JP2015209588A - 金型用鋼及び金型 - Google Patents
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Abstract
Description
これら金型にあっては、内部に冷却回路を設けてそこに冷却水を流通させることで、金型を冷却することが一般に行われている。
冷却効率を高める端的な方法は、冷却回路を金型の成形面(意匠面)に近づけることである。
但しそのようにすると、冷却回路と成形面との間の距離が短くなることにより、また発生する熱応力が大きくなることにより金型が水冷孔割れ(水冷孔から成形面にまで到る貫通した割れ)を生じ易くなり、型寿命が短寿命化する原因となる。
従って冷却回路を成形面に近づけるにしても、そこには自ずと限界がある。
積層造形法は、3次元モデルデータを材料の付着によって実体化する加工法で、この積層造形法では、先ず3次元CADデータで表現される形状を、予め定められた軸に直交する多数の面でスライスして生じる薄片の断面形状を計算して、その薄片を実際に作製及びこれを積み重ね、貼り合せることで計算機表現された形状を実体化する。
粉末を用いる方法では、粉末を層状(一層の厚みは例えば数十μm)に敷き均し、ある領域に熱エネルギー照射、例えばレーザービームや電子ビーム照射して粉末層を溶融凝固或いは焼結させ、そしてこれを一層一層積み重ねて行くことで全体の形状を造形する。
例えばこの種積層造形法にて金型を製造する例が、下記特許文献1,特許文献2に開示されている。
このことから上記の特許文献1においても、金型用材料としてそれらマルエージング鋼や析出硬化型ステンレス鋼の粉末が用いられている。
これらマルエージング鋼や析出硬化型ステンレス鋼等は金型として充分な高温強度を有するものの、母相中に固溶し易いSiやCrやNiやCoなどの元素が多量に含有されるため、熱伝導性能(熱伝導率)が低い問題がある。
また当然に、積層造形によらず、従来一般の製造方法で金型を製造した場合には、冷却(熱交換)の効率は更に不十分となる。
しかしながらこれらの鋼は高温強度が低く、金型となったときの寿命が短い問題がある。
即ち、積層造形法にて金型を造形する、しないに拘らず、金型となったときに高温強度及び熱伝導性能ともに十分な性能を実現することのできる金型用鋼は従来提供されていなかった。
またこれら特許文献3〜5に記載のものは、積層造形を意図したものではなく、その点についての言及もなされていない。
尚且つ全体として合金元素の添加量の少ない低合金鋼であることを維持している。
例えば、JIS SKD61は、5Cr、1.5Moであり、JIS SKD7は3Cr、3Moである。
これに対し、本発明の金型用鋼はCr<2.2かつMo<1.4である。
さらに、本発明のSi+Mn+Cr+Mo+Vの量の範囲は、6.2未満となっており、JIS SKD61、JIS SKD7のSi+Mn+Cr+Mo+Vの量よりもおよそ3〜4%低くなる。
その際に粉末は溶融状態等の高温状態から急速冷却され、焼入れが自動的に行われる。そしてその焼入れは速い冷却速度の下で急速に行われる。即ち焼入れが粉末の積層成形過程で逐次的に同時に行われて行く。
上記のように焼入れは速い冷却速度の下で行われるため、予め鋼の成分として焼入性向上成分の含有量を少なく抑えておいても、積層造形時に焼入れが良好に行われる。
また本発明の金型用鋼は低合金であることによって熱伝導率が高い。
而して得られた金型は、鋼の成分組成的な特徴によって高温強度とともに高い熱伝導性能を有する。
1)<請求項1の化学成分について>
0.25<C<0.38
0.25<Cであることによって、インゴットを加工して得た材料に対し機械加工による切削にて製造した金型を熱処理すると、金型に必要な硬さ30〜57HRCが得られる。また、積層造形で製造したままの金型においても30〜57HRCが得られる。さらに、積層造形後の金型を熱処理した場合においても30〜57HRCが得られる。いずれの製法で製造された金型においても、C≦0.25では硬さが不足する。一方0.38≦Cでは熱伝導率が低下する。
Si≦0.01では被削性の劣化が著しい。一方0.30≦Siでは熱伝導率の低下が著しい。
Mn≦0.92では、インゴットを加工して得た材料に対し機械加工による切削にて製造した金型を焼入れる場合の、あるいは積層造形によって製造した金型を焼入れる場合の焼入れ性が不足する。一方1.80≦Mnでは熱伝導率が低下する。また、1.80≦MnではPが高い場合に焼戻し脆化する。より好ましい範囲は0.92<Mn<1.50である。
Cr≦0.8では耐候性が不足する。また、Cr≦0.8では青熱脆性で200〜350℃における延性が低下する。さらに、Cr≦0.8では、インゴットを加工して得た材料に対し機械加工による切削にて製造した金型を焼入れる場合の、あるいは積層造形によって製造した金型を焼入れる場合の焼入れ性が不足する。一方2.2≦Crでは熱伝導率が低下する。
Mo≦0.8では、インゴットを加工して得た材料に対し機械加工による切削にて製造した金型を焼入れ焼戻した際の、あるいは積層造形によって製造した金型を焼戻した(焼入れはあってもなくても良い)際の2次硬化による硬さ確保が難しく、高温強度も不十分となる。一方1.4≦Moでは破壊靭性値の低下が大きい。
V≦0.25では、インゴットを加工して得た材料に対し機械加工による切削にて製造した金型を焼入れる場合の、あるいは積層造形によって製造した金型を焼入れる場合のオーステナイト結晶粒の粗大化が問題となる。また、V≦0.25では、インゴットを加工して得た材料に対し機械加工による切削にて製造した金型を焼入れ焼戻した際の、あるいは積層造形によって製造した金型を焼戻した(焼入れはあってもなくても良い)際の2次硬化による硬さ確保が難しく、高温強度も不十分となる。一方0.58≦Vでは上記の効果が飽和傾向であるうえ、コスト上昇を招く。
また、0.58≦Vでは、通常の製法(溶解→精錬→鋳造→熱間加工)で金型用素材を製造した場合に、鋳造の凝固時にインゴット中に晶出する粗大なVCが多くなり、それが金型の破壊起点となる恐れが増す。
N≦0.05
P≦0.05
S≦0.003
Cu≦0.30
Ni≦0.30
Al≦0.10
W≦0.10
O≦0.01
Co≦0.10
Nb≦0.004
Ta≦0.004
Ti≦0.004
Zr≦0.004
B≦0.0001
Ca≦0.0005
Se≦0.03
Te≦0.005
Bi≦0.01
Pb≦0.03
Mg≦0.02
本発明鋼は、積層造形後に焼入れを受ける場合がある。焼入れ時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するため
0.1<Al<1.2
を含有させることが出来る。
AlはNと結合してAlNを形成し、オーステナイト結晶粒界の移動(すなわち粒成長)を抑制する効果を有する。
また、Alは鋼中で窒化物を形成して析出強化に寄与するため、窒化処理された鋼材の表面硬さを高くする作用も有する。より高い耐摩耗性を求めて窒化処理をする金型(金型の一部を構成している部品も含む)には、Alを含む鋼材を使う事が有効である。
近年、金型部品の大型化や一体化によって、金型のサイズは大きくなる傾向にある。大きな金型は冷却され難い。このため、焼入れ性が低い鋼材の大きな金型を焼入れると、焼入れ中にフェライトやパーライトや粗大ベイナイトが析出して各種特性が劣化する。そのような懸念に対しては、Cu-Niを選択的に添加して焼入れ性を高めて対応すればよい。具体的には、
0.30<Ni≦3.5
0.30<Cu≦1.5
の少なくとも1種を含有させれば良い。
NiにはAlと結合して金属間化合物を析出し、硬度を高める効果もある。Cuには、時効析出で硬度を高める効果もある。好適な範囲は、
0.50≦Ni≦3.0
0.50≦Cu≦1.2
である。いずれの元素も、所定量を越えると偏析が顕著となり,鏡面研磨性の低下を招く。
焼入れ性の改善策として、Bの添加も有効である。具体的には必要に応じて
0.0001<B≦0.0050
を含有させる。
なお、BはBNを形成すると焼入れ性の向上効果が無くなるため、鋼中にB単独で存在させる必要がある。具体的には、BよりもNとの親和力が強い元素で窒化物を形成させ、BとNを結合させなければ良い。そのような元素の例としては、Nb,Ta,Ti,Zrなどがある。これらの元素は不純物レベルで存在してもNを固定する効果はあるが、N量によっては後述する請求項6の範囲で添加すると良い場合がある。
本発明鋼はSi量が少ないため、機械加工性がやや悪い。加工性の改善策として、以下のS,Ca,Se,Te,Bi,Pbを選択的に添加すれば良い。具体的には、
0.003<S≦0.250
0.0005<Ca≦0.2000
0.03<Se≦0.50
0.005<Te≦0.100
0.01<Bi≦0.30
0.03<Pb≦0.50
の少なくとも1種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えた場合は被削性の飽和と熱間加工性の劣化、衝撃値や鏡面研磨性の低下を招く。
予期せぬ設備トラブルなどによって、焼入れ加熱温度が高くなったり焼入れ加熱時間が長くなれば、結晶粒の粗大化による各種特性の劣化が懸念される。そのような場合に備え、Nb,Ta,Ti,Zrを選択的に添加し、これらの元素が形成する微細な析出物でオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することが出来る。具体的には、
0.004<Nb≦0.100
0.004<Ta≦0.100
0.004<Ti≦0.100
0.004<Zr≦0.100
の少なくとも1種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えると炭化物や窒化物や酸化物が過度に生成し、衝撃値や鏡面研磨性の低下を招く。
高強度化にはC増量が有効であるが、過度のC増量は炭化物の増加による特性(衝撃値や機械疲労特性)の劣化を招く。このような不具合を招くことなく高強度化するには、WやCoを選択的に添加すればよい。
Wは、炭化物の微細析出によって強度を上げる。Coは、母材への固溶によって強度を上げると同時に、炭化物形態の変化を介して析出硬化にも寄与する。具体的には、
0.10<W≦4.00
0.10<Co≦3.00
の少なくとも1種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えると特性の飽和と著しいコスト増を招く。好適な範囲は、
0.30≦W≦3.00
0.30≦Co≦2.00
である。
表1に示す化学組成の17種の鋼の粉末をガスアトマイズ法にて製造し、この粉末を用いてレーザー照射による3次元積層造形法で図1に示すダイカスト金型10の一部である部分型としてのスプールコア12を製造した。このスプールコア12には冷却回路14が内部に形成されている。ここで冷却回路14は螺旋状の3次元的に複雑な形状をなしている。
尚、表1中の各発明例には不可避量の不純物成分が含まれることがあるが、表中には記載していない。
上記スプールコア12は、プランジャ26とともに鋳造品の最終凝固位置である円筒状のビスケット部28を挟む位置に配置されている。湯道22は、このビスケット部28から延び出している。
スプールコア12には溝が形成されており、この溝にて湯道22の一部が形成されている。
まず、可動型18が固定型16に接触して型締め状態となる。この時、製品の成形空間としてのキャビティ20が形成される。その状態でスリーブ30にラドルでアルミニウム合金(以下アルミ合金とする)の溶湯を注ぎ、その溶湯を高速で移動するプランジャ26で射出する。
射出された溶湯は湯道22を通って移動し、湯口24から液状・粒状・霧状になってキャビティ20内へ流入する。水鉄砲や霧吹きをイメージすれば理解し易い。やがて、溶湯でキャビティ20が充填される。そして、キャビティ20を満たした溶湯に圧力をかけて固化するまで待つ。
ビスケット部28の形状はφ50×40mm、スプールコア12の水冷孔14と表面との距離は15mmである。溶湯は730℃のADC12で、鋳造品の重量は660gである。また、10000ショット鋳造後のスプールコア12に顕著な摩耗が認められるかどうかも評価した。高温強度が不足すると、湯流れによる摩耗が顕著となり、金型寿命が確保できない。
比較例1〜比較例3のダイタイマーは12〜14[秒]と長い。これは、熱伝導率が23[W/m/K]以下と低く、熱交換が行われ難いためである。
熱伝導率が38[W/m/K]と高い比較例4の場合は、ダイタイマーが8[秒]と短く好ましい結果であるが、高温強度が低いために10000ショット後には顕著な摩耗が観察され、型寿命の確保は難しいと判断された。この様子を図2に示している。湯道22の一部を形成する溝Mのうち、溶湯の流動の方向が急激に変わる角部k付近に、摩耗によってダレた肌が観察される。
熱伝導率と高温強度の高さを両立した本発明鋼は、ダイカストの金型以外にも樹脂の射出成形の金型用としても好適である。また、鋼板のホットプレス(ホットスタンプやダイクエンチとも呼ばれる)の金型等としても高い性能を発揮する。その際、積層造形ではなく、通常の機械加工と熱処理によって本発明鋼を金型製造に適用しても、同様の製法で作られた同一形状の従来鋼の金型より、型寿命確保とサイクル短縮に有効である。
さらに、本発明鋼による金型を表面改質(ショットブラスト,サンドブラスト,窒化,PVD,CVD,メッキ,など)と組合せることも有効である。
また、本発明鋼は、棒材や線材の状態の溶接材として使用することもできる。具体的には、本発明にかかる金型用鋼の溶接材を用い、積層造形法により製造した金型に、あるいはインゴットを加工して得た材料に対し機械加工による切削にて製造した金型に、溶接補修することも可能である。この場合、補修される金型の化学成分は、本発明鋼の範囲とは異なっても良いし、本発明鋼の範囲内であっても良い。いずれにせよ、本発明鋼の溶接材で補修された部分は、本発明鋼の成分で発揮される高い高温強度と高い熱伝導率を有する。
その他本発明は、その趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
12 スプールコア
14 冷却回路
Claims (11)
- 質量%で
0.25<C<0.38
0.01<Si<0.30
0.92<Mn<1.80
0.8<Cr<2.2
0.8<Mo<1.4
0.25<V<0.58
残部がFe及び不可避的不純物の組成を有することを特徴とする金型用鋼。 - 質量%で
0.1<Al<1.2
を更に含有することを特徴とする請求項1に記載の金型用鋼。 - 質量%で
0.30<Ni≦3.5
0.30<Cu≦1.5
の少なくとも1種を更に含有することを特徴とする請求項1,2の何れかに記載の金型用鋼。 - 質量%で
0.0001<B≦0.0050
を更に含有することを特徴とする請求項1〜3の何れかに記載の金型用鋼。 - 質量%で
0.003<S≦0.250
0.0005<Ca≦0.2000
0.03<Se≦0.50
0.005<Te≦0.100
0.01<Bi≦0.50
0.03<Pb≦0.50
の少なくとも1種を更に含有することを特徴とする請求項1〜4の何れかに記載の金型用鋼。 - 質量%で
0.004<Nb≦0.100
0.004<Ta≦0.100
0.004<Ti≦0.100
0.004<Zr≦0.100
の少なくとも1種を更に含有することを特徴とする請求項1〜5の何れかに記載の金型用鋼。 - 質量%で
0.10<W≦4.00
0.10<Co≦3.00
の少なくとも1種を更に含有することを特徴とする請求項1〜6の何れかに記載の金型用鋼。 - レーザーフラッシュ法によって評価した25℃における熱伝導率が28W/m/K以上であることを特徴とする請求項1〜7の何れかに記載の金型用鋼。
- 積層造形法によって金型を造形するための材料として用いられることを特徴とする請求項1〜8の何れかに記載の金型用鋼。
- 前記材料が粉末若しくは板であることを特徴とする請求項9に記載の金型用鋼。
- 請求項9,10の何れかに記載の材料を用いた積層造形法により製造して成る金型。
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