JPH07243003A - 耐ヒートチェック性に優れたマルエージング鋼 - Google Patents
耐ヒートチェック性に優れたマルエージング鋼Info
- Publication number
- JPH07243003A JPH07243003A JP5492394A JP5492394A JPH07243003A JP H07243003 A JPH07243003 A JP H07243003A JP 5492394 A JP5492394 A JP 5492394A JP 5492394 A JP5492394 A JP 5492394A JP H07243003 A JPH07243003 A JP H07243003A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- maraging steel
- steel
- heat check
- check resistance
- die
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】耐ヒートチェック性に優れたマルエージング鋼
を提供し、マルエージング鋼にてダイカスト金型を構成
した場合において充分な金型寿命が得られるようにす
る。 【構成】マルエージング鋼を重量基準でＣ：≦０．０３
％、Ｓｉ：≦０．１０％、Ｍｎ：≦０．１０％、Ｐ：≦
０．０１０％、Ｓ：≦０．０１０％、Ｎｉ：６．０〜１
１．０％、Ｃｒ：≦０．３０％、Ｍｏ：４．０〜９．０
％、Ｃｏ：７．０〜１１．０％、Ｔｉ：０．１０〜１．
０％、Ａｌ：０．０５〜０．１５％、Ｂ：≦０．０１０
％、Ｚｒ：≦０．１０％、Ｃａ：≦０．１０％、残部実
質的にＦｅから成る組成とする。
を提供し、マルエージング鋼にてダイカスト金型を構成
した場合において充分な金型寿命が得られるようにす
る。 【構成】マルエージング鋼を重量基準でＣ：≦０．０３
％、Ｓｉ：≦０．１０％、Ｍｎ：≦０．１０％、Ｐ：≦
０．０１０％、Ｓ：≦０．０１０％、Ｎｉ：６．０〜１
１．０％、Ｃｒ：≦０．３０％、Ｍｏ：４．０〜９．０
％、Ｃｏ：７．０〜１１．０％、Ｔｉ：０．１０〜１．
０％、Ａｌ：０．０５〜０．１５％、Ｂ：≦０．０１０
％、Ｚｒ：≦０．１０％、Ｃａ：≦０．１０％、残部実
質的にＦｅから成る組成とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明はダイカスト金型に好適
に使用できる耐ヒートチェック性に優れたマルエージン
グ鋼に関する。
に使用できる耐ヒートチェック性に優れたマルエージン
グ鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、ダイカスト金型用鋼材として主に
５％Ｃｒ，１〜１．５％Ｍｏを含む熱間工具用鋼が用い
られていた。この熱間工具用鋼にてダイカスト金型を製
造する場合、その過程で焼入れ・焼戻し処理を行い、以
て所要の硬さ，強度を発現させる。
５％Ｃｒ，１〜１．５％Ｍｏを含む熱間工具用鋼が用い
られていた。この熱間工具用鋼にてダイカスト金型を製
造する場合、その過程で焼入れ・焼戻し処理を行い、以
て所要の硬さ，強度を発現させる。
【０００３】しかしながらその焼入れ処理は１０００℃
を超える高温処理であるため、また焼入れに際してマル
テンサイト変態を伴うため、焼入れ・焼戻しによって大
きな熱処理歪，変形が生ずる。
を超える高温処理であるため、また焼入れに際してマル
テンサイト変態を伴うため、焼入れ・焼戻しによって大
きな熱処理歪，変形が生ずる。
【０００４】このためかかる熱間工具用鋼にてダイカス
ト金型を製造する場合、焼入れ・焼戻し処理の前に一旦
粗加工を行い、そして焼入れ・焼戻し処理後に再び仕上
げのための加工が必要であって２度の加工を必要とし、
そのため加工工数が多くなって金型製造のための所要時
間が長く、このことが大きな問題となっていた。
ト金型を製造する場合、焼入れ・焼戻し処理の前に一旦
粗加工を行い、そして焼入れ・焼戻し処理後に再び仕上
げのための加工が必要であって２度の加工を必要とし、
そのため加工工数が多くなって金型製造のための所要時
間が長く、このことが大きな問題となっていた。
【０００５】一方金型用材料として主に航空機材料等と
して用いられている高強度の且つ加工性に優れたマルエ
ージング鋼の適用も研究されている。
して用いられている高強度の且つ加工性に優れたマルエ
ージング鋼の適用も研究されている。
【０００６】マルエージング鋼は、極低Ｃの高Ｎｉ且つ
Ｃｏ，Ｍｏ等種々の元素を加えた鋼をマルテンサイト組
織としてこれに時効処理を施し、金属間化合物を析出さ
せることによって硬化させるもので、その際の時効処理
温度は５００℃前後と低く、また時効処理に際して変態
を伴わないので熱処理による歪が少なく、従って１回の
加工で金型を製造することが可能で、加工時間を低減で
きる利点を有する。
Ｃｏ，Ｍｏ等種々の元素を加えた鋼をマルテンサイト組
織としてこれに時効処理を施し、金属間化合物を析出さ
せることによって硬化させるもので、その際の時効処理
温度は５００℃前後と低く、また時効処理に際して変態
を伴わないので熱処理による歪が少なく、従って１回の
加工で金型を製造することが可能で、加工時間を低減で
きる利点を有する。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】従来、かかる金型用と
して用いられているマルエージング鋼はＮｉを少なくと
も１２％以上含有するもので、このものは耐ヒートチェ
ック性、即ち金型表面の急速加熱冷却に伴う熱応力の繰
返しによって表面に発生するクラックに対する耐性が十
分でなく、このため金型として用いたときその寿命が従
来の熱間工具用鋼から成る金型に対して著しく短い問題
があった。
して用いられているマルエージング鋼はＮｉを少なくと
も１２％以上含有するもので、このものは耐ヒートチェ
ック性、即ち金型表面の急速加熱冷却に伴う熱応力の繰
返しによって表面に発生するクラックに対する耐性が十
分でなく、このため金型として用いたときその寿命が従
来の熱間工具用鋼から成る金型に対して著しく短い問題
があった。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本願の発明はこのような
問題を解決することを目的としてなされたものである。
而して請求項１の発明は、マルエージング鋼を重量基準
で Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦０．１０％ Ｍｎ：≦０．１０％ Ｐ：≦０．０１０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｎｉ：６．０〜１１．０
％ Ｃｒ：≦０．３０％ Ｍｏ：４．０〜９．０
％ Ｃｏ：７．０〜１１．０％ Ｔｉ：０．１０〜１．
０％ Ａｌ：０．０５〜０．１５％ Ｂ：≦０．０１０％ Ｚｒ：≦０．１０％ Ｃａ：≦０．１０％ 残部実質的にＦｅから成る組織とすることを特徴とす
る。
問題を解決することを目的としてなされたものである。
而して請求項１の発明は、マルエージング鋼を重量基準
で Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦０．１０％ Ｍｎ：≦０．１０％ Ｐ：≦０．０１０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｎｉ：６．０〜１１．０
％ Ｃｒ：≦０．３０％ Ｍｏ：４．０〜９．０
％ Ｃｏ：７．０〜１１．０％ Ｔｉ：０．１０〜１．
０％ Ａｌ：０．０５〜０．１５％ Ｂ：≦０．０１０％ Ｚｒ：≦０．１０％ Ｃａ：≦０．１０％ 残部実質的にＦｅから成る組織とすることを特徴とす
る。
【０００９】本発明は、従来のマルエージング鋼に比べ
てＮｉ含量を６．０〜１１．０％と低くした上、Ｍｏ量
の適正化及びＮｉ，Ｃｏ，Ｍｏ量のバランスの適正化を
図ったことを骨子とする。
てＮｉ含量を６．０〜１１．０％と低くした上、Ｍｏ量
の適正化及びＮｉ，Ｃｏ，Ｍｏ量のバランスの適正化を
図ったことを骨子とする。
【００１０】本発明者等は、マルエージング鋼における
耐ヒートチェック性が低いことの理由を追求する中で、
その主原因がＮｉの高添加によるＡｓ点、即ちマルテン
サイトからオーステナイトに変態する変態開始温度が低
いことが主原因であるとの結論を得た。
耐ヒートチェック性が低いことの理由を追求する中で、
その主原因がＮｉの高添加によるＡｓ点、即ちマルテン
サイトからオーステナイトに変態する変態開始温度が低
いことが主原因であるとの結論を得た。
【００１１】例えばダイカスト金型の場合、金型表面温
度は６５０℃程度の高い温度まで上昇する。しかるにＮ
ｉ含量が１２％以上のマルエージング鋼の場合、Ａｓ点
はこの金型表面の到達温度よりも低く、従って金型の表
面部分は一部がオーステナイト化してそこにマルテンサ
イト相とオーステナイト相との両相が混在した状態が発
現する。
度は６５０℃程度の高い温度まで上昇する。しかるにＮ
ｉ含量が１２％以上のマルエージング鋼の場合、Ａｓ点
はこの金型表面の到達温度よりも低く、従って金型の表
面部分は一部がオーステナイト化してそこにマルテンサ
イト相とオーステナイト相との両相が混在した状態が発
現する。
【００１２】而してオーステナイトとマルテンサイトと
は熱膨張率に差があり（オーステナイトの方がマルテン
サイトに比べて熱膨張率が大きい）、このため加熱冷却
に伴う金型表層部の膨張収縮の繰返しによって両相の界
面にクラックが発生及び成長し、このことが耐ヒートチ
ェック性を低下させる主原因になっているとの結論を得
た。
は熱膨張率に差があり（オーステナイトの方がマルテン
サイトに比べて熱膨張率が大きい）、このため加熱冷却
に伴う金型表層部の膨張収縮の繰返しによって両相の界
面にクラックが発生及び成長し、このことが耐ヒートチ
ェック性を低下させる主原因になっているとの結論を得
た。
【００１３】そこで本発明では、従来のマルエージング
鋼に対してＮｉ含量を６．０〜１１．０％と低めとし、
これに応じてＭｏ量の適正化，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ量のバ
ランスの適正化を行って時効硬さを向上させたところ、
ダイカスト金型として用いた場合に良好な耐ヒートチェ
ック性を有する、従って金型寿命も十分なマルエージン
グ鋼が得られることを確認した。
鋼に対してＮｉ含量を６．０〜１１．０％と低めとし、
これに応じてＭｏ量の適正化，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ量のバ
ランスの適正化を行って時効硬さを向上させたところ、
ダイカスト金型として用いた場合に良好な耐ヒートチェ
ック性を有する、従って金型寿命も十分なマルエージン
グ鋼が得られることを確認した。
【００１４】次に本発明における各成分の限定理由を詳
述する。 Ｃ：≦０．０３％ Ｃは０．０３％を超えると鋼の靱性を劣化させ、また時
効処理の際の時効硬化性を阻害するため上限を０．０３
％とした。
述する。 Ｃ：≦０．０３％ Ｃは０．０３％を超えると鋼の靱性を劣化させ、また時
効処理の際の時効硬化性を阻害するため上限を０．０３
％とした。
【００１５】Ｓｉ：≦０．１０％ Ｓｉは０．１０％を超えると鋼の靱性を劣化させるため
上限を０．１０％とした。
上限を０．１０％とした。
【００１６】Ｍｎ：≦０．１０％ Ｍｎは０．１０％を超えると鋼の靱性を劣化させるため
上限を０．１０％とした。
上限を０．１０％とした。
【００１７】Ｐ：≦０．０１０％ Ｐは０．０１０％を超えると衝撃抵抗性を低下させるた
め上限を０．０１０％とした。
め上限を０．０１０％とした。
【００１８】Ｓ：≦０．０１０％ Ｓは０．０１０％を超えると熱間加工性が劣化するため
上限を０．０１０％とした。
上限を０．０１０％とした。
【００１９】Ｎｉ：６．０〜１１．０％ Ｎｉは含有量が６．０％未満であると時効硬化性が不足
する。一方１１．０％を超えるとＡｓ点が低下し、この
結果耐ヒートチェック性が低下する。またコストも高く
なる。従って本発明ではＮｉの下限を６．０％、上限を
１１．０％とした。
する。一方１１．０％を超えるとＡｓ点が低下し、この
結果耐ヒートチェック性が低下する。またコストも高く
なる。従って本発明ではＮｉの下限を６．０％、上限を
１１．０％とした。
【００２０】Ｃｒ：≦０．３０％ Ｃｒは０．３０％を超えると不純物として靱性を劣化さ
せる。従って上限を０．３０％とした。
せる。従って上限を０．３０％とした。
【００２１】Ｍｏ：４．０〜９．０％ Ｍｏは４．０％未満では時効硬化性が不足する一方、
９．０％を超えるとＭｓ点が低下し、またコストも高く
なる。従って本発明では下限，上限をそれぞれ４．０
％，９．０％とした。
９．０％を超えるとＭｓ点が低下し、またコストも高く
なる。従って本発明では下限，上限をそれぞれ４．０
％，９．０％とした。
【００２２】Ｃｏ：７．０〜１１．０％ Ｃｏは７．０％未満であるとＭｏとの複合効果での時効
硬化性が不足する。またＡｓ点も低下する。他方１１．
０％を超えると靱性が劣化し、またコストも高くなる。
従って本発明では７．０〜１１．０％とした。
硬化性が不足する。またＡｓ点も低下する。他方１１．
０％を超えると靱性が劣化し、またコストも高くなる。
従って本発明では７．０〜１１．０％とした。
【００２３】Ｔｉ：０．１０〜１．０％ Ｔｉは０．１０％未満の場合には時効硬化性が不足し、
また結晶粒が粗大化する。一方１．０％超えると介在物
量が増加し、靱性が劣化する。従って本発明では０．１
０〜１．０％とした。
また結晶粒が粗大化する。一方１．０％超えると介在物
量が増加し、靱性が劣化する。従って本発明では０．１
０〜１．０％とした。
【００２４】Ａｌ：０．０５〜０．１５％ Ａｌは０．０５％未満では時効硬化性が不足する。一方
０．１５％を超えると靱性が劣化し、またフェライトが
生成する。従ってここでは０．０５〜０．１５％とし
た。
０．１５％を超えると靱性が劣化し、またフェライトが
生成する。従ってここでは０．０５〜０．１５％とし
た。
【００２５】Ｂ：≦０．０１０％ Ｂは強度低下の要因となる結晶粒界での偏析を防止する
作用がある。但しその効果は０．０１０％で飽和するた
め、上限を０．０１０％とした。
作用がある。但しその効果は０．０１０％で飽和するた
め、上限を０．０１０％とした。
【００２６】Ｚｒ：≦０．１０％ ＺｒはＣ，Ｎを固定し、材料の靱性を向上させ、結晶粒
の粗大化を防止する。但しその効果は０．１０％で飽和
するため上限を０．１０％とした。
の粗大化を防止する。但しその効果は０．１０％で飽和
するため上限を０．１０％とした。
【００２７】Ｃａ：≦０．１０％ Ｃａは被削性を向上させるが０．１０％を超えると非金
属介在物量が増加する。従って上限を０．１０％とし
た。
属介在物量が増加する。従って上限を０．１０％とし
た。
【００２８】次に、請求項２の発明はマルエージング鋼
を重量基準で Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦０．１０％ Ｍｎ：≦０．１０％ Ｐ：≦０．０１０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｎｉ：６．０〜１１．０
％ Ｃｒ：８．１〜９．０％ Ｍｏ：４．０〜９．０
％ Ｃｏ：７．０〜１１．０％ Ｔｉ：０．１０〜１．
０％ Ａｌ：０．０５〜０．１５％ Ｂ：≦０．０１０％ Ｚｒ：≦０．１０％ Ｃａ：≦０．１０％ 残部実質的にＦｅから成る組成とすることを特徴とす
る。
を重量基準で Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦０．１０％ Ｍｎ：≦０．１０％ Ｐ：≦０．０１０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｎｉ：６．０〜１１．０
％ Ｃｒ：８．１〜９．０％ Ｍｏ：４．０〜９．０
％ Ｃｏ：７．０〜１１．０％ Ｔｉ：０．１０〜１．
０％ Ａｌ：０．０５〜０．１５％ Ｂ：≦０．０１０％ Ｚｒ：≦０．１０％ Ｃａ：≦０．１０％ 残部実質的にＦｅから成る組成とすることを特徴とす
る。
【００２９】この発明は、請求項１の発明のマルエージ
ング鋼においてＣｒを８．１〜９．０％の範囲で含有さ
せるようにしたものである。このようにＣｒを８．１〜
９．０％の範囲で含有させた場合、マルエージング鋼の
耐酸化性が効果的に向上し、この結果耐ヒートチェック
性が向上する。従ってこのマルエージング鋼にてダイカ
スト金型を構成した場合、金型寿命が向上する。
ング鋼においてＣｒを８．１〜９．０％の範囲で含有さ
せるようにしたものである。このようにＣｒを８．１〜
９．０％の範囲で含有させた場合、マルエージング鋼の
耐酸化性が効果的に向上し、この結果耐ヒートチェック
性が向上する。従ってこのマルエージング鋼にてダイカ
スト金型を構成した場合、金型寿命が向上する。
【００３０】尚、本発明においてＣｒの含有量を８．１
〜９．０％としているのは、８．１％未満では耐酸化性
を充分に向上させることができず、また逆に９．０％を
超えるとフェライト相が生成し、耐ヒートチェック性が
劣化する。そこで８．１〜９．０％に含有量を規定した
ものである。
〜９．０％としているのは、８．１％未満では耐酸化性
を充分に向上させることができず、また逆に９．０％を
超えるとフェライト相が生成し、耐ヒートチェック性が
劣化する。そこで８．１〜９．０％に含有量を規定した
ものである。
【００３１】次に、請求項３の発明はマルエージング鋼
を重量基準で Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦０．１０％ Ｍｎ：≦０．１０％ Ｐ：≦０．０１０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｎｉ：９．０〜１１．０
％ Ｃｒ：≦０．３０％ Ｍｏ：４．０〜９．０
％ Ｃｏ：９．０〜１１．０％ Ｔｉ：０．１０〜１．
０％ Ａｌ：０．０５〜０．１５％ Ｂ：≦０．０１０％ Ｚｒ：≦０．１０％ Ｃａ：≦０．１０％ 残部実質的にＦｅから成る組成とすることを特徴とす
る。
を重量基準で Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦０．１０％ Ｍｎ：≦０．１０％ Ｐ：≦０．０１０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｎｉ：９．０〜１１．０
％ Ｃｒ：≦０．３０％ Ｍｏ：４．０〜９．０
％ Ｃｏ：９．０〜１１．０％ Ｔｉ：０．１０〜１．
０％ Ａｌ：０．０５〜０．１５％ Ｂ：≦０．０１０％ Ｚｒ：≦０．１０％ Ｃａ：≦０．１０％ 残部実質的にＦｅから成る組成とすることを特徴とす
る。
【００３２】この発明は、請求項１の発明のマルエージ
ング鋼においてＮｉ含量及びＣｏ含量をそれぞれ９．０
〜１１．０％，９．０〜１１．０％と高めに規定したも
ので、このようにすることによりマルエージング鋼の特
性を更に良好とすることができる。
ング鋼においてＮｉ含量及びＣｏ含量をそれぞれ９．０
〜１１．０％，９．０〜１１．０％と高めに規定したも
ので、このようにすることによりマルエージング鋼の特
性を更に良好とすることができる。
【００３３】本発明において、Ｎｉを９．０〜１１．０
％，Ｃｏを９．０〜１１．０％にそれぞれ規定している
理由は、Ｎｉが９．０％未満のときには充分望ましい時
効硬化性が得られ難く、またＣｏが９．０％未満のとき
にはＭｏとの複合作用の下において充分望ましい時効硬
化性が得られ難いことによる。尚、上限値の限定理由は
請求項１におけるのと同様である。
％，Ｃｏを９．０〜１１．０％にそれぞれ規定している
理由は、Ｎｉが９．０％未満のときには充分望ましい時
効硬化性が得られ難く、またＣｏが９．０％未満のとき
にはＭｏとの複合作用の下において充分望ましい時効硬
化性が得られ難いことによる。尚、上限値の限定理由は
請求項１におけるのと同様である。
【００３４】次に、請求項４の発明はマルエージング鋼
を重量基準で Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦０．１０％ Ｍｎ：≦０．１０％ Ｐ：≦０．０１０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｎｉ：６．０〜８．０％ Ｃｒ：８．１〜９．０％ Ｍｏ：７．０〜９．０
％ Ｃｏ：７．０〜９．０％ Ｔｉ：０．１０〜１．
０％ Ａｌ：０．０５〜０．１５％ Ｂ：≦０．０１０％ Ｚｒ：≦０．１０％ Ｃａ：≦０．１０％ 残部実質的にＦｅから成る組成とすることを特徴とす
る。
を重量基準で Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦０．１０％ Ｍｎ：≦０．１０％ Ｐ：≦０．０１０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｎｉ：６．０〜８．０％ Ｃｒ：８．１〜９．０％ Ｍｏ：７．０〜９．０
％ Ｃｏ：７．０〜９．０％ Ｔｉ：０．１０〜１．
０％ Ａｌ：０．０５〜０．１５％ Ｂ：≦０．０１０％ Ｚｒ：≦０．１０％ Ｃａ：≦０．１０％ 残部実質的にＦｅから成る組成とすることを特徴とす
る。
【００３５】この発明は、請求項２の発明のマルエージ
ング鋼においてＮｉ：６．０〜８．０％，Ｃｒ：８．１
〜９．０％，Ｍｏ：７．０〜９．０％，Ｃｏ：７．０〜
９．０％に規定したものである。即ちＮｉ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｏの含有量としてはここに規定する含有量が望ま
しいのであり、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｏをこの範囲内で
含有させることによってマルエージング鋼の特性を更に
良好とすることができる。
ング鋼においてＮｉ：６．０〜８．０％，Ｃｒ：８．１
〜９．０％，Ｍｏ：７．０〜９．０％，Ｃｏ：７．０〜
９．０％に規定したものである。即ちＮｉ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｏの含有量としてはここに規定する含有量が望ま
しいのであり、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｏをこの範囲内で
含有させることによってマルエージング鋼の特性を更に
良好とすることができる。
【００３６】具体的には、請求項２の発明においてＣｒ
を８．１〜９．０％含有させると耐酸化性は向上するの
であるが、Ｃｒの高添加によってマルエージング鋼のＡ
ｓ点が低下傾向となる。そこで本発明ではＣｒを高添加
すると同時にＮｉの含有量を低めに規定してＣｒ添加に
基くＡｓ点の低下を防ぎ、また併せてＭｏ，Ｃｏの含有
量を適正に設定して良好な時効硬化性を得るようにして
いる。
を８．１〜９．０％含有させると耐酸化性は向上するの
であるが、Ｃｒの高添加によってマルエージング鋼のＡ
ｓ点が低下傾向となる。そこで本発明ではＣｒを高添加
すると同時にＮｉの含有量を低めに規定してＣｒ添加に
基くＡｓ点の低下を防ぎ、また併せてＭｏ，Ｃｏの含有
量を適正に設定して良好な時効硬化性を得るようにして
いる。
【００３７】従ってかかる請求項４の発明におけるＮ
ｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｏの添加量の限定理由は以下の通り
である。 Ｎｉ：６．０〜８．０％ 下限を６．０％としたのは前述したのと同様の理由から
であり、また上限を８．０％としたのはＣｒの添加によ
りＡｓ点が下がるのをＮｉ含量の低め設定によって防ぐ
主旨である。
ｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｏの添加量の限定理由は以下の通り
である。 Ｎｉ：６．０〜８．０％ 下限を６．０％としたのは前述したのと同様の理由から
であり、また上限を８．０％としたのはＣｒの添加によ
りＡｓ点が下がるのをＮｉ含量の低め設定によって防ぐ
主旨である。
【００３８】Ｃｒ：８．１〜９．０％ Ｃｒを８．１〜９．０％にしているのは請求項２で述べ
たのと同様の理由からである。
たのと同様の理由からである。
【００３９】Ｍｏ：７．０〜９．０％ Ｃｏ：７．０〜９．０％ 上記Ｎｉ，Ｃｒの添加に応じてＭｏ，Ｃｏの量をバラン
スさせ、以て時効硬さを向上させる主旨である。
スさせ、以て時効硬さを向上させる主旨である。
【００４０】
【実施例】次に本発明の実施例を以下に詳述する。表１
に示す化学成分のマルエージング鋼にてダイカスト金型
を製造し、このダイカスト金型を用いて鋳造実験を繰り
返し行い、耐酸化性，耐ヒートチェック性及び金型の寿
命を調べた。また併せてＡｓ点，Ｍｓ点も求めた。結果
が表２に併せて示してある。ここで耐ヒートチェック性
の評価は高周波加熱式ヒートチェック試験にて行い、そ
の際１５ｍｍφ，肉厚５ｍｍの試験片に対する６５０℃
×４秒の加熱及び水冷３秒の冷却を１サイクルとしてこ
れを１０００回繰り返し行い、発生するクラックの数，
大きさを求めた。
に示す化学成分のマルエージング鋼にてダイカスト金型
を製造し、このダイカスト金型を用いて鋳造実験を繰り
返し行い、耐酸化性，耐ヒートチェック性及び金型の寿
命を調べた。また併せてＡｓ点，Ｍｓ点も求めた。結果
が表２に併せて示してある。ここで耐ヒートチェック性
の評価は高周波加熱式ヒートチェック試験にて行い、そ
の際１５ｍｍφ，肉厚５ｍｍの試験片に対する６５０℃
×４秒の加熱及び水冷３秒の冷却を１サイクルとしてこ
れを１０００回繰り返し行い、発生するクラックの数，
大きさを求めた。
【００４１】尚固溶化熱処理（ＳＴ）及び時効処理は表
２に示す温度条件の下で行った。その際の硬さも表中に
併せて示してある。また比較鋼１４（ＳＫＤ６１）の熱
間工具用鋼については、表に示す温度で焼入れ処理，焼
戻し処理をした場合の値で示してある（Ｈ：焼入れ，
Ｔ：焼戻し）。
２に示す温度条件の下で行った。その際の硬さも表中に
併せて示してある。また比較鋼１４（ＳＫＤ６１）の熱
間工具用鋼については、表に示す温度で焼入れ処理，焼
戻し処理をした場合の値で示してある（Ｈ：焼入れ，
Ｔ：焼戻し）。
【００４２】
【表１】
【００４３】
【表２】
【００４４】この結果に見られるように、Ｎｉ含量を少
なくした上Ｍｏ量及びＮｉ，Ｃｏ，Ｍｏ量のバランスを
適正化した本発明例のマルエージング鋼の場合、或いは
Ｃｒを所定量含有させた本発明例のマルエージング鋼の
場合、耐ヒートチェック性，金型寿命が比較例のものに
比べて向上していることが分る。尚比較例１４は焼入れ
焼戻し型鋼のＳＫＤ６１であり、特性的には良好である
が、焼入れ歪が大きく加工工程の面で問題のあるもので
ある。
なくした上Ｍｏ量及びＮｉ，Ｃｏ，Ｍｏ量のバランスを
適正化した本発明例のマルエージング鋼の場合、或いは
Ｃｒを所定量含有させた本発明例のマルエージング鋼の
場合、耐ヒートチェック性，金型寿命が比較例のものに
比べて向上していることが分る。尚比較例１４は焼入れ
焼戻し型鋼のＳＫＤ６１であり、特性的には良好である
が、焼入れ歪が大きく加工工程の面で問題のあるもので
ある。
【００４５】
【発明の効果】以上詳述したように、請求項１の発明に
よれば耐ヒートチェック性に優れたマルエージング鋼が
得られる。このマルエージング鋼はダイカスト金型に充
分に適用可能なものである。而してかかるマルエージン
グ鋼を用いてダイカスト金型を構成した場合、金型製造
に要する工程，時間，コストを低減することができる。
よれば耐ヒートチェック性に優れたマルエージング鋼が
得られる。このマルエージング鋼はダイカスト金型に充
分に適用可能なものである。而してかかるマルエージン
グ鋼を用いてダイカスト金型を構成した場合、金型製造
に要する工程，時間，コストを低減することができる。
【００４６】また請求項２の発明によれば、マルエージ
ング鋼の耐酸化性が向上し、この結果耐ヒートチェック
性が向上する。従ってこの発明のマルエージング鋼を用
いてダイカスト金型を構成した場合、金型の寿命が向上
する効果が得られる。
ング鋼の耐酸化性が向上し、この結果耐ヒートチェック
性が向上する。従ってこの発明のマルエージング鋼を用
いてダイカスト金型を構成した場合、金型の寿命が向上
する効果が得られる。
【００４７】請求項３の発明によれば更に望ましい特性
のマルエージング鋼が得られる。また請求項４の発明に
よれば、Ｃｒの高添加による耐酸化性の向上とＮｉ含量
の低めの設定及びＭｏ，Ｃｏ含有量の適正化に基いてマ
ルエージング鋼の耐ヒートチェック性を更に良好とで
き、金型寿命を高寿命とすることができる。
のマルエージング鋼が得られる。また請求項４の発明に
よれば、Ｃｒの高添加による耐酸化性の向上とＮｉ含量
の低めの設定及びＭｏ，Ｃｏ含有量の適正化に基いてマ
ルエージング鋼の耐ヒートチェック性を更に良好とで
き、金型寿命を高寿命とすることができる。
Claims (4)
- 【請求項１】重量基準で Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦０．１０％ Ｍｎ：≦０．１０％ Ｐ：≦０．０１０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｎｉ：６．０〜１１．０
％ Ｃｒ：≦０．３０％ Ｍｏ：４．０〜９．０
％ Ｃｏ：７．０〜１１．０％ Ｔｉ：０．１０〜１．
０％ Ａｌ：０．０５〜０．１５％ Ｂ：≦０．０１０％ Ｚｒ：≦０．１０％ Ｃａ：≦０．１０％ 残部実質的にＦｅから成る耐ヒートチェック性に優れた
マルエージング鋼。 - 【請求項２】重量基準で Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦０．１０％ Ｍｎ：≦０．１０％ Ｐ：≦０．０１０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｎｉ：６．０〜１１．０
％ Ｃｒ：８．１〜９．０％ Ｍｏ：４．０〜９．０
％ Ｃｏ：７．０〜１１．０％ Ｔｉ：０．１０〜１．
０％ Ａｌ：０．０５〜０．１５％ Ｂ：≦０．０１０％ Ｚｒ：≦０．１０％ Ｃａ：≦０．１０％ 残部実質的にＦｅから成る耐ヒートチェック性に優れた
マルエージング鋼。 - 【請求項３】重量基準で Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦０．１０％ Ｍｎ：≦０．１０％ Ｐ：≦０．０１０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｎｉ：９．０〜１１．０
％ Ｃｒ：≦０．３０％ Ｍｏ：４．０〜９．０
％ Ｃｏ：９．０〜１１．０％ Ｔｉ：０．１０〜１．
０％ Ａｌ：０．０５〜０．１５％ Ｂ：≦０．０１０％ Ｚｒ：≦０．１０％ Ｃａ：≦０．１０％ 残部実質的にＦｅから成る耐ヒートチェック性に優れた
マルエージング鋼。 - 【請求項４】重量基準で Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦０．１０％ Ｍｎ：≦０．１０％ Ｐ：≦０．０１０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｎｉ：６．０〜８．０％ Ｃｒ：８．１〜９．０％ Ｍｏ：７．０〜９．０
％ Ｃｏ：７．０〜９．０％ Ｔｉ：０．１０〜１．
０％ Ａｌ：０．０５〜０．１５％ Ｂ：≦０．０１０％ Ｚｒ：≦０．１０％ Ｃａ：≦０．１０％ 残部実質的にＦｅから成る耐ヒートチェック性に優れた
マルエージング鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05492394A JP3220322B2 (ja) | 1994-02-28 | 1994-02-28 | 耐ヒートチェック性に優れたマルエージング鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05492394A JP3220322B2 (ja) | 1994-02-28 | 1994-02-28 | 耐ヒートチェック性に優れたマルエージング鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07243003A true JPH07243003A (ja) | 1995-09-19 |
| JP3220322B2 JP3220322B2 (ja) | 2001-10-22 |
Family
ID=12984145
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05492394A Expired - Fee Related JP3220322B2 (ja) | 1994-02-28 | 1994-02-28 | 耐ヒートチェック性に優れたマルエージング鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3220322B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006096684A1 (en) * | 2005-03-07 | 2006-09-14 | Thixomat, Inc. | Semisolid metal injection molding machine components of intermetallic hardened steel alloys |
| EP2840160A2 (en) | 2013-08-23 | 2015-02-25 | Daido Steel Co.,Ltd. | Maraging steel excellent in fatigue characteristics |
| WO2019124296A1 (ja) * | 2017-12-18 | 2019-06-27 | 日立金属株式会社 | 積層造形物およびその製造方法、ならびに、積層造形用金属粉末 |
| CN116288027A (zh) * | 2022-11-29 | 2023-06-23 | 清华大学 | 一种激光增材制造低密度马氏体时效钢及其制备方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2639190C2 (ru) * | 2016-05-05 | 2017-12-20 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") | Способ производства высокопрочной мартенситностареющей стали |
-
1994
- 1994-02-28 JP JP05492394A patent/JP3220322B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006096684A1 (en) * | 2005-03-07 | 2006-09-14 | Thixomat, Inc. | Semisolid metal injection molding machine components of intermetallic hardened steel alloys |
| EP2840160A2 (en) | 2013-08-23 | 2015-02-25 | Daido Steel Co.,Ltd. | Maraging steel excellent in fatigue characteristics |
| EP2840160A3 (en) * | 2013-08-23 | 2015-03-25 | Daido Steel Co.,Ltd. | Maraging steel excellent in fatigue characteristics |
| US10119186B2 (en) | 2013-08-23 | 2018-11-06 | Daido Steel Co., Ltd. | Maraging steel excellent in fatigue characteristics |
| WO2019124296A1 (ja) * | 2017-12-18 | 2019-06-27 | 日立金属株式会社 | 積層造形物およびその製造方法、ならびに、積層造形用金属粉末 |
| JPWO2019124296A1 (ja) * | 2017-12-18 | 2019-12-19 | 日立金属株式会社 | 積層造形物およびその製造方法 |
| CN111448020A (zh) * | 2017-12-18 | 2020-07-24 | 日立金属株式会社 | 层叠造型物及其制造方法、以及层叠造型用金属粉末 |
| CN111448020B (zh) * | 2017-12-18 | 2022-07-12 | 日立金属株式会社 | 层叠造型物及其制造方法、以及层叠造型用金属粉末 |
| US11643711B2 (en) | 2017-12-18 | 2023-05-09 | Hitachi Metals, Ltd. | Laminate shaped article, method for manufacturing the same, and metal powder for laminate shaping |
| CN116288027A (zh) * | 2022-11-29 | 2023-06-23 | 清华大学 | 一种激光增材制造低密度马氏体时效钢及其制备方法 |
| CN116288027B (zh) * | 2022-11-29 | 2023-09-12 | 清华大学 | 低密度马氏体时效钢及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3220322B2 (ja) | 2001-10-22 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5277658B2 (ja) | 熱間プレス部材の製造方法 | |
| JP5729213B2 (ja) | 熱間プレス部材の製造方法 | |
| JPH06172867A (ja) | 衝撃疲労寿命に優れた歯車の製造方法 | |
| JPH11131176A (ja) | 高周波焼入部品およびその製造方法 | |
| JPH07243003A (ja) | 耐ヒートチェック性に優れたマルエージング鋼 | |
| JP3288563B2 (ja) | 被削性および耐焼割れ性に優れた機械構造用鋼材およびその製造方法 | |
| JPS61136622A (ja) | 高強度低合金鋼極厚鋼材の製造方法 | |
| JP2000063935A (ja) | 窒化部品の製造方法 | |
| JPS6315986B2 (ja) | ||
| KR100957306B1 (ko) | 냉간 단조강 및 그 제조 방법 | |
| JPH108189A (ja) | 曲げ特性に優れる高周波焼入れ用鋼ならびにその 鋼材を用いた曲げ特性に優れる高周波焼入れ部品 | |
| JPH11117019A (ja) | 耐熱部品の製造方法 | |
| JPH07310118A (ja) | 冷間加工に適した肌焼鋼の製造方法 | |
| JP3299287B2 (ja) | 成形加工用高強度鋼板とその製造方法 | |
| JP2002146438A (ja) | 冷間加工性および結晶粒度特性に優れる肌焼鋼の製造方法 | |
| JPH11131135A (ja) | 高周波焼入部品およびその製造方法 | |
| JPH04329824A (ja) | 冷間鍛造用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JPH0754041A (ja) | 冷間鍛造用鋼の製造方法 | |
| JP2003328032A (ja) | 高層建築物用パドルボルトの製造方法 | |
| JPH08225845A (ja) | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造方法 | |
| JP3760589B2 (ja) | 冷間鍛造用鋼 | |
| JP3033459B2 (ja) | 非調質高張力鋼の製造方法 | |
| JP2566068B2 (ja) | 冷間加工性の優れた棒鋼の製造方法 | |
| JP2000087177A (ja) | 被削性に優れた冷間工具鋼鋳鋼品とその製造方法 | |
| JPH026828B2 (ja) |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313117 |
|
| R360 | Written notification for declining of transfer of rights |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R360 |
|
| R370 | Written measure of declining of transfer procedure |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R370 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313117 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080810 Year of fee payment: 7 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |