JP2009242820A - Steel, steel for die and die using the same - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、鋼、金型用鋼及びこれを用いた金型に関し、更に詳しくは、プラスチックやゴムの射出成形、ダイカスト、熱間鍛造等の金型や成形用部材に用いられる金型の焼入性の向上、高熱伝導率化及び高軟化抵抗化を通じて、熱衝撃による亀裂の発生を抑制する技術に関する。 The present invention relates to steel, steel for molds, and molds using the same, and more specifically, firing of molds used in molds and molding members for plastic and rubber injection molding, die casting, hot forging, and the like. The present invention relates to a technique for suppressing the occurrence of cracks due to thermal shock through improvement of permeability, high thermal conductivity, and high softening resistance.
プラスチックやゴムの射出成形、ダイカスト、熱間鍛造等において金型は不可欠の存在である。そして、これらの例として、鍛造用の金型やパンチ、ダイカスト用の金型やピンや入子、低圧鋳造用の金型やピンや入子、射出成形（樹脂やガラスを主体とした混合物の射出）用の金型やピンや入子、及び鍛造・ダイカスト・低圧鋳造・射出成形に用いられるプレートやスリーブ等の工具等を挙げることができる。特許文献１には、これらの金型に用いて好適な鋼の一例が開示されている。
Molds are indispensable in plastic and rubber injection molding, die casting, hot forging, and the like. Examples of these include forging dies and punches, die casting dies and pins and inserts, low pressure casting dies and pins and inserts, and injection molding (of resin and glass-based mixtures) Injection) molds, pins, inserts, and tools such as plates and sleeves used for forging, die casting, low pressure casting, and injection molding.
金型の製造工程は、一般的に、「溶解−精錬−鋳造−均質化熱処理−熱間加工−焼鈍−粗加工−焼入れ・焼戻し−仕上げ加工−（表面処理）−完成」という工程からなる。従って、金型製造では、溶解に始まり完成に至るまで、非常に長い時間と多くのエネルギーや資源を要する。 The mold manufacturing process generally includes the steps of “melting-smelting-casting-homogenizing heat treatment-hot working-annealing-roughing-quenching / tempering-finishing- (surface treatment) -finishing”. Therefore, in the mold manufacturing, it takes a very long time and a lot of energy and resources from melting to completion.
金型（ダイカスト・プラスチックやゴムの射出成形・熱間鍛造等）を使用又は製造する製造業において、原価低減・省資源・環境負荷軽減は、常時課題とされる。これらの解決策として、型寿命延長が挙げられる。
型寿命延長により、原価低減が可能なのは、金型１つあたりで製造される製品個数が増え、製品単価が減少するとともに、金型交換に要する製造中断時間が短くなり、１時間あたりの製造個数が増加するからである。ちなみに、金型交換は、金型寿命と判断されたとき等に行われる。例えば、自動車用のアルミホイールのダイカストでは、製品に亀裂が転写されると金型寿命と判断される。肌荒れが著しく、アルミホイールとしての商品価値が無くなるためである。
また、型寿命延長により、省資源が可能なのは、金型交換回数が減るため、金型作製数が減り、Vに代表される希少元素の使用量が減るからである。
更に、型寿命延長により、環境負荷軽減が可能なのは、金型交換回数が減るため、金型作製数が減り、溶解工程や熱処理工程が減少し、温室効果ガスの排出量が減るためである。
In the manufacturing industry that uses or manufactures dies (die casting, plastic and rubber injection molding, hot forging, etc.), cost reduction, resource saving, and environmental load reduction are always issues. These solutions include mold life extension.
The cost can be reduced by extending the mold life. The number of products manufactured per mold increases, the unit price of the product decreases, and the manufacturing interruption time required for mold replacement is shortened. This is because of the increase. Incidentally, the mold replacement is performed when it is determined that the mold life is reached. For example, in die casting of aluminum wheels for automobiles, when a crack is transferred to a product, it is determined that the mold life is reached. This is because the skin becomes extremely rough and the commercial value as an aluminum wheel is lost.
The reason why the life of the mold can be saved by extending the mold life is that the number of molds produced is reduced and the amount of rare elements represented by V is reduced because the number of mold exchanges is reduced.
Further, the environmental load can be reduced by extending the mold life because the number of mold exchanges is reduced, the number of molds is reduced, the melting process and the heat treatment process are reduced, and the amount of greenhouse gas emissions is reduced.
そして、型寿命延長には、
（ａ）鋼材の高衝撃値化、
（ｂ）熱応力低減（低熱膨張係数化、高熱伝導率化）、及び、
（ｃ）鋼材の高軟化抵抗化（軟化抵抗とは、所定の硬さに調質した鋼材を特定条件で加熱した場合の、硬さの下がりにくさをいう）が有効である。
And to extend the mold life,
(A) High impact value of steel material,
(B) thermal stress reduction (low thermal expansion coefficient, high thermal conductivity), and
(C) It is effective to increase the resistance to softening of the steel material (the softening resistance refers to the difficulty in decreasing the hardness when the steel material tempered to a predetermined hardness is heated under specific conditions).
上記（ａ）の高衝撃値化により型寿命延長が可能なのは、金型寿命は、一般的に、衝撃値と良い相関を持つ場合が多く、衝撃値の高い金型は寿命が長い傾向にあるからである。そして、衝撃値が高い鋼材は、金型寿命の判断要因となる亀裂の伝播に対する抵抗も高い。従って、金型の発注や受入れに際して金型自体や金型用鋼の衝撃値を規定するメーカーも存在するほどである。 The reason why the die life can be extended by increasing the impact value in (a) above is that the die life generally has a good correlation with the impact value, and a die with a high impact value tends to have a long life. Because. And the steel material with a high impact value has also high resistance with respect to the propagation of the crack used as the judgment factor of a metal mold | die lifetime. Therefore, there are so many manufacturers that specify the impact value of the mold itself and the mold steel when ordering and receiving the mold.
この高衝撃値化には、焼入性が良いこと、すなわち、臨界冷却速度以上の速度（マルテンサイトとベイナイトの境界となる焼入れ速度）で冷却すること（焼入れ）によってマルテンサイト組織に変態させることを要する。臨界冷却速度が十分に小さく焼きが入るJIS鋼としては、臨界冷却速度が12℃/minのJIS SKD61（図１参照）が周知である。JIS SKD61は、ダイカストや温熱間鍛造等の金型に適用され、後述する軟化抵抗も比較的高い。 This high impact value has good hardenability, that is, it is transformed into a martensitic structure by cooling (quenching) at a speed higher than the critical cooling speed (quenching speed at the boundary between martensite and bainite). Cost. JIS SKD61 (see FIG. 1) with a critical cooling rate of 12 ° C./min is well known as a JIS steel with a sufficiently low critical cooling rate. JIS SKD61 is applied to dies such as die casting and hot forging, and has a relatively high softening resistance described later.
上記（ｂ）の熱応力低減により、型寿命延長が可能となるのは、加熱と冷却のサイクルによって発生し、亀裂の発生や進展の駆動力となる熱応力が低減されるため、金型への負荷を下げるからである。その亀裂が金型を寿命に至らせる現象を「熱疲労」というが、プラスチックやゴムの射出成形、ダイカスト、熱間鍛造等に用いられる金型では、加熱冷却のサイクルに晒されるため、「顕著な熱疲労」が特に問題となる。金型は、溶湯や被鍛造材といった高温物との接触により加熱される一方、離型剤を塗布（高圧噴霧や高圧噴射）するスプレー工程において急激に冷却されるため、金型表面に強い熱応力が作用し、これが亀裂の発生や進展の駆動力となって金型を寿命に至らせるからである。 The reduction in thermal stress in (b) above allows the mold life to be extended due to the heating and cooling cycle, which reduces the thermal stress that is the driving force for the generation and development of cracks. This is because it reduces the load. The phenomenon that the cracks lead to the life of the mold is called "thermal fatigue". "Satisfactory thermal fatigue" is a particular problem. While the mold is heated by contact with high-temperature materials such as molten metal and forging materials, it is cooled rapidly during the spraying process in which a mold release agent is applied (high-pressure spraying or high-pressure spraying). This is because stress acts, and this serves as a driving force for the generation and development of cracks, thereby extending the life of the mold.
この熱応力低減の手法として、
（ア）熱膨張係数が小さい鋼材の使用、及び、
（イ）熱伝導率が高い鋼材の使用が挙げられる。
上記（ア）の熱膨張係数が小さい従来鋼の代表として、鉄に対して30〜45％（以下の説明において「％」は特に説明がない限り「質量％」を意味する）のニッケルを含有させたインバー合金が知られている。また、上記（イ）の熱伝導率が大きい従来JIS鋼の代表として、JIS S40CやJIS SCM440が知られている。これらの熱伝導率は40〜50W/m/Kであり、JIS SKD61対比で30％以上の負荷軽減が見込まれ、金型の熱疲労は大幅に軽減されると考えられる。
As a method of reducing this thermal stress,
(A) Use of steel with a low coefficient of thermal expansion, and
(A) Use of steel materials with high thermal conductivity can be mentioned.
As a representative of the conventional steel with a small coefficient of thermal expansion (a) above, it contains 30% to 45% nickel ("%" means "% by mass" unless otherwise specified) in the following description) Invar alloys are known. Further, JIS S40C and JIS SCM440 are known as representatives of the conventional JIS steel having a large thermal conductivity (b). These thermal conductivities are 40 to 50 W / m / K, and a load reduction of 30% or more is expected compared to JIS SKD61, and it is considered that thermal fatigue of the mold is greatly reduced.
上記（ｃ）の軟化抵抗を高めることにより型寿命延長が可能なのは、加熱によって簡単に硬さが低下せず、長期間の使用に耐えるためである。この点は、図２の軟化抵抗が高い鋼材と低い鋼材の熱疲労挙動からも明らかである。同図に示すように、軟化抵抗が高い鋼材は使用中の硬さ低下が少ないため、負荷応力よりも高い耐力を維持できる一方、軟化抵抗の低い鋼材は使用中の硬さ低下が大きく、やがては負荷応力が耐力を超える結果、熱疲労が顕著になっている（尚、硬さと耐力の間には、非常に多くの鋼材で明瞭な正の相関が確認されており、耐力と硬さを対応付けることもできる）。
すなわち、軟化抵抗が低い鋼材は、加熱によって簡単に硬さが低下するため、熱疲労に対抗するための強度を維持することが難しい。ダイカストや温熱間鍛造の金型は、溶湯や被鍛造材といった高温物との接触によって400℃以上に加熱されるが、この結果として金型表面が軟化すれば、熱疲労に対抗するための強度を維持できなくなる。
The reason why the mold life can be extended by increasing the softening resistance in the above (c) is that the hardness is not easily reduced by heating, and it can withstand long-term use. This point is also apparent from the thermal fatigue behavior of steel materials with high and low softening resistance in FIG. As shown in the figure, steel materials with high softening resistance have little decrease in hardness during use, so they can maintain higher yield strength than load stress, while steel materials with low softening resistance have a large decrease in hardness during use. As a result, the thermal stress becomes remarkable as a result of the load stress exceeding the yield strength. (There is a clear positive correlation between hardness and yield strength in many steel materials. Can also be associated).
That is, since the hardness of a steel material having a low softening resistance is easily reduced by heating, it is difficult to maintain strength for combating thermal fatigue. Die-casting and hot-forging dies are heated to 400 ° C or higher by contact with high-temperature objects such as molten metal and forging materials. As a result, if the die surface softens, the strength to resist thermal fatigue Cannot be maintained.
この軟化抵抗を高める手法としては、軟化抵抗を担う元素の代表がMoとVであるから、これら両者を所定量含有することが挙げられる。上記のJIS SKD61は、軟化抵抗、すなわち、耐熱性が高い鋼として知られており、1.2％のMoと0.9％のVを含有する。 As a technique for increasing the softening resistance, representative elements of the softening resistance are Mo and V, so that both of them are contained in a predetermined amount. The above JIS SKD61 is known as a steel with high softening resistance, that is, high heat resistance, and contains 1.2% Mo and 0.9% V.
しかしながら、特許文献１のプリハードン鋼は、長寿命化が図られているが、臨界冷却速度が大きい（焼きが入りにくい）、焼入れ・焼戻しを行っても硬さが出ない等の問題がある。
上記のJIS SKD61は、臨界冷却速度が小さく（焼きが入りやすく）、軟化抵抗も比較的高く、ダイカスト等の金型として多用されているが、熱伝導率が低いという問題がある。
また、上記のインバー合金は、熱膨張係数が小さくても、その素材コストが非常に高く、金型として必要な強度が得られないという問題があり、金型としてそもそも使用できない。
更に、上記のJIS S40CやJIS SCM440は、熱伝導率が大きくても、焼入性と軟化抵抗がともに悪いという問題がある。
However, the pre-hardened steel of
The above JIS SKD61 has a low critical cooling rate (easy to be baked) and a relatively high softening resistance, and is frequently used as a die for die casting, but has a problem of low thermal conductivity.
Moreover, even if the above-mentioned Invar alloy has a small thermal expansion coefficient, the material cost is very high, and there is a problem that the strength required as a mold cannot be obtained, and it cannot be used as a mold in the first place.
Further, the above JIS S40C and JIS SCM440 have a problem that both hardenability and softening resistance are poor even though the thermal conductivity is large.
従って、いずれもダイカスト等の金型として使用するには課題が残され、上記（ａ）の鋼材の高衝撃値化、上記（ｂ）の熱応力低減、及び、上記（ｃ）の鋼材の高軟化抵抗化を同時に実現した鋼は従来知られていない。そして、上記のことから、高衝撃値化は焼入性を確保することにより、熱応力低減は高熱伝導率化により、高軟化抵抗化は成分元素の適正化により実現されるといえる。 Accordingly, there remains a problem to use as a die such as die-casting, the impact value of the steel material (a) is increased, the thermal stress is reduced (b), and the steel material (c) is high. No steel has been known in the past that has realized softening resistance at the same time. From the above, it can be said that high impact value is achieved by ensuring hardenability, thermal stress reduction is realized by high thermal conductivity, and high softening resistance is realized by optimization of component elements.
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、焼入性、熱伝導率及び軟化抵抗の確保が可能な鋼、金型用鋼及びこれを用いた金型を提供することにある。特に、大断面金型に適用しうる鋼、金型用鋼及びこれを用いた金型を提供することにある。本発明は、これらを通じて、金型の長寿命化をはかり、原価低減・環境負荷軽減・省資源を同時に実現しようとするものである。 This invention is made | formed in view of the said situation, The objective provides the steel which can ensure hardenability, thermal conductivity, and softening resistance, metal mold steel, and a metal mold using the same. There is. In particular, the object is to provide steel that can be applied to a large-section mold, steel for mold, and a mold using the same. Through these, the present invention aims to extend the life of the mold and simultaneously realize cost reduction, environmental load reduction, and resource saving.
本発明者は、上記課題を解決するために、種々の検討・実験等を行うことによって、本発明に係る鋼に求められる基礎特性を見いだした。
第一に、本発明者は、高衝撃値化を実現するための焼入れ速度を見いだすため、JIS SKD61の衝撃値に及ぼす焼入れ速度の影響を確認した。実験においては、試験片を1030℃で30min保持した後に所定の速度で焼入れ、引き続き焼戻しによって45HRCに調質した。図３にその結果として、試験片の衝撃値を焼入れ速度に対して示した。衝撃値は、焼入れ速度が12℃/minより小さくなると急減することがわかる。一方、図１は、JIS SKD61のCCT（連続冷却変態）線図である。同図は、1030℃のオーステナイト相を冷却した時、何℃でベイナイトやマルテンサイトに相変態するかを示している。冷却速度が30℃/minと大きい場合にはマルテンサイト組織となるが、冷却速度が3℃/minではベイナイト主体の組織になり、12℃/minを境として組織は大きく変わることがわかる。同図によれば、JIS SKD61の臨界冷却速度は12℃/minとなる。
In order to solve the above-mentioned problems, the present inventor has found the basic characteristics required for the steel according to the present invention by conducting various studies and experiments.
First, the present inventor confirmed the influence of the quenching speed on the impact value of JIS SKD61 in order to find a quenching speed for realizing a high impact value. In the experiment, the test piece was kept at 1030 ° C. for 30 minutes, then quenched at a predetermined speed, and subsequently tempered to 45 HRC by tempering. FIG. 3 shows the impact value of the test piece as a result of the quenching speed. It can be seen that the impact value decreases rapidly when the quenching speed is less than 12 ° C / min. On the other hand, FIG. 1 is a CCT (continuous cooling transformation) diagram of JIS SKD61. This figure shows how many degrees Celsius transforms into bainite and martensite when the 1030 ° C austenite phase is cooled. When the cooling rate is as high as 30 ° C / min, a martensite structure is formed. However, when the cooling rate is 3 ° C / min, the structure is mainly bainite, and the structure changes greatly at 12 ° C / min. According to the figure, the critical cooling rate of JIS SKD61 is 12 ° C / min.
図３と図１によれば、臨界冷却速度（この場合は12℃/min）以上の冷却では、「焼き」が入って、すなわち、マルテンサイト化して衝撃値は高くなるが、これより遅い冷却ではベイナイトになって衝撃値は下がる。この値を境にして組織と衝撃値が大きく変わる点はほぼ全ての鋼種に共通である。
従って、臨界冷却速度が60℃/minの鋼種であれば、60℃/minを境にして衝撃値と組織は大きく変化する。
According to FIG. 3 and FIG. 1, when the cooling rate is higher than the critical cooling rate (in this case, 12 ° C./min), “baking” is entered, that is, the impact value is increased due to martensite, but cooling is slower than this. Then it becomes bainite and the impact value decreases. The point where the structure and impact value change greatly with this value as a boundary is common to almost all steel types.
Therefore, if the steel type has a critical cooling rate of 60 ° C / min, the impact value and the structure greatly change at 60 ° C / min.
図３と図１が示す通り、金型寿命延長に必須の高衝撃値化には、マルテンサイト組織を得ること、すなわち、焼きを入れることが求められる。ここで、JIS SCM440の臨界冷却速度を調査すると、2000℃/minを超えている。つまり、JIS SCM440に焼きを入れようとすると、2000℃/minを超える焼入れ速度が必要である。ここで、金型の厚さと焼入れ速度の相関を示すと、図４の通りである。直径が2〜3mm程度の細いピンであれば問題ないが、ダイカストに使われる金型のような大きなサイズでは、JIS SCM440は焼きが入らないことがわかる。また、JIS S40CはJIS SCM440よりも焼入性が悪い。従って、JIS S40CやJIS SCM440で金型を造っても、長い金型寿命の確保は困難である。
ダイカストに使われるピンや入子の大半が、厚さや直径が30mm以上であることを考慮すると、鋼材の臨界冷却速度としては、60℃/min以下が必要であることから、本発明者は、鋼材の臨界冷却速度の目標値を「60℃/min以下」とした。
ここで、これまでの説明で用いてきた「衝撃値」について補足する。衝撃値の調査には、JIS 3号の試験片を用い、室温で評価をおこなっている。衝撃値は吸収エネルギーを断面積で除した値であり、この数値が大きいほど割れにくい材料であることを示す。尚、現在のJISには衝撃値の規格は無い。以前の改定によって項目が無くなったのである。しかし、重要な特性値として現在でも工業的には使われており、衝撃値を金型の受け入れ規格にしているメーカーが存在することは、上記した通りである。そこで、本発明においても、このような工業的慣例に従って、衝撃値を評価の尺度としている。以下についても、衝撃値の評価方法と扱いは同じである。
As shown in FIG. 3 and FIG. 1, to obtain a high impact value that is essential for extending the mold life, it is required to obtain a martensite structure, that is, to burn. Here, when the critical cooling rate of JIS SCM440 is investigated, it exceeds 2000 ° C./min. That is, when trying to quench JIS SCM440, a quenching speed exceeding 2000 ° C./min is required. Here, the correlation between the mold thickness and the quenching speed is shown in FIG. It can be seen that thin pins with a diameter of 2 to 3 mm are fine, but JIS SCM440 does not burn in large sizes such as molds used for die casting. Also, JIS S40C is harder than JIS SCM440. Therefore, it is difficult to secure a long mold life even if the mold is made with JIS S40C or JIS SCM440.
Considering that most of the pins and inserts used for die casting have a thickness and diameter of 30 mm or more, the critical cooling rate of the steel material needs to be 60 ° C./min or less. The target value for the critical cooling rate of steel was set to "60 ° C / min or less".
Here, it supplements about the "impact value" used by the description so far. In order to investigate the impact value, a JIS No. 3 test piece was used and evaluated at room temperature. The impact value is a value obtained by dividing the absorbed energy by the cross-sectional area. A larger value indicates that the material is more difficult to break. The current JIS does not have a shock value standard. The item has disappeared due to the previous revision. However, it is still used industrially as an important characteristic value at present, and as described above, there are manufacturers that use the impact value as the acceptance standard for molds. Therefore, in the present invention, the impact value is used as a scale for evaluation according to such industrial practice. The following is the same as the impact value evaluation method and handling.
第二に、本発明者は、熱疲労の原因である熱応力低減を実現するため、以下の検証・実験を行った。まず、熱応力は、式（２）と式（３）によって概算できることが知られている。
熱応力＝定数×温度差×ヤング率×熱膨張係数÷ポアソン比 …式（２）、
温度差＝ｆ（熱伝導率） …式（３）。
本発明者は、これらの物性値を制御すれば、熱応力の低減によって金型の熱疲労を大幅に軽減できる可能性を次のようにして見いだした。鋼材の物性値には、成分の影響を非常に受けやすいものと、そうでないものがある。式（２）に関して言えば、ヤング率とポアソン比は成分の影響を非常に受けにくい。従って、鋼材成分を大幅に変えても、これらの物性値はそれほど変化しない。一方、熱膨張係数は成分の影響を相当に受ける物性値である。熱応力の低減には、熱膨張係数を小さくすることが望ましい。
次に、式（３）に示された熱伝導率についてであるが、熱伝導率も成分の影響を受ける物性値である。熱伝導率を大きくすれば温度差が小さくなり、熱応力が低減されて熱疲労は軽減される。
Secondly, the present inventor conducted the following verification / experiment in order to reduce thermal stress, which is a cause of thermal fatigue. First, it is known that the thermal stress can be approximated by equations (2) and (3).
Thermal stress = constant × temperature difference × Young's modulus × thermal expansion coefficient ÷ Poisson's ratio Equation (2),
Temperature difference = f (thermal conductivity) Formula (3).
The present inventor has found the possibility that the thermal fatigue of the mold can be remarkably reduced by reducing the thermal stress by controlling these physical property values as follows. Some physical properties of steel materials are very sensitive to the effects of components and others are not. With regard to equation (2), Young's modulus and Poisson's ratio are very unlikely to be affected by the components. Therefore, even if the steel material components are changed greatly, these physical property values do not change so much. On the other hand, the thermal expansion coefficient is a physical property value that is considerably affected by the components. In order to reduce thermal stress, it is desirable to reduce the thermal expansion coefficient.
Next, regarding the thermal conductivity shown in the formula (3), the thermal conductivity is also a physical property value that is affected by the components. Increasing the thermal conductivity reduces the temperature difference, reduces thermal stress and reduces thermal fatigue.
本発明者は、熱膨張係数及び熱伝導率について検討した結果、熱伝導率に着目することとし、検証を行った。熱膨張係数については，その素材コストが非常に高く、そもそも金型として必要な強度が得られないという問題があり、金型として使用できないことから，検討を見送っている。
図５は、熱伝導率と熱応力の相関を有限要素法によって見積もった結果を示す。解析の対象は、円柱状試験片の急冷である。具体的には、500℃に加熱されたφ60mmの円柱表面に対して20℃の環境温度と5000W/m2/Kの熱伝達係数を与えて急冷を模擬し、冷却過程における熱応力の最大値を評価した。熱伝導率が22W/m/Kの鋼は、ダイカストや温熱間鍛造等の金型に多用されるJIS SKD61に相当する。この熱応力を1.0として、熱伝導率が増加した場合の熱応力を示した。図５によれば、熱伝導率が28W/m/K以上になると熱応力が急減することがわかる。
そこで、本発明者は、熱応力低減のため、鋼材の熱伝導率の目標値を「28W/m/K以上」とした。
As a result of examining the thermal expansion coefficient and the thermal conductivity, the present inventor examined and focused on the thermal conductivity. Regarding the thermal expansion coefficient, the material cost is very high, and there is a problem that the required strength as a mold cannot be obtained.
FIG. 5 shows the result of estimating the correlation between thermal conductivity and thermal stress by the finite element method. The object of analysis is rapid cooling of a cylindrical specimen. Specifically, the maximum value of the thermal stress in the cooling process is simulated by giving an ambient temperature of 20 ° C and a heat transfer coefficient of 5000W / m 2 / K to the surface of a φ60mm cylinder heated to 500 ° C and quenching. Evaluated. Steel with a thermal conductivity of 22 W / m / K corresponds to JIS SKD61, which is frequently used for dies such as die casting and hot forging. The thermal stress is shown as 1.0 when this thermal stress is 1.0. According to FIG. 5, it can be seen that the thermal stress sharply decreases when the thermal conductivity is 28 W / m / K or more.
Therefore, the present inventor has set the target value of the thermal conductivity of the steel material to “28 W / m / K or more” in order to reduce thermal stress.
第三に、本発明者は、高軟化抵抗化を図るため、成分元素の観点から種々の検討を行った。ダイカストや温熱間鍛造等の金型に多用されるJIS SKD61は、軟化抵抗を担う元素の代表がMoとVであることから、本発明者は、高軟化抵抗化を図るためには、MoとVの含有量がJIS SCM440を超えることが必要と判断した。JIS SCM440は、Mo含有量が少なくVを含有しないため、軟化抵抗が低いからである（JIS S40Cは、JIS SCM440よりも更に軟化抵抗が低い）。
そこで、本発明者は、「Mo量を0.3％以上」とすることとした。一方、VはJIS SCM440の積極添加元素でないため、JIS SCM440との比較で含有量を決定できないと考えられる。そこで、非調質鋼に着目すると、0.03％以上を積極添加と扱っているため、本発明者は、「V量を0.03％以上」とすることとした。
Thirdly, the present inventor conducted various studies from the viewpoint of component elements in order to achieve high softening resistance. JIS SKD61, which is frequently used in dies such as die casting and hot forging, has Mo and V as the representative elements responsible for softening resistance. It was judged that the content of V must exceed JIS SCM440. This is because JIS SCM440 has low Mo content and does not contain V, and therefore has low softening resistance (JIS S40C has lower softening resistance than JIS SCM440).
Therefore, the present inventor decided to make “Mo amount 0.3% or more”. On the other hand, since V is not a positively added element of JIS SCM440, the content cannot be determined by comparison with JIS SCM440. Accordingly, when focusing on non-heat treated steel, since 0.03% or more is treated as being actively added, the present inventor decided to set the V amount to 0.03% or more.
以上、第一〜第三において説明したように、本発明者は、ダイカストや温熱間鍛造等の金型に適用する鋼材に要求すべき基礎特性の目標値として、
（ア）焼入性の確保のために、臨界冷却速度を60℃/min以下とし、
（イ）高熱伝導率化を確保するために、熱伝導率を28W/m/K以上とし、
（ウ）高軟化抵抗化を確保するためにMo量を0.3％以上、かつ、V量を0.03％以上として、本発明を完成した。
As described above in the first to third, the present inventor, as a target value of basic characteristics to be required for steel materials applied to a die such as die casting and hot forging,
(A) To ensure hardenability, the critical cooling rate is set to 60 ° C / min or less,
(B) To ensure high thermal conductivity, the thermal conductivity is set to 28 W / m / K or more,
(C) The present invention was completed by setting the Mo amount to 0.3% or more and the V amount to 0.03% or more in order to ensure high softening resistance.
上記課題を解決するため、上記基礎特性を満たす鋼として、本発明に係る鋼は、必須構成元素として、
質量％で、
（１）C：0.15〜0.55％、
（２）Si：0.02〜0.60％、
（３）Mo：0.30〜4.00％、及び、
（４）V：0.03〜1.00％を含有し、更に、
質量％で、次式（１）を満たすCr、Mn、Ni、Cuを含有する残部がFe及び不可避の不純物からなることを要旨とする。
（５）4.963−3.43Y≦Cr≦14.597−5.97Y［％］（但し、Y＝Mn＋0.36（Ni＋Cu）［％］、0.10≦Y≦2.40［％］） …式（１）
In order to solve the above problems, the steel according to the present invention as a steel satisfying the above basic characteristics, as an essential constituent element,
% By mass
(1) C: 0.15-0.55%
(2) Si: 0.02 to 0.60%,
(3) Mo: 0.30 to 4.00%, and
(4) V: 0.03 to 1.00% contained,
The gist is that the balance containing Cr, Mn, Ni, and Cu satisfying the following formula (1) by mass% is made of Fe and inevitable impurities.
(5) 4.963−3.43Y ≦ Cr ≦ 14.597−5.97Y [%] (However, Y = Mn + 0.36 (Ni + Cu) [%], 0.10 ≦ Y ≦ 2.40 [%]) (1)
本発明に係る鋼は、選択添加元素として、
更に、質量％で、
（６）W：0.01〜4.00％、
（７）Co：0.01〜2.00％、
（８）Nb：0.002〜0.500％、
Ta：0.002〜0.500％、
Ti：0.002〜0.500％、及び、
Zr：0.002〜0.500％からなる群から選ばれる1種又は2種以上、
（９）Al：0.005〜1.500％、及び、
N：0.005〜0.300％からなる群から選ばれる1種又は2種以上、
（10）B：0.0002〜0.0200％、並びに、
（11）S：0.005〜2.000％、
Ca：0.0005〜0.5000％、
Se：0.005〜0.500％、
Te：0.005〜0.500％、
Bi：0.005〜0.500％、及び、
Pb：0.005〜0.500％からなる群から選ばれる1種又は2種以上、
のうち少なくともいずれかを含有することが望ましい。
The steel according to the present invention is a selective additive element,
Furthermore, in mass%,
(6) W: 0.01 to 4.00%,
(7) Co: 0.01-2.00%
(8) Nb: 0.002 to 0.500%,
Ta: 0.002 to 0.500%,
Ti: 0.002 to 0.500% and
Zr: one or more selected from the group consisting of 0.002 to 0.500%,
(9) Al: 0.005 to 1.500%, and
N: One or more selected from the group consisting of 0.005 to 0.300%,
(10) B: 0.0002 to 0.0200%, and
(11) S: 0.005 to 2.000%,
Ca: 0.0005 to 0.5000%,
Se: 0.005-0.500%,
Te: 0.005-0.500%,
Bi: 0.005-0.500%, and
Pb: one or more selected from the group consisting of 0.005 to 0.500%,
It is desirable to contain at least one of them.
本発明に係る鋼は、金型用鋼として用いるとよい。そのため、本発明に係る金型用鋼は、本発明に係る鋼からなる。本発明に係る金型用鋼の具体的な用途として、鍛造用の金型やパンチ、ダイカスト用の金型やピンや入子、低圧鋳造用の金型やピンや入子、射出成形用の金型やピンや入子、及び鍛造・ダイカスト・低圧鋳造・射出成形に用いられるプレートやスリーブ等の工具が挙げられる。
上記のような、本発明に係る金型は、その重量が100kg以上であってもよく、更に、その表面に母材とは成分や硬さの異なる層を備えるものであってもよい。
The steel according to the present invention may be used as mold steel. Therefore, the mold steel according to the present invention is made of the steel according to the present invention. Specific applications of the steel for molds according to the present invention include forging molds and punches, die casting molds and pins and inserts, low pressure casting molds and pins and inserts, and injection molding. Tools such as molds, pins and inserts, and plates and sleeves used for forging, die casting, low pressure casting, and injection molding.
The mold according to the present invention as described above may have a weight of 100 kg or more, and may further include a layer having a component or hardness different from that of the base material on the surface thereof.
本発明に係る鋼は、質量％で、C：0.15〜0.55％、Si：0.02〜0.60％、Mo：0.30〜4.00％、及び、V：0.03〜1.00％を含有し、更に、質量％で、式（１）を満たすCr、Mn、Ni、Cuを含有する残部がFe及び不可避の不純物からなるものであるから、焼入性、熱伝導率及び軟化抵抗の確保が可能であるという効果がある。 The steel according to the present invention contains, by mass%, C: 0.15 to 0.55%, Si: 0.02 to 0.60%, Mo: 0.30 to 4.00%, and V: 0.03 to 1.00%. Since the balance containing Cr, Mn, Ni, and Cu satisfying formula (1) is made of Fe and inevitable impurities, it is possible to ensure hardenability, thermal conductivity, and softening resistance. .
特に、式（１）を満たすため、焼入性が良く高衝撃値化が可能であり、高熱伝導率化が可能であるため熱応力低減が可能である。
本発明に係る金型用鋼は、本発明に係る鋼からなるものであるから、これと同様の効果がある。
In particular, since the formula (1) is satisfied, the hardenability is good, the impact value can be increased, and the thermal conductivity can be increased, so that the thermal stress can be reduced.
Since the steel for molds according to the present invention is made of the steel according to the present invention, it has the same effect.
本発明に係る金型は、本発明に係る金型用鋼からなるため、高熱伝導率化・高軟化抵抗化が可能であり加熱と冷却のサイクルによって発生する熱応力が低く、熱応力に起因する亀裂の発生と進展が抑制される。従って、本発明に係る金型は、寿命が長くなり、プラスチックやゴムの射出成形、ダイカスト、熱間鍛造等の原価低減・環境負荷軽減・省資源を実現することができるという効果がある。 Since the mold according to the present invention is made of the mold steel according to the present invention, high thermal conductivity and high softening resistance are possible, and the thermal stress generated by the heating and cooling cycle is low, resulting from the thermal stress. Generation and propagation of cracks is suppressed. Therefore, the metal mold | die which concerns on this invention has the effect that lifetime becomes long and can implement | achieve cost reduction, environmental impact reduction, and resource saving, such as injection molding of plastics and rubber | gum, die casting, and hot forging.
以下、図面を参照して、本発明の一実施形態に係る鋼の成分組成及びその限定理由について説明する。尚、以下の説明において「％」は特に説明がない限り「質量％」を意味する。 Hereinafter, with reference to drawings, the component composition of the steel which concerns on one Embodiment of this invention, and its reason for limitation are demonstrated. In the following description, “%” means “mass%” unless otherwise specified.
（１）C：0.15〜0.55％。
Cは鋼の強度調整に不可欠な必須構成元素である。Cが過少であると、型材に必要な強度が得られない。一方、焼入れによってマルテンサイトとなった鋼の硬さは、Cが0.55％超では飽和の傾向を示す。また、Cが0.55％を越えると、粗大な炭化物が生成しやすくなり、これが機械疲労特性を大きく低下させる。ダイカスト・低圧鋳造・熱間鍛造・射出成形等に用いられる型材としての特性を確保するため、本実施形態におけるC量は、質量％で0.15％〜0.55％とした。
(1) C: 0.15-0.55%.
C is an essential constituent element indispensable for adjusting the strength of steel. If C is too small, the strength required for the mold material cannot be obtained. On the other hand, the hardness of steel that has become martensite by quenching tends to saturate when C exceeds 0.55%. On the other hand, if C exceeds 0.55%, coarse carbides are likely to be generated, which greatly deteriorates the mechanical fatigue characteristics. In order to ensure the characteristics as a die material used for die casting, low pressure casting, hot forging, injection molding, etc., the C amount in this embodiment is 0.15% to 0.55% in mass%.
（２）Si：0.02〜0.60％。
原価低減に対しては、金型寿命の延長だけでなく、鋼材の被削性を確保することも極めて重要となる。この理由は、金型としての概形を粗加工によって付与し、最終形状を仕上げ加工によって完成させるためである。鋼材の被削性が悪いと加工効率が低下するだけでなく、高価な切削工具の交換も頻発する。この結果、被削性が悪いと金型の製造コストが上昇し、ひいては製品コストを押し上げる。
鋼の被削性を向上させるには、Siの添加が有効であり、本実施形態においては、Siは、必須構成元素である。切削される鋼中のSiは、切削工具の表面に付着して工具表面を保護し、その磨耗を軽減する。このため、Si添加鋼の被削性は比較的に良い場合が多い。Si量と鋼材の被削性の相関は概ね以下の通りである。
非常に悪い：Si≦0.20％
悪い ：0.20＜Si≦0.35％
良い ：0.35＜Si≦0.50％
非常に良い：0.50＜Si％
一方、Siは鋼材の熱伝導率を大きく低下させる元素でもある。熱伝導率と被削性を考慮し、本実施形態においては、Si量の上限を0.60％とした。
(2) Si: 0.02 to 0.60%.
For cost reduction, it is extremely important not only to extend the mold life but also to ensure the machinability of the steel material. This is because the rough shape as a mold is given by roughing and the final shape is completed by finishing. If the machinability of the steel material is poor, not only the machining efficiency is lowered, but also expensive cutting tools are frequently replaced. As a result, if the machinability is poor, the manufacturing cost of the mold rises, which in turn increases the product cost.
In order to improve the machinability of steel, addition of Si is effective. In this embodiment, Si is an essential constituent element. The Si in the steel being cut adheres to the surface of the cutting tool, protects the tool surface, and reduces its wear. For this reason, the machinability of Si-added steel is often relatively good. The correlation between the Si content and the machinability of the steel is roughly as follows.
Very bad: Si ≦ 0.20%
Bad: 0.20 <Si ≦ 0.35%
Good: 0.35 <Si ≦ 0.50%
Very good: 0.50 <Si%
On the other hand, Si is also an element that greatly reduces the thermal conductivity of steel. In consideration of the thermal conductivity and machinability, the upper limit of the Si amount is set to 0.60% in this embodiment.
製造工程から見た場合のSiの特徴は、精錬での低減ができないことである。このため、低Si材の製造においては、Si含有量の低い非常に高価な原材料を使わなければならず、素材コストの上昇が避けられない。Siが0.02％未満では、熱伝導率を高める効果が飽和し、かつ製造コストの著しい上昇を招くことから、本実施形態においては、Si量の下限を0.02％とした。
特に好適なSi量の範囲は、熱伝導率を重視するなら質量％で0.35％以下であるが、被削性を重視する場合にはその値を超えてもよい。用途に応じて選択すればよい。
A characteristic of Si as seen from the manufacturing process is that it cannot be reduced by refining. For this reason, in the production of a low Si material, very expensive raw materials having a low Si content must be used, and an increase in material cost is inevitable. If Si is less than 0.02%, the effect of increasing the thermal conductivity is saturated and the manufacturing cost is significantly increased. Therefore, in this embodiment, the lower limit of the Si amount is set to 0.02%.
A particularly preferable Si amount range is 0.35% or less in terms of mass% if importance is attached to thermal conductivity, but may be exceeded if importance is attached to machinability. What is necessary is just to select according to a use.
（３）Mo：0.30〜4.00％。
Moは、炭化物を形成し分散強化によって鋼を高強度化する元素として有用な必須構成元素である。しかも、軟化抵抗を高める効果が非常に大きい。ここで、Moを含有する0.4C-3Cr鋼の軟化抵抗を示せば、図６の通りである。1030℃から急冷した後、600℃で1Hr保持した時の室温における硬さであるが、4％付近で最大となることがわかる。過度の添加は、炭化物の凝集を助長するため、かえって軟化抵抗を減退させる。また、添加量が過少であると、金型として必要な強度を確保できない。このような観点から、本実施形態においては、Mo量は、質量％で0.30％〜4.00％とした。特に好適なMo量は、0.40％〜3.50％である。
(3) Mo: 0.30 to 4.00%.
Mo is an essential constituent element that is useful as an element for forming carbides and increasing the strength of steel by dispersion strengthening. Moreover, the effect of increasing the softening resistance is very large. Here, the softening resistance of 0.4C-3Cr steel containing Mo is as shown in FIG. After quenching from 1030 ° C, it is the hardness at room temperature when held at 600 ° C for 1 hour, but it is maximum at around 4%. Excessive addition promotes the agglomeration of carbides, and rather reduces softening resistance. On the other hand, if the amount added is too small, the strength required for the mold cannot be secured. From such a viewpoint, in the present embodiment, the Mo amount is set to 0.30% to 4.00% by mass%. A particularly preferable amount of Mo is 0.40% to 3.50%.
（４）V：0.03〜1.00％。
Vは、炭化物を形成し分散強化によって鋼を高強度化する元素として有用な必須構成元素である。しかも、軟化抵抗を高める効果が非常に大きい。一方、過度に添加すると、凝固過程で非常に粗大な炭化物を生じやすくなり、これが機械疲労特性や衝撃値を著しく低下させる。ここで、Vを含有する0.4C-3Cr鋼の衝撃値を示せば、図７の通りである。1030℃から急冷した後、580〜620℃における1Hrの保持によって45HRCに調質した場合の室温における衝撃値であるが、1％を越えると急激に低下することがわかる。これは、素材が大きなインゴットから製造されたため、凝固速度が低下する結果として、粗大な炭化物が形成されたことに対応する。工業サイズのインゴットでは、このような現象を回避することが非常に難しい。図示を省略するが、粗大な炭化物は疲労強度を半減させる場合もある。また、Vが0.35％未満でも衝撃値が低くなる理由は、結晶粒が粗大化するためである。微細なVの炭化物（VC）は結晶粒の成長を抑制するが、その微細なVCはV量が少ないほど減少するためである。ただし、結晶粒の粗大化は、疲労強度にはあまり影響しない。
上記の理由から、本実施形態におけるV量は、質量％で0.03％〜1.00％とした。ダイカストや温熱間鍛造には、JIS SKD61やJIS SKD8あるいはJIS SKH51等が用いられるが、これらと比較してV量の上限値が低いことも本実施形態の特徴である。特に好適なV量は、軟化抵抗と疲労強度が確保され、かつ衝撃値の低下も少ない0.20％〜0.80％となる。
(4) V: 0.03-1.00%.
V is an essential constituent element that is useful as an element for forming carbides and increasing the strength of steel by dispersion strengthening. Moreover, the effect of increasing the softening resistance is very large. On the other hand, when added excessively, it becomes easy to produce very coarse carbides in the solidification process, which significantly reduces mechanical fatigue characteristics and impact value. Here, the impact value of 0.4C-3Cr steel containing V is as shown in FIG. It is an impact value at room temperature when it is tempered to 45 HRC by holding 1 Hr at 580 to 620 ° C. after quenching from 1030 ° C., but it shows a sharp drop when it exceeds 1%. This corresponds to the formation of coarse carbides as a result of the decrease in solidification rate because the material was manufactured from a large ingot. In industrial size ingots, it is very difficult to avoid this phenomenon. Although not shown, coarse carbides may halve fatigue strength. The reason why the impact value is low even when V is less than 0.35% is that the crystal grains become coarse. This is because fine V carbide (VC) suppresses the growth of crystal grains, but the fine VC decreases as the amount of V decreases. However, the coarsening of the crystal grains does not significantly affect the fatigue strength.
For the above reason, the V amount in the present embodiment is 0.03% to 1.00% by mass. JIS SKD61, JIS SKD8, JIS SKH51, or the like is used for die casting or hot forging, but the upper limit of the V amount is also lower than these, which is a feature of this embodiment. A particularly preferable amount of V is 0.20% to 0.80% in which softening resistance and fatigue strength are ensured and the impact value is not significantly reduced.
（５）4.963−3.43Y≦Cr≦14.597−5.97Y［％］（但し、Y＝Mn＋0.36（Ni＋Cu）［％］、0.10≦Y≦2.40［％］） …式（１）。
Cr、Mn、Ni、Cuは焼入性の向上元素として必須構成元素である。適切なCr量は式（１）を満たす量であり、Mn量、Ni量、Cu量によって変化する。焼入性の確保を図る本実施形態においては、これらの元素量を適正化が重要である。
以下、Cr量を式（１）を満たす範囲とした理由について説明する。
(5) 4.963−3.43Y ≦ Cr ≦ 14.597−5.97Y [%] (where Y = Mn + 0.36 (Ni + Cu) [%], 0.10 ≦ Y ≦ 2.40 [%]) (1).
Cr, Mn, Ni, and Cu are essential constituent elements as elements for improving hardenability. The appropriate Cr amount is an amount that satisfies the formula (1), and varies depending on the Mn amount, Ni amount, and Cu amount. In the present embodiment for ensuring hardenability, it is important to optimize the amounts of these elements.
Hereinafter, the reason why the Cr amount is in a range satisfying the formula (1) will be described.
まず、「焼入性が良い」とは「ベイナイト変態が抑制される」と同義である。より小さな焼入れ速度でもベイナイト変態が起こらず、マルテンサイトになる（焼きが入る）ためには、オーステナイト相の安定度を高めると同時に、オーステナイト中に固溶した炭素の拡散を抑制する方策が有効である。この理由は、
（ア）オーステナイト相が不安定になるとベイナイト変態が起きやすくなる、
（イ）ベイナイト変態には炭素の拡散を伴う、からである。
オーステナイト相の安定度を高める元素としては、Mn・Ni・Cuが良く知られている。一方、オーステナイト中に固溶した炭素の拡散を抑制する元素としてはCrが良く知られている。このように、Mn・Ni・CuとCrでは、焼入性を高めるメカニズムが異なる。そこで、Mn・Ni・CuとCrの２グループに分けて、焼入性の改善について説明する。
First, “good hardenability” is synonymous with “inhibition of bainite transformation”. In order for bainite transformation not to occur at a lower quenching speed and to become martensite (quenching), it is effective to increase the stability of the austenite phase and suppress the diffusion of carbon dissolved in the austenite. is there. The reason is
(A) When the austenite phase becomes unstable, bainite transformation is likely to occur.
(B) The bainite transformation is accompanied by carbon diffusion.
Mn, Ni, and Cu are well known as elements that increase the stability of the austenite phase. On the other hand, Cr is well known as an element that suppresses the diffusion of carbon dissolved in austenite. Thus, the mechanism for enhancing the hardenability differs between Mn, Ni, Cu and Cr. Therefore, the improvement of hardenability will be described in two groups of Mn, Ni, Cu and Cr.
焼入性は、焼入れ材の硬化層深さによって評価が可能である。例えば、水焼入れした丸棒の硬さ分布を調査した時、硬化層が深いほど、つまり丸棒の内部まで硬くなっている鋼材ほど、焼入性が良好と判断できる。また、オーステナイト相の安定化には安価なMnが多用されるため、NiとCuの効果をMnに換算して評価した。具体的には、Mn・Ni・Cuを変化させた鋼材の焼入れ硬化層深さから焼入性の改善効果を定量化し、Mnに換算して表現する実験を行った。 The hardenability can be evaluated by the hardened layer depth of the hardened material. For example, when investigating the hardness distribution of a water-quenched round bar, the deeper the hardened layer, that is, the harder the steel material is to the inside of the round bar, the better the hardenability. In addition, since inexpensive Mn is frequently used to stabilize the austenite phase, the effects of Ni and Cu were converted to Mn and evaluated. Specifically, an experiment was carried out in which the effect of improving hardenability was quantified from the depth of the hardened hardened layer of the steel material in which Mn, Ni and Cu were changed and expressed in terms of Mn.
実験に用いた鋼材の化学成分を表１に示す。Mn・Ni・Cuの影響を評価するため、それ以外の成分は共通とした。「・・・」は不純物レベルで0.01％以下であったことを意味する。これら18鋼種からなる直径200mmの丸棒を攪拌水中に投入して急冷し、切断した横断面の硬さ分布を測定し、焼きが入って硬化した領域の深さを「焼入れ深さ」と定義した。表１には、焼入れ深さも併記した。焼入れ深さが大きいほど、焼入性は良好と判断できる。 Table 1 shows the chemical components of the steel materials used in the experiment. In order to evaluate the influence of Mn / Ni / Cu, the other components were made common. "..." means that the impurity level was 0.01% or less. A round bar with a diameter of 200 mm made of these 18 steel types is poured into stirring water, quenched, and the hardness distribution of the cut cross section is measured, and the depth of the hardened and hardened region is defined as the “quenching depth”. did. Table 1 also shows the quenching depth. It can be judged that the hardenability is better as the quenching depth is larger.
表１に基づいて、オーステナイト相の安定化による焼入性の改善効果をMn・Ni・Cuに対して評価した結果を説明する。まず、NiとCuがほとんど入っていない２鋼種を比較する。鋼1と鋼5を比較すると、Mnの1％あたり焼入れ深さは26.5mm大きくなる比率である。Mnの範囲は0.1〜0.3％である。
次に、Mnが約0.1％でMn+Ni+Cuが0.32％以下の鋼種を鋼1と比較することによって、NiとCuの効果を算出する。鋼1と鋼2を比較すると（ともに約0.1％Mn）、Niの0.1％増加で焼入れ深さは0.6mm大きくなっており、これはNiの1％あたりに換算すると6.00mmとなる。すなわち、Ni添加の効果はMnに対して「6.00÷26.5」の0.226倍と算定できる。
更に、鋼1と鋼3を比較すると（ともに0.1％Mn）、Cuの0.11％増加で焼入れ深さが0.7mm大きくなっており、これはCuの1％あたりに換算すると6.36mmとなる。すなわち、Cu添加の効果はMnに対して「6.36÷26.5」の0.240倍と算定できる。
以上より、NiとCuの効果はMnの0.233倍（0.226〜0.240倍）であることがわかった。
最後に、NiとCuの複合添加においてそれぞれの効果が加算できるか確認するため、鋼4の実績を検証する。
鋼4は、鋼1に対してNiとCuがそれぞれ約0.1％添加されている。焼入性が加算されるとすれば、鋼1に対する鋼4の焼入れ深さ増大効果は、
（0.11＋0.10）×0.233×26.5＝1.30mm
となるといえる。ここで、鋼1の47.4mmに1.30mmを加えると48.70mmとなり、鋼4の48.4mmとほぼ一致する。以上によって、NiとCuの効果がMnの0.233倍であることを確認した、Mnの範囲は0.1〜0.3％である。
Based on Table 1, the result of evaluating the effect of improving hardenability by stabilizing the austenite phase with respect to Mn, Ni, and Cu will be described. First, two steel types that contain almost no Ni and Cu are compared. When
Next, the effect of Ni and Cu is calculated by comparing the steel type with Mn of about 0.1% and Mn + Ni + Cu of 0.32% or less with
Furthermore, when
From the above, it was found that the effect of Ni and Cu is 0.233 times (0.226 to 0.240 times) of Mn.
Finally, in order to confirm whether each effect can be added in the combined addition of Ni and Cu, the results of
(0.11 + 0.10) × 0.233 × 26.5 = 1.30mm
It can be said that. Here, when 1.30 mm is added to 47.4 mm of
引き続き、Mn・Ni・Cu の添加量が多い場合の検証を行う。
まず、NiとCuがほとんど入っていない２鋼種を比較する。鋼5と鋼9を比較すると、Mnの1％あたり焼入れ深さは13.93mm大きくなる比率である。Mnの範囲は0.3〜0.9％である。
次に、Mnが約0.3％でMn+Ni+Cuが0.91％以下の鋼種を鋼5と比較することによって、NiとCuの効果を算出する。鋼5と鋼6を比較すると（ともに約0.3％Mn）、Niの0.3％増加で焼入れ深さは1.7mm大きくなっており、これはNiの1％あたりに換算すると5.67mmとなる。すなわち、Ni添加の効果はMnに対して「5.67÷13.93」の0.407倍と算定できる。
更に、鋼5と鋼6を比較すると（ともに約0.3％Mn）、Cuの0.29％増加で焼入れ深さが1.7mm大きくなっており、これはCuの1％あたりに換算すると5.86mmとなる。すなわち、Cu添加の効果はMnに対して「5.86÷13.93」の0.421倍と算定できる。
以上より、NiとCuの効果はMnの0.414倍（0.407〜0.421倍）であることがわかった。
最後に、NiとCuの複合添加においてそれぞれの効果が加算できるか確認するため、鋼8の実績を検証する。
鋼8は、鋼5に対してNiとCuがそれぞれ約0.3％添加されている。焼入性が加算されるとすれば、鋼5に対する鋼8の焼入れ深さ増大効果は、
（0.30＋0.31）×0.414×13.93＝3.52mm
となるといえる。ここで、鋼5の52.7mmに3.52mmを加えると56.22mmとなり、鋼8の55.7mmとほぼ一致する。
以上によって、NiとCuの効果がMnの0.414倍であることを確認した、Mnの範囲は0.3〜0.9％である。
Next, verification will be performed when the amount of Mn / Ni / Cu added is large.
First, two steel types that contain almost no Ni and Cu are compared. When
Next, the effect of Ni and Cu is calculated by comparing a steel type with Mn of about 0.3% and Mn + Ni + Cu of 0.91% or less with
Furthermore, when
From the above, it was found that the effects of Ni and Cu are 0.414 times (0.407 to 0.421 times) of Mn.
Finally, in order to confirm whether each effect can be added in the combined addition of Ni and Cu, the results of Steel 8 are verified.
Steel 8 has about 0.3% of Ni and Cu added to
(0.30 + 0.31) × 0.414 × 13.93 = 3.52mm
It can be said that. Here, when 3.52 mm is added to 52.7 mm of
From the above, it was confirmed that the effect of Ni and Cu is 0.414 times that of Mn. The range of Mn is 0.3 to 0.9%.
引き続き、同様の手法によって、Mnが2.4％までの範囲におけるNiとCu の添加効果を見積もった。
まず、NiとCuがほとんど入っていない２鋼種を比較する。鋼10と鋼14を比較すると、Mnの1％あたり焼入れ深さは15.56mm大きくなる比率である。Mnの範囲は0.27〜0.81％である。
次に、Mnが約0.27％でMn+Ni+Cuが0.84％以下の鋼種を鋼10と比較することによって、NiとCuの効果を算出する。鋼10と鋼11を比較すると（ともに0.27％Mn）、Niの0.26％増加で焼入れ深さは1.5mm大きくなっており、これはNiの1％あたりに換算すると5.77mmとなる。すなわち、Ni添加の効果はMnに対して「5.77÷15.56」の0.371倍と算定できる。
更に、鋼10と鋼12を比較すると（ともに0.27％Mn）、Cuの0.27％増加で焼入れ深さが1.4mm大きくなっており、これはCuの1％あたりに換算すると5.19mmとなる。すなわち、Cu添加の効果はMnに対して「5.19÷15.56」の0.334倍と算定できる。
以上より、NiとCuの効果はMnの0.353倍（0.371〜0.334倍）であることがわかった。
最後に、NiとCuの複合添加においてそれぞれの効果が加算できるか確認するため、鋼13の実績を検証する。
鋼13は、鋼10に対してNiとCuがそれぞれ約0.27％添加されている。焼入性が加算されるとすれば、鋼10に対する鋼13の焼入れ深さ増大効果は、
（0.27＋0.28）×0.353×15.56＝3.02mm
となるはずである。ここで、鋼10の52.1mmに3.02mmを加えると55.12mmとなり、鋼13の54.8mmとほぼ一致する。
以上によって、NiとCuの効果がMnの0.353倍であることを確認した、Mnの範囲は0.27〜0.81％である。
Subsequently, the effect of addition of Ni and Cu in the range of Mn up to 2.4% was estimated by the same method.
First, two steel types that contain almost no Ni and Cu are compared. When
Next, the effect of Ni and Cu is calculated by comparing a steel type with Mn of about 0.27% and Mn + Ni + Cu of 0.84% or less with
Furthermore, when
From the above, it was found that the effect of Ni and Cu is 0.353 times (0.371 to 0.334 times) of Mn.
Finally, in order to confirm whether each effect can be added in the combined addition of Ni and Cu, the results of steel 13 are verified.
In Steel 13, about 0.27% of Ni and Cu are added to
(0.27 + 0.28) × 0.353 × 15.56 = 3.02mm
Should be. Here, when 3.02 mm is added to 52.1 mm of
From the above, it was confirmed that the effect of Ni and Cu was 0.353 times that of Mn. The range of Mn is 0.27 to 0.81%.
引き続き、Mn・Ni・Cu の添加量が多い場合の検証を進める。
まず、NiとCuがほとんど入っていない２鋼種を比較する。鋼14と鋼18を比較すると、Mnの1％あたり焼入れ深さは10.06mm大きくなる比率である。Mnの範囲は0.81〜2.41％である。
次に、Mnが約0.8％でMn+Ni+Cuが2.43％以下の鋼種を鋼14と比較することによって、NiとCuの効果を算出する。鋼14と鋼15を比較すると（ともに約0.8％Mn）、Niの0.82％増加で焼入れ深さは3.6mm大きくなっており、これはNiの1％あたりに換算すると4.39mmとなる。すなわち、Ni添加の効果はMnに対して「4.39÷10.06」の0.436倍と算定できる。
更に、鋼14と鋼16を比較すると（ともに約0.8％Mn）、Cuの0.81％増加で焼入れ深さが3.9mm大きくなっており、これはCuの1％あたりに換算すると4.81mmとなる。すなわち、Cu添加の効果はMnに対して「4.81÷10.06」の0.479倍と算定できる。
以上より、NiとCuの効果はMnの0.458倍（0.436〜0.479倍）であることがわかった。最後に、NiとCuの複合添加においてそれぞれの効果が加算できるか確認するため、鋼17の実績を検証する。
鋼17は、鋼14に対してNiとCuがそれぞれ約0.81％添加されている。焼入性が加算されるとすれば、鋼14に対する鋼17の焼入れ深さ増大効果は、
（0.80＋0.82）×0.458×10.06＝7.46mm
となるといえる。ここで、鋼14の60.5mmに7.46mmを加えると67.96mmとなり、鋼17の67.8mmとほぼ一致する。
以上によって、NiとCuの効果がMnの0.458倍であることを確認した、Mnの範囲は0.8〜2.4％である。
以上をまとめると、NiとCuの効果は0.10〜0.30％Mnの範囲ではMnの0.233倍、0.30〜0.90％Mnの範囲ではMnの0.414倍、0.27〜0.81％Mnの範囲ではMnの0.353倍、0.81〜2.43％Mnの範囲ではMnの0.458倍である。
上記の知見を平均的に考えると、0.1〜2.4％Mnの範囲において、NiとCuの効果はMnの0.36倍と結論付けられる。
Next, we will proceed with verification when the amount of Mn / Ni / Cu added is large.
First, two steel types that contain almost no Ni and Cu are compared. When steel 14 and
Next, the effect of Ni and Cu is calculated by comparing a steel type with Mn of about 0.8% and Mn + Ni + Cu of 2.43% or less with steel 14. When steel 14 and steel 15 are compared (both are about 0.8% Mn), the quenching depth is increased by 3.6 mm with a 0.82% increase in Ni, which is 4.39 mm when converted to 1% of Ni. That is, the effect of adding Ni can be calculated as 0.436 times “4.39 ÷ 10.06” with respect to Mn.
Furthermore, when steel 14 and
From the above, it was found that the effect of Ni and Cu is 0.458 times (0.436 to 0.479 times) of Mn. Finally, in order to confirm whether each effect can be added in the combined addition of Ni and Cu, the results of steel 17 are verified.
Steel 17 has about 0.81% of Ni and Cu added to steel 14. If hardenability is added, the effect of increasing the quenching depth of steel 17 relative to steel 14 is
(0.80 + 0.82) × 0.458 × 10.06 ＝ 7.46mm
It can be said that. Here, when 7.46 mm is added to 60.5 mm of steel 14, it becomes 67.96 mm, which is almost the same as 67.8 mm of steel 17.
From the above, it was confirmed that the effect of Ni and Cu is 0.458 times that of Mn. The range of Mn is 0.8 to 2.4%.
In summary, the effect of Ni and Cu is 0.233 times Mn in the range of 0.10 to 0.30% Mn, 0.414 times Mn in the range of 0.30 to 0.90% Mn, 0.353 times Mn in the range of 0.27 to 0.81% Mn, In the range of 0.81 to 2.43% Mn, it is 0.458 times Mn.
Considering the above findings on average, it can be concluded that the effect of Ni and Cu is 0.36 times that of Mn in the range of 0.1 to 2.4% Mn.
ここで、焼入れ深さをMn+Ni+Cuに対して示すと（図８参照）、正の相関は認められるがバラツキが大きく、NiとCuの効果を正確に評価できていないことがわかる、一方、焼入れ深さをMn+0.36（Ni+Cu）に対して示すとバラツキが小さく、非常に明瞭な正の相関が確認できる（図９参照）。すなわち、NiとCuの効果が正確に評価されている。
以上によって、焼入性の向上に対するNiとCuの効果がMnの0.36倍であることの妥当性を確認した。検討に用いた鋼材のMn+0.36（Ni+Cu）は0.10〜2.43であり、実用鋼の範囲ともほぼ合致する。そこで、本実施形態に係る鋼おいては、
Y＝Mn+0.36（Ni+Cu）とし、パラメータYの範囲を0.10〜2.40とした。
Here, when the quenching depth is shown with respect to Mn + Ni + Cu (see FIG. 8), a positive correlation is observed, but the variation is large, and it can be seen that the effects of Ni and Cu cannot be accurately evaluated. On the other hand, when the quenching depth is shown with respect to Mn + 0.36 (Ni + Cu), the variation is small and a very clear positive correlation can be confirmed (see FIG. 9). That is, the effects of Ni and Cu are accurately evaluated.
From the above, the validity of the effect of Ni and Cu for improving hardenability was confirmed to be 0.36 times that of Mn. The Mn + 0.36 (Ni + Cu) of the steel used for the study is 0.10 to 2.43, which is almost consistent with the range of practical steel. Therefore, in the steel according to this embodiment,
Y = Mn + 0.36 (Ni + Cu), and the parameter Y range was 0.10 to 2.40.
このようにして求めたパラメータを使って、焼入性の良い鋼の成分系を検討した。表２は評価に用いた鋼材の成分を示す。表示していない元素は0.01％以下であった。ダイカスト金型に用いられる鋼のC量は0.3〜0.5％、Si量は0.3〜1.2％、Mo量は0.8〜1.5％、V量は0.3〜1.2％であることが多いため、これに準じて、C量は0.40％程度、Si量は0.60％程度、Mo量は1.2％程度、V量は0.6％程度、で統一した。ダイカスト金型に用いられる鋼を参考に、パラメータY＝0.1〜1.4％、Cr＝0.3〜5.3％とした。 Using the parameters obtained in this way, a steel component system with good hardenability was studied. Table 2 shows the components of the steel materials used for the evaluation. Elements not shown were 0.01% or less. Steel used in die casting molds has a C content of 0.3-0.5%, a Si content of 0.3-1.2%, a Mo content of 0.8-1.5%, and a V content of 0.3-1.2%. , C amount is about 0.40%, Si amount is about 0.60%, Mo amount is about 1.2%, V amount is about 0.6%. With reference to the steel used for the die casting mold, the parameters Y = 0.1 to 1.4% and Cr = 0.3 to 5.3% were set.
これら25鋼種に対してCCT（連続冷却変態）線図を作成し、臨界冷却速度を調査した結果を図１０に示す。臨界冷却速度が60℃/min以下の鋼は「○（合格）」、臨界冷却速度が60℃/minを超える鋼は「×（不合格）」とした。CrとパラメータYの増加によって焼入性は向上し、臨界冷却速度が60℃/min以下となる領域は、式（１Ａ）によって近似できることが分った。
Cr≧4.963−3.43Y［％］ …式（１Ａ）
The CCT (continuous cooling transformation) diagram was created for these 25 steel types, and the results of examining the critical cooling rate are shown in FIG. Steels with a critical cooling rate of 60 ° C / min or less were evaluated as “◯ (passed)”, and steels with a critical cooling rate exceeding 60 ° C / min were evaluated as “x (failed)”. It has been found that the hardenability is improved by increasing Cr and parameter Y, and the region where the critical cooling rate is 60 ° C./min or less can be approximated by equation (1A).
Cr ≧ 4.963−3.43Y [%] (1A)
引き続き、熱伝導率が28W/m/K以上となる範囲を検討した。ここで、熱伝導率は、一般的に合金元素の添加量が増えるほど低下するという成分との相関がある。従って、Cr、Mn、Ni、Cuが多く含有されるほど熱伝導率は低下する傾向にある。そこで、焼入性の場合と同様に、CrとパラメータYを用いて熱伝導率を評価した。
表３は調査に用いた鋼材の成分を示す。表示していない元素は0.01％以下であった。ダイカスト金型に用いられる鋼のC量は0.3〜0.5％、Mo量は0.8〜1.5％、V量は0.3〜1.2％であることが多いため、これに準じて、C量は0.40％程度、Mo量は1.2％程度、V量は0.6％程度で統一した。一方で、Si量は0.2％以下とした。この理由は、先述の通り、熱伝導率を優先する場合には低Si化が有効であることによる。また、パラメータY＝0.1〜2.4％、Cr＝0.29〜14.5％の範囲とした。
Subsequently, the range in which the thermal conductivity was 28 W / m / K or higher was examined. Here, the thermal conductivity is generally correlated with a component that decreases as the amount of alloy element added increases. Therefore, the thermal conductivity tends to decrease as the amount of Cr, Mn, Ni and Cu increases. Therefore, as in the case of hardenability, the thermal conductivity was evaluated using Cr and parameter Y.
Table 3 shows the components of the steel materials used in the investigation. Elements not shown were 0.01% or less. The amount of C in steel used for die casting molds is 0.3-0.5%, the amount of Mo is 0.8-1.5%, and the amount of V is often 0.3-1.2%. Accordingly, the amount of C is about 0.40%, The amount of Mo was unified at about 1.2% and the amount of V was unified at about 0.6%. On the other hand, the amount of Si was 0.2% or less. This is because, as described above, low Si is effective when priority is given to thermal conductivity. Further, the parameters Y were set in the range of 0.1 to 2.4% and Cr = 0.29 to 14.5%.
図１１は、これら25鋼種の熱伝導率を調査した結果である。実際に金型として使われる状況を想定し、焼入れ焼戻しによって試験片を43〜46HRCに調質した。熱伝導率の測定にはレーザーフラッシュ法を用い、測定温度は25℃とした。図中、熱伝導率が28W/m/K以上の鋼は「○（合格）」、そうでない鋼は「×（不合格）」とした。
CrとパラメータYの増加によって熱伝導率の低下する傾向が顕著であり、評価方法の妥当性を確認できた。そして、熱伝導率が28W/m/K以上となる領域は、式（１Ｂ）によって近似できることが分った。
Cr≦14.597−5.97Y［％］ …式（１Ｂ）
FIG. 11 shows the results of investigating the thermal conductivity of these 25 steel types. Assuming a situation where it is actually used as a mold, the specimens were tempered to 43-46HRC by quenching and tempering. A laser flash method was used to measure the thermal conductivity, and the measurement temperature was 25 ° C. In the figure, steels with a thermal conductivity of 28 W / m / K or higher were marked with “◯ (pass)”, and those with no thermal conductivity were marked with “x (failed)”.
The tendency of thermal conductivity to decrease with increasing Cr and parameter Y is remarkable, and the validity of the evaluation method was confirmed. And it turned out that the area | region where heat conductivity is 28 W / m / K or more can be approximated by Formula (1B).
Cr ≦ 14.597−5.97Y [%] Formula (1B)
ここで、Mnの好適な範囲を示せば、0.2〜1.8％である。Mn量が0.2％未満であれば、NiやCuやCrといった高価な希少元素を多量に添加して焼入性を確保しなければならず、素材のコストが大幅に上昇する。素材費と焼入性の観点からは、安価なMnを積極利用することが望ましい。一方、Mnが1.8％を超えると、焼鈍性に悪影響の出る場合がある。焼鈍とは、オーステナイト相と残留炭化物の混合組織をゆっくりと冷却し、その過程で炭化物を肥大化させると同時に母相をフェライト相に変態させ、冷却後の組織を軟質化する処理である。素材が軟質でないと、金型の形状を付与する切削加工が非常に困難となる。焼鈍によって、ある範囲内の硬さまで軟質化する鋼が「焼鈍性が良い」と称され、切削加工の観点から好まれる。ここで、焼鈍性は焼入性と背反するため、Mnのような焼入性向上元素を積極添加すると、焼鈍性は劣化することが多い。以上の理由から、Mnの上限は1.8％とした。もちろん、焼鈍性が問題とならないのであれば、パラメータYの上限である2.4％までMn量を高めてもよい。 Here, if the suitable range of Mn is shown, it is 0.2 to 1.8%. If the amount of Mn is less than 0.2%, a large amount of expensive rare elements such as Ni, Cu, and Cr must be added to ensure hardenability, which greatly increases the cost of the material. From the viewpoint of material cost and hardenability, it is desirable to actively use inexpensive Mn. On the other hand, if Mn exceeds 1.8%, the annealing property may be adversely affected. Annealing is a process in which the mixed structure of the austenite phase and residual carbide is slowly cooled, the carbide is enlarged in the process, and at the same time, the matrix phase is transformed into a ferrite phase, and the structure after cooling is softened. If the material is not soft, it is very difficult to perform a cutting process that gives the shape of the mold. Steel that softens to a certain range of hardness by annealing is called “good annealing” and is preferred from the viewpoint of cutting. Here, since the annealability is contrary to the hardenability, if a hardenability improving element such as Mn is positively added, the annealability often deteriorates. For these reasons, the upper limit of Mn is set to 1.8%. Of course, if annealing is not a problem, the amount of Mn may be increased to 2.4% which is the upper limit of the parameter Y.
Niの好適な範囲は、素材コストを重視するなら0.3％以下、鋼材の延性を重視するなら0.3〜1.2％である。焼戻し条件を変化させて硬さを調整した鋼材の延性は、通常、硬さの低下に対して単調増加である。ところが、特定成分系の鋼材では、硬さに対して延性が極小値を示すことがある。鋼材の疲労強度は延性と正の相関を示す場合もあるため、延性の低下は避けることが望ましい。延性低下の回避には、Niの適量添加（0.3〜1.2％）が有効である。添加量が1.2％を超えると、延性確保の効果が飽和傾向を示し実益に乏しい。尚、焼入性向上の観点からも0.3〜1.2％が好ましいが、先述の通り、このような目的には安価なMnを積極利用すべきである。 A preferable range of Ni is 0.3% or less if the material cost is important, and 0.3 to 1.2% if the ductility of the steel material is important. The ductility of a steel material whose hardness is adjusted by changing the tempering condition is usually monotonously increased with respect to the decrease in hardness. However, in steel materials of a specific component system, the ductility may show a minimum value with respect to the hardness. Since the fatigue strength of steel may show a positive correlation with ductility, it is desirable to avoid a decrease in ductility. Appropriate addition of Ni (0.3 to 1.2%) is effective for avoiding the decrease in ductility. When the added amount exceeds 1.2%, the effect of ensuring ductility tends to saturate and the profit is poor. In addition, 0.3 to 1.2% is preferable from the viewpoint of improving hardenability, but as described above, inexpensive Mn should be actively used for such purposes.
Cuの好適な範囲は、素材コストと熱間加工性を重視するなら0.3％以下、鋼材の硬化特性と変寸特性を重視するなら0.3〜1.0％である。素材コストに関してはNiと同様である。Cuは高温加熱時にオーステナイト結晶粒界に濃化する性質がある。また、Cuは融点が約1080℃と低い。このため、1100℃以上のオーステナイト域で鍛造や圧延等の熱間加工を施すと、Cu含有鋼は溶融状態にあるオーステナイト粒界から割れやすい。熱間加工を1050℃以下に下げると、Cuの粒界濃化に起因する割れは改善されるが、素材の変形抵抗が増すため成形が困難となり、加工工程が長時間化して生産効率は低下する（素材コスト増加）。
一方、Cuは焼戻し時に析出して鋼材を高強度化する。このため、所定の硬度を得る場合、Cu含有鋼はCu非含有鋼よりもC量を減らせる。結果として、炭化物が減るため焼鈍材の硬さが低下し、被削性が改善される。また、焼戻しを受けたCu非含有鋼の金型は、残留オーステナイトの分解や炭化物の析出によって硬さを確保する反面、その際の組織変化によって寸法が変化する。このため、最悪の場合には、金型の最終形状を確保できなくなる場合がある。焼戻しても寸法が変わりにくいCu含有鋼では、このような問題が起こりにくい。従って、焼鈍材の被削性・焼戻し硬さ・金型寸法の観点からはCu添加が有効であり、Cu量の好ましい範囲は、0.3〜1.0％である。添加量が1.0％を超えると、上記の効果が飽和傾向を示し実益に乏しい。尚、焼入性向上の観点からも0.3〜1.0％が好ましいが、先述の通り、このような目的には安価なMnを積極利用すべきである。
The preferred range of Cu is 0.3% or less if the material cost and hot workability are important, and 0.3 to 1.0% if the hardening characteristics and sizing characteristics of the steel are important. The material cost is the same as Ni. Cu has the property of concentrating on the austenite grain boundaries when heated at high temperatures. Cu has a low melting point of about 1080 ° C. For this reason, when hot working such as forging or rolling is performed in the austenite region at 1100 ° C. or higher, the Cu-containing steel is easily cracked from the austenite grain boundary in the molten state. When hot working is reduced to 1050 ° C or lower, cracking due to Cu grain boundary enrichment is improved, but the deformation resistance of the material increases, making it difficult to form, reducing the production efficiency by lengthening the machining process. Yes (increased material costs).
On the other hand, Cu precipitates during tempering to increase the strength of the steel material. For this reason, when obtaining predetermined | prescribed hardness, Cu containing steel can reduce C amount rather than Cu non-containing steel. As a result, since the carbide is reduced, the hardness of the annealed material is reduced, and the machinability is improved. The tempered Cu-free steel mold secures hardness by decomposition of retained austenite and precipitation of carbides, but the dimensions change due to structural changes at that time. For this reason, in the worst case, the final shape of the mold may not be secured. Such a problem is unlikely to occur in Cu-containing steels whose dimensions do not change even after tempering. Therefore, Cu addition is effective from the viewpoint of machinability, tempering hardness, and mold dimensions of the annealed material, and a preferable range of the Cu content is 0.3 to 1.0%. When the added amount exceeds 1.0%, the above effect tends to saturate and the profit is poor. In addition, from the viewpoint of improving hardenability, 0.3 to 1.0% is preferable, but as described above, inexpensive Mn should be actively used for such purposes.
以上の調査結果から、本実施形態においては、焼入性と熱伝導率のバランスに優れた成分範囲は、
4.963−3.43Y≦Cr≦14.597−5.97Y［％］（但し、Y＝0.10〜2.40［％］、Y＝Mn+0.36（Ni+Cu）［％］） …式（１）
を満たす範囲とした。
From the above investigation results, in the present embodiment, the component range excellent in the balance between hardenability and thermal conductivity is:
4.963−3.43Y ≦ Cr ≦ 14.597−5.97Y [%] (Y = 0.10 to 2.40 [%], Y = Mn + 0.36 (Ni + Cu) [%])) Equation (1)
It was set as the range which satisfy | fills.
本実施形態に係る鋼と従来鋼と比較すれば図１２に示す通りである。本実施形態に係る鋼は、従来鋼のいずれとも完全には重なっておらず、焼入性と熱伝導率のバランスに優れた領域を選択していることが確認できる。また、高Si側を選択すれば、被削性も確保できる。
図１２に示した本実施形態に係る鋼の成分範囲は、Si量の上下限に差があるが、JIS SNCM439やJIS SNCM630とは比較的に近い。
しかしながら、本実施形態に係る鋼は、JIS SNCM439やJIS SNCM630と軟化抵抗が大きく異なる。JIS SNCM439よりもJIS SNCM630は軟化抵抗が高く、これは0.5％のMoを含有することによる。一方で、JIS SNCM630はVを含有していない。このため、JIS SNCM630は、本実施形態に係る鋼とMo量が同一（0.5％）であっても、Vを含有する本実施形態に係る鋼より軟化抵抗が劣る。
また、Mo量が0.3％であっても本実施形態に係る鋼は、Vを含有するため、JIS SNCM630より軟化抵抗に優れる。
以上のように、本実施形態に係る鋼は、焼入性・熱伝導率・軟化抵抗のバランスに優れる。また、高Si側を選択すれば、被削性も確保できる。
A comparison between the steel according to the present embodiment and the conventional steel is as shown in FIG. It can be confirmed that the steel according to the present embodiment does not completely overlap with any of the conventional steels, and has selected a region excellent in the balance between hardenability and thermal conductivity. If the high Si side is selected, machinability can be secured.
The component range of the steel according to this embodiment shown in FIG. 12 is relatively close to JIS SNCM439 and JIS SNCM630, although there is a difference in the upper and lower limits of the Si amount.
However, the steel according to the present embodiment is greatly different in softening resistance from JIS SNCM439 and JIS SNCM630. JIS SNCM630 has higher softening resistance than JIS SNCM439, which is due to containing 0.5% Mo. On the other hand, JIS SNCM630 does not contain V. For this reason, JIS SNCM630 is inferior in softening resistance to the steel according to this embodiment containing V even if the Mo amount is the same (0.5%) as that of the steel according to this embodiment.
Even if the Mo amount is 0.3%, the steel according to the present embodiment contains V, and therefore has better softening resistance than JIS SNCM630.
As described above, the steel according to the present embodiment has an excellent balance of hardenability, thermal conductivity, and softening resistance. If the high Si side is selected, machinability can be secured.
（６）W：0.01〜4.00％。
選択添加元素としてのWは、炭化物を形成し分散強化によって鋼を高強度化する。MoやVと同様に、凝集しにくい炭化物を形成するため、軟化抵抗を高める効果も大きい。ただし、過度の添加は特性の飽和と素材コストの上昇を招き、実益に乏しい。軟化抵抗と製造コストのバランスから、本実施形態におけるW量は、質量％で0.01％〜4.00％とした。
(6) W: 0.01 to 4.00%.
W as a selective additive element forms carbides and strengthens the steel by dispersion strengthening. Like Mo and V, it forms carbides that are difficult to agglomerate, so it has a great effect of increasing softening resistance. However, excessive addition leads to saturation of characteristics and an increase in material cost, and is not profitable. From the balance between the softening resistance and the manufacturing cost, the amount of W in this embodiment is 0.01% to 4.00% in mass%.
（７）Co：0.01〜2.00％。
選択添加元素としてのCoは地鉄中に固溶し、高温強度を高める。一方、過度の添加では高温強度の飽和と生産コストの増大を招くのみである。高温強度と製造コストのバランスから、本実施形態におけるCo量は、質量％で0.01％〜2.00％とした。
(7) Co: 0.01 to 2.00%.
Co as a selective additive element dissolves in the ground iron and increases the high-temperature strength. On the other hand, excessive addition only causes saturation of high temperature strength and an increase in production cost. From the balance between the high temperature strength and the manufacturing cost, the Co amount in this embodiment is set to 0.01% to 2.00% by mass.
（８）Nb：0.002〜0.500％、
Ta：0.002〜0.500％、
Ti：0.002〜0.500％、及び、
Zr：0.002〜0.500％からなる群から選ばれる1種又は2種以上。
選択添加元素としてのNbは、NbCやNbN等を形成して、焼入れ時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する。ただし、過度の添加は特性の飽和と素材コストの増大を招く。また、比較的に粗大に晶出したNbCやNbNは、本実施形態に係る鋼が金型となった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。結晶粒の粗大化を防止する効果、製造コスト、疲労強度や衝撃値のバランスから、本発明におけるNb量は、質量％で0.002％〜0.500％とした。
選択添加元素としてのTaは、Nbと同様の効果を有する。Nbの場合と同様の理由から、本発明におけるTa量は、質量％で0.002％〜0.500％とした。
選択添加元素としてのTiは、Nbと同様の効果を有する。Nbの場合と同様の理由から、本発明におけるTi量は、質量％で0.002％〜0.500％とした。
選択添加元素としてのZrは、Nbと同様の効果を有する。Nbの場合と同様の理由から、本発明におけるZr量は、質量％で0.002％〜0.500％とした。
(8) Nb: 0.002 to 0.500%,
Ta: 0.002 to 0.500%,
Ti: 0.002 to 0.500% and
Zr: One or more selected from the group consisting of 0.002 to 0.500%.
Nb as a selective additive element forms NbC, NbN, or the like, and prevents coarsening of austenite crystal grains during quenching. However, excessive addition causes saturation of characteristics and an increase in material cost. Moreover, NbC and NbN crystallized relatively coarsely reduce the fatigue strength and impact value when the steel according to the present embodiment is a mold. The Nb content in the present invention is set to 0.002% to 0.500% in mass% from the balance between the effect of preventing the coarsening of crystal grains, the manufacturing cost, the fatigue strength, and the impact value.
Ta as a selective additive element has the same effect as Nb. For the same reason as in the case of Nb, the amount of Ta in the present invention is set to 0.002% to 0.500% in mass%.
Ti as a selective additive element has the same effect as Nb. For the same reason as in the case of Nb, the amount of Ti in the present invention is 0.002% to 0.500% by mass%.
Zr as a selective additive element has the same effect as Nb. For the same reason as in the case of Nb, the amount of Zr in the present invention is set to 0.002% to 0.500% by mass%.
（９）Al：0.005〜1.500％、及び、
N：0.005〜0.300％からなる群から選ばれる1種又は2種以上。
AlはAlNを形成して、焼入れにおける結晶粒の粗大化を防止する元素である。ただし、過度の添加は特性の飽和と製造コストの増大を招くだけでなく、介在物であるアルミナを増すことになり、本実施形態に係る鋼が工具や金型となった場合の衝撃値を大きく低下させる。結晶粒の粗大化を防止する効果と衝撃値のバランスから、本実施形態においては、質量％で0.005％〜1.500％とした。好ましい範囲は、0.010％〜0.800％である。
NはAlNを形成して、焼入れにおける結晶粒の粗大化を防止する元素である。また、母相中に固溶して鋼の強度を高める。結晶粒径と強度の観点からは、Nは多いほうが望ましい。ただし、著しい高窒素化には特殊な溶解工程が要求され、素材コストを高める。更に、過度の添加は特性の飽和を招くのみで実益に乏しい。結晶粒の粗大化を防止する効果と製造コストのバランスから、本実施形態においては、質量％で0.005％〜0.300％とした。好ましい範囲は、0.010％〜0.200％である。
(9) Al: 0.005 to 1.500%, and
N: One or more selected from the group consisting of 0.005 to 0.300%.
Al is an element that forms AlN and prevents coarsening of crystal grains during quenching. However, excessive addition not only leads to saturation of characteristics and an increase in manufacturing cost, but also increases alumina as an inclusion, and the impact value when the steel according to the present embodiment becomes a tool or a mold is reduced. Decrease greatly. In the present embodiment, the mass% is set to 0.005% to 1.500% from the balance between the effect of preventing the coarsening of crystal grains and the impact value. A preferred range is from 0.010% to 0.800%.
N is an element that forms AlN and prevents coarsening of crystal grains during quenching. Moreover, it dissolves in the matrix and increases the strength of the steel. From the viewpoint of crystal grain size and strength, it is desirable that N is large. However, a special melting process is required for remarkably high nitrogen, which increases material costs. Furthermore, excessive addition only causes saturation of characteristics, and is not profitable. In the present embodiment, the mass% is set to 0.005% to 0.300% from the balance between the effect of preventing the coarsening of crystal grains and the manufacturing cost. A preferred range is 0.010% to 0.200%.
（10）B：0.0002〜0.0200％。
選択添加元素としてのBは、オーステナイト結晶粒界に偏析してフェライト相の析出を抑制する元素であり、鋼の焼入性を著しく高める。ただし、過度の添加は特性の飽和を招き実益に乏しい。実用において十分な焼入性向上効果が得られる範囲として、本実施形態においては、質量％で0.0002％〜0.0200％とした。
(10) B: 0.0002 to 0.0200%.
B as a selective additive element is an element that segregates at the austenite grain boundary and suppresses precipitation of the ferrite phase, and remarkably enhances the hardenability of the steel. However, excessive addition leads to saturation of characteristics and poor profit. In the present embodiment, the range in which a sufficient hardenability improving effect is obtained in practice is 0.0002% to 0.0200% by mass%.
（11）S：0.005〜2.000％、
Ca：0.0005〜0.5000％、
Se：0.005〜0.500％、
Te：0.005〜0.500％、
Bi：0.005〜0.500％、及び、
Pb：0.005〜0.500％からなる群から選ばれる1種又は2種以上。
選択添加元素としてのSは、MnSを形成して、鋼の被削性を向上させる元素である。ただし、過度の添加は特性の飽和と製造コストの増大を招く。また、比較的に粗大に晶出するMnSは、本実施形態に係る鋼が工具や金型となった場合の衝撃値を大きく低下させる。被削性を向上させる効果・製造コスト・材質等のバランスから、本実施形態においては、質量％で0.005〜2.000％とした。
選択添加元素としてのCaは被削性を向上させる元素である。また、鋼中の非金属介在物の形態を変化させて鋼の熱間加工性を向上させる元素でもある。ただし、過度の添加は特性の飽和と製造コストの増大を招く。被削性や熱間加工性を向上させる効果・製造コスト・材質等のバランスから、本実施形態においては、質量％で0.0005％〜0.5000％とした。
選択添加元素としてのSeは被削性を向上させる元素である。ただし、過度の添加は多量のSe化合物を生じさせることになり、鋼の熱間加工性や衝撃値を低下させる。被削性を向上させる効果・製造コスト・材質等のバランスから、本実施形態においては、質量％で0.005％〜0.500％とした。
選択添加元素としてのTeは被削性を向上させる元素である。ただし、過度の添加は多量のTe化合物を生じさせることになり、鋼の熱間加工性や衝撃値を低下させる。被削性を向上させる効果・製造コスト・材質等のバランスから、本実施形態においては、質量％で0.005％〜0.500％とした。
選択添加元素としてのBiは被削性を向上させる元素である。ただし、過度の添加は鋼中に分散するBi粒子を増すことになり、鋼の熱間加工性や衝撃値を低下させる。被削性を向上させる効果・製造コスト・材質等のバランスから、本実施形態においては、質量％で0.005％〜0.500％とした。
選択添加元素としてのPbは被削性を向上させる元素である。ただし、過度の添加は鋼中に分散するPb粒子を増すことになり、鋼の熱間加工性や衝撃値を低下させる。被削性を向上させる効果・製造コスト・材質等のバランスから、本実施形態においては、質量％で0.005％〜0.500％とした。
(11) S: 0.005 to 2.000%,
Ca: 0.0005 to 0.5000%,
Se: 0.005-0.500%,
Te: 0.005-0.500%,
Bi: 0.005-0.500%, and
Pb: One or more selected from the group consisting of 0.005 to 0.500%.
S as a selective additive element is an element that forms MnS and improves the machinability of steel. However, excessive addition causes saturation of characteristics and an increase in manufacturing cost. Further, MnS crystallized relatively coarsely greatly reduces the impact value when the steel according to the present embodiment becomes a tool or a mold. In the present embodiment, the mass% is set to 0.005 to 2.000% from the balance of the effect of improving the machinability, the manufacturing cost, the material, and the like.
Ca as a selective additive element is an element that improves machinability. It is also an element that improves the hot workability of steel by changing the form of non-metallic inclusions in the steel. However, excessive addition causes saturation of characteristics and an increase in manufacturing cost. In this embodiment, the mass% is set to 0.0005% to 0.5000% from the balance of the effect of improving the machinability and hot workability, the manufacturing cost, the material, and the like.
Se as a selective additive element is an element that improves machinability. However, excessive addition results in a large amount of Se compound, which decreases the hot workability and impact value of steel. In this embodiment, the mass% is set to 0.005% to 0.500% from the balance of the effect of improving the machinability, the manufacturing cost, the material, and the like.
Te as a selective additive element is an element that improves machinability. However, excessive addition results in a large amount of Te compound, which reduces the hot workability and impact value of the steel. In this embodiment, the mass% is set to 0.005% to 0.500% from the balance of the effect of improving the machinability, the manufacturing cost, the material, and the like.
Bi as a selective additive element is an element that improves machinability. However, excessive addition increases the number of Bi particles dispersed in the steel, reducing the hot workability and impact value of the steel. In this embodiment, the mass% is set to 0.005% to 0.500% from the balance of the effect of improving the machinability, the manufacturing cost, the material, and the like.
Pb as a selective additive element is an element that improves machinability. However, excessive addition increases the amount of Pb particles dispersed in the steel, reducing the hot workability and impact value of the steel. In this embodiment, the mass% is set to 0.005% to 0.500% from the balance of the effect of improving the machinability, the manufacturing cost, the material, and the like.
発明鋼及び比較鋼を作製するとともに、これを用いてダイカストの実生産を行い、焼入性・熱伝導率・金型寿命（機械疲労・熱疲労）について評価したのでこれについて説明する。
（鋼の成分組成）
評価に用いた鋼材の化学成分を表４〜表７に示す。表４及び表５は、発明鋼についてのものであり、表４の続きが表５である。表６及び表７は、比較鋼についてのものであり、表６の続きが表７である。尚、比較例13はJIS SKD61、比較例14はJIS SKD4、比較例15はJIS SKD7、比較例16はJIS SCM440である。また、表中の「・・・」は、積極的には添加しておらず、不純物レベルであったことを示す。
Inventive steel and comparative steel were prepared, and die casting was actually used to evaluate the hardenability, thermal conductivity, and die life (mechanical fatigue / thermal fatigue).
(Component composition of steel)
Tables 4 to 7 show chemical components of the steel materials used for the evaluation. Tables 4 and 5 are for invention steels, and Table 5 is a continuation of Table 4. Tables 6 and 7 are for the comparative steel, and Table 7 is a continuation of Table 6. Comparative Example 13 is JIS SKD61, Comparative Example 14 is JIS SKD4, Comparative Example 15 is JIS SKD7, and Comparative Example 16 is JIS SCM440. Moreover, "..." in a table | surface shows that it was not adding positively but was an impurity level.
発明鋼1〜3は、Cの影響を評価するための水準である。発明鋼11〜13は、発明鋼2と併せてSiの影響を評価するための水準である。発明鋼21〜29及び発明鋼2A〜2Dは、発明鋼2と併せてパラメータY（Mn,Ni,Cu）の影響を評価するための水準である。発明鋼31と32は、発明鋼2と併せてCrの影響を評価するための水準である。発明鋼41〜44は、発明鋼2と併せてMoの影響を評価するための水準である。発明鋼51と52は、発明鋼2と併せてVの影響を評価するための水準である。
更に、発明鋼61〜63は、発明鋼2と併せてWの影響を評価するための水準である。発明鋼71〜73は、発明鋼2と併せてCoの影響を評価するための水準である。発明鋼81〜86は、発明鋼2と併せてNb等の影響を評価するための水準である。発明鋼91〜93は、発明鋼2と併せてAlとNの影響を評価するための水準である。発明鋼A1〜A3は、発明鋼2と併せてBの影響を評価するための水準である。発明鋼B1〜B6は、発明鋼2と併せてSやBiの影響を評価するための水準である。
一方、比較鋼1〜12は、発明鋼の規格に対して特定元素の量が過多と過少になっている。また、比較鋼13〜15は、ダイカストに使われる汎用のJIS鋼である。比較鋼16はJIS SCM440である。
Further, the inventive steels 61 to 63 are at a level for evaluating the influence of W together with the
On the other hand, in
（素材コスト）
これらの67鋼種に対して合金元素のコストを算出し、JIS SKD61と同等かそれ以下であれば合格（○）、そうでなければ不合格（×）と素材コストを評価した。表８に評価結果を示す。
(Material cost)
The cost of the alloying elements was calculated for these 67 steel grades, and the material cost was evaluated as pass (○) if it was equal to or less than JIS SKD61, and reject (x) if not. Table 8 shows the evaluation results.
（焼入性−臨界冷却速度）
表４〜表７の67鋼種をそれぞれ3.6tonのインゴットに鋳込み、1250〜1300℃での均質化熱処理後に熱間鍛造と熱間圧延を施し、直径82mmの丸棒とした。引き続き、700℃×24Hrの焼鈍しによって丸棒を軟化させた。
この丸棒の中心部から試験片を切出し、1030℃における60minの均熱後に様々な速度で冷却して相変態挙動を調査し、臨界冷却速度を評価した。臨界冷却速度の意味は、上記の通りである。臨界冷却速度が60℃/min以下であれば合格（○）、そうでなければ不合格（×）とし、金型として使える焼入性の有無を評価した。表８に評価結果を示す。
(Hardenability-critical cooling rate)
The 67 steel types shown in Tables 4 to 7 were each cast into a 3.6 ton ingot, subjected to homogenization heat treatment at 1250 to 1300 ° C., and then subjected to hot forging and hot rolling to obtain a round bar having a diameter of 82 mm. Subsequently, the round bar was softened by annealing at 700 ° C. × 24 Hr.
A test piece was cut out from the center of this round bar, cooled at various rates after soaking at 1030 ° C. for 60 min, the phase transformation behavior was investigated, and the critical cooling rate was evaluated. The meaning of the critical cooling rate is as described above. If the critical cooling rate was 60 ° C / min or less, it was judged as pass (◯), otherwise it was rejected (x), and the presence or absence of hardenability that could be used as a mold was evaluated. Table 8 shows the evaluation results.
（金型として使える強度の有無）
また、焼入れた上記の試験片を550℃×2Hrの条件で焼戻した後、室温における硬さを測定し、43HRC以上であれば合格（○）、そうでなければ不合格（×）とし、金型として使える強度を有するか否かを評価した。表８に評価結果を示す。
(With or without strength that can be used as a mold)
In addition, after tempering the above-mentioned quenched specimen under the condition of 550 ° C. × 2 Hr, the hardness at room temperature is measured. If it is 43 HRC or higher, it is accepted (◯), otherwise it is rejected (×), and gold It was evaluated whether it was strong enough to be used as a mold. Table 8 shows the evaluation results.
（熱伝導率）
更に、丸棒の中心部から切出した試験片を、1030℃における60minの均熱後に100℃/minで焼入れた後、焼戻しによって40〜43HRCに調質した状態の20℃における熱伝導率が28W/m/K以上であれば合格（○）、そうでなければ不合格（×）と熱伝導率を評価した。表８に評価結果を示す。
(Thermal conductivity)
Furthermore, the test piece cut out from the center of the round bar was quenched at 100 ° C / min after soaking at 1030 ° C for 60min, and then tempered to 40-43HRC, and the thermal conductivity at 20 ° C was 28W. If it is more than / m / K, the thermal conductivity was evaluated as acceptable (◯), otherwise it was rejected (×). Table 8 shows the evaluation results.
（考察−鋼）
発明鋼は全項目で「○」となっており、基礎特性上、全く問題の無い健全な材料であることがわかった。
但し、発明鋼2（0.61V）と発明鋼51（0.12V）と発明鋼52（0.93V）を比較した場合、組織の観点において、発明鋼2（0.61V）の優位性が確認できた。Vの多い発明鋼52は、発明鋼の02と51に対して大きめの炭化物（主成分はVとC）が散見された。インゴットが3.6tonと大きいため、凝固速度が小さくなったことが原因と考えられる。炭化物は疲労強度に影響を及ぼすほど大きくはなく、実用上の問題は無いが、インゴットが更に大きな場合には注意が必要である。また、Vの少ない発明鋼51は、発明鋼の02と52に対してオーステナイト結晶粒径が大きめの傾向であった。結晶粒界の移動を抑制する微細なVCの少ないことが原因と考えられる。但し、衝撃値を激減させるほど結晶粒径は大きくなく、また混粒組織でないことから、実用上の問題は無い。
一方、比較鋼は少なくとも１項目に「×」があり、何らかの課題を抱えていることがわかる。
以上から、鋼材の基礎性能を確認した。
(Discussion-Steel)
Invented steel is “◯” in all items, and it was found that it was a sound material with no problems in terms of basic characteristics.
However, when Invention Steel 2 (0.61V), Invention Steel 51 (0.12V) and Invention Steel 52 (0.93V) were compared, the superiority of Invention Steel 2 (0.61V) was confirmed from the viewpoint of structure. Invented steel 52 with a large amount of V was found to have larger carbides (the main components were V and C) than the
On the other hand, the comparative steel has “x” in at least one item, which indicates that it has some problems.
From the above, the basic performance of the steel material was confirmed.
次に、実型検証を行ったのでこれについて説明する。
（丸棒から金型の作製）
直径82mmの丸棒から、直径80mmで長さが110mmの金型を作製した。ただし、表４〜表７において、素材コストや硬さに問題のあった鋼材は、実用化の可能性が低いとして除外した。具体的には、43HRCが得られない比較鋼1、素材コストが高い比較鋼3・比較鋼5・比較鋼10・比較鋼14、臨界冷却速度が60℃/min以上のため金型に焼きが入らない比較鋼7・比較鋼15〜16の8鋼種を除外した。
Next, actual type verification will be described.
(Mold making from round bar)
A mold having a diameter of 80 mm and a length of 110 mm was produced from a round bar having a diameter of 82 mm. However, in Tables 4 to 7, steel materials that had problems with material cost and hardness were excluded because they were unlikely to be put to practical use. Specifically,
直径80mmで長さ110mmの金型を、1030℃における60minの均熱後に焼入れた。焼入れ方法は、強制対流を与えた150℃の油中へ浸漬させるというものである。焼入れ後は、焼き戻しによって43HRCへ調質した。 A mold having a diameter of 80 mm and a length of 110 mm was quenched after soaking at 1030 ° C. for 60 minutes. The quenching method is to immerse in 150 ° C. oil to which forced convection is applied. After quenching, it was tempered to 43HRC by tempering.
（金型を用いた鋳造）
これらの金型を、ダイカスト型の中でも熱疲労が発生しやすい湯口付近に組み入れた。湯口は、溶湯がキャビティ内へ流入する入口を意味し、高温の溶湯と長時間接触するため、金型の温度上昇が顕しく、従って熱疲労も顕著になる。
鋳造条件は、湯材がADC12で、湯温（溶解保持炉内）は680℃、１サイクルの時間は約60秒である。10000ショットの鋳造後、入子に大きな割れが発見されなければ合格（○）、そうでなければ不合格（×）として熱疲労特性を判定した。
そして、10000ショットの鋳造後に入子の表面付近を切出し、硬さを調査し、軟化抵抗の優劣を判定した。
表９に鋳造試験の結果を示す。
(Casting using mold)
These molds were incorporated in the vicinity of the gate where heat fatigue is likely to occur even in the die-cast mold. The pouring gate means an inlet through which the molten metal flows into the cavity, and since the molten metal is in contact with the hot molten metal for a long time, the temperature rise of the mold becomes obvious, and thus thermal fatigue becomes remarkable.
The casting conditions are as follows: the hot water material is ADC12, the hot water temperature (in the melting and holding furnace) is 680 ° C., and the cycle time is about 60 seconds. After 10000 shot casting, thermal fatigue characteristics were judged as acceptable (◯) if no large crack was found in the insert, otherwise rejected (x).
Then, after casting 10,000 shots, the vicinity of the surface of the insert was cut out, the hardness was investigated, and the superiority or inferiority of the softening resistance was determined.
Table 9 shows the results of the casting test.
（考察−実型検証）
表９に示す鋳造試験の結果によれば、比較鋼2と比較鋼12を除く全ての金型が、10000ショットの鋳造を終えることができた。そして、発明鋼は、熱疲労による亀裂が軽微であった。この理由は、熱伝導率が高いため、発生する熱応力が低かったことに起因する。また、発明鋼は、軟化抵抗が高く、硬さの低下（ヘタリ）もほとんど認められなかったことから、耐力の維持（図２参照）によっても熱疲労が軽減されたと判断できる。10000ショットの鋳造による損傷は軽微で、更に使用が可能と判断された。
(Discussion-actual type verification)
According to the results of the casting test shown in Table 9, all of the molds except the
一方、比較鋼については、いずれも熱疲労による亀裂が顕著であり、これ以上の使用は不可能と判定された。損傷が激しい理由は、熱伝導率が低いため、発生する熱応力が高かったことに起因する。また、比較鋼9・比較鋼11・比較鋼13は、硬さの低下（ヘタリ）も大きいことから、耐力の低下（図２参照）によっても熱疲労が助長されたと判断できる。 On the other hand, all the comparative steels were markedly cracked by thermal fatigue, and it was determined that further use was impossible. The reason for the severe damage is due to the high thermal stress generated due to the low thermal conductivity. Moreover, since the comparative steel 9, the comparative steel 11, and the comparative steel 13 have a large decrease in hardness (sagging), it can be determined that thermal fatigue was promoted by a decrease in yield strength (see FIG. 2).
以上より、
（ａ）臨界冷却速度60℃/min以下、
（ｂ）熱伝導率が28W/m/K以上、
（ｃ）Mo量が0.3％以上、かつ、V量が0.03％以上、という基礎特性を満たす鋼の適用によって金型の熱疲労を軽減できることが確認できた。
From the above,
(A) Critical cooling rate of 60 ° C / min or less,
(B) Thermal conductivity is 28 W / m / K or more,
(C) It was confirmed that the thermal fatigue of the mold can be reduced by applying steel satisfying the basic characteristics of Mo amount of 0.3% or more and V amount of 0.03% or more.
尚、当初、10000ショットの鋳造を予定していたが、比較鋼2と比較鋼12の金型には2000ショット程度で大きな割れを生じ、試験を中止した。割れの起点にはVを主体とする粗大な炭化物が確認された。このように極めて短い金型寿命となった原因は、粗大な炭化物が機械疲労亀裂の発生起点になったためである。
比較鋼2と比較鋼12の特徴は、CやVが発明鋼の上限を超えていることであり、このためVを主体とする粗大な炭化物が多く生成した。機械疲労特性の観点から、発明鋼ではCとVの上限を定めているが、その妥当性が確認できた。先述の通り、発明鋼52にも大きめの炭化物は散見されたが、比較鋼12ほど大きくなかった。このため、発明鋼52は機械疲労の問題を起こさなかったといえる。
Initially, 10000 shots were planned for casting, but the molds of
A feature of the
以上本発明の一実施形態について説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではない。本発明は、その趣旨を逸脱しない範囲で種々の改変や応用が可能である。 Although one embodiment of the present invention has been described above, the present invention is not limited to the above embodiment. The present invention can be variously modified and applied without departing from the spirit of the present invention.
本発明に係る鋼、金型用鋼及びこれを用いた金型は、プラスチックやゴムの射出成形、ダイカスト、熱間鍛造等の金型や成型用部材に適用が可能である。特に、表面温度の振幅が大きな条件で使われる金型や成型用部材への適用が可能である。本発明に係る鋼、金型用鋼及びこれを用いた金型は、高衝撃値化・熱応力低減・高軟化抵抗化が図られており、金型や成型用部材を使用又は製造する製造業において、原価低減・省資源・環境負荷軽減を実現でき、産業上極めて有益である。 The steel according to the present invention, the mold steel, and the mold using the same can be applied to molds and molding members such as plastic or rubber injection molding, die casting, and hot forging. In particular, it can be applied to molds and molding members that are used under conditions where the amplitude of the surface temperature is large. Steel according to the present invention, steel for molds and molds using the same are manufactured with high impact value, reduced thermal stress, and high resistance to softening, and use or manufacture molds and molding members. In the industry, cost reduction, resource saving and environmental load reduction can be realized, which is extremely beneficial to the industry.
Claims (9)
C：0.15〜0.55％、
Si：0.02〜0.60％、
Mo：0.30〜4.00％、及び、
V：0.03〜1.00％を含有し、更に、
質量％で、次式（１）を満たすCr、Mn、Ni、Cuを含有する残部がFe及び不可避の不純物からなることを特徴とする鋼。
4.963−3.43Y≦Cr≦14.597−5.97Y［％］（但し、Y＝Mn＋0.36（Ni＋Cu）［％］、0.10≦Y≦2.40［％］） …式（１） % By mass
C: 0.15-0.55%
Si: 0.02 to 0.60%,
Mo: 0.30 to 4.00% and
V: 0.03 to 1.00% contained,
A steel characterized in that the balance containing Cr, Mn, Ni, and Cu satisfying the following formula (1) in mass% is made of Fe and inevitable impurities.
4.963−3.43Y ≦ Cr ≦ 14.597−5.97Y [%] (Y = Mn + 0.36 (Ni + Cu) [%], 0.10 ≦ Y ≦ 2.40 [%]) (1)
W：0.01〜4.00％を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼。 Furthermore, in mass%,
The steel according to claim 1, containing W: 0.01 to 4.00%.
Co：0.01〜2.00％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼。 Furthermore, in mass%,
Co: 0.01 to 2.00% of steel, The steel of Claim 1 or 2 characterized by the above-mentioned.
Nb：0.002〜0.500％、
Ta：0.002〜0.500％、
Ti：0.002〜0.500％、及び、
Zr：0.002〜0.500％からなる群から選ばれる1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の鋼。 Furthermore, in mass%,
Nb: 0.002 to 0.500%,
Ta: 0.002 to 0.500%,
Ti: 0.002 to 0.500% and
The steel according to any one of claims 1 to 3, comprising one or more selected from the group consisting of Zr: 0.002 to 0.500%.
Al：0.005〜1.500％、及び、
N：0.005〜0.300％からなる群から選ばれる1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の鋼。 Furthermore, in mass%,
Al: 0.005 to 1.500% and
N: The steel according to any one of claims 1 to 4, comprising one or more selected from the group consisting of 0.005 to 0.300%.
B：0.0002〜0.0200％を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の鋼。 Furthermore, in mass%,
B: The steel according to any one of claims 1 to 5, containing 0.0002 to 0.0200%.
S：0.005〜2.000％、
Ca：0.0005〜0.5000％、
Se：0.005〜0.500％、
Te：0.005〜0.500％、
Bi：0.005〜0.500％、及び、
Pb：0.005〜0.500％からなる群から選ばれる1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の鋼。 Furthermore, in mass%,
S: 0.005 to 2.000%,
Ca: 0.0005 to 0.5000%,
Se: 0.005-0.500%,
Te: 0.005-0.500%,
Bi: 0.005-0.500%, and
The steel according to any one of claims 1 to 6, comprising one or more selected from the group consisting of Pb: 0.005 to 0.500%.
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