(57)【要約】【課題】  本発明は、優れた被削性を保ち又はさらに向上させつつ、優れたシャルピー衝撃値、鏡面性及び溶接補修性を付与したプラスチック成形金型用プレハードン鋼を提供することを目的としている。【解決手段】  上記課題を解決するため、本発明のプラスチック成形金型用プレハードン鋼では、  質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｕ：０．３〜２％、Ｎｉ：１．５〜３．５％、Ｃｒ：０．０１〜２％、Ｍｏ：０．０１〜２％、Ａｌ：０．２〜１．５％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有するとともに、  Ｎｉ(%)／Ａｌ(%)が１．８以上６以下、かつ、Ｃ(%)＋Ｓｉ(%)／１５＋Ｍｎ(%)／７＋Ｃｒ(%)／６＋Ｍｏ(%)／７が０．２％以上０．７％以下とされ、  残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、かつ  ＪＩＳ Ｇ ０５５１にて規定される結晶粒度番号が４以上で、ロックウェルＣスケール硬さ（ＨＲＣ）が２６以上３６以下であることを特徴とする。【選択図】        図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｕ：０．３〜２％、Ｎｉ：１．５〜３．５％、Ｃｒ：０．０１〜２％、Ｍｏ：０．０１〜２％、Ａｌ：０．２〜１．５％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有するとともに、
Ｎｉ(%)／Ａｌ(%)が１．８以上６以下、かつ、Ｃ(%)＋Ｓｉ(%)／１５＋Ｍｎ(%)／７＋Ｃｒ(%)／６＋Ｍｏ(%)／７が０．２％以上０．７％以下とされ、
残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、かつ
ＪＩＳ Ｇ ０５５１にて規定される結晶粒度番号が４以上で、ロックウェルＣスケール硬さ（ＨＲＣ）が２６以上３６以下であることを特徴とするプラスチック成形金型用プレハードン鋼。
【請求項２】
シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする請求項１に記載のプラスチック成形金型用プレハードン鋼。
【請求項３】
質量％で、Ｓ：０．１５％以下、Ｐｂ：０．２％以下、Ｃａ：０．１％以下、Ｍｇ：０．１％以下、Ｂｉ：０．３％以下、Ｓｅ：０．３％以下、Ｔｅ：０．３％以下、Ｓｎ：０．０５％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のプラスチック成形金型用プレハードン鋼。
【請求項４】
質量％で、Ｗ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｃｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．３％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｔａ：０．３％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｈ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．１％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれか１項に記載のプラスチック成形金型用プレハードン鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、プラスチック成形金型用プレハードン鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、プラスチック成形用金型は、自動車部品をはじめ、事務機器部品、精密機械部品、電気部品、光学機器部品など多岐にわたる部品の製造に使用されている。このような金型には、金型製作の簡便化、低コスト化、高精度化等の厳しい条件が要求される。
【０００３】
プラスチック成形金型用鋼については種々の提案がなされており、例えば特許文献１〜４のようなプレハードン状態で加工される時効硬化鋼が用いられる。時効硬化鋼は、被削性に優れる材料である。しかし、金型においては、内部形状に図４のような（ａ）鋭角部や（ｂ）コーナー半径の小さい部位が避けられないため、これらの部位には例えばシャルピー衝撃値で２０Ｊ／ｃｍ２以上が要求されるが、時効硬化鋼は、シャルピー衝撃値が要求レベルに至らないという問題点があった。
【０００４】
【特許文献１】特開２００１−１５２２７８号公報
【特許文献２】特開２００２−３０９３４１号公報
【特許文献３】特開２００１−１５２２４６号公報
【特許文献４】特開平５−７０８８７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、優れた被削性を保ち又はさらに向上させつつ、優れたシャルピー衝撃値、鏡面性及び溶接補修性を付与したプラスチック成形金型用プレハードン鋼を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段及び発明の効果】
【０００６】
上記課題を解決するため、本発明のプラスチック成形金型用プレハードン鋼（以下、本発明鋼ともいう）では、
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｕ：０．３〜２％、Ｎｉ：１．５〜３．５％、Ｃｒ：０．０１〜２％、Ｍｏ：０．０１〜２％、Ａｌ：０．２〜１．５％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有するとともに、
Ｎｉ(%)／Ａｌ(%)が１．８以上６以下、かつ、Ｃ(%)＋Ｓｉ(%)／１５＋Ｍｎ(%)／７＋Ｃｒ(%)／６＋Ｍｏ(%)／７が０．２％以上０．７％以下とされ、
残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、かつ
ＪＩＳ Ｇ ０５５１にて規定される結晶粒度番号が４以上で、ロックウェルＣスケール硬さ（ＨＲＣ）が２６以上３６以下であることを特徴とする。
【０００７】
上記本発明鋼では、時効硬化鋼の硬度を通常よりも低硬度とし（例えば、ロックウェルＣスケール硬さ（ＨＲＣ）で２６〜３６程度）、また結晶粒度番号を４以上とすることで、金型として必要な特性（例えば、シャルピー衝撃値２０Ｊ／ｃｍ２以上）、及び優れた被削性、鏡面性、溶接補修性を得ることが可能となっている。
【０００８】
時効硬化鋼の成分を調整することで、硬さＨＲＣ２６〜３６を達成することができる。調整方法としては、Ｎｉ／Ａｌ（（１）式）を１．８〜６、かつ、Ｃ＋Ｓｉ／１５＋Ｍｎ／７＋Ｃｒ／６＋Ｍｏ／７（（２）式）を０．２〜０．７％とする必要がある。例えば（２）式の範囲から外れれば、図３に示すように、必要硬さに達しないか（ＨＲＣ２５以下）、あるいは、必要以上の硬さ（ＨＲＣ３７以上）となってしまう。そのような必要以上の硬さとなるような成分の場合でも、熱処理条件（時効条件）を変化させることでＨＲＣ２６〜３６の硬さを達成することは可能であるが、過時効や未時効によるものでは十分なシャルピー衝撃値を得ることができない。時効硬化鋼でもっとも優れた特性バランスが得られるのは、ほぼピーク時効の場合であり、そのためには上記のような成分調整が必要不可欠である。
【０００９】
また、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏは焼入性を調整する主要な元素であるため、これら成分量に応じて得られる組織もマルテンサイト、ベイナイト、フェライトとパーライト組織が可能である。マルテンサイト組織や下部ベイナイト組織は高いシャルピー衝撃値が得られるが被削性がやや劣る。上部ベイナイト組織、フェライトとパーライト組織ではその逆の特性をもつ。したがって、必要とされる金型の特性に応じて組織を調整する必要がある。しかし、いずれの組織であっても、時効硬化鋼としての被削性は十分確保される。
【００１０】
また、本発明鋼は、結晶粒度番号を４以上とすることでシャルピー衝撃値を２０Ｊ／ｃｍ２以上としている。使用される硬さがＨＲＣ２６〜３６と低硬度である場合、ある程度のシャルピー衝撃値が得られやすいが、本発明鋼ではさらに、結晶粒度番号を４以上とすることで、高シャルピー衝撃値を実現している。
【００１１】
鏡面性は主に硬さと介在物でその得られる特性が決定される。硬さは均一で硬いほうが良く、介在物は少ないほど良い。時効硬化鋼は、時効処理により硬さが上昇するため、一般的な焼入れ焼戻し材のように材料の中心部の方が低硬度になるということがない。すなわち、内部まで均一な硬さが得られるため鏡面性に優れる。また、快削化元素を添加しなくても被削性は十分確保されるため、快削化元素添加により形成される介在物も存在しない。ただし、鏡面性の特性が許される範囲内で、被削性を向上させるため、ある程度の快削化元素の添加も可能である。
【００１２】
溶接補修性は主にＣ量で決定される（例えば、溶接割れ感受性Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５が高いほうが割れやすいことが知られている）。時効硬化鋼は、ＮｉとＡｌの添加により時効硬化するため、溶接補修性に敏感なＣ量は、必要最低限まで減らすことが可能である。また、溶接補修をした箇所は、溶接により加熱された状態であるため、例えば従来のＳＣＭ系の材料の場合、焼入れされた状態、すなわち溶接周辺部が硬くなりやすい。図１に溶接周辺部における硬さを表す図、図２に溶接周辺部の観察図を示す。なお、これらの図において（ａ）は本願の発明鋼、（ｂ）は従来のＳＣＭ系の材料を表す。硬くなった溶接補修箇所は他の部位よりシャルピー衝撃値が低くなってしまうため、金型特性の劣化を招いてしまう。これに対し、時効硬化鋼は溶接補修性に優れる。溶接補修した箇所が、溶接により加熱された状態にはなるが、焼入れではなく、固溶化処理に相当するため、周囲よりも逆に低硬度になる。あるいは、溶接後、低温で加熱保持されることで時効硬化がおこり、周囲とほぼ同程度の硬さを得ることが可能である。
【００１３】
本発明鋼は、例えば以下のような製造方法により得ることができる。
上記の成分を含有する鋼を、熱間加工温度まで加熱した後、温間加工温度まで温度を降下させ、当該温間加工温度で最終的な加工を施し、その後、時効硬化熱処理を実施することで、所定の硬さのプレハードン状態に調整する。なお、熱間加工温度では、鋼に加工を施してもよいし、施さなくてもよい。
また、最終的な加工後かつ時効硬化熱処理前に、固溶化熱処理を実施することができる。
【００１４】
上記製造方法は、通常の熱間加工温度（例えば９００〜１２００℃程度）に保持することで、鋼を一度オーステナイト化させる。その後、温間加工温度（例えば６００〜９００℃程度）で最終的な加工を施すのであるが、この際、熱間加工温度から温間加工温度へ冷却している。このため、温間加工温度にてオーステナイト状態を得やすくなり、加工もしやすい。また、連続して加工を加えることができ、時間的に従来よりも短縮される。そして、最終的な加工後には、時効硬化熱処理を実施して、所定の硬さに調整することが可能である。望ましくは、加工後に固溶化熱処理を実施した後に、時効硬化熱処理を実施した方が良い。固溶化熱処理を実施することで、均一な組織が得やすいためである。一方、固溶化熱処理の温度が比較的低温のうちは、加工によって得られた微細な結晶粒は保たれるが、比較的高温になるにつれ、結晶粒は粗大化する。このため、固溶化熱処理を実施する場合にあたっては、その温度を比較的低く、或いは、保持時間を比較的短くすることが必要である。例えば、固溶化熱処理は、８５０〜９７０℃の温度、１０〜４０ｍｉｎの保持時間で行うことができる。より高いシャルピー衝撃値が必要となる金型形状や高い鏡面性が必要とされる金型用途（面粗さを小さくする）の場合には、さらに結晶粒度番号を７以上とすることが良い。
【００１５】
以下、本発明における各数値範囲の限定理由を説明する。
本発明鋼の組成限定理由は以下の通りである。なお、添加元素の含有量は質量％とする。
Ｃ（炭素）：０．０１〜０．２％
Ｃは、工具鋼としての使用される硬さを確保するため０．０１％以上の添加が必要。ただし、過度の添加は、被削性低下を招くため０．２％を上限とする。
【００１６】
Ｓｉ（ケイ素）：０．１〜２％
脱酸剤として０．１％以上の添加となる。多すぎるとシャルピー衝撃値が低下したり、ＣｒやＭｏ等の偏析を助長するため、２％を上限とする。被削性向上を目的に意図的に０．５％以上添加することも可能である。
【００１７】
Ｍｎ（マンガン）：０．１〜２％
必要硬さを確保するため、焼入性を向上させる目的で添加される。十分な焼入性を確保するためには、０．１％以上の添加が望ましいが、必要とされる硬さや材料の大きさに応じて焼入性は調整する必要がある。すなわち固溶化熱処理後の冷却によって、被削性に優れる上部ベイナイト組織、フェライトとパーライト組織への調整、または、シャルピー衝撃値に優れるマルテンサイト組織、下部ベイナイト組織への調整をＭｎ量によって調整することが可能である。なお、その上限を２％とする。
【００１８】
Ｃｕ（銅）：０．３〜２％
Ｎｉ、Ａｌと同様に時効硬化熱処理により時効硬化をおこす。Ｃｕ添加により、Ｎｉ量が少なくても時効硬化を起こすことが知られており、原材料費を低減させるためにもＣｕ添加が望ましい。硬さ観点から効果を得るためには、０．３％以上の添加が望ましい。しかし、過剰な添加は、熱間加工性を害するため、２％を上限とする。また、被削性向上を目的に意図的に１％以上添加することも可能である。
【００１９】
Ｎｉ（ニッケル）：１．５〜３．５％
時効硬化鋼として必須元素であり、Ａｌの添加も必須である。硬さの観点では１．５％以上の添加が必要。過剰な添加は、加工性の低下を招くため、３．５％を上限とする。
【００２０】
Ｃｒ（クロム）：０．０１〜２％
Ｍｎと同様に必要硬さ、組織調整のため添加することができる。炭化物を形成して、基地の強化（硬さの向上）や耐摩耗性を向上させる効果もある。そのような効果を得るには０．０１％以上の添加が必要である。しかし、多すぎると、被削性が低下するので、上限を２％とする。
【００２１】
Ｍｏ（モリブデン）：０．０１〜２％
Ｍｎと同様に必要硬さ、組織調整のため添加することができる。そのような効果を得るには０．０１％以上の添加が必要である。ただし、過剰の添加は、炭化物の形成を促進し、被削性が低下するため２％を上限とする。
【００２２】
Ａｌ（アルミニウム）：０．２〜１．５％
脱酸作用を有する元素であり、鋼中に微量含まれる。Ｎｉと同時に添加することで、時効硬化が得られるため必須の元素。そのような効果を得るには０．２％以上の添加が必要である。しかし、過剰な添加はシャルピー衝撃値の低下を引き起こすため、上限を１．５％とする。特にＡｌ量が多い時効硬化鋼ではＮ量が高くなると、Ａｌ窒化物を形成し、鏡面仕上げ性を低下させるため、過度の添加は特性の低下を引き起こす。
【００２３】
Ｎ（窒素）：０．０１５％以下、Ｏ（酸素）：０．０１％以下
鋼中に不可避的に含まれる元素である。他の元素と結合し酸化物、窒化物を形成する。特にＡｌ酸化物とＡｌ窒化物が形成される場合が多い。これらの化合物は鋼中に介在物として存在し、シャルピー衝撃値の低下、被削性の低下、鏡面性の低下など、様々な特性を劣化させる原因となる。これらの化合物を減らすためには、鋼中に含まれる量を減少させることが必要であるため、Ｎは０．０１５％以下、Ｏは０．０１％以下が必要である。製造コストとの兼ね合いであるが、望ましくは、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．００５％以下とするのが良い。
【００２４】
Ｎｉ(%)／Ａｌ(%)：１．８〜６
時効硬化の効果をえるためには、上記の範囲内であることが必要である。Ｎｉ／Ａｌが１．８より小さい場合、Ａｌが過剰となるため、Ａｌ酸化物やＡｌ窒化物が介在物として形成され、鏡面性の低下やシャルピー衝撃値の低下を招く。逆にＮｉ／Ａｌが６よりも大きい場合、Ｎｉが過剰となるため、残留オーステナイトの形成を促進し硬さ低下を引き起こすため、必要硬度が達成できなくなる。
【００２５】
Ｃ(%)＋Ｓｉ(%)／１５＋Ｍｎ(%)／７＋Ｃｒ(%)／６＋Ｍｏ(%)／７：０．２〜０．７％
いずれも焼入性を向上させる元素である。合計の添加量が０．２よりも小さい場合、固溶化処理後の硬さが不十分となり、最高硬さでも、必要硬さを得ることができない。逆に、合計の添加量が０．７よりも大きい場合、固溶化処理後の硬さが必要以上に高くなるため、時効処理を実施すると目標とするロックウェルＣスケール硬さ（ＨＲＣ）が２６〜３６の硬さを最高硬さが大幅に越えてしまう。そのため、焼入性を調整し、固溶化処理後の硬さを調整する必要がある。成分調整により固溶化処理後では、硬さロックウェルＢスケール硬さ（ＨＲＢ）で９５以上、ロックウェルＣスケール硬さ（ＨＲＣ）で２５以下であることが望ましい。
【００２６】
次に、本発明のプラスチック成形金型用プレハードン鋼には、質量％で、Ｓ（硫黄）：０．１５％以下、Ｐｂ（鉛）：０．２％以下、Ｃａ（カルシウム）：０．１％以下、Ｍｇ（マグネシウム）：０．１％以下、Ｂｉ（ビスマス）：０．３％以下、Ｓｅ（セレン）：０．３％以下、Ｔｅ（テルル）：０．３％以下、Ｓｎ（スズ）：０．０５％以下のうちの１種以上を含有させることができる。
【００２７】
いずれも被削性を高める元素であり、他の特性の劣化をある程度抑制し、被削性を高める必要がある場合には添加できる。各成分に対し、上限を超えて添加すると、被削性以外の特性の劣化が大きくなる。Ｓ、Ｓｅ、ＴｅではＭｎと結合し介在物を形成することで被削性が向上する。Ｃａ、Ｍｇは酸化物などを形成し、切削時の工具保護膜を形成することで被削性が向上する。Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎは、鋼中に分散して存在し、工具保護膜の形成などにより被削性が向上する。
【００２８】
次に、本発明のプラスチック成形金型用プレハードン鋼には、質量％で、Ｗ（タングステン）：０．５％以下、Ｖ（バナジウム）：０．５％以下、Ｃｏ（コバルト）：０．５％以下、Ｎｂ（ニオブ）：０．３％以下、Ｚｒ（ジルコニウム）：０．５％以下、Ｔａ（タンタル）：０．３％以下、Ｔｉ（チタン）：０．１％以下、Ｂ（ホウ素）：０．０１％以下、Ｐ（リン）：０．２％以下、Ｈ（水素）：０．０１％以下、ＲＥＭ（希土類元素）：０．１％以下のうちの１種以上を含有させることができる。
【００２９】
Ｗ、Ｖ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｔｉは炭化物を形成し、炭化物の分散により熱処理時に結晶粒粗大化を防止することができ、シャルピー衝撃値の低下を抑制することができる。添加量が多すぎると、炭化物による被削性低下やシャルピー衝撃値の低下の抑制効果が飽和するため、各上限以下にとどめる必要がある。Ｐ、Ｈは不可避的に含まれる元素であるが、結晶粒界を脆化させシャルピー衝撃値を低下させるため、上限以下にする必要がある。製造コストとの兼ね合いであるが、望ましくはＰ≦０．０３％とするのが良い。Ｂ、ＲＥＭは、ＯやＰ等の不純物元素を固定し基地の清浄度を高め、シャルピー衝撃値を向上させる目的で添加することが可能である。多量に添加すると地疵が発生しやすくなるため、上限以下にする必要がある。
【実施例】
【００３０】
（１）溶解
表１に示す成分組成を有する発明鋼１〜１５、比較鋼１〜８及び従来材１、２のインゴットを製造した。なお、発明鋼１５については真空誘導炉を用い、それ以外の実施例については大気誘導炉を用いている。また、以下の実施例は、さらに２次溶解を実施してインゴットを製造している。
発明鋼９、１０  ：  大気誘導炉＋ＶＡＲ（真空アーク再溶解）
発明鋼７、８    ：  大気誘導炉＋ＥＳＲ（エレクトロスラグ再溶解）
【００３１】
【表１】
2005082814.tif 000003
【００３２】
（２）鍛造
上記インゴットを１２００℃（熱間加工温度）に保持した状態で、断面２５０×２５０ｍｍに鍛造した。その後冷却し、８００℃（温間加工温度）に保持した状態で断面１００×１００ｍｍに鍛造した。
【００３３】
（３）試験片粗加工
各試験片を以下の形状、寸法に粗加工した。
シャルピー試験片（ＪＩＳ：Ｚ２２０２：３号試験片）：材料Ｔ方向より採取
被削性試験片（６０×６０×２５０ｍｍ）
鏡面性評価試験片（８０×４５×１０ｍｍ）
溶接補修試験片（８０×８０×３０ｍｍ）
【００３４】
（４）熱処理
上記試験片に対し、以下の熱処理を順に施した。
（１）固溶化熱処理（ＳＴ） ： ８５０℃〜１０８０℃×６０ｍｉｎ保持後、ガス冷（冷却速度１℃／ｓ〜０．０１℃／ｓ）
（２）時効硬化熱処理（ＡＧ） ： ２００℃〜６４０℃×１ｈｒ〜８ｈｒ保持後、空冷
【００３５】
（５）試験片精加工
上記の熱処理が施された各試験片を精加工した。
【００３６】
（６）結晶粒度測定
結晶粒度番号を、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定された方法により測定し、所定の結晶粒度に調整されているかどうかを確認した。
【００３７】
（７）硬さ測定
ロックウェルＣスケール硬さ（ＨＲＣ）を、ＪＩＳ Ｚ ２２４５に規定された方法により測定し、所定のプレハードン硬さ（ＨＲＣ２６〜３６）に調整されているかどうかを確認した。この範囲内の硬さに調整した状態（後述の表２では、「調査硬さ」と表記）で各種の特性評価を実施した。
【００３８】
（８）被削性試験
被削性の評価は、被切削加工時の工具摩耗量により評価した。切削工具は、超硬エンドミル：ＵＴｉ２０Ｔ（工具径φ３２、スローアウェー、ダウンカット）を使用し、深さ３．５ｍｍの溝切削、切込み幅０．９ｍｍ、切削速度１３５ｍ／ｍｉｎ、送り速度０．０２１ｍｍ／刃、乾式の条件で工具の最大摩耗幅が４００μｍに達した時を工具寿命として、工具寿命（ｍ）を評価した。
【００３９】
（９）鏡面性評価試験
鏡面性評価ダイヤモンド回転砥石による機械研磨により、砥石番手を＃１５０→＃４００→＃８００→＃１５００→＃３０００→＃８０００と順に細かくして鏡面研磨を行い、ＪＩＳ
Ｂ ０６０１に規定された方法により、研磨面上に任意に選んだ５箇所にて基準長１０ｍｍに表面粗さ測定を行い、算術平均粗さＲａを前記５箇所の平均値として求めた。
【００４０】
（１０）シャルピー試験
シャルピー試験片に対し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定された方法によりシャルピー衝撃試験を常温で実施した。
【００４１】
（１１）溶接補修試験
試験片中央部に幅３０×高さ１５×長さ８０ｍｍの溝加工を実施し、この部分に多層肉盛り溶接を実施。肉盛溶接後、外観撮影し、割れの個数を測定。また、溶接周辺部の断面硬さを測定し、周囲と溶接部との硬さの差がＨＲＣ５以内かどうかを判断した。
【００４２】
表２に（６）〜（１１）の測定・試験結果を示す。
（比較例１、２）
これらは、本発明の組成要件を満たすが、結晶粒度番号が４未満のものである。シャルピーの衝撃値が発明鋼よりも劣るものとなっている。
（比較例３〜８）
これらは、結晶粒度番号が４以上であるが、本発明の組成要件のうちのいずれかを満たさないものである。被削性、シャルピー衝撃値、鏡面性のいずれかが発明鋼よりも劣るものとなっていたり、または硬度が高すぎるものとなっている。
【００４３】
【表２】
2005082814.tif 000004
【００４４】
以上のように、本発明のプラスチック成形金型用プレハードン鋼は、ロックウェルＣスケール硬さＨＲＣが２６以上３６以下の範囲であるとともに、被削性に優れ、かつシャルピー衝撃値や鏡面性、溶接補修性の観点でも十分な特性を有するため、金型作製納期の短縮化、加工費用の低減や金型寿命の向上等のメリットが得られる。
【図面の簡単な説明】
【００４５】
【図１】溶接箇所周辺の硬さ分布を表す図
【図２】溶接箇所周辺の外観観察図
【図３】焼入性を向上させる元素と硬さとの関係を表す図
【図４】金型のエッジ部を模式的に表す図
【符号の説明】
【００４６】
Ａ    鋭角部
Ｒ    コーナー部
【図１】
2005082814.tif 000005
【図３】
2005082814.tif 000006
【図４】
2005082814.tif 000007
【図２】
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