JP6859623B2 - 金型用鋼及び成形具 - Google Patents
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Description
例えば、特許文献1には、質量%でC:0.1〜0.6、Si:0.01〜0.8、Mn:0.1〜2.5、Cu:0.01〜2.0、Ni:0.01〜2.0、Cr:0.1〜2.0、Mo:0.01〜2.0、V,W,Nb及びTaのうち1種類若しくは2種以上を合計で:0.01〜2.0、Al:0.002〜0.04、N:0.002〜0.04、O:0.005以下を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる金型用鋼が開示されている。
同文献には、このような材料を所定の条件下で熱処理することによって、熱疲労特性及び軟化抵抗が高くなり、これによってヒートチェック及び水冷孔割れを抑制することができる点が記載されている。
同文献には、このような材料は焼入れ性が良好である点、及び、これをを所定の条件下で熱処理することによって、所要の衝撃値が得られ、金型寿命の高寿命化が可能であり、かつ、切削加工も容易となる点が記載されている。
同文献には、このような材料を所定の条件下で熱処理することによって、軟化抵抗が高くなり、かつ、耐摩耗性も向上する点が記載されている。
同文献には、このような組成にすることによって、従来の工具鋼よりも熱伝導度が高くなる点が記載されている。
同文献には、このような組成にすることによって、金型の熱伝導率を高くすることができる点が記載されている。
一方、工業的には、焼入れ時に大きい金型と小さい金型を一緒に加熱する「混載」が一般的である。しかし、混載を行う場合において、焼入れ時の加熱条件を大きい金型に合わせると、小さい金型は過度に加熱され、結晶粒が粗大化する。
一方、低Cr鋼は、焼入れ時に残留する炭化物が少ないため、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止するためには、焼入れ温度を低くする必要がある。しかし、複数の金型が同時に製造される場合において、一部の金型の焼入れ温度が他の金型の焼入れ温度と異なる時には、混載ができないという問題がある。
さらに、Crを0.5mass%以下にすることで、熱伝導率λが42[W/m/K]を超える鋼も知られている。しかし、そのような鋼は高温強度と耐食性が低いため、温度サイクルに曝される金型部品に使用することは推奨されない。
(a)必要な高温強度及び耐食性を確保できること、
(b)素材の低コスト化が可能であること(すなわち、焼鈍性が良好で、軟質化の熱処理が容易であること)、
(c)焼入れの生産性向上(すなわち、混載)が可能であること、
(d)サイクルタイムの短縮や金型の焼付きやヒートチェックを軽減することが可能な程度の高い熱伝導率を有すること、及び、
(e)焼入れ時に、金型の割れを防止することが可能な程度の微細なオーステナイト結晶粒を維持できる(結晶粒の粗大化を防止できる)こと
が求められている。
しかし、このような要求を同時に満たす鋼が提案された例は、従来にはない。
(1)前記成形具は、
金型や金型部品の単独あるいは組み合わせで構成され、温度が室温より高い被成形物と直接接触する部位を含む。
(2)前記金型及び前記金型部品の少なくとも1つは、
0.35<C<0.55mass%、
0.003≦Si<0.300mass%、
0.30<Mn<1.50mass%、
3.03<Cr<3.50mass%、
0.003≦Cu<1.200mass%、
0.003≦Ni<1.380mass%、
2.39≦Mo<3.29mass%、
0.55<V<1.13mass%、及び、
0.009≦N≦0.0800mass%
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
0.55<Cu+Ni+Mo<3.29mass%
を満たす金型用鋼からなり、
硬さが33HRC超57HRC以下であり、
旧オーステナイト結晶粒度番号が5以上であり、
レーザーフラッシュ法を用いて測定した25℃における熱伝導率λが27.0[W/m/K]超である。
0.35<C<0.55mass%、
0.003≦Si<0.300mass%、
0.30<Mn<1.50mass%、
3.03<Cr<3.50mass%、
0.003≦Cu<1.200mass%、
0.003≦Ni<1.380mass%、
2.39≦Mo<3.29mass%、
0.55<V<1.13mass%、及び、
0.009≦N≦0.0800mass%
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
0.55<Cu+Ni+Mo<3.29mass%
を満たすことを要旨とする。
(a)焼戻し硬さを確保するために、C、Mo及びVの量を適正化し、
(b)高熱伝導率を確保するために、Si、Cr及びMnの量を適正化し、かつ、
(c)焼入れ性及び焼鈍性を確保するために、Cr及びMnの量を適正化した。
さらに、本発明においては、旧オーステナイト結晶粒を微細化するために、ピン止め効果(pinning effect)と引きずり効果(solute drag effect)を積極的に併用した。
すなわち、
(d)結晶粒界の移動をピン止め効果(pinning effect)により抑制するVC粒子に関するC、V、及びNの量を適正化し、
(e)結晶粒界の移動を引きずり効果(solute drag effect)により抑制する固溶元素であるCu、Ni、及びMoの量を適正化した。
その結果、本発明に係る金型用鋼は、高温強度及び耐食性に優れ、焼鈍性が良好であり、焼入れの生産性が高く、高熱伝導率であり、かつ、焼入れ時に微細なオーステナイト結晶粒を生成させることができる。
[1. 金型用鋼]
本発明に係る金型用鋼は、以下のような元素を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる。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。
(1)0.35<C<0.55mass%:
焼入れ速度が遅く、かつ焼戻し温度が高い場合において、C量が少なくなるほど、33HRCを超える硬さを安定して得にくくなる。従って、C量は、0.35mass%超である必要がある。C量は、好ましくは、0.36mass%超、さらに好ましくは、0.37mass%超である。
一方、C量が過剰になると、粗大な炭化物が増加し、それが亀裂の起点となって靱性が低下する。また、残留オーステナイトが増え、それが焼戻しの際に粗大なベイナイトになるため、靱性が低下する。さらに、C量が過剰になると、溶接性が低下する。また、最高硬さが高くなりすぎて機械加工も困難となる。従って、C量は、0.55mass%未満である必要がある。C量は、好ましくは、0.54mass%未満である。
一般に、Si量が少なくなるほど、熱伝導率が高くなる。しかし、Si量を必要以上に低減しても、熱伝導率向上の効果が飽和傾向となり、高熱伝導率化の効果を更には得にくい。また、Si量が少なくなりすぎると、機械加工時の被削性が著しく劣化する。さらに、Si量を必要以上に低減するのは、原材料の厳選や精錬の適正化で不可能とは言えないものの、著しいコスト上昇を招く。従って、Si量は、0.003mass%以上である必要がある。Si量は、好ましくは、0.005mass%以上、さらに好ましくは、0.007mass%以上である。
Mn量が少ないと焼入れ性が不足し、ベイナイトの混入による靱性の低下を招く。従って、Mn量は、0.30mass%超である必要がある。Mn量は、好ましくは、0.35mass%超、さらに好ましくは、0.40mass%超である。
一方、Mn量が過剰になると、焼鈍性が非常に劣化し、軟質化させる熱処理が複雑かつ長時間となって製造コストを増加させる。高Mn化による焼鈍性の劣化は、低Cr、高Cu、高Ni、及び高Moの場合に顕著である。また、Mn量が過剰になると、熱伝導率の低下も大きい。従って、Mn量は、1.50mass%未満である必要がある。Mn量は、好ましくは、1.35mass%未満、さらに好ましくは、1.25mass%未満である。
Cr量が少ないと、焼入れ性が不足し、耐食性が極端に悪くなり、焼鈍性が非常に劣化する。従って、Cr量は、2.00mass%以上である必要がある。Cr量は、好ましくは、2.05mass%超、さらに好ましくは、2.15mass%超、さらに好ましくは、3.03mass%超である。Cr量を3.03mass%超とすると、Cu、Ni、Moなどの引きずり効果は大きいが焼鈍性を劣化させる元素が多い場合であっても、焼鈍性を確保することができる。
一方、Cr量が過剰になると、熱伝導率の低下が大きくなる。従って、Cr量は、3.50mass%未満である必要がある。Cr量は、好ましくは、3.45mass%未満、さらに好ましくは、3.40mass%未満である。
Cu量が少ないと、焼入れ時のγ粒界の移動を抑制する引きずり効果(solute drag effect)が乏しくなり、したがって結晶粒の粗大化(結晶粒度番号が小さくなる)を抑制する効果が得られない。また、Cu量が少ないと、(a)焼入れ性を改善する効果に乏しい、(b)Cr−Cu−Niを含有する鋼としての耐候性も発現し難い、(c)時効硬化によって硬さを増す効果にも乏しい、(d)被削性の改善効果も小さい、等の問題が生じる。さらに、Cu量を必要以上に低減するのは、原材料の厳選や各方面で研究されている精錬によるCu除去技術を適用すれば不可能ではないが、著しいコスト増を招く。従って、Cu量は、0.003mass%以上である必要がある。Cu量は、好ましくは、0.004mass%以上、さらに好ましくは、0.005mass%以上である。
Niは、Cuと同様に引きずり効果が大きいため、焼入れ時の微細粒維持を目的として添加することができる。一方、Cuは熱間加工性を害することがあるのに対し、Niは、熱間加工性を害しないだけでなく、Cu添加による熱間加工性の劣化を回復させる効果もある。
一方、Cuを含有している場合であっても、加工温度や加工方法などの適正化で割れを軽減できる時には、Ni量をCu量の0.3〜1.2倍にする必要は必ずしも無い。
Moは、CuやNiと同様に比較的引きずり効果が大きいため、焼入れ時の微細粒維持を目的として添加できる。Moは、Cuのように熱間加工性を害しない利点もある。Mo量が少ないと、(a)引きずり効果が小さい、(b)2次硬化の寄与が小さく、焼戻し温度が高い場合には33HRCを超える硬さを安定して得ることが困難となる、(c)Crとの複合添加で耐食性を改善する効果も小さい、等の問題が生じる。従って、Mo量は、0.50mass%超である必要がある。Mo量は、好ましくは、0.53mass%超、さらに好ましくは、0.56mass%超である。
焼入れ時の微細粒維持には、固溶元素の引きずり効果と分散粒子のピン止め効果を併用する必要がある。分散粒子のVCが適量になるように、C量を考慮して、V量を適正化するのが好ましい。V量が少ないと、VC量が少なくなるため、γ結晶粒の粗大化(結晶粒度番号が小さくなる)を抑制する効果に乏しい。従って、V量は、0.55mass%超である必要がある。V量は、好ましくは、0.56mass%超、さらに好ましくは、0.57mass%超である。
本発明は、規定範囲の他の元素を含むことに加えて、V量及び(Cu+Ni+Mo)量が従来にない範囲となっており、固溶元素の引きずり効果と分散粒子のピン止め効果を積極的に併用している点が特徴である。
Nもまた、分散粒子VCの量に影響する。N量が多くなるほど、VCの固溶温度が高くなる。そのため、CとVの量が同じであっても、焼入れ時の残留VCは多くなる。
N量が少ないと、焼入れ時のVC粒子が過度に少なくなる。そのため、γ結晶粒の粗大化(結晶粒度番号が小さくなること)を抑制する効果に乏しい。また、Nは、Alが存在する場合にAlN粒子を形成して結晶粒粗大化を補助的に防止する効果があるが、N量が少ないと、このような効果が小さい。従って、N量は、0.0002mass%以上である必要がある。N量は、好ましくは、0.0010mass%超、さらに好ましくは、0.0030mass%超である。
本発明に係る金型用鋼は、不可避的不純物として、
P≦0.05mass%、
S≦0.003mass%、
Al≦0.10mass%、
W≦0.30mass%、
O≦0.01mass%、
Co≦0.10mass%、
Nb≦0.004mass%、
Ta≦0.004mass%、
Ti≦0.004mass%、
Zr≦0.004mass%、
B≦0.0001mass%、
Ca≦0.0005mass%、
Se≦0.03mass%、
Te≦0.005mass%、
Bi≦0.01mass%、
Pb≦0.03mass%、
Mg≦0.02mass%、又は、
REM≦0.10mass%。
が含まれていても良い。
一方、上記元素の一部は、上記の上限値を超えて含まれていても良い。この場合、元素の種類及び含有量に応じて、後述するような効果が得られる。
本発明に係る金型用鋼は、上記の元素を含むことに加えて、Cu、Ni及びMoの総量が次の(a)式の関係を満たしていることを特徴とする。
0.55<Cu+Ni+Mo<3.29mass% ・・・(a)
一方、これらの元素の総量が過剰になると、熱間加工時の割れの顕在化、熱伝導率の低下、金属間化合物の過度の析出による靱性の低下、破壊靱性の低下などの原因となる。従って、これらの元素の総量は、3.29mass%未満である必要がある。総量は、好ましくは、3.28mass%未満、さらに好ましくは、3.27mass%未満である。
本発明に係る金型用鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下のような1又は2以上の元素をさらに含んでいても良い。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。
(2)0.10<Co≦4.00mass%:
本発明は、ダイカスト金型の汎用鋼であるSKD61などと比較して、MnとCrの合計量が少ないため、焼入れ性もそれほど高くない。このため、焼入れ速度が遅く、かつ高温で焼戻した場合には、33HRCを超える硬さの確保が難しい。そのような場合には、WやCoを選択的に添加し、強度確保を図れば良い。Wは、炭化物の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。
一方、これらの元素の量が過剰になると、特性の飽和と著しいコスト増を招く。従って、W量及びCo量は、それぞれ上記の上限値以下が好ましい。
なお、金型用鋼には、W又はCoのいずれか一方が含まれていても良く、あるいは、双方が含まれていても良い。
(4)0.004<Ta≦0.100mass%:
(5)0.004<Ti≦0.100mass%:
(6)0.004<Zr≦0.100mass%:
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、あるいは、焼入れ時間が長くなった場合、本発明に係る金型用鋼の基本成分であっても、結晶粒の粗大化が懸念される。そのような場合に備えて、Nb、Ta、Ti、及び/又は、Zrを選択的に添加しても良い。これらの元素を添加すると、これらの元素が微細な析出物を形成する。微細な析出物は、γ結晶粒界の移動を抑制(ピン止め効果)するため、微細なオーステナイト組織を維持することができる。このような効果を得るためには、これらの元素の量は、それぞれ、上記の下限値を超える量が好ましい。
なお、金型用鋼には、これらの元素のいずれか一種が含まれていても良く、あるいは、2種以上が含まれていても良い。
Alは、Nと結合してAlNを形成し、γ結晶粒の成長を抑制する効果(ピン止め効果)を有する。また、Alは、Nとの親和力が高く、鋼中へのNの侵入を加速する。このため、Alを含有する鋼材を窒化処理すると、表面硬さが高くなりやすい。より高い耐摩耗性を求めて窒化処理する金型には、Alを含む鋼材を使うことが有効である。このような効果を得るためには、Al量は、0.10mass%超が好ましい。
一方、Al量が過剰になると、熱伝導率や靱性の低下を招く。従って、Al量は、1.50mass%以下が好ましい。
なお、Al量が不純物レベル(0.10mass%以下)であっても、N量によっては上記の効果が発現する場合がある。
B添加は、焼入れ性の改善策として有効である。しかし、Bが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の結合を抑制すれば良い。そのような元素としては、上述したNb、Ta、Ti、Zrなどがある。これらの元素は、不純物レベル(0.004mass%以下)で存在していてもNを固定する効果はあるが、N量によっては、不純物レベルを超える量を添加する場合もある。Bの一部が鋼中のNと結合してBNが形成されても、余剰のBが鋼中に単独で存在すれば、それが焼入れ性を高める。
このような効果を得るためには、B量は、0.0001mass%超が好ましい。
一方、B量が過剰になると、かえって焼入れ性が低下する。従って、B量は、0.0050mass%以下が好ましい。
(10)0.0005<Ca≦0.2000mass%:
(11)0.03<Se≦0.50mass%:
(12)0.005<Te≦0.100mass%:
(13)0.01<Bi≦0.50mass%:
(14)0.03<Pb≦0.50mass%:
被削性の改善には、S、Ca、Se、Te、Bi、又はPbを選択的に添加することも有効である。このような効果を得るためには、これらの元素の量は、それぞれ、上記の下限値を超える量が好ましい。
一方、これらの元素の量が過剰になると、被削性の改善効果が飽和するだけでなく、熱間加工性の劣化、衝撃値や鏡面研磨性の低下を招く。従って、これらの元素の量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
なお、金型用鋼には、これらの元素のいずれか1種が含まれていても良く、あるいは、2種以上が含まれていても良い。
本発明に係る金型用鋼を適切な条件下で熱処理すると、
硬さが33HRC超57HRC以下となり、
焼入れ時の旧オーステナイト結晶粒度番号が5以上となり、かつ、
レーザーフラッシュ法を用いて測定した25℃における熱伝導率λが27.0[W/m/K]超となる。
金型には、摩耗し難さや変形し難さが求められる。そのため、金型には、硬さが必要である。硬さが33HRCを超えていれば、様々な用途に適用しても、摩耗や変形の問題は起き難い。硬さは、さらに好ましくは、35HRC以上である。
一方、硬さが高すぎると、金型の仕上げ機械加工が非常に困難となるだけでなく、金型としての使用中に大割れや欠けを生じやすくなる。そのため、硬さは、57HRC以下にする必要がある。硬さは、さらに好ましくは、56HRC以下である。
この点は、金型部品も同様であり、その硬さは、上記の範囲内にあるのが好ましい。
金型の割れや欠けを防止するには、焼入れ時のオーステナイト結晶粒度番号を大きく(オーステナイト結晶粒を微細に)する方が良い。結晶粒度番号が小さいと亀裂が進展しやすく、割れや欠けが発生しやすくなる。従って、焼入れ時のオーステナイト結晶粒度番号は、5以上が必要である。オーステナイト結晶粒度番号は、より好ましくは、5.5以上である。製造条件を最適化すると、結晶粒度番号は、6以上、あるいは、6.5以上となる。
この点は、金型部品も同様であり、その旧オーステナイト結晶粒度番号は、上記の範囲内にあるのが好ましい。
製品を速く冷却したり、金型の低温度化や熱応力軽減で金型損傷(焼付き、割れ、摩耗)を軽減するには、金型を高熱伝導率化する必要がある。ダイカストなどに用いられる汎用鋼の25℃における熱伝導率λは、23.0〜24.0[W/m/K]である。高熱伝導率とされる鋼でもλは、27.0[W/m/K]以下であり、不十分である。製品を速く冷却したり、金型損傷を軽減するには、熱伝導率λは、27.0[W/m/K]超である必要がある。熱伝導率λは、さらに好ましくは、27.5[W/m/K]超である。製造条件を最適化すると、熱伝導率は、28.0[W/m/K]以上となる。
この点は、金型部品も同様であり、その熱伝導率は、上記の範囲内にあるのが好ましい。
なお、本発明において、「熱伝導率」とは、レーザーフラッシュ法を用いて測定した25℃における値をいう。
本発明に係る成形具は、以下の構成を備えている。
(1)前記成形具は、
金型や金型部品の単独あるいは組み合わせで構成され、温度が室温より高い被成形物と直接接触する部位を含む。
(2)前記金型及び前記金型部品の少なくとも1つは、本発明に係る金型用鋼からなる。
(3)前記金型及び前記金型部品の少なくとも1つは、
硬さが33HRC超57HRC以下であり、
焼入れ時の旧オーステナイト結晶粒度番号が5以上であり、
レーザーフラッシュ法を用いて測定した25℃における熱伝導率λが27.0[W/m/K]超である。
本発明に係る成形具は、温度が室温より高い被成形物を加工するために用いられる。このような加工としては、例えば、ダイカスト、プラスチックの射出成形、ゴムの加工、各種の鋳造、温間鍛造、熱間鍛造、ホットスタンプなどがある。
本発明において、「成形具」とは、
(a)温度が室温より高い被成形物と直接接触する部位がある金型、及び、
(b)温度が室温より高い被成形物と直接接触する部位がある金型部品
の単独あるいは組み合わせで構成され、被成形物を所定の形状に成形する役割を果たすものを指す。
本発明において、「金型」とは、成形具の内、金型部品、及び、被成形物と直接接触する部位がない部品(例えば、金型の締結具)以外のものを指す。例えば、ダイカストの場合、可動側と固定側にそれぞれ金型がある。金型には、キャビティやコアや入れ子と称呼されるものもある。なお、本発明において、入れ子は、後述する金型部品として扱う。
本発明において、「金型部品」とは、単独あるいは前記金型と組み合わせることで、温度が室温より高い被成形物を所定の形状に成形する役割を果たすものを指す。従って、例えば金型を留めるボルトやナットなどは、本発明にいう「金型部品」には含まれない。本発明は、高熱伝導率を特徴とし、ダイカストやホットスタンプや射出成形の製品を速く冷却することが目的の1つである。従って、溶融金属や加熱された鋼板や溶融樹脂と接触する部位のある金型部品が本発明の適用対象となる。
例えば、ダイカストの成形具の場合、金型部品としては、プランジャーチップ、スプールブッシュ、スプールコア(分流子)、射抜きピン、チルベント、入れ子などがある。
例えば、ダイカストの場合、被成形物(溶融金属)の温度は、溶解炉中で、通常、580〜750℃である。プラスチックの射出成形の場合、被加工物(溶融プラスチック)の温度は、混練機中で、通常、70〜400℃である。ゴムの加工の場合、被成形物(未加硫ゴム)の温度は、通常、50〜250℃である。温間鍛造の場合、被成形物(鋼材)の加熱温度は、通常、150〜800℃である。熱間鍛造の場合、被成形物(鋼材)の加熱温度は、通常、800〜1350℃である。ホットスタンプの場合、被成形物(鋼板)の加熱温度は、通常、800〜1050℃である。
本発明に係る成形具は、金型及び金型部品の全部又は一部が本発明に係る金型用鋼からなる。金型用鋼の組成、及び、適切な熱処理後に得られる特性(硬さ、旧オーステナイト結晶粒度番号、熱伝導率)の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
[3.1. 要求される特性]
以下では、ダイカスト金型又はその部品を例に説明する。ダイカスト金型は、焼入れ焼戻し状態で使用される。焼入れの加熱条件は、焼入れ温度:1030℃、焼入れ温度での保持時間:1〜3Hr、である場合が多い。
焼入れ加熱時、ダイカスト用鋼は、オーステナイト単相となる場合もあるが、オーステナイトと残留炭化物の混合組織となるのが一般的である。その後、冷却によってオーステナイトはマルテンサイトを主体とする組織に変態し、焼戻しとの組み合わせによって、硬さと靱性が付与される。金型には、耐エロージョン性を確保するための硬さと、耐割れ性を確保するための靱性が必要だからである。
焼入れ時のオーステナイト結晶粒度番号は、加熱温度と保持時間で決まる。オーステナイト結晶粒度番号が大きく(結晶粒が微細に)なるのは、加熱温度が低く、保持時間が短い場合である。このため、焼入れにおいては、加熱温度が過度に高くならないように、かつ、保持時間が過度に長くならないように、注意を払う。
上述した通り、焼入れ温度での加熱時間は、1〜3Hr程度必要である。混載時には、大きい金型がこの条件になるような炉温の保持時間を与える。そうすると、温度上昇が速い小さい金型は、最長で5Hr近くの保持を受けることになり、結晶粒が粗大化してしまう(結晶粒度番号が小さくなる)。
また、Crをほとんど含有しない(Cr≦0.5%)ことで、熱伝導率λが42.0[W/m/K]を超える鋼もある。しかし、そのような鋼は、高温強度と耐食性が低いため、ダイカスト金型に使うことは推奨されない。
(1)素材の低コスト化(焼入れ性が良好で、軟質化の熱処理が容易)。
(2)焼入れ性の生産性向上(大きな金型の1030℃での焼入れに混載が可能)。
(3)ダイカストのサイクルタイムの短縮や金型の焼付きやヒートチェックの軽減(高熱伝導率)。
(4)ダイカスト金型の割れ防止(焼入れ時の微細なオーステナイト)。
しかし、現状では、このような鋼は、存在しない。焼入れ時に粗粒化しにくい高熱伝導率鋼を求める産業界のニーズは非常に強い。
上記を実現する鋼が本発明である。焼戻し硬さを確保するためにCr、Mo及びVの量を適正化した。また、高熱伝導率を維持するために、Si、Cr及びMnの量を適正化した。また、焼入れ性及び焼鈍性を確保するために、Cr及びMnの量を適正化した。
さらに、焼入れ時のオーステナイト結晶粒を微細とするために、結晶粒界の移動を引きずり効果(solute drag effect)で抑制する固溶元素であるCu、Ni及びMoの量を適正化した。特に、(Cu+Ni+Mo)量が重要である。
本発明の大きな特徴は、ピン止め効果と引きずり効果を積極的に併用したことであり、V量と(Cu+Ni+Mo)量が従来にないバランスとなっている。
また、本発明に係る金型用鋼は、焼入れ焼戻し後に27.0[W/m/K]を超える熱伝導率を有するため、ダイカストのサイクルタイム短縮や焼付きの軽減を実現できる。
さらに、焼入れ焼戻し後に最大で57HRCの硬さが得られるため、ダイカストの射出による摩耗にも強い。高硬度は、ホットスタンプの金型に適用した場合にも高い耐摩耗性が得られるため、好ましい。
Cuを意図的に添加した鋼材は既に存在するが、そのCu添加の目的は高硬度化や被削性改善である。本発明では、Cuの強力な引きずり効果に着目した点が従来のCu添加鋼と決定的に異なる。
[1. 試料の作製]
表1に示す成分の溶鋼を50kgのインゴットに鋳込んだ後、1240℃で均質化処理を施した。そして、熱間鍛造によって60mm×45mmの矩形断面の棒状に仕上げた。
引き続き、1020℃に加熱して急冷する焼ならしと、630℃に加熱する焼戻しを施した。さらに、棒鋼を820〜900℃に加熱した後、600℃までを15℃/Hrで制御冷却し、100℃以下まで放冷し、引き続き630℃に加熱する焼鈍を行った。このようにして軟質化させた棒鋼から試験片を切り出し、各種の調査に用いた。
[2.1. 焼鈍性]
焼鈍後の棒材から切り出した15mm×15mm×25mmの小さいブロックを試験片とした。このブロックに対して、
(a)熱間加工を模擬して、1240℃に加熱して0.5Hr保持後、室温まで冷却し、
(b)焼きならしとして、1020℃に加熱して2Hr保持後、室温まで冷却し、
(c)焼戻しとして、670℃に加熱して6Hr保持後に室温まで冷却した。
これら一連の熱処理は、実生産での焼鈍前の工程に準じている。
このような前処理を施した試験片に対し、870℃に加熱して2Hr保持し、580℃まで15℃/Hrで冷却し、以降は室温まで放冷する焼鈍を施した。焼鈍後、ビッカース硬さを測定した。
焼鈍後の棒鋼から切り出した15mm×15mm×25mmの小さいブロックを試験片とした。このブロックを1030℃に加熱して5Hr保持した後、50℃/minの速度で冷却してマルテンサイト変態させた。その後、腐食液で変態前の旧オーステナイト結晶粒界を現出し、結晶粒度番号を評価した。
結晶粒度番号を評価した後の小さいブロックを、580〜630℃の一般的な焼戻し温度で加熱保持し、ダイカスト金型の代表的な硬さである47HRCへの調質を試みた。焼戻し後、ロックウェル硬さを測定した。
[2.4. 熱伝導率]
焼戻した小さいブロックから直径10mm×厚さ2mmの小さい円盤状試験片を作製した。この試験片の25℃における熱伝導率λ[W/m/K]をレーザーフラッシュ法で測定した。
[3.1. 焼鈍性]
[3.1.1. 実施例と比較例の対比]
表2に、焼鈍後のビッカース硬さを示す。機械加工を容易に行うためには、焼鈍材の硬さは280HV未満が好ましい。MnとMoが多い比較例2が304HV、Crが少なく、CとMnとNiが多い比較例3が321HV、と硬い。これらの鋼では、焼鈍材であっても機械加工に困難を伴うことが予想される。他の比較例は、いずれも280HV未満である。
一方、参考例1〜21、実施例22、参考例23、実施例24、参考例25〜26、実施例27、参考例28、実施例29〜30は、すべて210〜276HVに軟化した。参考例1〜21、実施例22、参考例23、実施例24、参考例25〜26、実施例27、参考例28、実施例29〜30が通常の焼鈍工程で充分に軟化することを確認した。
金型形状への機械加工性の観点から、焼鈍材の硬さは低い方が望ましい。そこで、0.40C−0.08Si−1.05Mn−0.18Cu−0.09Ni−1.01Mo−0.62V−0.019Nを基本成分としてCr量を変化させた鋼材に対して、上記の焼鈍を行った。図2に、Cr量と焼鈍材のビッカース硬さとの関係を示す。
Cr<2.00mass%では280HV以上となり、硬さの上昇が著しい(焼鈍性が悪い)。一般に、280HV未満が機械加工を効率的に行うために必要な硬度範囲とされる。従って、Cr<2.00mass%の鋼では、軟質化のために焼鈍の冷却速度を小さくするか、焼鈍後に追加の加熱が必要になる。この結果、処理が長時間化してコスト増を招く。Cr>2.15mass%では250HV以下となり、機械加工の負荷はかなり軽減される。
[3.2.1. 実施例と比較例の対比]
表3に、結晶粒度番号を示す。CとCrとVが多い比較例1の結晶粒度番号は、10程度と非常に大きい。比較例2は、CとVがそれほど多くないが、CrとMoが多いために、結晶粒度番号は、7程度と充分に大きい。比較例3は、V量と(Cr+Ni+Mo)量が共に少ないため、結晶粒度番号は、約2と粗大粒である。比較例4と5は、焼入れ性が悪いため、フェライトが析出した。フェライトの量は、比較例5の方が多い。フェライトがオーステナイト結晶粒界に析出すると、旧オーステナイト粒界は拡散してしまい判別が難しくなる。このため、フェライトが析出した比較例4、5の変態前のオーステナイト結晶粒度は、参考値である。但し、明らかに結晶粒度番号は、5より小さく、2程度と判断された。
0.43C−0.07Si−0.10Cu−0.12Ni−0.81Mn−2.96Cr−1.12Mo−0.021Nを基本成分とし、V量を変化させた場合の結晶粒度番号を調べた。図3に、V量と焼入れ時のγ結晶粒度番号との関係を示す。図3より、0.55mass%<Vでは安定して結晶粒度番号5以上が得られていることがわかる。
0.40C−0.09Si−0.78Mn−2.99Cr−0.61V−0.020Nを基本成分とし、(Cu+Ni+Mo)量を変化させた場合の結晶粒度番号を調べた。図4に、(Cu+Ni+Mo)量と焼入れ時のγ結晶粒度番号との関係を示す。図4より、0.55mass%<Cu+Ni+Moでは安定して結晶粒度番号5以上が得られていることがわかる。
表4に、焼戻し後の硬さを示す。比較例4は、焼入れ時にフェライトが析出した上、軟化抵抗が低いため、27HRC程度となり、金型に必要な硬さ:33HRC超を確保できなかった。比較例5も、焼入れ時に多量のフェライトが析出したため、HRCでは測定できない低硬度(<20HRC)となった。比較例4と比較例5をダイカストの金型部品に使うことは、焼入れ性や軟化抵抗の観点から、事実上は不可能に近いことが分かる。
比較例1と比較例2は、ダイカスト金型に使われるだけあって、47HRCへ問題なく調質できた。また、参考例1〜21、実施例22、参考例23、実施例24、参考例25〜26、実施例27、参考例28、実施例29〜30もすべて47HRCに調質でき、焼入れ性や軟化抵抗の観点から、ダイカスト金型への適用が可能であることを確認した。
表5に、表4に示した材料の熱伝導率を示す。比較例1は、SiとCrが多いため、熱伝導率が最も低い。比較例2は、Siが極端に多くはないため、比較例1よりは高熱伝導率であるが、Crが多いためにλ≦27.0に留まっている。比較例3〜5は、低Siで、かつ、低Crであるため、λ>27.0の高熱伝導率である。
表6に、以上の調査結果の総括を示す。焼鈍性と、1030℃×5Hrで加熱した場合のオーステナイト結晶粒度番号と、焼入れ焼戻し状態の硬さと、熱伝導率とをまとめた。比較例4と比較例5は、金型に必要な焼戻し硬さ:33HRC超を得られなかった。それ以外の鋼は、比較例3を除き、47HRCに調質できた。表6中、「○」は目標達成で、良好であることを意味し、「×」は目標未達で、劣ることを意味する。
比較例3〜5は、ダイカスト金型となった際に大割れが懸念される。また、比較例4、5は、焼入れ性が低いため、ダイカスト金型に適用すること自体が難しい。
(1)素材の低コスト化(焼鈍性が良好)
(2)焼入れ性の生産性向上(大きな金型の1030℃での焼入れに混載が可能)。
(3)ダイカストのサイクルタイムの短縮や金型の焼付きやヒートチェックの軽減(高熱伝導率)。
(4)ダイカスト金型の割れ防止(焼入れ時の微細なオーステナイト)。
温間鍛造、亜熱間鍛造、又は熱間鍛造の金型に適用すると、金型表面の過熱を高熱伝導率によって抑制でき、かつ高温強度や靱性も十分なため、摩耗や割れを軽減できる。
高強度鋼板の成形方法であるホットスタンプ(ホットプレスやプレスクエンチとも言われる)に適用しても、高熱伝導率によるハイサイクル化、金型の摩耗や割れの抑制、の効果が得られる。
本発明に係る金型用鋼を棒状や線状にし、金型又はその部品の溶接補修材として使用することもできる。あるいは、板や粉末の積層造形によって製造される金型又はその部品に適用することもできる。この場合、金型又はその部品の全体を積層造形する必要はなく、金型又はその部品の一部を積層造形により形作っても良い。また、積層造形した部位に複雑な内部冷却回路を設ければ、本発明に係る金型用鋼の高熱伝導率の効果が更に大きく発揮される。
Claims (14)
- 以下の構成を備えた成形具。
(1)前記成形具は、
金型や金型部品の単独あるいは組み合わせで構成され、温度が室温より高い被成形物と直接接触する部位を含む。
(2)前記金型及び前記金型部品の少なくとも1つは、
0.35<C<0.55mass%、
0.003≦Si<0.300mass%、
0.30<Mn<1.50mass%、
3.03<Cr<3.50mass%、
0.003≦Cu<1.200mass%、
0.003≦Ni<1.380mass%、
2.39≦Mo<3.29mass%、
0.55<V<1.13mass%、及び、
0.009≦N≦0.0800mass%
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
0.55<Cu+Ni+Mo<3.29mass%
を満たす金型用鋼からなり、
硬さが33HRC超57HRC以下であり、
旧オーステナイト結晶粒度番号が5以上であり、
レーザーフラッシュ法を用いて測定した25℃における熱伝導率λが27.0[W/m/K]超である。 - 前記金型用鋼は、
0.30<W≦5.00mass%、及び/又は、
0.10<Co≦4.00mass%
をさらに含む請求項1に記載の成形具。 - 前記金型用鋼は、
0.004<Nb≦0.100mass%、
0.004<Ta≦0.100mass%、
0.004<Ti≦0.100mass%、及び、
0.004<Zr≦0.100mass%
からなる群から選ばれるいずれか1種以上の元素をさらに含む請求項1又は2に記載の成形具。 - 前記金型用鋼は、
0.10<Al≦1.50mass%
をさらに含む請求項1から3までのいずれか1項に記載の成形具。 - 前記金型用鋼は、
0.0001<B≦0.0050mass%
をさらに含む請求項1から4までのいずれか1項に記載の成形具。 - 前記金型用鋼は、
0.003<S≦0.050mass%、
0.0005<Ca≦0.2000mass%、
0.03<Se≦0.50mass%、
0.005<Te≦0.100mass%、
0.01<Bi≦0.50mass%、及び、
0.03<Pb≦0.50mass%
からなる群から選ばれるいずれか1種以上の元素をさらに含む請求項1から5までのいずれか1項に記載の成形具。 - 前記金型部品は、プランジャーチップ、スプールブッシュ、スプールコア、射抜きピン、チルベント、又は、入れ子を含む請求項1から6までのいずれか1項に記載の成形具。
- 0.35<C<0.55mass%、
0.003≦Si<0.300mass%、
0.30<Mn<1.50mass%、
3.03<Cr<3.50mass%、
0.003≦Cu<1.200mass%、
0.003≦Ni<1.380mass%、
2.39≦Mo<3.29mass%、
0.55<V<1.13mass%、及び、
0.009≦N≦0.0800mass%
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
0.55<Cu+Ni+Mo<3.29mass%
を満たす金型用鋼。 - 硬さが33HRC超57HRC以下であり、
15×15×25mmのブロックを1030℃に加熱して5Hr保持した後、50℃/minで焼入れした場合の旧オーステナイト結晶粒度番号が5以上であり、
レーザーフラッシュ法を用いて測定した25℃における熱伝導率λが27.0[W/m/K]超である請求項8に記載の金型用鋼。 - 0.30<W≦5.00mass%、及び/又は、
0.10<Co≦4.00mass%
をさらに含む請求項8又は9に記載の金型用鋼。 - 0.004<Nb≦0.100mass%、
0.004<Ta≦0.100mass%、
0.004<Ti≦0.100mass%、及び、
0.004<Zr≦0.100mass%
からなる群から選ばれるいずれか1種以上の元素をさらに含む請求項8から10までのいずれか1項に記載の金型用鋼。 - 0.10<Al≦1.50mass%
をさらに含む請求項8から11までのいずれか1項に記載の金型用鋼。 - 0.0001<B≦0.0050mass%
をさらに含む請求項8から12までのいずれか1項に記載の金型用鋼。 - 0.003<S≦0.050mass%、
0.0005<Ca≦0.2000mass%、
0.03<Se≦0.50mass%、
0.005<Te≦0.100mass%、
0.01<Bi≦0.50mass%、及び、
0.03<Pb≦0.50mass%
からなる群から選ばれるいずれか1種以上の元素をさらに含む請求項8から13までのいずれか1項に記載の金型用鋼。
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