JPH02285050A - 高硬度快削金型用鋼 - Google Patents
高硬度快削金型用鋼Info
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- JPH02285050A JPH02285050A JP10618689A JP10618689A JPH02285050A JP H02285050 A JPH02285050 A JP H02285050A JP 10618689 A JP10618689 A JP 10618689A JP 10618689 A JP10618689 A JP 10618689A JP H02285050 A JPH02285050 A JP H02285050A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、ガラス樹脂入りプラスチック射出成形用やプ
レス用等の金型に用いられる鏡面加工性層き加工性・疲
労特性・熱疲労特性の良好な硬さがＨｓで５０〜７０級
の高硬度快削金型用鋼に関するものである。
レス用等の金型に用いられる鏡面加工性層き加工性・疲
労特性・熱疲労特性の良好な硬さがＨｓで５０〜７０級
の高硬度快削金型用鋼に関するものである。
Ｈｓで５０〜７０級のプラスチック金型用鋼としては、
ＪＩＳの５ＫＤ６１（０，４Ｃｌ５ｉ−５Ｃｒ １．
２５Ｍｏ−ＩＶ）や５ＫＤＩＩ（１，５Ｃ１２Ｃｒ−Ｉ
Ｍｏ −０，４Ｖ）相当材があるが、これらの金型用鋼
は高硬度であり、一般に切削性が低い。
ＪＩＳの５ＫＤ６１（０，４Ｃｌ５ｉ−５Ｃｒ １．
２５Ｍｏ−ＩＶ）や５ＫＤＩＩ（１，５Ｃ１２Ｃｒ−Ｉ
Ｍｏ −０，４Ｖ）相当材があるが、これらの金型用鋼
は高硬度であり、一般に切削性が低い。
この種類の鋼材で、所定の切削効率を得るには、■硫化
物やｐｂを用いて鋼材自身に快削性を付与する方法（特
公昭６３−６６３８４号公報）、■切削後、金属間化合
物、Ｃｕ合金相の析出熱処理を施す方法（特開昭６１−
１６３２４８号公報）、■セラミックスやサーメットの
ような高グレード切削工具を使用する方法、 等があるが、必ずしも、鋼材自身が高硬度・快削性・鏡
面加工性・磨き加工性・疲労特性・熱疲労特性を十分に
満足するとは言えない。
物やｐｂを用いて鋼材自身に快削性を付与する方法（特
公昭６３−６６３８４号公報）、■切削後、金属間化合
物、Ｃｕ合金相の析出熱処理を施す方法（特開昭６１−
１６３２４８号公報）、■セラミックスやサーメットの
ような高グレード切削工具を使用する方法、 等があるが、必ずしも、鋼材自身が高硬度・快削性・鏡
面加工性・磨き加工性・疲労特性・熱疲労特性を十分に
満足するとは言えない。
このため、鏡面加工性・磨き加工性・疲労特性・熱疲労
特性の良好な硬さがＨｓで５０〜７０級の高硬度快削金
型用鋼の開発が望まれている。
特性の良好な硬さがＨｓで５０〜７０級の高硬度快削金
型用鋼の開発が望まれている。
このため本発明は、従来のＪＩＳ ＳＫＤ ６１ （０
，４ｃｌｓｉ−５Ｃｒ−１，２５Ｍｏ−ＩＶ）やＳＫＤ
１１ （１，５Ｃ−１２Ｃｒ −ｌＭｏ−０，４Ｖ）
等に代わッテ、鏡面加工性・磨き加工性・疲労特性・熱
疲労特性の良好な硬さがＨｓで５０〜７０級の高硬度快
削金型用鋼を提供することを目的とする。
，４ｃｌｓｉ−５Ｃｒ−１，２５Ｍｏ−ＩＶ）やＳＫＤ
１１ （１，５Ｃ−１２Ｃｒ −ｌＭｏ−０，４Ｖ）
等に代わッテ、鏡面加工性・磨き加工性・疲労特性・熱
疲労特性の良好な硬さがＨｓで５０〜７０級の高硬度快
削金型用鋼を提供することを目的とする。
本発明は、このような問題点を有利に解決するためにな
されたものであり、その要旨とするところは、下記のと
おりである。
されたものであり、その要旨とするところは、下記のと
おりである。
（１）重量比で
Ｃ：０．１０〜１．００％
Ｓｉ：０．０５〜１．５０％
Ｍｎ：０．１０〜２．００％
Ｃｒ ： ２．００〜９．５０％
Ｎｉ：０．２５〜５．００％
ｓｏｂ、 Ａｌ ： ０．６０〜１．５％Ｎ ：０
．００１５〜０．０６０％を基本成分として、快削性元
素群 Ｂ ：Ｏ，０００３〜０．０１％ Ｃａ ： ０．０００５〜０．０５０％Ｐ ：ｏ、
ｏｏｓ〜０．１０％ のうち１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避不純物からなる高硬度快削金型用鋼。
．００１５〜０．０６０％を基本成分として、快削性元
素群 Ｂ ：Ｏ，０００３〜０．０１％ Ｃａ ： ０．０００５〜０．０５０％Ｐ ：ｏ、
ｏｏｓ〜０．１０％ のうち１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避不純物からなる高硬度快削金型用鋼。
（２）重量比で
Ｃ：０．１０〜１．００％
Ｓｉ：０．０５〜１．５０％
Ｍｎ ： ０．１０〜２．００％
Ｃｒ：２．００〜９．５０％
Ｎｉ：０．２５〜５．００％
ｓｏｌ、Ａ１ ： ０．６０〜１．５％Ｎ ：Ｏ，０
０１５〜０．０６０％ を基本成分として、快削性元素群 Ｂ ：０．０００３〜０．０１％ Ｃａ ： ０．０００５〜０．０５０％Ｐ ：０
．００５〜０．１０％ のうち１種又は２種以上を含有し、更に硬さ向上元素群 Ｍｏ ： ０．０５〜３．００％ Ｗ：０．０５〜２．００％ Ｖ：０．０１０〜２．００％ Ｎｂ：０．００５〜０．５０％ Ｃｏ ： ０．２５〜３．００％ のうち１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避不純物からなる高硬度快削金型用鋼。
０１５〜０．０６０％ を基本成分として、快削性元素群 Ｂ ：０．０００３〜０．０１％ Ｃａ ： ０．０００５〜０．０５０％Ｐ ：０
．００５〜０．１０％ のうち１種又は２種以上を含有し、更に硬さ向上元素群 Ｍｏ ： ０．０５〜３．００％ Ｗ：０．０５〜２．００％ Ｖ：０．０１０〜２．００％ Ｎｂ：０．００５〜０．５０％ Ｃｏ ： ０．２５〜３．００％ のうち１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避不純物からなる高硬度快削金型用鋼。
快削性を向上するには、一般に切削時に被削体において
１）応力集中源となるか構成刃先を形成する介在物によ
る脆化作用、 ２）変形抵抗の小さい介在物が工具の潤滑材として働く
潤滑作用、 ３）低融点化合物が切削時に二部溶融して刃先を固溶体
が保護する工具保護作用、 の増加が必要である。
る脆化作用、 ２）変形抵抗の小さい介在物が工具の潤滑材として働く
潤滑作用、 ３）低融点化合物が切削時に二部溶融して刃先を固溶体
が保護する工具保護作用、 の増加が必要である。
本発明者らは、金型用鋼に対して、快削性を付与しつつ
、高硬度および良好な鏡面加工性・磨き加工性・疲労特
性・熱疲労特性を得るために介在物や析出物に関して詳
細な調査を行った。その結果、Ｂおよび硼化物、Ｃａお
よびカルシウム化合物、Ｐおよびリン化物が有効である
ことを知見し、これらの介在物や析出物を用いて、鏡面
加工性・磨き加工性・疲労特性・熱疲労特性の良好な高
硬度快削冷型用鋼の開発に成功したものである。
、高硬度および良好な鏡面加工性・磨き加工性・疲労特
性・熱疲労特性を得るために介在物や析出物に関して詳
細な調査を行った。その結果、Ｂおよび硼化物、Ｃａお
よびカルシウム化合物、Ｐおよびリン化物が有効である
ことを知見し、これらの介在物や析出物を用いて、鏡面
加工性・磨き加工性・疲労特性・熱疲労特性の良好な高
硬度快削冷型用鋼の開発に成功したものである。
Ｂ、ＣａおよびＰの含有量とドリル穿孔加工時の周方向
の力であるスラスト力との関係を第１図、第２図および
第３図に示す。被削材は、いづれも焼戻しマルテンサイ
トを主体として一部ペイナイトからなるミクロ組織を呈
し、その硬さはＨｓで５７〜６１である。第１図、第３
図より、ＢおよびＰは、それぞれ重量比で０．０１０％
以下、０．１０％以下では、含有量の増加に伴シ１スラ
スト力すなわち切削抵抗が低下して切削性が向上してい
る。
の力であるスラスト力との関係を第１図、第２図および
第３図に示す。被削材は、いづれも焼戻しマルテンサイ
トを主体として一部ペイナイトからなるミクロ組織を呈
し、その硬さはＨｓで５７〜６１である。第１図、第３
図より、ＢおよびＰは、それぞれ重量比で０．０１０％
以下、０．１０％以下では、含有量の増加に伴シ１スラ
スト力すなわち切削抵抗が低下して切削性が向上してい
る。
一方、この含有量を超えると、Ｂの場合には、粒界強度
の向上のために切削性が低くなり、Ｐの場合には、固溶
体硬化のために切削性が低くなる。
の向上のために切削性が低くなり、Ｐの場合には、固溶
体硬化のために切削性が低くなる。
さらに、窒化リン、リン化カルシウム等のリン化物や炭
化硼素、窒化硼素等の硼化物は、低融点の微細な非晶質
系析出物であるので、切削時に一部溶融して潤滑材とし
て働くとともに、刃先を覆い工具を保護する。また、こ
れらの析出物は、高硬度金属間化合物や高硬度合金相の
析出核ともなる。
化硼素、窒化硼素等の硼化物は、低融点の微細な非晶質
系析出物であるので、切削時に一部溶融して潤滑材とし
て働くとともに、刃先を覆い工具を保護する。また、こ
れらの析出物は、高硬度金属間化合物や高硬度合金相の
析出核ともなる。
また、第２図よりＣａの添加は、含有量の増加に伴いス
ラスト力すなわち切削抵抗が低下して切削性が向上して
いる。但し、過度のＣａの添加は、次に述べるように、
鏡面加工性・磨き加工性・疲労特性・熱疲労特性を劣化
せしめるので、Ｃａも上限規制が必要になる。尚、前記
のリン化物、硼化物およびカルシウム化合物は鋳造時に
生成するものである。
ラスト力すなわち切削抵抗が低下して切削性が向上して
いる。但し、過度のＣａの添加は、次に述べるように、
鏡面加工性・磨き加工性・疲労特性・熱疲労特性を劣化
せしめるので、Ｃａも上限規制が必要になる。尚、前記
のリン化物、硼化物およびカルシウム化合物は鋳造時に
生成するものである。
鏡面加工性・磨き加工性は、精密なプラスチック用金型
用鋼の表面性状に関して重要な特性である。
用鋼の表面性状に関して重要な特性である。
鏡面仕上げ加工とは、面切削後＃１２００までペーパー
研磨し、その後、径がＩｎ以下のダイヤモンドペースト
粉で磨き、鋼材表面を鏡のように仕上げる。この加工性
の評価は、鏡面の表面での粗さの程度と写る像の歪み具
合でなされる。鏡面性を満足するには、介在物を減少し
かつ微細化する必要がある。
研磨し、その後、径がＩｎ以下のダイヤモンドペースト
粉で磨き、鋼材表面を鏡のように仕上げる。この加工性
の評価は、鏡面の表面での粗さの程度と写る像の歪み具
合でなされる。鏡面性を満足するには、介在物を減少し
かつ微細化する必要がある。
磨き加工の場合には、最終仕上げ研磨時のダイヤモンド
ペースト粉の径が鏡面仕上げの時に比べ粗く数μｍ〜十
数μｍである。磨き加工とは、鋼材表面を磨いた後に、
プラスチックを射出してプラスチック表面に、鋼材の磨
き面を転写することである。鋼材の磨き面が良好であっ
ても、介在物があると、介在物の圧縮塑性変形能が鋼材
の値より高いために、プラスチック表面に凸ができる。
ペースト粉の径が鏡面仕上げの時に比べ粗く数μｍ〜十
数μｍである。磨き加工とは、鋼材表面を磨いた後に、
プラスチックを射出してプラスチック表面に、鋼材の磨
き面を転写することである。鋼材の磨き面が良好であっ
ても、介在物があると、介在物の圧縮塑性変形能が鋼材
の値より高いために、プラスチック表面に凸ができる。
この凸が、目視または２０倍程度の拡大鏡観察で検出さ
れないことが必要であり、介在物を減少しかつ微細化す
る必要がある。
れないことが必要であり、介在物を減少しかつ微細化す
る必要がある。
成形と離形時の応力差による疲労亀裂や成形→冷却→離
形→成形の熱サイクルによる熱亀裂は、プラスチック表
面に凸に転写される。このため、金型でも、疲労特性と
熱疲労特性が要求される。
形→成形の熱サイクルによる熱亀裂は、プラスチック表
面に凸に転写される。このため、金型でも、疲労特性と
熱疲労特性が要求される。
疲労特性に関しては、介在物を少なくし微細化すること
が有効であり、また熱疲労特性に関しては介在物や炭化
物を少なくし微細化することが有効である。
が有効であり、また熱疲労特性に関しては介在物や炭化
物を少なくし微細化することが有効である。
次に、本発明における成分限定理由は以下の通りである
。
。
Ｃは、マルテンサイト中に固溶し又は炭化物として析出
し、鋼の硬さを上昇させる効果がある。
し、鋼の硬さを上昇させる効果がある。
本効果を発揮させるには、０．１０％以上の含有が必要
であるが、１．００％を超えると金型の補修溶接性を損
なうため、含有量を０．１０〜１．００％に限定した。
であるが、１．００％を超えると金型の補修溶接性を損
なうため、含有量を０．１０〜１．００％に限定した。
Ｓｉは、安価に鋼の硬さを上昇させる元素である。
本効果を発揮させるには、０．０５％以上の含有が必要
であるが、１．５０％を超えると靭性を低下させるため
含有量を０．０５〜１．５０％に限定した。
であるが、１．５０％を超えると靭性を低下させるため
含有量を０．０５〜１．５０％に限定した。
Ｍｎは、安価に鋼の硬さと靭性を向上させる効果があり
、このためには、０．１０％以上の含有が必要である。
、このためには、０．１０％以上の含有が必要である。
一方、２．００％を超えて含有すると、巨大なＭｎＳの
形成により溶接性が損なわれる。このため、含有量を０
． ｌ Ｏ〜２．００％に限定した。
形成により溶接性が損なわれる。このため、含有量を０
． ｌ Ｏ〜２．００％に限定した。
Ｃｒは焼入性向上元素として必要であり、この効果を得
るには２．００％が必要である。一方、９．５０％の含
有上限量を超えて含有させても、その作用効果が飽和す
る。このため、含有量を２．００〜９．５０％に限定し
た。
るには２．００％が必要である。一方、９．５０％の含
有上限量を超えて含有させても、その作用効果が飽和す
る。このため、含有量を２．００〜９．５０％に限定し
た。
ｓｏｌ、ＡＩは厚鋼板の製造時に脱酸元素として必要で
あるばかりでなく金属間化合物形成元素として必要であ
り、この効果を得るには０．６０％以上が必要である。
あるばかりでなく金属間化合物形成元素として必要であ
り、この効果を得るには０．６０％以上が必要である。
一方１．５％を超える含有では鋼板の清浄度が著しく低
下する。このためｓｏｌ、ｋｌは、含有量を０．６０〜
１．５％に限定した。
下する。このためｓｏｌ、ｋｌは、含有量を０．６０〜
１．５％に限定した。
Ｎは厚鋼板の製造時にＡｆＮとして析出し、オーステナ
イト粒の粗大化を防止する。細粒化に必要なＮの量とし
て、０．００１５％以上が必要である。一方、０．０６
０％を超える含有では、巨大Ａ７Ｎが析出し靭性を低下
する。このため、Ｎの含有量は０．００１５〜０．０６
０％に限定した。
イト粒の粗大化を防止する。細粒化に必要なＮの量とし
て、０．００１５％以上が必要である。一方、０．０６
０％を超える含有では、巨大Ａ７Ｎが析出し靭性を低下
する。このため、Ｎの含有量は０．００１５〜０．０６
０％に限定した。
Ｎｉは硬度と靭性を確保するために必要であり、この効
果を得るには０．２５％が必要である。一方、５．００
％の含有上限量を超えて含有させても、その作用効果が
飽和し経済的でない。このため、Ｎｉの含有量は、０．
２５〜５．００％に限定した。
果を得るには０．２５％が必要である。一方、５．００
％の含有上限量を超えて含有させても、その作用効果が
飽和し経済的でない。このため、Ｎｉの含有量は、０．
２５〜５．００％に限定した。
次に、快削性元素群として添加するＢ、Ｃａ、Ｐについ
て述べる。
て述べる。
これらの成分は鋼の切削性を向上させるという均等的作
用をもつので添加されるが、前記作用に所望の効果を確
保するためには、それぞれの含有量の下限量として、Ｂ
： ０．０００３％、Ｃａ：０、０００５％、Ｐ：０
．００５％が必要である。
用をもつので添加されるが、前記作用に所望の効果を確
保するためには、それぞれの含有量の下限量として、Ｂ
： ０．０００３％、Ｃａ：０、０００５％、Ｐ：０
．００５％が必要である。
しかし、それぞれＢ：０．０１％、Ｃａ：０．０５０％
、Ｐ：０．１０％の含有上限量を超えて含有させても、
その作用効果が飽和したり、靭性やシボ加工性・磨き加
工性及び溶接性を損なうために、それぞれの含有量を以
上のとおりに定めた。
、Ｐ：０．１０％の含有上限量を超えて含有させても、
その作用効果が飽和したり、靭性やシボ加工性・磨き加
工性及び溶接性を損なうために、それぞれの含有量を以
上のとおりに定めた。
更に、請求項２記載の発明において硬さ向上元素群とし
て添加するＭｏ、 Ｗ、 ｖ、 Ｎｂ、 Ｃｏについ
て述べる。これらの成分は、鋼の硬さを向上させるとい
う均等的作用をもつので添加されるが、前記作用に所望
の効果を確保するためには、それぞれの含有量の下限量
として、Ｍｏ：０．０５％、Ｗ：０．０５％、Ｖ：０．
０１０％、Ｎｂ：０．００５％。
て添加するＭｏ、 Ｗ、 ｖ、 Ｎｂ、 Ｃｏについ
て述べる。これらの成分は、鋼の硬さを向上させるとい
う均等的作用をもつので添加されるが、前記作用に所望
の効果を確保するためには、それぞれの含有量の下限量
として、Ｍｏ：０．０５％、Ｗ：０．０５％、Ｖ：０．
０１０％、Ｎｂ：０．００５％。
Ｇｏ ： ０．２５％が必要である。
しかし、それぞれ、Ｍｏ：３．００％、Ｗ：２．００％
、ｖ：２．ｏｏ％、Ｎｂ：０．５０％、Ｃｏ：３．００
％の含有上限量を超えて含有させても、その作用効果が
飽和するため、それぞれの含有量を以上の通りに定めた
。
、ｖ：２．ｏｏ％、Ｎｂ：０．５０％、Ｃｏ：３．００
％の含有上限量を超えて含有させても、その作用効果が
飽和するため、それぞれの含有量を以上の通りに定めた
。
溶製するに際しては、電気炉、転炉のいずれであっても
良く、鋳造する際には普通造塊法、連続鋳造法、一方向
凝固法のいずれであっても良い。
良く、鋳造する際には普通造塊法、連続鋳造法、一方向
凝固法のいずれであっても良い。
再加熱し圧延または鍛造した後に８５０〜１１００°Ｃ
に加熱後水または油に焼入れし、１５０〜７００°Ｃに
て焼戻しを施すのが好ましい。尚、８５０〜１１００°
Ｃに加熱復燐ならしを施し、必要に応じて１５０〜７０
０°Ｃにて焼戻すことも可能である。
に加熱後水または油に焼入れし、１５０〜７００°Ｃに
て焼戻しを施すのが好ましい。尚、８５０〜１１００°
Ｃに加熱復燐ならしを施し、必要に応じて１５０〜７０
０°Ｃにて焼戻すことも可能である。
本発明実施例と比較例の板厚、化学組成を第１表に示し
、この鋼の機械的性質を第２表に示す。
、この鋼の機械的性質を第２表に示す。
尚、鋼の溶製後、通常の方法によりスラブとなし、各ス
ラブを１０５０〜１２５０°Ｃに再加熱後圧延を行った
。さらに、８８０〜１０７０°Ｃに加熱後焼入れし、３
００〜６５０°Ｃにて焼戻しを行った。
ラブを１０５０〜１２５０°Ｃに再加熱後圧延を行った
。さらに、８８０〜１０７０°Ｃに加熱後焼入れし、３
００〜６５０°Ｃにて焼戻しを行った。
注１）硬さＨＢ （３０００Ｋｇｆ）は、Ｈｕｌｔｇｒ
ｅｎ球（１０ｍｍ球、荷重３０００Ｋｇｆ）を用いた時
の板厚中心の値。
ｅｎ球（１０ｍｍ球、荷重３０００Ｋｇｆ）を用いた時
の板厚中心の値。
Ｈｓ−５０〜７０を満足するには、１ＩＢ＝３４１〜５
１７が必要である。
１７が必要である。
２）シャルピー試験片はＪＩＳ ５号（５ｒｒｔｍ Ｕ
ノツチ）。採取位置は、板厚中心部のＣ方向。
ノツチ）。採取位置は、板厚中心部のＣ方向。
ｕＥ＋２０°Ｃは＋２０°Ｃの衝撃値。単位はｋｇｆｍ
／ｃｆｆｌ。
／ｃｆｆｌ。
３）耐工具磨耗性、鏡面加工性、磨き加工性、疲労特性
、熱疲労特性の記号は、 ◎極めて良好、○良好、Ｘ不良 を示す。
、熱疲労特性の記号は、 ◎極めて良好、○良好、Ｘ不良 を示す。
４）耐工具磨耗性は２枚方エンドミルの逃げ面摩耗幅で
判定した。
判定した。
切削諸元は、工具径φ１０．２ｍｍ、工具材種超硬、水
溶性切削液、回転数６９Ｏｒｐｍ、送り速度６９ｆｆＩ
Ｉｌ／１ｌｉｎ１切削速度２６ｍ／ｍｉｎ。
溶性切削液、回転数６９Ｏｒｐｍ、送り速度６９ｆｆＩ
Ｉｌ／１ｌｉｎ１切削速度２６ｍ／ｍｉｎ。
評価指標は最大磨耗幅が０．２胴になるまでの切削時間
が、１８０ｍ１ｎ超を◎、１２０〜１８０ＩｌｉｎをＯ
１３０ｍｉｎ未満を×で示す。
が、１８０ｍ１ｎ超を◎、１２０〜１８０ＩｌｉｎをＯ
１３０ｍｉｎ未満を×で示す。
５）鏡面加工性は１７４μｍまでダイヤモンド粉で研磨
後研摩面を目視または２０倍の拡大鏡観察で調査し、そ
の後表面粗さを調査した。
後研摩面を目視または２０倍の拡大鏡観察で調査し、そ
の後表面粗さを調査した。
◎、Ｏ１×の評価基準を下表に示す。
６）磨き加工性は３μｍまでダイヤモンド粉で研磨後研
摩面およびプラスチック表面を目視または２０倍の拡大
鏡観察で調査した。評価はシボムラの有無で行った。
摩面およびプラスチック表面を目視または２０倍の拡大
鏡観察で調査した。評価はシボムラの有無で行った。
２０倍の拡大鏡にてシボムラなしを◎、目視ではシボム
ラないが２０倍の拡大鏡にてシボムラが若干有りを○、
目視にてはシボムラ有りを×で示す。
ラないが２０倍の拡大鏡にてシボムラが若干有りを○、
目視にてはシボムラ有りを×で示す。
７）疲労試験は、ＡＳＴＭ Ｅ８１３４ζ準じたＩＴＣ
Ｔ試験片（機械切欠き付）を用いた。
Ｔ試験片（機械切欠き付）を用いた。
疲労寿命の判定は、荷重５ ＴＯＮで切欠き先端からの
疲労亀裂長さが０．２鴫になるまでの繰返し数がＮ＝３
の最小値で、３Ｘ１０’回超を◎、ｌＸｌ０’〜３Ｘ１
０’回をＯ１１×ｌＯ４回未満を×で示す。
疲労亀裂長さが０．２鴫になるまでの繰返し数がＮ＝３
の最小値で、３Ｘ１０’回超を◎、ｌＸｌ０’〜３Ｘ１
０’回をＯ１１×ｌＯ４回未満を×で示す。
８）熱疲労試験はＡＳＴＭ Ｅ８１３１ＴＣＴ試験片（
機械切欠き付）を用いた。
機械切欠き付）を用いた。
３０°Ｃと４００°Ｃとを６０秒間隔で各３０秒保持し
、機械切欠き先端からの熱亀裂の発生・進展を観察。３
Ｘ１０’回超を◎、ｌＸ１０’〜３Ｘ１０’回を○、ｌ
Ｘｌ０’回未満を×で示す。
、機械切欠き先端からの熱亀裂の発生・進展を観察。３
Ｘ１０’回超を◎、ｌＸ１０’〜３Ｘ１０’回を○、ｌ
Ｘｌ０’回未満を×で示す。
第２表から明らかなように、本発明によるものは、耐工
具磨耗性が良好であり、かつ、鏡面加工性、磨き加工性
、疲労特性、熱疲労特性がいずれも良好なレベルを示し
ている。これに対して、比較例のものは、これらの特性
をすべて満足するものはない。
具磨耗性が良好であり、かつ、鏡面加工性、磨き加工性
、疲労特性、熱疲労特性がいずれも良好なレベルを示し
ている。これに対して、比較例のものは、これらの特性
をすべて満足するものはない。
以上詳細に述べた通り、Ｂ、Ｃａ、Ｐとその化合物を用
いることによって、鏡面加工性、磨き加工性、疲労特性
、熱疲労特性がいずれも優れた硬さがＨｓで５０〜７０
級の高硬度快削金型用鋼が得られる。
いることによって、鏡面加工性、磨き加工性、疲労特性
、熱疲労特性がいずれも優れた硬さがＨｓで５０〜７０
級の高硬度快削金型用鋼が得られる。
第１図は、ドリル試験のスラスト力に及ぼすＢの含有量
の影響を示す図、第２図は、ドリル試験のスラスト力に
及ぼすＣａの含有量の影響を示す図、第３図は、ドリル
試験のスラスト力に及ぼすＰ含有量の影響を示す図であ
る。 第１図 第２図
の影響を示す図、第２図は、ドリル試験のスラスト力に
及ぼすＣａの含有量の影響を示す図、第３図は、ドリル
試験のスラスト力に及ぼすＰ含有量の影響を示す図であ
る。 第１図 第２図
Claims (2)
- （１）重量比で Ｃ：０．１０〜１．００％ Ｓｉ：０．０５〜１．５０％ Ｍｎ：０．１０〜２．００％ Ｃｒ：２．００〜９．５０％ Ｎｉ：０．２５〜５．００％ ｓｏｌ．Ａｌ：０．６０〜１．５％ Ｎ：０．００１５〜０．０６０％ を基本成分として、快削性元素群 Ｂ：０．０００３〜０．０１％ Ｃａ：０．０００５〜０．０５０％ Ｐ：０．００５〜０．１０％ のうち１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避不純物からなる高硬度快削金型用鋼。 - （２）重量比で Ｃ：０．１０〜１．００％ Ｓｉ：０．０５〜１．５０％ Ｍｎ：０．１０〜２．００％ Ｃｒ：２．００〜９．５０％ Ｎｉ：０．２５〜５．００％ ｓｏｌ．Ａｌ：０．６０〜１．５％ Ｎ：０．００１５〜０．０６０％ を基本成分として、快削性元素群 Ｂ：０．０００３〜０．０１％ Ｃａ：０．０００５〜０．０５０％ Ｐ：０．００５〜０．１０％ のうち１種又は２種以上を含有し、更に硬さ向上元素群 Ｍｏ：０．０５〜３．００％ Ｗ：０．０５〜２．００％ Ｖ：０．０１０〜２．００％ Ｎｂ：０．００５〜０．５０％ Ｃｏ：０．２５〜３．００％ のうち１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避不純物からなる高硬度快削金型用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10618689A JPH02285050A (ja) | 1989-04-26 | 1989-04-26 | 高硬度快削金型用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10618689A JPH02285050A (ja) | 1989-04-26 | 1989-04-26 | 高硬度快削金型用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02285050A true JPH02285050A (ja) | 1990-11-22 |
Family
ID=14427177
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10618689A Pending JPH02285050A (ja) | 1989-04-26 | 1989-04-26 | 高硬度快削金型用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02285050A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1123986A1 (en) * | 2000-02-10 | 2001-08-16 | Nsk Ltd | Rolling bearing |
| US7655101B2 (en) * | 2006-10-27 | 2010-02-02 | Boehler Edelstahl Gmbh | Steel alloy for cutting tools |
| CN104561802A (zh) * | 2015-01-23 | 2015-04-29 | 宝钢特钢有限公司 | 一种高硬度高韧性冷作模具钢及其制备方法 |
| CN107523754A (zh) * | 2017-06-30 | 2017-12-29 | 太仓旺美模具有限公司 | 一种耐磨导热的模具材料 |
| CN107523753A (zh) * | 2017-06-30 | 2017-12-29 | 太仓旺美模具有限公司 | 一种模具钢 |
| CN111041347A (zh) * | 2019-11-20 | 2020-04-21 | 长沙金铎机械有限公司 | 连轧辊及其制备方法 |
-
1989
- 1989-04-26 JP JP10618689A patent/JPH02285050A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1123986A1 (en) * | 2000-02-10 | 2001-08-16 | Nsk Ltd | Rolling bearing |
| US6602360B2 (en) | 2000-02-10 | 2003-08-05 | Nsk Ltd. | Rolling bearing |
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| EP1918401A3 (de) * | 2006-10-27 | 2012-05-30 | Böhler Edelstahl GmbH & Co KG | Stahllegierung für spanabhebende Werkzeuge |
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| CN107523753A (zh) * | 2017-06-30 | 2017-12-29 | 太仓旺美模具有限公司 | 一种模具钢 |
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