(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
９５０〜１０７５℃におけるオーステナイト化および５００〜５７０℃における高温焼戻し後、２０℃で非切り欠き試験ロッドの圧延直角方向における吸収した衝撃エネルギーで表した延性が８０Ｊ以上であり、１次炭化物が存在せず、重量％で次ぎの化学組成を有する、プラスチック成型用の、熱間加工された鋼：
０．４１〜０．６０Ｃ、
トレース量〜１．５Ｓｉ、
トレース量〜１．５（Ｓｉ＋Ａｌ）、
０．１〜２．０Ｍｎ、
３．０〜７．０Ｃｒ、
１．５〜３．２Ｍｏ、 但し、Ｍｏは１．０％までのＷによって置換されていてもよい、
０．３０〜０．７０Ｖ、
Ｎｂ，Ｔｉ及びＺｒのそれぞれ最大０．１、
トレース量〜２．０Ｃｏ、
トレース量〜２．０Ｎｉ、
バランス：鉄と不可避不純物。
【請求項２】
９５０〜１０７５℃におけるオーステナイト化および５００〜５７０℃における高温焼戻し後、２０℃で非切り欠き試験ロッドの圧延直角方向における吸収した衝撃エネルギーで表した延性が８０Ｊ以上であり、１次炭化物が存在せず、重量％で次ぎの化学組成を有する、プラスチック成型用の、熱間加工された鋼：
０．４１〜０．６０Ｃ、
トレース量〜１．５Ｓｉ、
トレース量〜１．５（Ｓｉ＋Ａｌ）、
０．１〜２、０Ｍｎ、
３．０〜７．０Ｃｒ、
２．１〜３．２Ｍｏ、但し、Ｍｏは１．０％までのＷによって置換されていてもよい、
０．３０〜０．７０Ｖ、
Ｎｂ，Ｔｉ及びＺｒのそれぞれ最大０．１、
トレース量〜２．０Ｃｏ、
トレース量〜２．０Ｎｉ、
バランス：鉄と不可避不純物。
【請求項３】
鋼が、少なくとも０．４４Ｃを含む、請求項１又は２記載の鋼。
【請求項４】
鋼が、少なくとも０．４６Ｃを含む、請求項１又は２記載の鋼。
【請求項５】
鋼が、最大０．５５Ｃを含む、請求項３または４記載の鋼。
【請求項６】
鋼が、最大０．５３Ｃを含む、請求項３または４記載の鋼。
【請求項７】
鋼が、少なくとも０．４０Ｖを含む、請求項１ないし６のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項８】
鋼が、少なくとも０．４５Ｖを含む、請求項１ないし６のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項９】
鋼が、最大０．６５Ｖを含む、請求項７または８に記載の鋼。
【請求項１０】
鋼が、最大０．６０Ｖを含む、請求項７または８に記載の鋼。
【請求項１１】
鋼が、０．４９Ｃ及び０．５２Ｖを含む、請求項１ないし１０のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項１２】
鋼が、少なくとも０．０５で最大１．０Ｓｉを含む、請求項１ないし１０のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項１３】
鋼が、少なくとも０．１で最大０．５Ｓｉを含む、請求項１２記載の鋼。
【請求項１４】
鋼が、０．２Ｓｉを含む、請求項１３に記載の鋼。
【請求項１５】
鋼が、最大１．０Ａｌを含む、請求項１ないし１４のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項１６】
鋼が、最大０．３Ａｌを含む、請求項１ないし１４のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項１７】
鋼が、最大０．１Ａｌを含む、請求項１ないし１４のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項１８】
鋼が、最大０．０３Ａｌを含む、請求項１ないし１４のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項１９】
鋼が、最大０．３Ｗを含む、請求項１ないし１８のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項２０】
鋼が、最大０．１Ｗを含む、請求項１ないし１８のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項２１】
鋼が、タングステンを不可避不純物としてのみ含む、請求項２０記載の鋼。
【請求項２２】
鋼が、最大０．７Ｃｏを含む、請求項１ないし２１のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項２３】
鋼が、コバルトを不可避不純物としてのみ含む、請求項２２記載の鋼。
【請求項２４】
鋼が、最大１．０Ｎｉを含む、請求項１ないし２３のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項２５】
鋼が、最大０．７Ｎｉを含む、請求項２４記載の鋼。
【請求項２６】
鋼が、０．３〜０．７Ｎｉを含む、請求項２５記載の鋼。
【請求項２７】
鋼が、ニッケルを不可避不純物としてのみ含む、請求項２６記載の鋼。
【請求項２８】
チタン、ジルコニウム及びニオブの各元素含量が０．０３％を超えない、請求項１ないし２７のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項２９】
チタン、ジルコニウム及びニオブの各元素含量が０．０１％を超えない、請求項２８記載の鋼。
【請求項３０】
チタン、ジルコニウム及びニオブの各元素含量が０．００５％を超えない、請求項２８記載の鋼。
【請求項３１】
鋼が、最大０．０３５％を超えるＰを含まない、請求項１ないし３０のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項３２】
鋼が、最大０．０１５％を超えるＰを含まない、請求項１ないし３０のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項３３】
鋼が、最大０．０１０％を超えるＰを含まない、請求項１ないし３０のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項３４】
鋼が、最大２０ｐｐｍのＯを含む、請求項１ないし３３のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項３５】
鋼が、最大１０ｐｐｍのＯを含む、請求項１ないし３３のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項３６】
鋼が、最大３０ｐｐｍのＮを含む、請求項１ないし３５のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項３７】
鋼が、最大１５ｐｐｍのＮを含む、請求項１ないし３５のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項３８】
鋼が、最大１０ｐｐｍのＮを含む、請求項１ないし３５のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項３９】
鋼が、最大０．０３％のＳを含む、請求項１ないし３８のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項４０】
鋼が、最大０．０１％のＳを含む、請求項１ないし３８のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項４１】
鋼が、最大３０ｐｐｍのＳを含む、請求項１ないし３８のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項４２】
鋼が、０．１０〜０．３０％Ｓを含む、請求項１ないし３８のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項４３】
鋼が、５〜７５ｐｐｍＣａ及び５０〜１００ｐｐｍＯを含む、請求項４２に記載の鋼。
【請求項４４】
鋼が、５〜５０ｐｐｍＣａ及び６０〜９０ｐｐｍＯを含む、請求項４２に記載の鋼。
【請求項４５】
鋼が、焼入れ及び５００〜５７０℃における高温焼戻し後、５４〜５９ＨＲＣの硬度を有する、請求項１ないし４４のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項４６】
鋼が、焼入れ及び５２０〜５６０℃における高温焼戻し後、５６〜５８ＨＲＣの硬度を有する、請求項１ないし４４のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項４７】
鋼が、ＥＳＲ再熔融されている、請求項１ないし４６のいづれか１項に記載の鋼。
【請求項４８】
請求項１ないし４７のいづれか１項に記載の鋼で製造される、プラスチック成型用の成型工具。
【請求項４９】
成型工具が、焼入れ及び５００〜５７０℃における高温焼戻し後、５４〜５９ＨＲＣの硬度を有する、請求項４８記載のプラスチック成型用成型工具。
【請求項５０】
成型工具が、焼入れ及び５２０〜５６０℃における高温焼戻し後、５６〜５８ＨＲＣの硬度を有する、請求項４８記載のプラスチック成型用成型工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、第一にプラスチック物質のプラスチック又は成型状態で、ある種の成型方法によってプラスチック製品を製造する成型工具の製造用に使用する目的の鋼、すなわち、合金に関する。本発明はまた本鋼から製造される工具及び工具細部、さらにプラスチック物質用の成型工具及びそれら工具用の細部の製造用鋼合金ブランクにも関する。
【背景技術】
【０００２】
プラスチック物質用成型工具は、マルテンサイト、中程度合金鋼を含む多数の各種鋼合金でつくられる。そのグループには公称で０．６％Ｃ、４．５％Ｃｒ、０．５％Ｍｏ、及び０．２％Ｖを含み、冷間加工工具及びプラスチック物質用成型工具に使用される市場入手可能な鋼がある。同じグループ内にはまた、時にとりわけプラスチック物質成型用の成型工具に使用される標準化鋼ＡＩＳＩＳ７、及び公称で０．５５％Ｃ、２，６％Ｃｒ，２．２５％Ｍｏ及び０．９％Ｖを含む別の市場入手可能工具鋼も認められる。最初に掲げた２つの鋼は低温焼戻し後にしか所望の硬度を達せず、これは熱処理後鋼中に応力を保留するリッスクを生じさせる。最後に述べた鋼が高温焼戻し後、すなわち約５５０℃で焼戻し後、十分な硬度を達成できるということは事実であるが、一方、その鋼の焼入れ性は特に良好である訳ではない。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
この発明の目的は、プラスチック物質成型工具製造用の鋼の使用に関して、現在市場入手可能工具鋼よりも良好な特徴の組み合わせを有するプラスチック物質成型用の成型鋼を提供することである。特に、この鋼は以下の特徴を持たねばならない：
＊  良好な延性／靭性、
＊  少なくとも３５０ｍｍまでの厚みを有する製品の真空炉中での慣用の焼入れに関して無芯焼入れを可能にする良好な焼入れ性、
＊  焼入れ及び高温焼戻し後、塑性変形に対して高耐性を示す十分な硬度、少なくとも５４ＨＲＣ、好ましくは少なくとも５６ＨＲＣ、及び、少なくともある用途に関する限りは、例えばＰＶＤ-又はＣＶＤ-法による炭化チタン及び／又は窒化チタン又は類似物での窒化又は表面コーティングなしで十分な耐摩耗性、
＊  特に工具の良好な耐摩耗性を必要とする用途用に、材料の硬度を低下させることなく例えば前記方法のいづれかによって炭化チタン及び／又は窒化チタンなどによる窒化又は表面コーティングを可能にするための良好な耐焼戻し性。
＊  良好な熱処理特性、
＊  良好な研削性、切削操作による機械加工性、スパーク機械加工性、及び艶出し性。
他の重要な製品特徴は次のものである：
＊  熱処理中の良好な寸法安定性、
＊  疲労寿命の長いこと、
特に、本発明は、プラスチック物質の成型工具用として使用できるマトリクス鋼、すなわち本質的に１次炭化物の存在しない、使用状態で焼戻しマルテンサイトからなるマトリクスを有する鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
上述の目的と特徴は、添付の本特許請求の範囲記載事項を特徴とする鋼によって達成できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００５】
鋼合金の各個別元素及びそれらの相互作用に関する限り、以下を適用する。本明細書に記述の％は、特に断らない限り常に重量％を示す。
【０００６】
本発明の鋼は、上述したように、１次炭化物を全く含まないが、それでも大抵の用途に十分な耐摩耗性を有する。これは、同時に鋼が非常に良好な靭性を持つ必要があるので鋼の焼入れ及び高温焼戻し状態で５４〜５９ＨＲＣ、好適には５６〜５８ＨＲＣ範囲内の十分な硬度によって達成される。これを達成するため、鋼は炭素とバナジウムをよくバランスした量で含んでいる。したがって鋼は０．４１％以上、好ましくは０．４４％以上、好適には０．４６％以上のＣを含む必要がある。さらに、鋼は、鋼の焼入れ及び焼戻した状態のマルテンサイトマトリクスが前記硬度をマトリクスに付与するため固溶体中に十分な量の炭素を含むこと、及びまた十分な量の２次的に析出した極く小さな、硬度を増加させる炭化バナジウムを鋼をマトリクス中に生成させるため、０．３０％以上、好ましくは０．４０％以上、好適には少なくとも０．４５％のＶを含む必要がある。さらに、非常に小さな１次析出炭化バナジウムが鋼中に存在し、これが熱処理中の結晶粒成長の防止に役立つ。炭化バナジウム以外の他の炭化物は存在すべきでない。前記条件を達成するため、鋼は０．６０％超、好ましくは最大０．５５％、好適には最大０．５３％を超える炭素及び最大０．７０％、好ましくは最大０．６５％、好適には最大０．６０％を超えるバナジウムを含んではならない。公称（称呼）では、鋼は０．４９％炭素及び０．５２％バナジウムを含む。鋼の焼入れ及び高温焼戻し状態における固溶体中の炭素量は公称で約０．４５％の量になる。
【０００７】
シリコンは、鋼製造からの残留元素として少なくとも測定可能量で存在し、トレース量から最大１．５％までの量で存在する。しかしながら、シリコンは鋼の靭性を害するので１．０％超、好ましくは最大０．５％を超える量で存在してはならない。通常、シリコンは０．０５%以上の最少量で存在する。シリコンの効果は、鋼中の炭素の活性をを増進させ、したがって鋼に所望の硬度を与えることに役立つことである。それゆえ鋼が０．１％以上の量でシリコンを含むことが有利であろう。公称では鋼は０．２％のシリコンを含む。
【０００８】
アルミニウムは少なくとも現在型の鋼ではある程度シリコンと同じか又は同様な効果を有している。両者とも鋼の製造に関連して酸化剤として使用できる。両者ともフェライト形成材であり、鋼のマトリクス中で溶解焼入れ効果を提供する。それゆえシリコンは最大１．０％のアルミニウムによって一部置換できる。しかしながら、鋼中のアルミニウムは、鋼の延性／靭性を著しく減少させかねない酸化アルミニウム及び窒化アルミニムを形成させる可能性があるので、鋼が極く十分に脱酸され、窒素の含量が極めて低いことが必要となる。それゆえ、鋼は通常、最高大１．０％、好ましくは最大０．３％を超えるアルミニウムを含んではならない。好ましい実施態様では、鋼は最大０．１％、最も好都合には最大０．０３％のアルミニウムを含む。
【０００９】
マンガン、クロム及びモリブデンは、鋼に十分な焼入れ性を付与するため鋼中に十分な量で存在させる。マンガンはまた、鋼中に存在する極めて低濃度の硫黄を結合させて硫化マンガンを生成させる役目を有している。それゆえマンガンは、０．１〜２．０％、好ましくは０．２〜１．５％の量で存在させる。好適には、鋼は０．２５％以上、最大１．０％のマンガンを含む。公称マンガン量は０．５０％である。
【００１０】
クロムは、鋼がその鋼に特有な量でマンガンとクロムを含むとき、鋼に所望の焼入れ性を与えるため、最少量の３．０％、好ましくは４．０％以上、好適には４．５%以上存在させる。最大では、鋼は７．０％、好ましくは最大６．０％、好適には最大５．５％のクロムを含んでいてよい。
【００１１】
モリブデンもまた、第１にクロムと一緒に、鋼に所望の焼入れ性と所望の２次焼入れを与えるために鋼中に十分な量で存在させる。しかしながら、モリブデン含量が高すぎると、好ましくは鋼中に存在すべきではないＭ６Ｃ炭化物の析出を生じさせる。それゆえ鋼は、この背景によって、１．５%以上、最大４．０％のモリブデンを含むべきである。好ましくは、鋼が所望量のＭＣ炭化物を犠牲にして、及び／又は炭化物に加えて、鋼が望ましくないＭ６Ｃ炭化物を含むことにならぬように１．８％以上で最大３．２％、好適には２．１％以上で最大２．６％のモリブデンを含む。モリブデンは、所望の焼入れ性達成のため、原則として完全に又は部分的にタングステンによって置換することができるが、これにはモリブデンの２倍量のタングステンを必要とし、これが欠点となる。また、鋼がかなりの含量のタングステンを含む場合は、鋼の製造に関連して生産されるスクラップの再循環がより困難となる。それゆえ、タングステンは最大１．０％、好ましくは最大０．３％、好適には最大０．１％を超える量で存在してはならない。最も好都合には、鋼は意図的に加えた量のタングステンを含んではならず、この鋼の最も好ましい実施態様では、鋼の製造に使用した原料から発出する残留元素の形の不純物量を超えて許容してはならない。
【００１２】
前記元素の他には、鋼は通常、さらに意図的に加えた合金元素を含む必要はない。例えばコバルトは、鋼の望ましい特徴の達成に通常必要のない元素である。しかしながら、コバルトは耐焼戻し性をさらに向上させるため、オプションで最大２．０％、好ましくは最大０．７％の量で存在してもよい。しかし、通常、鋼は不純物レベルを超えるコバルトは含まない。鋼中に通常存在しなくてもよいが、鋼の延性を向上させるためオプションで存在できる他の元素はニッケルである。しかしながら、ニッケルの含量があまりにも高すぎると、残留オーステナイト形成の危険がある。それゆえニッケル含量は、最大２．０％、好ましくは最大１．０％、好適には最高０．７％を超えてはならない。もしも効果的なニッケル含量が望ましいと考えられる場合は、この含量は例えば０．３０〜０．７０％、好適には約０．５％となるであろう。望ましい実施態様において、鋼がニッケルなしでも十分な延性／靭性を有すると考えられる場合は、コストの理由から、鋼が使用した原材料からの不純物の形で不可避的に含むニッケル含量を超える量でニッケルを含んではならない（すなわち０．３０％未満）。さらに、鋼は方法自体で、鋼の特徴を各種の面、例えばその焼入れ性の点で向上させるため、又は鋼の製造を容易にするため、極く僅少量の異なる元素で随意に合金化することができる。例えば、鋼はその熱間延性を向上させるためオプションで約３０ｐｐｍまでの量のホウ素と合金化できる。
【００１３】
一方、他の元素は明らかに望ましくない。したがって、鋼はバナジウム以外には他の強力な炭化物形成材を含まない。例えば、ニオブ、チタン、及びジルコニウムは明らかに望ましくない。これらの炭化物は炭化バナジウムよりも安定しており、焼入れ操作で溶解するためには炭化バナジウムより高温を要する。炭化バナジウムは１０００℃で溶解し始め、事実上１１００℃で完全に溶解するが、炭化ニオブは約１０５０℃まで溶解し始めない。炭化チタン及び炭化ジルコニウムはさらに安定であり、温度が１２００℃以上に達するまで溶解し始めず、鋼が熔融状態になるまで完全には溶解しない。バナジウム以外の強力な炭化物及び窒化物形成材、特にチタン、ジルコニウム及びニオブは、それゆえ０．１％、好ましくは最大０．０３％、好適には最大０．０１０％を超える量で存在してはならない。最も好都合には、鋼は各前記元素の最大０．００５％を超えて含まない。また燐、硫黄、窒素及び酸素の含量は、鋼の延性及び靭性を最大にするため、鋼中で極く低レベルに維持する。したがって、燐は不可避不純物として最大量の０．０３５％、好ましくは最大０．０１５％、好適には最大０．０１０％で存在できる。酸素は最大０．００２０％（２０ｐｐｍ）、好ましくは最大０．００１５％（１５ｐｐｍ）、好適には最大０．００１０％（１０ｐｐｍ）の量で存在できる。窒素は最大０．０３０％、好ましくは最大０．０１５％、好適には最大０．０１０％の量で存在できる。
【００１４】
鋼の機械加工性を向上させるため鋼が硫化されない場合は、鋼は最大０．０３％硫黄、好ましくは最大０．０１０％、好適には最大０．００３％（３０ｐｐｍ）の硫黄を含む。しかしながら、硫黄を０．０３％超、好ましくは０．１０%超、最大０．３０％までの量で意図的に加えることによって鋼の機械加工性を向上させると考えてよい。鋼が硫化される場合、それ自体公知の方法で、さらに５〜７５ｐｐｍのカルシウム及び５０〜１００ｐｐｍの酸素、好ましくは５〜５０ｐｐｍのCa、及び６０〜９０ｐｐｍの酸素も含むことができる。
【００１５】
鋼の製造中に、質量１００ｋｇ超、好ましくは１０トンまで、及び厚さ約２００ｍｍ超、好ましくは少なくとも３５０ｍｍまで、を有するインゴット又はブランクがつくられる。好ましくは、インゴット鋳造、好適にはボトム鋳造を経由して慣用の熔融冶金製造法が用いられる。また続いてＥＳＲ再熔融法などによって上述の望ましい寸法に再鋳造するという条件で連続鋳造法も使用できる。粉末冶金製造法又はスプレー形成法は不必要に経費のかかる方法であり、コストを動機づけるなんらの利点もない。製造されたインゴットは希望の寸法に熱間加工され、その時また鋳造組織が破壊される。
【００１６】
熱間加工した材料の構造は、材料の均一性を最適化するため、例えば高温、好適には１２００〜１３００℃での均質化処理などの熱処理による色々な手段で標準化できる。鋼は通常、鋼の製造者によってソフト焼きなまし状態、硬度は約１６０〜２２０ＨＢ、通常１９０ＨＢ、で客先に出荷される。工具は通常、鋼のソフト焼きなまし状態での機械加工操作によって製造されるが、鋼の焼入れ及び焼戻しした状態で慣用の機械加工又はスパーク機械加工によって製造することも考えられる。
【００１７】
製造した工具の熱処理は通常、客先によって行われ、存在する炭化物の完全な溶解のため、好ましくは真空炉中で９５０〜１０７５℃の温度から好適には１０００〜１０５０℃の温度で、１５分〜２時間、好ましくは１５〜６０分間焼入れし、続いて２０〜７０℃に冷却し、次いで５００〜５７０℃、好適には５２０〜５６０℃で高温焼戻しされる。鋼のソフト焼なましした状態では、鋼は、一様に分布した各種の小さな炭化物を含むフエライトマトリクスを有する。焼入れして焼戻ししない状態では、鋼は焼戻ししていないマルテンサイトからなるマトリクスを有する。既知の理論計算による計算から、平衡にある鋼は約０．６容積％のＭＣ炭化物を含む。高温焼戻しではＭＣ炭化物のさらなる結晶が得られ、これにより鋼に目的とした硬度を与える。これらの炭化物は超顕微鏡的なサイズを有する。それゆえ炭化物の量は慣用の顕微鏡試験によってはっきり決めることは不可能である。温度を過度に上昇させると、ＭＣ炭化物の粒子がより粗くなり不安定となって、その代わりに急速に成長する炭化クロムを安定させ、これは望ましくない。これらの理由のため、本発明の鋼合金組成に関する限り、焼戻しを上述の温度と保持時間で実施することが重要である。
【００１８】
本発明のさらなる特徴と特性は、特許請求の範囲及び以下の実施した実験とそれに続く討論から明らかとなるであろう。
【実施例】
【００１９】
実施した実験の説明
【００２０】
材料：
５０kgの質量を有する実験室インゴットの形で８つの鋼合金を製造した。実験室規模で製造したこれらのインゴットの化学組成を表１、鋼１Ａ〜８Ａ、に示す。鋼１Ａ〜６Ａは実験鋼であり、鋼７Ａ及び８Ａは参考鋼である。表１には、実験鋼の目標組成、１Ｒ〜６Ｒ、及び参考材料の公称組成、鋼７Ｎ及び８Ｎ、及び序文に述べた市販鋼の１つの公称組成、鋼９Ｎ、も示されている。製造技術の限界のため、大部分の実験室加熱物で、５０kgインゴットの硫黄含量を所望の低レベルに維持できなかった。すべての実験鋼において、チタンの含量は３０ｐｐｍのオーダーであり、ニオブの含量は１０ｐｐｍのオーダーであった。ジルコニウムの含量は１０ｐｐｍ未満であった。次の操作を適用した：
１２７０℃／空気で１０時間均質化処理、φ６０×６０mmに鍛造、1050℃／２時間／空気で再生処理、及び８５０℃／２時間でソフト焼きなまし、１０℃／時で６００℃に冷却、次いで大気中にフリー冷却にする。
【００２１】
【表１】
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【００２２】
上の材料を、ソフト焼きなまし後の硬度、異なる熱処理後のミクロ構造、異なるオーステナイト化温度から焼入れ後の硬度、異なる焼戻し温度で焼戻し後の硬度、焼入れ性、衝撃靭性、及び耐摩耗性について試験した。これらの試験結果を以下に報告する。さらに、目標組成を有する実験鋼、１Ｒ〜６Ｒ、及び公称組成を有する参考鋼、７Ｎ〜９Ｎ、それぞれに対して、掲示のオーステナイト化温度における溶解炭素及び炭化物部分の含量に関して熱計算法によって理論的平衡計算を行った（表２）。
【００２３】
【表２】
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【００２４】
ソフト焼きなまし硬度：
合金１Ａ〜８Ａのソフト焼きなまし硬度、ブリネル硬度（HB）を表３に示す。表１及び３は、シリコン含量が低いとソフト焼きなまし硬度を低下させることを示す。
【００２５】
【表３】
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【００２６】
ミクロ構造：
合金１Ｒ〜８Ｒのミクロ構造を、５５〜５８HRCの硬度に熱処理後ソフト焼きなましした状態で試験した。ミクロ構造は、鋼の焼入れ及び焼戻しした状態で焼戻したマルテンサイトからなっていた。１次炭化物は存在しなかった。どの合金にも炭化チタン、窒化チタン、及び／又はチタン炭素窒化物が全く検出されなかった。
【００２７】
焼入れ及び焼戻し：
鋼１Ａ〜６Ａを１０００〜１０５０℃間の異なる温度で３０分間加熱することによってオーステナイト化し、一方、参考鋼７Ａ及び８Ａはそれぞれ９６０℃及び１０５０℃で３０分間加熱してオーステナイト化した。これらの温度はこれら既知鋼の最適オーステナイト化温度である。鋼１Ａ〜６Ａの硬度に対するオーステナイト化温度の影響を図１に示す。図にはまた、前記オーステナイト化処理後の参考材料７Ａ及び８Ａの硬度も示されている。
【００２８】
鋼１Ａ〜６Ａを１０２５℃、鋼７Ａを９６０℃、鋼８Ａを１０５０℃で３０分オーステナイト化後、鋼１Ａ〜８Ａの硬度に対する焼戻し温度の影響を検討した。鋼７Ａを除くすべての鋼で４５０〜６００℃の温度で典型的な２次焼入れが観察された。図２は、硬度対関心の５００〜６００℃範囲内の焼戻し温度の関係を示す。鋼はすべて掲示温度で２×
２時間焼戻した。鋼６Ａが、試験材料中５５０℃の焼戻し温度までの最良の耐焼戻し性を示した。鋼２Ａは、参考材料８Ａのそれと同じぐらい良好な、５２５℃までの耐焼き戻し性を有し、鋼１Ａ及び３Ａ〜５Ａは、鋼８Ａの耐焼戻し性より低レベルの耐摩耗性を有していたが、鋼７Ａの耐焼戻し性よりも著しく高かった。したがって実験合金１Ａ〜６Ａの耐焼戻し性は良好であると考えてもよく、これはある工具用途に必要な耐摩耗性を得るため約５００℃までの温度で表面コーチングを必要とするマトリクス鋼にとって重要なことである。換言すれば、４５０〜６００℃の間の温度、より正確には５００〜５６０℃の間の温度で、ＭＣ炭化物の析出によって明確な２次焼入れが得られる。耐摩耗性は高シリコン含量によって有利となるが、またもしシリコン含量が鋼５Ａでのように低くても、約５４０℃までの高温焼戻し後、５６ＨＲＣ超の硬度が維持できる。これは、工具の硬度が過度に低くならないようにして広い温度範囲内で表面処理を実施可能にするので有利である。
【００２９】
焼入れ性：
試験合金１Ａ〜８Ａに対しＣＣＴ線図からプロットしたデータを使用して、ビッカー硬度（ＨＶ１０）対８００℃から５００℃への冷却に要する時間、による焼入れ性の比較を図３に示す。チャートから明らかなように、すべての実験鋼１Ａ〜６Ａが参考鋼７Ａ及び８Ａよりも良好な焼入れ性を有する。特に鋼５Ａが極めて良好な焼入れ性を有し、一方参考鋼８Ａは、ｔ8〜5＝１０００秒での焼入れ状態で５２ＨＲＣにしか達しない。参考鋼７Ａは５５ＨＲＣに達するのに対し、すべての実験鋼１Ａ〜６Ａは前記冷却速度で硬度が＞５６ＨＲＣに達する。
【００３０】
延性：
真空炉中で冷却された合金１Ａ〜８Ａのロッドに対し、２０℃における非切り欠き試験ロッドの吸収した衝撃エネルギーで表わした８００℃から５００℃への冷却時間に対する延性を図４に示す。掲示の冷却時間は、プラスチック成型用のフルサイズ成型工具に対する現実の冷却時間である。すべての鋼を目標とした値の５５ＨＲＣに焼戻しする。最良の延性が、約０．１％〜約０．２％Ｓｉ、および約０．５％Ｖを含む実験合金３Ａ，４Ａおよび５Ａによって得られた。これはまた、真空炉で焼入れし、ｔ8〜5＝１１９０秒に相当する速度で冷却して５５±０．８ＨＲＣの硬度に焼戻した２０℃での非切り欠き試験ロッドの吸収した衝撃エネルギーによる延性を示す図４に示されている。より低含量のバナジウムを有する相当する変形の延性はより低い。破断表面（破面）の比較検討により、低含量のバナジウムを有する変形の方がより大きなサイズのオーステナイト結晶粒を有することがわかる（図５）。これは、これらの合金が、バナジウムの含量がやや高い変形のものよりも、マトリクス中のオーステナイト結晶粒成長を防止する炭化バナジウムの含量が少ないと云う事実によって説明できる。図５及び６は、それぞれ合金１Ａ及び３Ａでつくった試験ロッドの破面を示す。図６のミクロ写真は、良好な延性の前提である微細なオーステナイト結晶粒サイズを有し、本発明にしたがう十分な合金組成を有する鋼でつくった試験ロッドの延性破壊を示す。
【００３１】
【表４】
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【００３２】
耐摩耗性：
試験合金１Ａ〜８Ａについて研磨摩耗剤としてＳｉＯ2によるピン-対-ピンテストを行った。鋼７Ａの耐摩耗性が最も低かった。同等の硬度では他の鋼も同等に良好な耐摩耗性を有していた。しかし、高シリコン含量を有する合金は幾らか良好な耐摩耗性を有していた。
【００３３】
検討：
本発明の開発に関連して行った研究の目的は、表５の左欄に示したような所望の特徴の組み合わせを有する鋼を実現することである。表中、１〜３のマークが使用され、１は最低、３は最良を示している。理想に最も近い実験合金は鋼５Aである。この鋼が参考材料８Aと比較されている。この比較で、プラスチック成型用の成型工具への使用の点で鋼５Aには重大な欠点がないのみならず、多くの利益を達成する可能性がある。参考材料７Aと比較して、本鋼が高温焼戻しできることが重要な利点であり、一方鋼７Aは、スパーク機械加工に関連して熱処理後の残留高張力を、および表面処理の選択に関する限りは制限（条件）を与えるという公知の欠点を有する低温焼戻しを必要とする。疲労寿命に対するマークは鋼の清潔さに関して計算される。圧力強度は、焼戻し温度と焼戻し後の材料の硬度を基準にして計算する。研削性、機械加工性及び艶出し性は、延性、ソフト焼きなまし硬度、及び材料の炭化物含量を基準にして計算されている。熔接性は炭素含量及び合金元素含量に関係する。生産の経済性は慣用の方法で問題なく本鋼を製造することの可能性に関して、考慮された。
【００３４】
【表５】
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【００３５】
理想的な特徴の組合わせと比較して、鋼５Ａは焼入れ及び高温焼戻し後の硬度がやや低い。実験によって得られた経験をベースとして、最適鋼組成のシリコン含量は約０．２％、及びこの鋼中の１０２０℃における溶解炭素の含量は約０．４５％でなければならないと算定される。しかしながら、シリコン含量は、合金に最適延性／靭性を付与するため最適組成中で０．２５％を超えてはならない。その場合、鋼の炭素含量の目標値は、焼入れ及び高温焼戻し後、５７〜５８ＨＲＣの目標硬度を付与するため０．４９％でなければならない。最適組成の好適なバナジウム含量は、熱処理と関連して結晶粒成長に対してより広い余裕を与えるため０．５２％と算定される。燐、硫黄、窒素及び酸素の含量は、延性と靭性を最大にするため極めて低レベルに維持する。鋼は、バナジウム以外の意図的に加えた他のいかなる炭化物形成材も含んではならない。チタン、ジルコニウム、及びニオブなどの他の炭化物形成材は、最適合金中それぞれ最大０．００５％に限定する。アルミニウムは鋼の製造からの残留物として存在することができ、最大０．０３０、好ましくは最大０、０１５％に限定する。
【００３６】
したがってプラスチック成型用成型鋼の最適合金は、表６に示す組成を持つ必要がある。
【００３７】
【表６】
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【表７】
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【００３８】
生産規模実験
本発明による鋼１０Ｐを電弧炉中で製造した。目的とした組成は表６による組成であった。加熱物は６５トンの重量であった。分析した組成は目的とした組成とほとんど違わなかった。所与標準の範囲外にあった元素は硫黄と窒素のみであり、その含量は最大０．０１０％の代わりに、それぞれ０．０１１％と０．０１３％であった。鋼１０Ｐの完全な組成を表７に示す。表中にはまた最も重要な不純物も記載されている。同表に出願人の製造物から採取した３個の試験参考材料、７Ｐ、８Ｐ、及び９Ｐの組成も記載されている。これらの鋼は、表１に記載の公称組成を有する鋼、７Ｎ、８Ｎ、及び９Ｎに相当する。参考材料も６５トン加熱物として電弧炉中で製造した。加熱物はすべてインゴットの形にボトムキャストした。鋼９ＰでつくったインゴットはさらにＥＳＲ再熔融によって精製した。インゴット（ＥＳＲインゴットを含む）を種々の寸法を有するバーの形に鍛造した。バーは、試験サンプルを採る前に種々の熱処理にかけた。試験したバーの寸法と熱処理を表８に示す。
【００３９】
次いで本発明にしたがう化学組成を有するさらに３個の、それぞれ６５トンの、生産加熱物を電弧炉で製造した。これらの鋼からＥＳＲ（電気スラグ精練）にかけた電極を製造した。このＥＳＲインゴットを種々の寸法を有するバーの形に鍛造した。これらのバーも試験サンプルを採る前に種々の熱処理にかけた。これらのバー（鋼１１Ｐ、１２Ｐ、及び１３Ｐ）の化学組成も表７に示し、それらの寸法と熱処理を表８に示す。
【００４０】
【表８】
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【００４１】
表８にしたがってバーから採つたサンプルを硬度及び衝撃靭性に関して試験した。その結果を表９に記載する。この表には、試験ロッド（試験ロッドはすべて非切り欠き状）の種類及び試験ロッドの位置も記載されている。
【００４２】
ＣＬ２は、バーの縦方向の中央で採られ、バーの直角方向に衝撃方向を有する円いバーからの試験ロッドを意味し、ＣＲ２はＣＬ２と同じであるがバーの縦方向に衝撃方向を有する試験ロッドを意味する（最も条件がよくない）。
ＴＬ２はフラットなバーからの試験ロッドを意味し、それ以外の点ではＣＲ２に同じ。  ＬＴ２はフラットなバーからの試験ロッドを意味し、それ以外の点ではＣＬ２に同じ。  ＳＴ２はバーの中央、最短直角方向で採った、縦方向に衝撃方向を有する、フラットバーからの試験ロッドを意味する（最も条件がよくない）。
【００４３】
【表９】
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【００４４】
表９に示すように、試験鋼の硬度は同等に良好であったが、鋼７Ｐ及び８Ｐに関する限り、その公知の欠点を有する低温焼戻しが必要であった。しかし、鋼８Ｐの比較的良好な衝撃靭性は、第一にその鋼でつくつた試験フラットバーの薄い寸法に因るに違いない。鋼９Ｐについては、鋼をＥＳＲ精製錬したけれども中程度に良好な衝撃靭性しか達せられなかった。鋼１０Ｐ、５８Ｊの円いバーの衝撃靭性の測定値は、条件のよくない衝撃方向にもかかわらず、鋼９Ｐ、６０Ｊの円いバーの衝撃靭性の測定値よりもほんの少しだけ低かった。さらに、鋼９Ｐ及び１０Ｐのフラットバーの衝撃靭性同等テストの場合に、明らかに最良の衝撃靭性、１９６Ｊ、が本発明の鋼１０Ｐに認められることが観察できる（鋼９Ｐに対する１５９Ｊと比較して）。この比較において、鋼９Ｐが、通常靭性を向上させるＥＳＲ精錬されていたことを特に考慮する必要がある。最後に、本発明鋼１１Ｐ，１２Ｐ、及び１３Ｐの衝撃靭性が、非ＥＳＲ再熔融材料（鋼１０Ｐ）と比較して、ＥＳＲ再熔融によって強力に向上していることに注目してよい。
【図面の簡単な説明】
【００４５】
【図１】試験鋼の焼入れ後の硬度対オーステナイト化温度を説明するチャートである。
【図２】硬度対限定温度範囲内の焼き戻し温度を示すチャートである。
【図３】試験鋼の焼入れ性を説明するチャートである。
【図４】真空炉で焼入れ後続いて約５５ＨＲＣに焼戻ししたサンプルの冷却時間と延性の関係を衝撃エネルギーで示す線図である。
【図５】試験鋼の破面を大きな倍率で示す電子顕微鏡写真である。
【図６】異なる試験鋼の破面を大きな倍率で示す電子顕微鏡写真である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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