B)로 표지했고, 이는 내식성이 낮은 것을 의미하며; 그리고 시험편이 깊숙히 녹슨 경우에는 (C)로 표지했고, 이는 내식성이 극도로 낮은 것을 의미한다.
<경면 연마 특성>
전술한 바와 같이 급속 ??칭 및 템퍼링을 겪은 최대 수 #5000의 연마 입자까지 시험편 상에서 연마했고, 표면파형 및 핀홀과 같은 결점으로 여겨진 구조의 존재 또는 부재를 관찰했다. 평가는 다음과 같이 수행했는데, 이러한 구조들이 거의 존재하지 않는 경우에는 (S: 금형으로서 우수함)로 표지했고, 이는 경면 연마 특성이 극도로 높다는 것을 의미하며; 이러한 구조들이 많지 않은 경우에는 (A: 금형으로서 사용가능함)로 표지했고, 이는 경면 연마 특성이 높다는 것을 의미하며; 이러한 구조들이 눈에 띄는 경우에는 (B: 금형으로서 많은 경우에서 사용불가함)로 표지했고, 이는 경면 연마 특성이 낮다는 것을 의미하며; 그리고 이러한 구조들이 많이 존재하는 경우에는 (C: 금형으로서 사용불가함)로 표지했고, 이는 경면 연마 특성이 극도로 낮다는 것을 의미한다.
<엠보싱 가공 특성>
전술한 바와 같이 급속 ??칭 및 템퍼링을 거친 시험편을 경면 연마하고, 화학용액으로 부식시킨 후, 엠보싱 가공을 수행했다. 이 시점에서 엠보싱 상태를 관찰했고, 평가를 다음과 같이 수행했는데, 엠보싱 불균일이 없는 경우에는 (A)로 표지했고, 이는 엠보싱 가공 특성이 우수하다는 것을 의미하며; 엠보싱 불균일이 약간 발생된 경우에는 (B)로 표지했고, 이는 엠보싱 가공 특성이 약간 저하된 것을 의미하며; 그리고 엠보싱 불균일이 크게 발생된 경우에는 (C)로 표지했고, 이는 엠보싱 가공 특성이 나쁘다는 것을 의미한다.
<열전도도>
레이저 플래쉬 방법에 의해 열전도도 λ(W/(m·K))를 측정했다. 즉, 시험편을 레이저 광으로 조사했고, 이때 시험편의 후면의 온도 변화 △T를 열전대(thermocouples)를 사용하여 측정했다. 시험편의 질량이 M으로 정해지는 경우에, 그의 두께는 L로 정해지고, 레이저를 이용한 조사에 의해 시험편에 제공된 열 에너지는 Q로 정해지고, 샘플의 비열 Cp을 "Cp = Q/(M·△T)[J/(kg·K)]"의 관계식으로부터 계산했다. 나아가, 시험편에서 온도 변화의 최대 값의 절반에 도달하는데 걸리는 시간(t1/2)을 시험편의 표면 측상에 설치된 적외선 검출기를 사용하여 측정했고, 시험편의 열확산도 α를 "α = 0.1388 x L2/(t1/2)[m2/s]"의 관계식으로부터 계산했다. 나아가, 샘플의 열전도도 λ를 λ = Cp·α·ρ[W/(m·K)]"의 관계식으로부터 계산했다. 25℃에서 측정을 수행했다. 열전도도를 다음과 같이 평가했는데, λ가 22 이상인 경우에는 (S)로 표지했고, 이는 열전도도가 극도로 높다는 것을 의미하며; λ가 20 이상 22 미만인 경우에는 (A)로 표지했고, 이는 열전도도가 높다는 것을 의미하며; λ가 19 이상 20 미만인 경우에는 (B)로 표지했고, 이는 열전도도가 낮다는 것을 의미하며; 그리고 λ가 19 미만인 경우에는 (C)로 표지했고, 이는 열전도도가 극도로 낮다는 것을 의미한다.
각각의 실시예들 및 비교예들에 따른 금형용 강철의 성분 조성들은 표 1 및 2에 나열되고, 다양한 시험 결과는 표 3 및 4에 나열된다. "-0.1Cr + 1.1 < Mn < -0.1Cr + 1.5" 및 "N < -0.04V + 0.05"의 컬럼은 실제로 함유된 Cr의 양으로부터 계산된 Mn의 함량의 기결정된 범위 및 실제로 함유된 V의 양으로부터 계산된 N의 함량의 바람직한 범위를 각각 나타낸다.
Figure 112015022490085-pat00001
Figure 112015022490085-pat00002
Figure 112015022490085-pat00003
Figure 112015022490085-pat00004
먼저, 특징들은 비교예에 따른 각각의 강철들에 관하여 시험된다. 그 후에, 저하된 특징들이 각각의 비교예들에 따른 강철들에 존재하면, 주 원인들을 고민했지만, 강철 재료들의 특징은 전체 조성에 의존하고, 원인들은 특정 성분 원소들의 양에 필수적으로 의존하지는 않는다.
강철 17은 충격값 및 내식성이 열등했다. 이는 주로 Cr 및 Mn의 적은 양 때문에 느린 ??칭시에 조대 바이나이트가 쉽게 석출하되어 충격값이 작았다고 생각되었다. 또한, Cr의 함량이 적기 때문에, 안정한 부동태 필름이 형성되기가 쉽지 않았고, 내식성은 손상된다.
강철 18은 펄라이트의 석출에 대한 내성 및 엠보싱 가공 특성이 열등했다. 이는 Cr의 함량이 과잉으로 많은 반면에 C의 함량은 비교적 많았고 Mn의 함량은 비교적 적었기 때문에 카바이드가 쉽게 석출되어서 펄라이트가 쉽게 석출된다고 생각되었다. 나아가, 엠보싱 가공 특성이 저하된 이유는 Cr이 높은 함량의 Cr에 의해 현저히 분리되기 때문이다.
강철 19는 펄라이트의 석출에 대한 내성, δ-페라이트의 석출에 대한 내성, 및 엠보싱 가공 특성이 열등했다. 또한, 경도는 금형용 강철에 요구되는 경도에 비해 상대적으로 작은 값을 나타냈다. 이는 강철 18과 유사하게 Cr의 함량이 과잉으로 많은 반면에 Mn의 함량은 상대적으로 적었기 때문에 펄라이트가 쉽게 석출된다고 생각했다. 또한, δ-페라이트가 쉽게 석출되는 이유는, 페라이트 안전화 원소들로 역할하는 Cr, Mo 및 V가 과잉으로 함유되었고 Si도 상대적으로 많이 함유되었기 때문이다. δ-페라이트의 석출은 오스테나이트 안정화 원소로서 역할하는 C 및 Mn의 함량이 적은 점에 의해서도 가속화된다. 나아가, 엠보싱 가공 특성은 Cr의 함량이 크기 때문에 저하되었다. 경도는 C의 함량이 낮기 때문에 낮았다. 그런데, 내식성은 Cr 및 Mo의 함량이 크고 C의 함량이 작기 때문에 매우 우수해졌다.
강철 20은 경면 연마 특성, 엠보싱 가공 특성, 및 열전도도가 열등했다. 경면 연마 특성 및 엠보싱 특성은, 편석이 Mn 및 Cr의 높은 함량에 의해 발생되어 표면파형이 쉽게 발생되기 때문에 저하된다고 생각했다. 열전도도가 낮은 이유는 매트릭스 중에 고용화된 Mn 또는 Cr의 함량이 크기 때문이다.
강철 21은 내식성이 열등했다. 나아가, 경도는 금형용 강철에 요구된 경도에 비해 상대적으로 작은값을 나타낸다. 내식성은 낮은데, 그 이유는 강철 17과 유사하게 Cr의 함량이 적기 때문이다. 나아가, 경도는 C 및 Si의 적은 함량 때문에 낮다. 나아가, 이러한 유형의 강철에서는, 구상화 풀림 특성도 나쁘고, 풀림에 의한 강철 재료의 연화도 어렵다. 이는 Mn 및 Cr의 함량이 적고 카바이드의 응집 및 조대화가 느리기 때문인 것으로 생각했다.
강철 22는 충격값, 내식성, 및 경면 연마 특성이 열등했다. 충격값은 낮은데, 그 이유는 강철 17과 유사하게 Cr 및 Mn의 함량이 적기 때문에 느린 ??칭시에 조대 바이나이트가 쉽게 석출되고, 게다가, 과잉으로 많은 양의 V 및 N 그리고 또한 많은 양의 C에 의해 V의 조대 카보나이트라이드가 증가했고, 이것이 균열의 시작점이 되기 때문이라고 생각했다. 내식성이 낮은 이유는 Cr의 함량이 적기 때문이다. 나아가, 경면 연마 특성은 편석에 의한 표면파형의 영향 외에도 전술한 조대 카보나이트라이드의 분리에 의한 핀홀의 발생 때문에 낮다.
강철 23 내지 26은 금형용 강철로서 상업적으로 사용가능하다. 강철 23은 경도, 충격값, 내식성 및 경면 연마 특성이 열등했다. 경도는 C의 극도로 작은 함량 때문에 작았다. 나아가, 충격값 및 내식성은 Cr 및 Mn의 함량이 적기 때문에 작았다. 경면 연마 특성은 Ni, Cu, 또는 Al의 편석이 쉽게 발생되는 것에 의한 표면파형 이외에 작은 경도로 인한 내포물의 분리에 의해 핀홀이 쉽게 발생되기 때문에 낮다.
강철 24는 SUS 420J2이다. 이런 유형의 강철은 펄라이트의 석출에 대한 내성, 충격값, 엠보싱 가공 특성, 및 열전도도가 열등하다. 이러한 것들은 주로 높은 함량의 C, Si 및 Cr 때문이다. 나아가, 카바이드가 입계 상에 쉽게 석출되기 때문에, 충격값은 낮아졌다.
강철 25는 JIS SKD61이다. 충격값은 작았고, 내식성도 주로 Mn 및 Cr의 함량이 작았기 때문에 낮았다.
강철 26은 C, Si 및 Mo의 높은 함량에 의해 극도로 높은 경도를 가졌다. 그러나, 강철 26은 주로 C, Si, 및 Cr의 높은 함량 때문에 펄라이트의 석출에 대한 내성, 충격값, 내식성, 경면 연마 특성, 및 열전도도가 열등했다. 조대 Cr-계 결정화 카바이드의 많은 양 및 고용화된 원소의 많은 양이 다양한 특징들을 저하시키는 이유였다.
비교예들에 따른 강철의 각각의 유형에 대비하여, 본원발명의 실시예에 따른 강철의 유형들은 모두 49 HRC 이상의 경도를 보유하고, 펄라이트의 석출에 대한 내성, 느린 ??칭시에 높은 충격값, 내식성, δ-페라이트의 석출에 대한 내성, 경면 연마 특성, 엠보싱 가공 특성, 및 높은 수준의 열전도도의 특징들을 가졌다. 나아가, 강철 13과 관련하여, S는 함유되고 강철 내에 MnS로 존재하기 때문에, 충격값 및 경면 연마 특성이 약간 낮지만, 이는 금형용 강철로서 사용하는데 충분히 우수한 특징이었다.
전술한 바와 같이, C, Si, Cr, Mn, Mo, V, 및 N의 함량이 기결정된 범위이고 특히 Cr 및 Mn의 함량이 기결정된 관계를 만족하는 경우에, 전술한 다양한 특징들은 종래의 강철들과 비교할 때 균형잡히게 개선된다고 밝혀졌다.
본원발명은 구체적이고 그의 특정 실시예를 참조하여 설명되었지만, 다양한 변형 및 개조가 본원발명의 사상 및 범위로부터 벗어나지 않고 이루어질 수 있다는 것이 통상의 기술자에게 자명할 것이다.
본원은 2014년 3월 7일에 출원된 일본특허출원 제2014-045098호에 기초한 것이고, 그의 내용은 참조로서 본원에 일부로서 포함된다.

Claims (9)

  1. 질량%로 환산하여,
    0.27% 초과 0.36% 미만의 C;
    0.07% 초과 0.40% 미만의 Si;
    7.00% 초과 8.80% 미만의 Cr;
    0.25% 초과 0.80% 미만의 Mo;
    0.50% 초과 0.75% 미만의 V;
    0.0005% 초과 0.05% 미만의 N; 및
    Mn,
    나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 금형용 강철에 있어서,
    식 -0.1Cr+1.10 < Mn < -0.1Cr+1.50 및
    식 N < -0.04V + 0.050을 만족하는 것을 특징으로 하는 금형용 강철.
  2. 삭제
  3. 제 1 항에 있어서,
    질량%으로 환산하여,
    0.10% 초과 4.00% 이하의 W 및
    0.10% 초과 3.00% 이하의 Co
    로부터 선택된 하나 또는 두개의 원소를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 금형용 강철.
  4. 제 1 항에 있어서,
    질량%로 환산하여,
    0.004% 초과 0.100% 이하의 Nb;
    0.004% 초과 0.100% 이하의 Ta;
    0.004% 초과 0.100% 이하의 Ti; 및
    0.004% 초과 0.100% 이하의 Zr
    로부터 선택된 하나 이상의 원소를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 금형용 강철.
  5. 제 1 항에 있어서,
    질량%로 환산하여,
    0.10% 초과 1.2% 미만의 Al
    을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 금형용 강철.
  6. 제 1 항에 있어서,
    질량%로 환산하여,
    0.30% 초과 3.5% 이하의 Ni; 및
    0.30% 초과 1.5% 이하의 Cu
    로부터 선택된 하나 또는 두개의 원소를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 금형용 강철.
  7. 제 1 항에 있어서,
    질량%로 환산하여,
    0.0001% 초과 0.0050% 이하의 B를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 금형용 강철.
  8. 제 1 항에 있어서,
    질량%로 환산하여,
    0.003% 초과 0.050% 이하의 S;
    0.0005% 초과 0.2000% 이하의 Ca;
    0.03% 초과 0.50% 이하의 Se;
    0.005% 초과 0.100% 이하의 Te;
    0.01% 초과 0.50% 이하의 Bi; 및
    0.03% 초과 0.50% 이하의 Pb
    로부터 선택된 하나 이상의 원소를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 금형용 강철.
  9. 제 1 항, 제 3 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 금형용 강철은 25℃에서 20 W/(m·K) 이상의 열 전도도를 갖는 것을 특징으로 하는 금형용 강철.
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Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6859623B2 (ja) 2015-09-11 2021-04-14 大同特殊鋼株式会社 金型用鋼及び成形具
CN106167876A (zh) * 2016-07-01 2016-11-30 宜兴市凯诚模具有限公司 一种合金玻璃模具及其制造方法
CN106148837A (zh) * 2016-08-12 2016-11-23 安徽祥宇钢业集团有限公司 一种含纳米钛的不锈钢管及其制备方法
CN110144520A (zh) * 2019-05-21 2019-08-20 安徽协同创新设计研究院有限公司 一种高性能、高强度热锻模具的生产方法
JP2022083627A (ja) 2020-11-25 2022-06-06 大同特殊鋼株式会社 金型用鋼

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20080264526A1 (en) 2007-04-27 2008-10-30 Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha Hot working die steel for die-casting

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04116139A (ja) * 1990-09-04 1992-04-16 Nkk Corp 被削性に優れたプラスチック成形用金型鋼
JP4099888B2 (ja) * 1999-02-10 2008-06-11 住友金属工業株式会社 耐溶損性に優れた鋳造用金型
JP2001073087A (ja) * 1999-09-02 2001-03-21 Hitachi Metals Ltd 耐摩耗性に優れる温熱間加工用窒化金型
JP2006193790A (ja) * 2005-01-14 2006-07-27 Daido Steel Co Ltd 冷間工具鋼
CN100491576C (zh) * 2006-01-25 2009-05-27 周向儒 一种冷挤压模具钢及其热处理工艺
JP2007197784A (ja) * 2006-01-27 2007-08-09 Daido Steel Co Ltd 合金鋼
JP2009242819A (ja) * 2008-03-28 2009-10-22 Daido Steel Co Ltd 鋼、金型用鋼及びこれを用いた金型
JP5093010B2 (ja) * 2008-09-11 2012-12-05 住友金属工業株式会社 熱間加工用金型
JP5412851B2 (ja) * 2009-01-29 2014-02-12 大同特殊鋼株式会社 プラスチック成形金型用鋼およびプラスチック成形金型
JP5515442B2 (ja) * 2009-06-16 2014-06-11 大同特殊鋼株式会社 熱間工具鋼及びこれを用いた鋼製品
JP2014025103A (ja) * 2012-07-26 2014-02-06 Daido Steel Co Ltd 熱間工具鋼
CN102936690B (zh) * 2012-09-28 2016-08-10 周畅超 一种9SiCrAlBN合金工具钢
CN103305773B (zh) * 2013-06-09 2015-05-27 江苏金晟元特种阀门股份有限公司 一种防腐耐高温耐磨铸管的制备方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20080264526A1 (en) 2007-04-27 2008-10-30 Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha Hot working die steel for die-casting

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