JP2011144449A

JP2011144449A - 熱間加工性に優れた金型用鋼

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Publication number: JP2011144449A
Application number: JP2010271184A
Authority: JP
Inventors: Ryuichiro Sugano; 隆一朗菅野; Fumio Toyama; 文夫遠山
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2009-12-18
Filing date: 2010-12-06
Publication date: 2011-07-28
Anticipated expiration: 2030-12-06
Also published as: CN102102164B; CN102102164A; JP5776959B2

Abstract

【課題】優れた被切削性、耐発錆性、熱間加工性を兼備し、かつ金型製品として満足する強度と靭性を有した金型用鋼を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１〜０．２％未満、Ｓｉ：０超〜１．２％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｓ：０．０１〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：１２．０〜１３．０％、Ｍｏ：０．３〜０．８％、Ｖ：０．０７〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０３〜０．１％であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる金型用鋼である。好ましくは、Ｓｉは０．１〜０．８％、Ｓは０．０５〜０．１％、Ｎは０．０４〜０．１％とし、不可避的不純物であるＯは０．０２％以下とする。あるいはさらに、金型用鋼の硬さが３０〜４５ＨＲＣである。
【選択図】図１

Description

本発明は、例えばプラスチックやゴムの成形用金型に係り、そのキャビティ部などを構成する入れ子や、入れ子を保持するホルダなどの金型部品に使用される金型用鋼に関するものである。

従来、プラスチック等を成形する金型においては、それを構成する金型用鋼には優れた被切削性が要求されている。そして、これら金型の全体においては、その外枠を形成するホルダには、金型本体となる入れ子を緊合保持するための大きな「入れ子穴」が加工される。よって、金型用鋼の中でも、特にホルダ用鋼には、より優れた被切削性が要求されている。また、このホルダには、成形サイクルを短縮するための水冷穴が設けられることから、水などに対する優れた耐発錆性も要求される。

上記のホルダ用鋼には、ＪＩＳ−ＳＣＭ４４０などの低合金である中Ｃ−Ｍｎ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｆｅ系の鋼が使用されてきた。そして近年では、製作納期の短縮や加工費の削減などの強い要望に応じて、快削性付与元素であるＳを添加し、被切削性を向上した金型用鋼が一般に使用されている（特許文献１）。また、Ｓを添加した上では、さらに耐発錆性の改善を目的として、低Ｃとした工具鋼が提案されている（特許文献２、３）。

特開平０３−０９７８２９号公報特開平０５−２７９８００号公報特表２００８−５０５７８６号公報

特許文献１の金型用鋼は、被切削性に優れる。しかしながら、質量％にて（以下、％と表記）、Ｃ：０．２０％以上かつＣｒ：１４％以上の中Ｃ−高Ｃｒの成分組成であることから、粗大な炭化物が析出すると熱間加工性が悪くなり、安定した製品の製造が困難になるという懸念があった。

これに対し、特許文献２の金型用鋼は、Ｃを０．１％のレベルに低めて、炭化物による被切削性の低下を抑制したものであり、熱間加工性についても良好である。しかし、低Ｃ化による硬さの低下はＮｉＡｌ金属間化合物の析出で補うことから、０．５％以上のＡｌ添加を必要とする。よって、硬質のアルミナ系非金属介在物が形成されると、被切削性や靭性の低下が懸念される。特にプラスチック成形金型用鋼にとって基地中のアルミナ系非金属介在物は、ピンホールの形成要因となり、鏡面仕上げ性を劣化させるので、排除すべき因子である。

特許文献３の金型用鋼は、Ｃを０．０９％以下にまで極端に低減しているため、熱間加工性や耐発錆性には優れるものの、例えば３０ＨＲＣ以上の高硬度となると、それを安定して得ることが困難である。

そこで本発明は、従来の金型用鋼が全てを満たし得なかった個々の特性、つまり金型用鋼としての強度や靭性と、特にはプラスチック成形金型のホルダ用鋼に要求される被切削性および耐発錆性を維持した上では、その鋼材製造を容易にするための優れた熱間加工性こそを兼備した金型用鋼を提供する。

本発明者は、金型用鋼が従来の被切削性と耐発錆性を損なわずに優れた熱間加工性を達成し得る手法を見直した。その結果、熱間加工性を低下させる主要因は粗大な炭化物やＭｎＳ介在物にあり、これらを微細化することが有効である知見を得た。そして、炭化物を微細化するには、それに最適な狭範囲でなるＣ含有量とＣｒ含有量の関係があること、またＳは添加するとしても、そのＭｎＳ介在物の微細化のためには従来ほどの添加量は許容できないことを見いだした。そして、これらの知見に従っては、ＣおよびＣｒ含有量の低減に伴う硬さの低下は、その他のＳｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕの含有量を調整することで補うことができ、十分な被切削性および耐発錆性と、優れた熱間加工性を兼備した金型用鋼に到達した。

すなわち本発明は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．２％未満、Ｓｉ：０超〜１．２％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｓ：０．０１〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：１２．０〜１３．０％、Ｍｏ：０．３〜０．８％、Ｖ：０．０７〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０３〜０．１％であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする熱間加工性に優れた金型用鋼である。好ましくは、Ｓｉは０．１〜０．８％、Ｓは０．０５〜０．１％、Ｎは０．０４〜０．１％とし、不可避的不純物であるＯは０．０２％以下とする。あるいはさらに、金型用鋼の硬さが３０〜４５ＨＲＣである。

本発明であれば、強度、靭性、被切削性、耐発錆性に加えて、その鋼材製造に係る熱間加工性という、従来の金型用鋼が全てを満たし得なかった個々の特性を兼備することから、金型製作時の加工工数の大幅低減と、金型としての特性向上に寄与する。よって、金型の技術向上にとって有効な技術となる。

実施例１の耐発錆試験において、本発明鋼１〜４および比較鋼１〜６の鏡面仕上面に生じた発錆の状況を示す図である。実施例２において、本発明鋼３および比較鋼３の焼戻し硬さを説明する図である。

本発明の金型用鋼は、低Ｃ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｆｅ系の合金を基本成分とする。その中でも、Ｃは０．１〜０．２％未満としたことで、例えば５５０℃以上の高温焼もどしにより３０〜４５ＨＲＣの高硬度を達成する。また、Ｃｒは１２．０〜１３．０％の高含有量としたことで、多量のＣｒを基地中に固溶させ、緻密な酸化膜を形成して優れた耐発錆性を付与する。優れた耐発錆性は、金型としての使用時には、上記水冷穴の発錆を防止するので、冷却効果が長く持続して、金型寿命の向上に寄与する。

そして、被切削性に優れる本発明の金型用鋼は、例えば上記の３０〜４５ＨＲＣのプリハードン状態で供給できる。つまり、所定の部品形状に対しては、その硬さ状態にて切削などの機械加工を行った後、研磨仕上を施して該形状に整え、使用されるものである。したがって、上記加工後の熱処理を省略できることから、厳しい寸法精度が要求される金型部品にも対応できる。

以下、本発明鋼の成分限定の理由について述べる。
Ｃは、金型強度を維持するための、好ましくは３０〜４５ＨＲＣ程度の焼入れ焼戻し硬さを維持するために必要な基本的添加元素である。そして、切削加工時などに発生する加工歪を抑制するためには、鋼中の残留応力を低減しておくことが望ましく、このためには上記の焼戻し温度は高くできることが必要である。そこで、本発明鋼では、例えば５５０℃以上の焼戻しでも３０ＨＲＣ以上の硬さを安定して達成できるだけの、十分なＣ量を添加することが重要である。しかし多すぎると巨大な残留炭化物を形成して、被切削性や熱間加工性を低下させる。よって、０．１〜０．２％未満とする。

Ｓｉは、鋼塊製造時に脱酸剤として添加される元素である。そして、本発明鋼においては、含有することで被切削性の向上に効果を有する元素である。多すぎると、靭性等の機械的性質の低下をまねくので１．２％以下とする。好ましくは０．１％以上および／または０．８％以下である。

Ｍｎは、本発明鋼の焼入性を高め、またフェライトの生成を抑制して、適度の焼入れ焼戻し硬さを与えるために添加される重要な元素である。しかし多すぎると、基地の粘さを上げて被切削性を低下させる。よって、１．２〜２．０％とする。好ましくは１．７％以下である。

Ｓは、非金属介在物ＭｎＳとして組織中に存在させることで、被切削性の向上に大きな効果がある。しかし、多量のＭｎＳの存在は、機械的特性、特に靭性の異方性を助長するなど、金型自体の性能を低下させる要因となる。また、鋼材の製造過程においても、粗大なＭｎＳは熱間加工性を阻害する。よって、本発明鋼においては、Ｓは０．０１〜０．１％とする。被切削性の向上のためには０．０５％以上の含有が好ましい。

Ｎｉは、基地の粘さを上げ、靭性の向上のために重要な元素である。しかし、多すぎると過度に粘くなって、靭性と被切削性のバランスが悪くなる。よって、０．５〜１．５％とする。好ましくは０．８％以上および／または１．３％以下である。

Ｃｒは、基地中に固溶して、本発明鋼の耐発錆性を高める極めて重要な元素である。また、焼戻し処理においては、Ｃｒ系の炭化物を生成して、本発明鋼の強度を形成するために添加される。多すぎると熱間加工性と被切削性の劣化をまねく。よって、１２．０〜１３．０％とする。

Ｍｏは、焼戻し時に微細炭化物を析出、凝集させて、本発明鋼の強度と焼戻し軟化抵抗を向上させる。更にＭｏの一部は、金型表面の酸化皮膜中に固溶することで、金型使用中の、例えばプラスチックから発生する腐食性ガスに対しての耐食性を向上する作用効果もある。しかし一方では、多すぎると被切削性の低下要因となる。よって、０．３〜０．８％とした。好ましくは０．４％以上および／または０．６％以下とする。

Ｖは、焼戻し軟化抵抗を高めるとともに、結晶粒の粗大化を抑制して、靭性の向上に寄与する。また、硬質の炭化物を微細に形成して、耐摩耗性を向上させる効果がある。このためには少なくとも０．０７％以上を必要とするが、多すぎると被切削性の低下を招くので０．３％以下とした。好ましくは０．２５％以下である。

Ｃｕは、一部が基地中に固溶することで、上記のＣｒによる効果と相まって、本発明鋼の耐発錆性を一層向上する。また一部は基地中より析出させることで、基地の延性を適度に低下させ、優れた被切削性を付与する。しかし多すぎると、熱間加工性を低下させる他には、被切削性も返って低下する。よって、０．１〜１．０％とする。好ましくは０．２％以上および／または０．６％以下である。

Ａｌは、通常、溶製時の脱酸元素として用いられるが、その結果として生成されるアルミナ系非金属介在物（Ａｌ_２Ｏ_３）は、それが鋼中に多く残存すると鏡面加工性や熱間加工性を低下させる。よって、本発明では０．０５％以下に規制する必要がある。好ましくは０．０４％以下である。

Ｎ（窒素）は、その添加により耐発錆性を高める効果を有する。また、鋼中に微細な窒化物を形成する元素であり、本発明鋼の硬さを高める効果を有する。さらに、切削加工においては、鋼中に微細な窒化物が形成された場合、これらが切屑形成時の切欠効果（ｎｏｔｃｈｅｆｆｅｃｔ）を高めるため、被切削性を向上させる効果も発現する。しかし過剰に窒素を添加すると、粗大な窒化物が過多に形成されるため、これが金型の靭性、被切削性および磨き性を著しく劣化する要因となる。よって本発明鋼のＮは、０．０３〜０．１％とする。好ましくは、０．０４％以上である。

不可避的不純物であるＯ（酸素）は、鋼中に酸化物を形成する元素であり、これは冷間塑性加工性および磨き性を著しく劣化させる要因となる。そして、特に本発明では、上記のＡｌ_２Ｏ_３の形成を抑えることが重要であることから、Ｏは低く管理することが好ましい。よって、好ましい上限を０．０２％とし、更に０．０１％以下、そして０．００５％以下を好ましい順とする。なお、同時にはＡｌの低減管理も行う本発明にとっては、その製造の容易性を考慮すれば、Ｏ量が０．００１％程度であっても本発明の効果は発揮される。

表１に本発明鋼および比較鋼の化学組成を示す。なお比較鋼１、２は、前述の特許文献１の金型用鋼に、比較鋼３は特許文献２の金型用鋼に、そして、比較鋼４は特許文献３の金型用鋼に、それぞれ相当する。

これらの試料に１０３０℃からの焼入れ処理を行った後、４０ＨＲＣの硬さを目標に焼戻し処理を行って、所定の硬さに調質した。そして、調質した本発明鋼および比較鋼に対しては、その機械的特性の評価と、以下の被切削試験および耐発錆試験を実施した。機械的特性は、２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験による衝撃値と、１１００℃での引張試験による引張強さ、伸び、絞りを測定した。引張試験は、その鋼材製造に係る熱間加工性を評価するものである。

被切削試験は、上記調質後の試料にφ１ｍｍのドリル加工を実施して、そのドリル寿命時の穴数を、比較鋼１を１００とした指数で評価した（同指数が大きいほど、被切削性に優れる）。耐発錆試験は、上記の試料を鏡面仕上げした２０ｍｍ×４０ｍｍの面に、３５℃の５％ＮａＣｌ水溶液を３時間噴霧して、その発錆面積を、比較鋼１を１００とした指数で評価した（同指数が小さいほど耐発錆性に優れる）。その際の本発明鋼および比較鋼の発錆状況は図１の通りである。そして、以上の結果を表２に纏めて示す。

表２より、本発明鋼１〜４は、比較鋼１と同等の優れた被切削性を維持しながらも、その熱間加工性は改善され、靱性は４０ＨＲＣを超える硬さに調質した本発明鋼３、４であっても十分に優れている。そして特に、Ｎ量の高い本発明鋼１〜３は、耐発錆性が格段に優れている。

これに対して、比較鋼２は、本発明鋼よりも高Ｃ、高Ｃｒであることから、残留炭化物が多くなり、熱間加工性が低下している。そしてさらに、Ｎ量も少ないことから、切屑形成時の切欠効果が低く、被切削性が低下している。

比較鋼３は、靭性、熱間加工性、被切削性、耐発錆性のいずれにおいても十分な特性を示している。しかし、後述する実施例２の通り、３０ＨＲＣ以上の硬度を得るための熱処理条件に制限がある。

比較鋼４は、Ｃ量の最適化によって耐発錆性には優れる。しかし、高めに管理されたＣｒ量と、低いＣｕおよびＮ量に併せては、そもそもＳ量自体が低いことから、被切削性に劣る。そして、過多のＮｉおよびＡｌ量については、比較例４が、ＮｉとＡｌの相互添加により微細なＮｉ_３Ａｌ金属間化合物を析出させることで硬さを付与した金型用鋼であることから、これが靭性を極端に低下させた要因となっている。

比較鋼５、６は、金型用鋼の主要成分においては最適な組成を有するものである。しかし、比較鋼５は、ＡｌおよびＮ量が過多のため、硬質の非金属介在物であるＡｌ_２Ｏ_３や粗大なＡｌＮが形成されて、靭性、熱間加工性、被切削性が低下している。そして、比較鋼６は、Ｎ量が少ないため、切削加工における切屑形成時の切欠効果が低下し、被切削性が低下している。

表１の本発明鋼３および比較鋼３を１０３０℃から焼入れ処理した。そして、これらを各温度で焼戻し処理したことで、このときの焼戻し温度による硬さの変化を測定した。結果の焼戻し曲線を図２に示す。０．１％以上のＣ量を添加している本発明鋼３は、５５０℃以上の焼戻し温度でも安定して３０ＨＲＣ以上の硬さを達成できる。これに対して、Ｃ量が０．１％に満たない比較鋼３は、同焼戻し温度では３０ＨＲＣの硬さを安定して達成できないことがわかる。

本発明の金型用鋼は、その優れた機械的特性と被切削性を有することから、その他の精密加工を求められる製品にも適用が可能である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．１〜０．２％未満、Ｓｉ：０超〜１．２％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｓ：０．０１〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：１２．０〜１３．０％、Ｍｏ：０．３〜０．８％、Ｖ：０．０７〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０３〜０．１％であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする熱間加工性に優れた金型用鋼。
質量％で、Ｓｉ：０．１〜０．８％であることを特徴とする請求項１に記載の熱間加工性に優れた金型用鋼。
質量％で、Ｓ：０．０５〜０．１％であることを特徴とする請求項１または２に記載の熱間加工性に優れた金型用鋼。
質量％で、Ｎ：０．０４〜０．１％であることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の熱間加工性に優れた金型用鋼。
不可避的不純物であるＯは、質量％で、０．０２％以下であることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の熱間加工性に優れた金型用鋼。
硬さが３０〜４５ＨＲＣであることを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の熱間加工性に優れた金型用鋼。