JP5713195B2

JP5713195B2 - プラスチック成形金型用プリハードン鋼

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Publication number: JP5713195B2
Application number: JP2011157331A
Authority: JP
Inventors: 基宏伊吹; 河野　正道; 正道河野; 誠保母; 保母　　誠
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2011-07-19
Filing date: 2011-07-19
Publication date: 2015-05-07
Anticipated expiration: 2031-07-19
Also published as: JP2013023708A; CN102888567A; KR20130010874A; EP2551367A1; EP2551367B1

Description

本発明は、テレビ、パソコン、携帯電話などに使用される部品等を成形するプラスチック成形金型用プリハードン鋼に関するものである。

近年、様々な分野において、プラスチック成形品が使用されている。一般に、プラスチック成形品は、例えば、射出成形金型等のプラスチック成形金型のキャビティ内に加熱・流動化した樹脂を入れ、樹脂が冷却・固化されることで所望形状に成形される。

このプラスチック成形品の製造時に、成形温度が高くなる場合や難燃剤を含む樹脂を用いる場合には、腐食ガスが発生しやすい。また、プラスチック成形金型には、切削加工等で使用される潤滑油や作業者の手脂等が付着しやすい。そのため、プラスチック成形金型用鋼には、金型製造に支障のない程度で錆を防止しうる耐食性が要求される。

また、プラスチック成形品の製造上、短い時間で多くの製品を成形することが望まれる。そのため、プラスチック成形金型用鋼には、成形時の加熱・冷却を短時間で繰り返すという観点から高い熱伝導率が要求される。

また、一般に、上記のように短い時間で多くの製品を成形する場合、金型の水冷孔と意匠面の距離を近くする方法が取られる。この場合、金型の水冷孔と意匠面の間の厚みが薄くなり、成形時における衝撃等によりいわゆる割れが懸念される。そのため、プラスチック成形金型用鋼には、プラスチック成形品の成形時の衝撃にも耐えうる高い衝撃値（耐衝撃性）が要求される。

さらに、プラスチック製品の場合、製品に塗装を施さず金型表面がそのまま製品肌を決定することがあり、製品には高い表面品質が要求されるため、金型表面の鏡面性が重要な要素となる。一般的には金型用鋼の硬さが高いほど鏡面性は良好である、と言われている。そのため、プラスチック成形金型用鋼には、優れた鏡面性を確保するために高い硬度が要求される。

一方、特許文献１には、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：２．１〜５．０％、Ｎｉ：２．０〜３．５％、Ｃｕ：０．７〜１．５％、Ｍｏ：０．０９％以下、Ａｌ：０．４〜１．５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる時効硬化型金型用鋼が開示されている。特許文献１に記載された発明は、上記の合金組成を有することにより、熱間加工時にヘゲの発生をなくして、時効処理後の硬さがＨＲＣ３５〜４５を呈し、シボ加工性、耐食性にすぐれ、窒化特性も良好な時効硬化型金型用鋼としている。

また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０９％〜０．１３％、Ｓｉ：０．１０％〜０．４０％、Ｍｎ：０．３０％〜０．８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．８０％〜１．２０％、Ｎｉ：２．５０％〜３．５０％、Ｃｒ：２．０％〜３．０％未満、Ｍｏ：０．１０％〜０．４０％、Ａｌ：０．５０％〜１．５０％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｏ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなるプラスチック成形金型用鋼が開示されている。特許文献２に記載された発明は、上記合金組成及びＣ、Ｍｎ、Ｃｒに関する所定の条件を規定することにより耐食性、熱伝導性を有しつつ、磨き仕上げ時のうねりを抑制することが可能なプラスチック成形金型用鋼としている。

特開昭６３−７６８５５号公報特開２０１０−２４２１４７号公報

ところで、上述の特許文献１及び特許文献２に記載された金型用鋼は、一般に析出硬化型（又は時効硬化型）鋼と言われている。この析出硬化型鋼は、溶体化処理によって均一なマルテンサイトあるいはベイナイト組織とし、その後、時効処理によって微細な析出物を析出させ、析出硬化を起こすものである。特に、プラスチック成型金型用鋼では、約５００℃に加熱する時効処理により、基地に固溶していたＮｉ、Ａｌ、Ｃｕが金属間化合物として基地内に析出し、基地が強化されることで約４０ＨＲＣの硬さが得られる。

図１は、一般的な析出硬化型鋼における硬さと時効温度との関係を曲線で示した図である。この曲線（以下、時効曲線という）は、時効温度が大きくなると、硬さに最も寄与するＮｉがＡｌと結合し、微細な析出物を形成していくことで硬さのピークＰを迎える。その後、析出物の結晶が成長していき、ピークＰ後の時効温度では、硬さが低下していく。つまり、図１での時効曲線の傾きが右肩下がりになる。そして、操業上、プラスチック製品の成形（製造）中に金型にかかる熱履歴から生じる金型の硬化による金型の破壊（割れ）を防止する観点から、時効温度は、時効曲線における硬さのピークＰを過ぎたいわゆる過時効側で決めることとしている。図１は、ＨＲＣ３６〜４２の硬さを得るためには、時効温度を５００〜５１０℃にする関係が示されている。

しかし、操業上、プラスチック成型金型用鋼の時効処理温度を正確にコントロールすることは非常に難しい。すなわち、一般的な析出硬化型鋼では、過時効側での時効曲線の傾きが急であるために、適切な硬さを得るための時効温度の範囲が狭くなる。実際の操業現場では、熱処理する金型の大きさ、熱処理炉等の環境要因によっては、均一に時効処理を行うことが困難であるため、時効温度の範囲が狭くなると、時効処理後の金型の硬さにバラツキが生じ得る。そのため、従来のプラスチック成形金型用鋼では時効処理後の金型の硬さにバラツキが生じやすく、安定した硬さを得られにくいという問題があった。

本発明は上記のような問題に鑑みてなされたものであり、本発明が解決しようとする課題は、プラスチック成形金型用プリハードン鋼において、鏡面性、耐食性、熱伝導性、耐衝撃性を保ちつつ、時効処理後の金型の硬さにバラツキを生じにくくすることである。

本発明者らは、鋭意検討した結果この課題を解決できることを見い出した。その具体的手段は以下の通りである。まず、第１の発明は、質量％で（以下、同じ）、
Ｃ：０．０９〜０．１３％、Ｓｉ：０．２０〜０．４０％、Ｍｎ：０．４０〜０．６０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｃｒ：２．００〜３．００％、Ｃｕ：０．６０〜０．９０％、Ｎｉ：２．００〜２．４５％、Ｍｏ：０．２０〜０．４０％、Ｍｏ／Ｎｉ：≧０．０９、Ａｌ：０．６０〜０．９０％、Ｏ：０．０１００％以下、および、Ｎ：０．０１００％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含有することを特徴とするプラスチック成形金型用プリハードン鋼である。

次に、第２の発明は、上記した第１の発明に係るプラスチック成形金型用プリハードン鋼であって、Ｓ：０．００１％〜０．１０％、Ｓｅ：０．００１〜０．３％、Ｔｅ：０．００１〜０．３％、Ｃａ：０．０００２〜０．１０％、Ｐｂ：０．００１〜０．２０％、および、Ｂｉ：０．００１〜０．３０％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする。

次に、第３の発明は、上記した第１の発明又は第２の発明に係るプラスチック成形金型用プリハードン鋼であって、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００１〜０．３０％、Ｔａ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．２０％以下、および、Ｚｒ：０．００１〜０．３０％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする。

本発明は、Ｍｏの添加による作用と、Ｎｉの添加による作用との相乗効果によって、析出硬化型鋼における過時効側での時効曲線の傾きを緩やかにし、硬さを得るための時効温度の適用範囲を広げることで、時効処理後の金型の硬さにバラツキが生じにくくなる。そして、Ｎｉの添加量を従来よりも低量とし、Ｍｏを必要な硬さが得られる範囲内で添加し、かつＮｉの添加量とＭｏの添加量とのバランスを適正化すべくＭｏ／Ｎｉを０．０９以上とした点を特徴としている。

図２は、本発明に係るプラスチック成形金型用プリハードン鋼の硬さと時効温度との関係を曲線で示した図である。図２に示すように、本発明に係るプラスチック成形金型用プリハードン鋼も図１と同様にＮｉがＡｌと結合し、微細な析出物を形成していくことで硬さのピークＰを迎える。しかし、本発明に係るプラスチック成形金型用プリハードン鋼は、Ｎｉの添加量を従来に比べ低量としているため、硬さのピークＰの直後における時効曲線の傾きが緩やかになっている。また、硬さのピークＰの直後を過ぎた時効曲線の中間付近では、Ｎｉの添加量とＭｏの添加量とのバランスが適正化されているため、その傾きが緩やかになっている。この傾きが緩やかとなる理由は、ＮｉとＡｌの析出物による硬さのピークＰをしばらく過ぎた後に、Ｍｏの炭化物が析出し、このＭｏ炭化物の析出により過時効側での硬さの低下が緩やかになるからだと考えられる。つまり、硬さに寄与するＮｉとＭｏの析出物の析出温度が異なることを利用し、操業上、時効温度の適用範囲を広げることを可能としている。また、他の元素の添加量を適正な範囲としているため、鏡面性、耐食性、熱伝導性、耐衝撃性を保つことが可能となる。

図３は、本発明に係るプラスチック成形金型用プリハードン鋼におけるＮｉの添加量とＭｏの添加量との関係を示している。図３中の範囲Ｒが本発明におけるＮｉとＭｏの添加量の範囲を示している。

以上より、本発明に係るプラスチック成形金型用プリハードン鋼によれば、鏡面性、耐食性、熱伝導性、耐衝撃性を保ちつつ、時効処理後の金型の硬さにバラツキを生じにくくすることができる。

一般的な析出硬化型鋼の硬さと時効温度との関係を曲線で示した図である。本発明のプラスチック成形金型用プリハードン鋼の硬さと時効温度との関係を曲線で示した図である。本発明のプラスチック成形金型用プリハードン鋼のＮｉの添加量とＭｏの添加量との関係を示した図である。開発鋼及び比較鋼のＮｉ添加量と時効温度の温度幅の関係を示した図である。比較鋼６、比較鋼１０、開発鋼１０の硬さと試験番号を示した図である。比較鋼６、比較鋼１０、開発鋼１０の衝撃値と試験番号を示した図である。

本発明の一実施形態に係るプラスチック成形金型用プリハードン鋼（以下、「本プリハードン鋼」ということがある。）について詳細に説明する。本プリハードン鋼の用途としては、日用雑貨品、家電製品外装・内装・部品、ＯＡ機器外装・内装・部品、携帯電話の外装、自動車やオートバイ等の内装部品や外装部品及びその構造部材などが挙げられる。本発明においては、時効処理後の金型の硬さにバラツキが生じにくいため、大型の自動車のヘッドランプ用レンズ等を成形する場合など、大型の金型（実用的には４０Ｋｇ以上の金型）に適用することも可能である。

本プリハードン鋼は、以下のような元素を含有する。添加元素の種類、その成分範囲及びその限定理由は、以下の通りである。

Ｃ：０．０９〜０．１３％
Ｃは、強度、耐摩耗性を確保するのに必要な元素である。Ｃは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ等の炭化物形成元素と結合して炭化物を形成する。Ｃは、焼入れ時に母相中に固溶し、マルテンサイト組織化することによって硬度を確保するためにも必要である。その効果を得るため、Ｃ含有量の下限を０．０９％とする。一方、Ｃ含有量が過剰になると、上記炭化物形成元素とＣとが結合してＣｒやＭｏを含む炭化物を形成し、母相中のＣｒ、Ｍｏの固溶量を低下させ、耐食性が低下する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．１３％とする。

Ｓｉ：０．２０〜０．４０％
Ｓｉは、主に脱酸剤、または、金型製造時の被削性を向上させる元素として添加される。その効果を得るため、Ｓｉ含有量の下限を０．２０％とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、熱伝導性が低下する。これを防止する観点から、Ｓｉ含有量の上限を０．４０％とする。Ｓｉ含有量の上限は、さらに熱伝導率を向上させる等の観点から、好ましくは、０．３０％、より好ましくは、０．２５％であると良い。

Ｍｎ：０．４０〜０．６０％
Ｍｎは、焼入れ性の向上、オーステナイトの安定化のために添加される。とりわけ、焼入れ性が低下すると、ミクロレベルでの硬度バラツキが大きくなるため、Ｍｎ含有量の下限を０．４０％とする。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、真空溶解での歩留まりが悪くなるため、Ｍｎ含有量の上限を０．６０％とする。

Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる。Ｐは、結晶粒界に偏析し、靱性を低下させる原因となる。そのため、Ｐ含有量の上限は、０．１００％とする。

Ｃｒ：２．００〜３．００％
Ｃｒは、耐食性を向上させる元素である。その効果を得るため、Ｃｒ含有量の下限を２．００％とする。Ｃｒ含有量が過剰になると、熱伝導性が低下する。これを防止する観点から、Ｃｒ含有量の上限を３．００％とする。

Ｃｕ：０．６０〜０．９０％
Ｃｕは、その析出により硬度を高める元素である。その効果を得るため、Ｃｕ含有量の下限を０．６０％とする。一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、熱間加工性が低下する。これを防止する観点から、Ｃｕ含有量の上限を０．９０％とする。

Ｎｉ：２．００〜２．４５％
Ｎｉは、Ａｌと金属間化合物を形成し、その析出物の析出により硬度を高める元素である。その効果を得るため、Ｎｉ含有量の下限を２．００％とする。一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、析出物の成長が速くなり、過時効側における硬さの低下が急になるため、Ｎｉ含有量の上限を２．４５％とする。

Ｍｏ：０．２０〜０．４０％
Ｍｏは、パーライトノーズを長時間側に移動させ、かつ炭化物と結合して析出し、硬度に寄与する元素である。その効果を得るため、Ｍｏ含有量の下限を０．２０％とする。一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、上記の効果が飽和する。また、高価な元素であるため、多量の添加は、鋼材価格を上昇させる。そのため、Ｍｏ含有量の上限を０．４０％とする。

Ｍｏ／Ｎｉ：≧０．０９
ＮｉとＡｌとが結合して析出するＮｉ−Ａｌ金属間化合物と、ＭｏとＣとが結合して析出するＭｏ炭化物は、析出温度が異なる。このため、ＮｉとＭｏをこの割合で複合添加することにより、過時効側での時効曲線の傾きが緩やかになり、操業上の時効温度の適用範囲が広くなる。その結果、時効処理後の硬さにバラツキが生じにくくなる。

Ａｌ：０．６０〜０．９０％、
Ａｌは、Ｎｉと結合し、析出硬化によって硬度を上昇させる元素である。その効果を得るため、Ａｌ含有量の下限を０．６０％とする。Ａｌ含有量が過剰になると、耐衝撃性が低下し、金型の割れが発生しやすくなる。これを防止する観点から、Ａｌ含有量の上限を０．９０％とする。

Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは、溶鋼中に不可避的に含まれる元素である。但し、Ｏが過剰になると、Ｓｉ、Ａｌと結合して粗大な酸化物を生じ、これが介在物となって、靱性、鏡面性を低下させる。これを防止する観点から、Ｏ含有量の上限を０．０１００％とする。

Ｎ：０．０１００％以下、
Ｎは、溶鋼中に不可避的に含まれる元素である。但し、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、鏡面性を低下させる。これを防止する観点から、Ｎ含有量の上限を０．０１００％とする。

本プリハードン鋼は、上述した元素に加えて、さらに、以下の元素から選択される１種または２種以上の元素を任意に含有していても良い。各元素の成分割合、限定理由などは、次の通りである。

Ｓ：０．００１〜０．１０％、Ｓｅ：０．００１〜０．３％、Ｔｅ：０．００１〜０．３％、Ｃａ：０．０００２〜０．１０％、Ｐｂ：０．００１〜０．２０％、Ｂｉ：０．００１〜０．３０％
Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｐｂ、Ｂｉは、いずれも被削性を向上させるために添加することができる。その効果を得るため、Ｓ含有量の下限を、０．０１％とする。同様に、Ｓｅ含有量の下限を、０．００１％とする。Ｔｅ含有量の下限を、０．００１％とする。Ｃａ含有量の下限を、０．０００２％とする。Ｐｂ含有量の下限を、０．００１％とする。Ｂｉ含有量の下限を、０．００１％とする。

Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｐｂ、Ｂｉの各含有量が過剰になると、靱性の低下を招く。これを防止する観点から、Ｓ含有量の上限を、０．１０％とする。同様に、Ｓｅ含有量の上限を、０．３％とする。Ｔｅ含有量の上限を、０．３％とする。Ｃａ含有量の上限を、０．１０％とする。Ｐｂ含有量の上限を、０．２０％とする。Ｂｉ含有量の上限を、０．３０％とする。

Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００１〜０．３０％、Ｔａ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．００１〜０．３０％
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒは、Ｃ、Ｎと結合して炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制して鏡面性を向上させるのに有効な元素である。その効果を得るため、Ｖ含有量の下限を、０．０１％とする。同様に、Ｎｂ含有量の下限を、０．００１％とする。Ｔａ含有量の下限を、０．００１％とする。Ｚｒ含有量の下限を、０．００１％とする。なお、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されない

Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒの各含有量が過剰になると、被削性の劣化を招く。
これを防止する観点から、Ｖ含有量の上限を、０．１０％とする。同様に、Ｎｂ含有量の上限を０．３０％とする。Ｔａ含有量の上限を、０．３０％とする。Ｔｉ含有量の上限を、０．２０％とする。Ｚｒ含有量の上限を、０．３０％とする。

また、本プリハードン鋼は、その硬さ（ロックウェル硬さ）が、３６〜４２ＨＲＣの範囲内に調質されることが好ましい。硬さが３６ＨＲＣ未満になると、硬度が不十分なため、面粗さが大きくなり、鏡面磨き性が低下するからである。一方、硬さが４２ＨＲＣを越えると、硬くなり過ぎ、ハイスドリル等による穴あけなど、金型加工性が低下するからである。

以下、本発明を実施例を用いてより具体的に説明する。
表１（後述）に示す化学組成（質量％）の鋼を真空誘導炉で溶製した後、５０ｋｇのインゴットを鋳造した。鋳造後のインゴットを熱間鍛造し、６０ｍｍ角の棒材を製造した。この棒材を表２（後述）に示す熱処理条件（溶体化温度）で保持した後、急冷（焼入）を行った。上記熱処理後の棒材から各種試験片を切り出し、以下の各種試験を行った。

＜時効温度幅測定試験＞
上記熱処理後の棒材から１辺１０ｍｍの立方体試験片を切り出し、時効時間８時間で温度を変化させて時効処理した後、測定面と接地面を♯４００まで研磨を行った。次に、ロックウェルＣスケールにより測定して３６〜４２ＨＲＣが得られる温度を調査し、その範囲（温度幅）を測定した。なお、この温度幅は、時効曲線の過時効側での温度幅を意味している。本試験においては、温度幅が２０℃以上ある場合、時効温度の適用範囲を広げる効果あり、と評価した。

＜硬さ測定試験＞
上記熱処理後の棒材から１辺１０ｍｍの立方体試験片を切り出し、表２の熱処理条件（時効温度及び時効時間）で処理した後、測定面と接地面を＃４００まで研磨した後、ロックウェルＣスケールによりこの試験片の硬さを測定した。

＜鏡面性測定試験＞
上記熱処理後の棒材から５０ｍｍ×４５ｍｍ×１２ｍｍの板状試験片を作製し、当該試験片を機械研磨により＃８０００まで研磨した。そして、当該試験片の研磨面について、ＪＩＳＢ０６３３に準拠して表面粗さＲｙを測定した。

＜耐食性測定試験＞
上記熱処理後の棒材から直径１０ｍｍ、長さ５０ｍｍの丸棒試験片を作製し、当該試験片について、屋根があって雨は当たらないが外気（約１０〜１５℃）に触れる環境下に３日間置く暴露試験を行い、試験片表面に占める錆の面積率を測定した。

＜熱伝導率測定試験＞
以下のレーザーフラッシュ法により熱伝導率を測定した。詳細には、熱伝導率λは、試料の比熱Ｃｐ・熱拡散率αを測定し、別に求めた密度ρを用いて以下の通り算出できる。すなわち、試料（試料重量：Ｍ、試料の厚さ：Ｌ）の表面にレーザー光を照射して熱エネルギーＱを与え、その時の試料の裏面の温度変化ΔＴを熱電対により測定する。試料の比熱Ｃｐは、Ｃｐ＝Ｑ／（Ｍ×ΔＴ）［Ｊ／（ｋｇ・Ｋ）］より算出する。また、試料表面側に設置した赤外線検出器により、試料の温度変化の最大値の半分に達する時間（ｔ１／２）を測定する。試料の熱拡散率αは、α＝０．１３８８×Ｌ２／（ｔ１／２）［ｍ２／ｓ］より算出する。これにより、試料の熱伝導率λは、λ＝Ｃｐ×α×ρ［Ｗ／（ｍ・Ｋ）］より算出することができる。なお、後述する表３の各熱伝導率の値は、比較鋼１の熱伝導率の実測値を１００としたときの値である。

＜衝撃値測定試験＞
ＪＩＳＺ２２４２記載の方法で試験を実施した。詳細には、１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの角材に２ｍｍのＵノッチを形成した試験片を作成し、室温にて衝撃値を測定した。

表１に、開発鋼（本発明鋼）、比較鋼の化学組成を示す。表２に、開発鋼、比較鋼の熱処理条件を示す。表３に、各種試験結果を示す。図４に、開発鋼及び比較鋼のＮｉ添加量と時効温度の温度幅の関係を示す。

図４に示すように、Ｎｉの添加量が２．００〜２．４５％の範囲内にある場合、
３６〜４２ＨＲＣが得られる温度幅が２０℃以上になっていることがわかる。すなわち、Ｎｉの添加量が２．００〜２．４５％であると、時効温度の適用範囲を広げる効果が得られる。

表１〜表３、図４を比較すると、以下のことが分かる。すなわち、比較鋼１は、Ｃの含有量が本発明の規定範囲の上限を上回っている。そのため、硬度が高くなり過ぎて、衝撃値が低い。また、Ｓｉ、Ｃｒの含有量が本発明の規定範囲の上限を上回っている。そのため、熱伝導率が相対的に低い。なお、ＮｉとＭｏが極めて低量であったため、温度幅は、測定不能であった。

比較鋼２は、Ｓｉの含有量が本発明の規定範囲の上限を上回っているため、熱伝導率が低い。また、Ｎｉ、Ａｌの含有量が本発明の規定範囲の上限を上回っているため、衝撃値が低い。

比較鋼３は、Ｃｒの含有量が本発明の規定範囲の下限を下回っているため、耐食性の結果が良くない。

比較鋼４は、Ｃｒの含有量が本発明の規定範囲の上限を上回っているため、熱伝導率が低い。

比較鋼５〜７は、Ｎｉの含有量が本発明の規定範囲の下限を下回っているため、時効温度の適用範囲を広げる効果は得られなかった。

比較鋼８〜１０は、Ｎｉの含有量が本発明の規定範囲の上限を上回っている。そのため、時効温度の適用範囲を広げる効果は得られなかった。

比較鋼１１は、Ｎｉ及びＭｏの含有量が本発明の規定範囲内にあるが、Ｍｏ／Ｎｉの値が本発明の規定範囲外である。そのため、時効温度の適用範囲を広げる効果は得られなかった。

比較鋼１２は、Ｎｉの含有量が本発明の規定範囲内にあるが、Ｍｏの含有量及びＭｏ／Ｎｉの値が本発明の規定範囲外である。そのため、時効温度の適用範囲を広げる効果は得られなかった。

これら比較鋼に対し、開発鋼は、何れも、鏡面性、耐食性、熱伝導性、耐衝撃性のいずれにおいても良好な結果を得ている。また、時効温度の適用範囲を広げる効果が得られたため、適切な硬さを得るための時効温度の適用範囲が広いことが確認できた。

また、別途、比較鋼６、比較鋼１０、開発鋼１０に関し、時効処理後の金型の硬さのバラツキの程度を確認する試験を実施した。詳細には、熱処理後の棒材から１辺１０ｍｍの立方体試験片を３０個切り出し、３９ＨＲＣを目標に時効時間８時間で処理し、測定面と接地面を♯４００まで研磨を行った後、ロックウェルＣスケールにより測定した。図５は、硬さと試験番号を示している。なお、図５の横軸は、試験片の試験番号である。図５に示すように、比較鋼６、比較鋼１０は、時効処理後の硬さのバラツキが大きい。これに対し、開発鋼１０は、時効処理後の硬さのバラツキが少ない。

さらに、別途、比較鋼６、比較鋼１０、開発鋼１０に関し、時効処理後の金型の衝撃値のバラツキの程度を確認する試験を実施した。詳細には、上記衝撃値試験と同様に試験片を３０個作成し、衝撃値を測定した。図６は、衝撃値と試験番号を示している。なお、図６の横軸は、試験片の試験番号である。図６に示すように、比較鋼６、比較鋼１０は、時効処理後の衝撃値のバラツキが大きい。これに対し、開発鋼１０は、時効処理後の衝撃値のバラツキが少ない。

上記結果から、本プリハードン鋼によれば、時効処理後の硬さ及び衝撃値の両方ともバラツキが少ない金型を得られることが確認できた。以上より、これら開発鋼をプラスチック成形用金型の材料として用いれば、鏡面性、耐食性、熱伝導性、耐衝撃性に優れ、かつ時効処理後の硬さにバラツキが生じにくい、と言える。

以上、本発明の実施形態、実施例について説明した。本発明は、これらの実施形態、実施例に特に限定されることなく、種々の改変を行うことが可能である。

Claims

質量％で（以下、同じ）、
Ｃ：０．０９〜０．１３％、
Ｓｉ：０．２０〜０．４０％、
Ｍｎ：０．４０〜０．６０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｃｒ：２．００〜３．００％、
Ｃｕ：０．６０〜０．９０％、
Ｎｉ：２．００〜２．４５％、
Ｍｏ：０．２０〜０．４０％、
Ｍｏ／Ｎｉ：≧０．０９
Ａｌ：０．６０〜０．９０％、
Ｏ：０．０１００％以下、および、
Ｎ：０．０１００％以下、
残部がＦｅおよび不可避的不純物を含有することを特徴とするプラスチック成形金型用プリハードン鋼
Ｓ：０．００１〜０．１０％
Ｓｅ：０．００１〜０．３％
Ｔｅ：０．００１〜０．３％
Ｃａ：０．０００２〜０．１０％
Ｐｂ：０．００１〜０．２０％、および、
Ｂｉ：０．００１〜０．３０％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のプラスチック成形金型用プリハードン鋼。
Ｖ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂ：０．００１〜０．３０％
Ｔａ：０．００１〜０．３０％
Ｔｉ：０．２０％以下、および、
Ｚｒ：０．００１〜０．３０％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載のプラスチック成形金型用プリハードン鋼。