CN101629267B - 工具钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种工具钢，其包含：0.55质量％至0.85质量％的C、0.20质量％至2.50质量％的Si、0.30质量％至1.20质量％的Mn、0.50质量％或更低的Cu、0.01质量％至0.50质量％的Ni、6.00质量％至9.00质量％的Cr、0.1质量％至2.00质量％的Mo+0.5W、以及0.01质量％至0.40质量％的V，其余为Fe和不可避免的杂质，其中当等效圆直径为2μm或更大的粗碳化物在平行于锻造方向的横截面内的面积比率由L(％)表示，并且所述粗碳化物在垂直于锻造方向的横截面内的面积比率由T(％)表示时，面积比率L为0.001％或更高，面积率T为0.001％或更高，并且L/T的比值为0.90至3.00。本发明的工具钢在淬火和回火时表现出各向同性的尺寸变化。

Description

工具钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及工具钢，尤其是涉及在淬火和回火时发生各向同性地膨胀的工具钢及其制备方法。

背景技术

常规上，工具钢被广泛地用于形成模具(例如冲模、压模或拉模)以及与所述模具连接的模具部件，其中所述模具用于冷锻、精密锻造、连续冲压、可塑成型、温锻、粉末成型和磁体成型。

工具钢是需要具有高硬度的材料，因此，通过对工具钢进行淬火和回火处理，工具钢的结构就转变为马氏体结构，从而赋予了所需的硬度，这种工具钢被用作上述模具等的材料。

由于淬火和回火，工具钢的体积发生膨胀。当这种膨胀为各向同性的膨胀时不会产生问题，但是，常规的冷作工具钢会产生各向异性且不均匀的膨胀，因此在模具等的制造过程中会产生严重问题。

对于含有大量碳化物的工具钢来说，工具钢容易特别显著地产生各向异性且不均匀的膨胀。但是，尚未阐明这一现象的原因。

例如，在模具制造过程中，工具钢的各向异性且不均匀的膨胀会产生如下问题：

在模具制造的过程中，工具钢先大致形成具有一定形状和尺寸的粗模具，其中通过将由热处理引起的尺寸变化添加至所需的模具尺寸中来初步评价所述的形状和尺寸，随后对该粗模具施加淬火和回火处理，最后对其进行精加工，从而形成具有所需形状的模具。

在模具材料(工具钢)由于淬火和回火而产生各向同性的膨胀的情况下，模具可大致形成一定的形状和尺寸，使得其在所有方向上发生等量的膨胀。

但是，当模具材料由于淬火和回火在一个方向上发生较大地延伸(膨胀)而在另一个方向上发生较小地延伸或收缩时，需要在淬火和回火之前测定模具材料的尺寸，并且要将在另一个方向上发生的尺寸变化考虑在内。

但是，模具材料由于淬火和回火而发生延伸的方向还随着待形成模具的材料从原料中取出时的方向的不同而不同。因此，淬火和回火后尺寸不具有重现性，因此不能够按照所需精度来控制模具的尺寸。这一缺陷大大阻碍了模具的制造。

因此，例如，与满足普通用户所需要的模具尺寸精度±0.03％(当模具长度为100mm时，尺寸精度为±30μm)相比，热处理之前模具的尺寸通常被均匀地制大(约+0.06％)，从而使得即使由于淬火和回火而不能控制尺寸(+0.06±0.03％＝0.03％至0.09％)时，也可以保证具有足够的机械加工余量(+0.03％或更大，当被切削后机械加工余量低于0.03％时，要除去1μm至30μm，从机床等的刚度的角度来看，该切削较为困难)。

但是，当精加工的机械加工余量最高变为0.09％，并且同时工具钢基本上为具有高硬度的材料的情况下，热处理后的加工需要相当长的时间(假定在每个0.03％的条件下都进行切削，则需要进行三次切削)。

或者，还产生下列严重的问题：切削工具承受的负荷过量增加(当通过一次处理加工余量为0.09％时)，导致切削工具断裂。

因此，非常需要降低机械加工余量。但是，由于控制由热处理而引起的不均匀膨胀的因素尚未揭示出来，因此至今仍未找到对策。

专利文献JP-A-2005-113161披露了这样一种技术，该技术的目的是解决热锻工具钢的热膨胀率的各向异性的问题。在该情况中，热膨胀率为施加了淬火和回火热处理的材料(没有相变)随温度而发生膨胀的比率。

本发明涉及淬火和回火中的热处理，即，在产生相变时工具钢的尺寸变化的各向同性。因此，在是否存在相变这一点上，本发明与专利文献JP-A-2005-113161中所披露的技术有根本的区别。因此，在产生相变时本发明的工具钢的尺寸变化的各向同性不应该由该专利文献来评价。

另外，专利文献JP-A-2003-226939披露了这样一种技术，该技术通过控制热锻工具钢中的碳化物和非金属夹杂物的粒径和数量来提高加工性。

但是，该文献未披露本发明所要解决的问题，并且在用于克服这一问题的技术方面，本发明也区别于该专利文献中所披露的技术。

发明内容

基于上述情况完成了本发明，本发明的目的是提供一种工具钢及其制备方法，其中所述工具钢在满足作为工具钢的55HRC的使用硬度的同时，还表现出伴随有相变的、由于淬火和回火而产生的各向同性的尺寸变化。

即，本发明涉及如下1至7项的内容。

1.一种工具钢，其包含：

0.55质量％至0.85质量％的C、

0.20质量％至2.50质量％的Si、

0.30质量％至1.20质量％的Mn、

0.50质量％或更低的Cu、

0.01质量％至0.50质量％的Ni、

6.00质量％至9.00质量％的Cr、

0.1质量％至2.00质量％的Mo+0.5W、以及

0.01质量％至0.40质量％的V，

其余为Fe和不可避免的杂质，

其中当等效圆直径为2μm或更大的粗碳化物在平行于锻造方向的横截面内的面积比率由L(％)表示，并且所述粗碳化物在垂直于锻造方向的横截面内的面积比率由T(％)表示时，面积比率L为0.001％或更高，面积比率T为0.001％或更高，并且L/T的比值为0.9至3.00。

2.根据1项所述的工具钢，其中面积比率L为0.5％或更低，并且面积比率T为0.5％或更低。

3.根据1或2项所述的工具钢，其还包含选自下列元素中的至少一种元素：

0.040质量％至0.100质量％的S、

0.040质量％至0.100质量％的Se，以及

0.040质量％至0.100质量％的Te。

4.根据3项所述的工具钢，其还包含0.0001质量％至0.0150质量％的Ca。

5.根据1至4项中任意一项所述的工具钢，其中Al、O和N的含量分别被控制为0.50％或更低、0.0050％或更低、以及0.0200％或更低。

6.根据1至5项中任意一项所述的工具钢，其还包含选自下列元素中的至少一种元素：

0.01质量％至0.15质量％的Nb、

0.01质量％至0.15质量％的Ta、

0.01质量％至0.15质量％的Ti，以及

0.01质量％至0.15质量％的Zr。

7.一种工具钢的制备方法，该方法包括在锻造比为0.85至30的条件下进行热锻，从而当等效圆直径为2μm或更大的粗碳化物在平行于锻造方向的横截面内的面积比率由L(％)表示，并且所述粗碳化物在垂直于锻造方向的横截面内的面积比率由T(％)表示时，面积比率L被设定为0.001％或更高，面积比率T被设定为0.001％或更高，并且L/T的比值被设定为0.90至3.00。

如上所述，本发明的工具钢具有上述组成，其中，当等效圆直径为2μm或更大的粗碳化物在平行于锻造方向的横截面内的面积比率由L(％)表示，并且所述粗碳化物在垂直于锻造方向的横截面内的面积比率由T(％)表示时，面积比率L为0.001％或更高，面积比率T为0.001％或更高，并且L/T的比值为0.90至3.00。由于具有这种构造，当对所述工具钢进行淬火和回火时，该工具钢的膨胀可以转变为各向同性的膨胀。

顺便提及，在本说明书中，锻造的概念包括滚轧。

附图简要说明

图1A为示出面积比率的比值(L/T)与尺寸变化率的差值之间的关系的图。

图1B为示出碳化物在平行于锻造方向的横截面内的面积比率L与尺寸变化率的差值之间的关系的图。

具体实施方式

本发明的发明人在研究解决工具钢由于淬火和回火而发生各向异性且不均匀的膨胀的现象的过程中，着重对碳化物的分布状态进行了研究，并研究了碳化物的分布状态与工具钢的膨胀之间的关系，发现在碳化物的分布状态与工具钢的膨胀之间存在着密切的联系。

更具体而言，基于这样的事实：在淬火和回火后工具钢在锻造方向上发生较大地膨胀而在垂直于锻造方向的方向上发生较小地膨胀，本发明人研究了碳化物在平行于锻造方向的横截面内的分布状态和碳化物在垂直于锻造方向的横截面内的分布状态。作为研究的结果，本发明人发现：在平行于锻造方向的横截面内，等效圆直径为2μm或更大的粗碳化物形成了聚集体，所述聚集体以聚集体在锻造方向上被拉伸的状态而分布，并且碳化物的面积比率也较大；而在垂直于锻造方向的横截面内，与上述状态不同的是，碳化物以非聚集状态相对均匀地分布，并且碳化物的面积比率也较小。

另外，本发明的发明人在研究碳化物的分布状态与工具钢因淬火和回火而产生的膨胀之间的关系时，发现膨胀程度与碳化物的面积比率相关，其中面积比率越大，膨胀程度越高。

虽然由于淬火和回火而导致的膨胀随粗碳化物的面积比率的增加而增大，并且工具钢的膨胀随碳化物的面积比率的降低而减小这一现象的原因尚未阐明，但是估计可能是下列原因。

在室温至淬火温度的整个范围内，对碳化物的强度与碳化物周围的基材(即，金属基质)的强度进行比较，与基材相比，碳化物表现出极高的强度。因此，由于热处理而产生的热应力的原因，尤其是由于在加热时由奥氏体相变而产生的相变应力或在冷却时由马氏体相变而产生的相变应力的原因，基材(即，金属基质)发生畸变，从而产生应力松弛。

当在工具钢的锻造方向上的碳化物面积比率与在垂直于锻造方向的方向上的碳化物面积比率不同时，可以认为基材(即，金属基质)的畸变也会随方向的不同而不同，而这种现象被认为是工具钢的各向异性膨胀的原因。

因此，为了使工具钢的由于淬火和回火所导致的在锻造方向上的膨胀和工具钢的由于淬火和回火所导致的在垂直于锻造方向的方向上的膨胀一致，即，为了实现工具钢的各向同性膨胀，可以使粗碳化物在锻造方向上的分布与在垂直于锻造方向的方向上的分布一致。

事实上，当本发明的发明人进行试验以证实这种想法时，本发明人发现：随着粗碳化物在平行于锻造方向的横截面内的面积比率L与粗碳化物在垂直于锻造方向的横截面内的面积比率T之间的比值的减小，工具钢的由于淬火和回火所导致的膨胀变得更加各向同性。

尽管面积比率的比值L/T的理想值为1，但是在制造模具等的过程中，只要面积比率的比值L/T被设定落在0.9至3.00的范围内，工具钢便能够获得足够均匀的尺寸改变(由淬火和回火所导致)。

本发明基于这一发现而完成。

本文中，足够均匀的尺寸改变是指锻造方向上的尺寸变化率(％)与垂直于锻造方向的方向上的尺寸变化率(％)之差为-0.03至0.03。

当上述差值不在该范围内时，该工具钢不能满足通常要求的模具尺寸精度±0.03％(这是因为即使在锻造方向上满足了尺寸精度，但是在垂直于锻造方向的方向上的尺寸精度不能得到满足)。

作为实现上述碳化物分布的方法，优选实施包括如下步骤(1)和(2)的制备方法。

步骤(1)：该步骤为在将从开始浇铸到固化结束(1200℃)期间的冷却速度设定为0.1℃/min至5.0℃/min的范围内的值的条件下浇铸钢材。在这一步骤中，浇铸材料可以再熔(二次熔融)，随后使熔融的浇铸材料重新固化(一般而言，二次熔融和浇铸技术为VAR(真空电弧重熔技术)或ESR(电渣重熔技术))。另外，可使用粉末状材料，并通过HIP(热等静压技术)来制备工具钢。

步骤(2)：该步骤包括在1100℃至1250℃下至少进行一次10小时或更长时间的浸渍处理，并且在900℃至1250℃的温度范围内开始热锻(包括轧制)，由此获得0.85至30的锻造比。

步骤(1)是使由浇铸而产生的粗碳化物变得精细的步骤。从开始浇铸到固化结束之间的冷却速度越高，所形成的粗碳化物的尺寸越小。为了通过步骤(2)的浸渍处理而将粗碳化物的尺寸、数量和分布状态控制在合适的范围内，需要将浇铸时的冷却速度设定为0.1℃/min或更高。但是，在实际操作中，从浇铸量等角度来看，冷却速度超过5.0℃/min的快速冷却是比较困难的，因此，可以在上述范围内进行浇铸。

另外，在进行二次熔融时，由于熔融和固化是在较短时间内进行的，因此这种较短时间内的熔融和固化对应于冷却速度的加快。当使用粉末材料时，与通常的浇铸材料中的碳化物相比，该浇铸材料中的碳化物具有更精细的粒径。但是，由于生产成本昂贵，因此从成本上来看在实际应用上存在不足。

步骤(2)是将粗碳化物控制在合适的范围内的最佳步骤。需要在高于淬火温度并低于熔融点的温度下进行浸渍处理。如果浇铸材料是通过步骤(1)制备的，通过适当地进行浸渍处理，则可以使所形成的粗碳化物的尺寸更小，减少碳化物的量，并且使碳化物均匀地分散。浸渍温度和浸渍时间的合适值随着组分的不同而不同。

通过下述步骤获得温度的合适值：将由步骤(1)制得的浇铸材料加热至比熔点低50℃至比熔点低10℃的范围内的温度(该温度也就是组分的被隔离部分发生局部熔融的温度)。当浇铸材料由于浸渍而部分熔融时，浇铸材料中会产生裂纹。相反，当温度低于该合适的温度值时，粗碳化物的溶解变得不充分，从而不能将碳化物的分布控制在合适的范围内。

尽管浸渍所需的合适时间随着浸渍温度的不同而不同，但考虑到工厂中浇铸材料的制备，合适的时间可优选为10小时或更久。

铸造温度等于或低于浸渍温度。假设铸造温度等于或高于900℃(可在该温度下进行热锻)，则可选择任何温度来进行锻造。

但是，当通过浸渍而溶解为固溶液状态的碳化物在较低的锻造温度下再沉淀时，碳化物的分布就不能落在本发明的范围内。因此，理想的是在尽可能接近浸渍温度的温度(相对于浸渍温度而言50℃范围内的温度)下开始锻造。

锻造比被定义为(锻造前横截面的面积)/(锻造后横截面的面积)的值，一般来说，锻造比越大，则越多的碳化物在锻造方向上被拉伸。

通过应用包括步骤(1)和步骤(2)的制备方法，基本上较粗的碳化物都可溶解为固溶液状态，并且可以被控制，因此，在锻造比大小与碳化物分布状态的面积比率的比值(L/T)之间并不一定总是存在联系。

但是，当锻造比过于增加时，基材(即，金属基质)的结构会获得较强的取向状态(晶体方位不是沿随机方向设置而是沿特定的方向设置)，因此由于这种热处理而产生由该热处理引起的尺寸变化的各向异性。

由于各向同性在本发明中是必须的，因此必须将锻造比控制为30或更低的值。另一方面，锻造比小于1意味着锻造后的横截面面积比浇铸材料的横截面面积增加，因此一般来说，所述锻造通过所谓的镦锻来实现。在镦锻状态下，一般来说，在浇铸时保留有大量的粗碳化物，因此在该状态下无法使用合金。但是，通过采用包括步骤(1)和步骤(2)的制备方法，即使在镦锻状态下也可确保由热处理所导致的尺寸改变的各向异性。

应用包括步骤(1)和步骤(2)的制备方法在获得本发明的有利效果方面尤其有效。

另外，当根据上述第2项分别将面积比率L和T设定为0.5％或更低时，尺寸变化率的差(尺寸变化率的差值)可满足非常高的模具尺寸精度±0.01％。

如上所述，理想的是将碳化物在平行于锻造方向的横截面内的面积比率L与碳化物在垂直于锻造方向的横截面内的面积比率T之比设定为1/1。

当根据上述第2项分别将面积比率L和T设定为0.5％或更低时，碳化物在平行于锻造方向的横截面内的面积比率与碳化物在垂直于锻造方向的横截面内的面积比率均为较小的值。即，碳化物自身的分布变得非常小，因此基本上很难形成碳化物的聚集体。因此，很难产生由于碳化物自身的聚集体在锻造方向上被拉伸而导致的碳化物分布的不均匀性，因此碳化物在锻造方向上的分布与碳化物在垂直于锻造方向的方向上的分布基本上彼此相同。

即，作为使面积比率L与T的比值接近1/1的方法，上述第2项中所述的方法是一种有效方法。

另外，根据上述第3项，作为选择性元素，可加入选自S、Se和Te中的至少一种元素。本文中，根据上述第4项，Ca可以与S、Se或Te一同加入。另外，根据上述第5项，可对Al、O或N的添加量进行限制。另外，根据上述第6项，还可添加选自Nb、Ta、Ti和Zr中的至少一种元素。

接下来，根据上述第7项，制备工具钢，使得在锻造比为0.85至30的条件下进行热锻，从而将粗碳化物在平行于锻造方向的横截面内的面积比率L与粗碳化物在垂直于锻造方向的横截面内的面积比率T的比值L/T设定为0.90至3.00。由于采用这种制备方法，可有利地制得这样的工具钢，该工具钢在锻造方向上和在垂直于锻造方向的方向上均表现出由淬火和回火所导致的均匀膨胀。

下面，对对本发明的化学组分等进行限制的原因进行详细解释。在这一方面，除非另有说明，否则下列所有的百分率均是指由质量限定的百分率(这与由重量限定的百分率是相同的)。

“直径为2μm或更大的粗碳化物在平行于锻造方向的横截面内的面积比率L以及粗碳化物在垂直于锻造方向的横截面内的面积比率T分别都设定为0.001％或更高的值，并且L/T的比值设定为0.90至3.00范围内的值”。

通过使在锻造方向上的膨胀和在垂直于锻造方向的方向上的膨胀成为基本上各向同性的膨胀，以满足在这两个方向上所要求的尺寸偏差，有利的是，尺寸变化率的差(尺寸变化率的差值)设定为-0.03至0.03范围内的值。

为了满足这一尺寸变化率的差，需要将L/T的比值设定为0.90至3.00范围内的值。

精细的碳化物溶解为固溶液状态或者由于淬火和回火而发生沉淀，因此难以看出精细的碳化物对尺寸变化率的影响。

因此，作为目标物(碳化物)，需要对等效圆直径为2μm或更大的粗碳化物(其难以产生固溶液状态或者难以在热处理中沉淀)进行处理。

本文中，等效圆直径为通过下述方法而获得的等效直径：首先获得待观察的碳化物的面积，然后将该面积转变为圆的面积。

C：0.55％至0.85％

C是获得作为工具钢所需的55HRC或更高的使用硬度的元素。C的量根据所需的硬度而适当地调节。当工具钢不含0.55％或更多的C时，不能获得55HRC或更高的硬度。另一方面，即使当C的加入量超过0.85％时，其对碳化物的增加或硬度的增加的贡献已达饱和。

C的含量的优选范围为0.60％至0.70％。

Si：0.20％至2.50％

Si是作为脱氧元素而被加入的元素。在实际制备过程中，将Si的量降至低于0.20％的值会使成本提高。另一方面，当Si的加入量超过2.50％时，碳化物的状态会由颗粒状变为棒状，因此粗碳化物易于残留，从而需要将Si的加入量控制为等于或低于上限的值。

Si的量的优选范围为0.90％至2.20％。

Mn：0.30％至1.20％

将工具钢用于大型模具、部件等时，需要具有较高的淬硬性。从淬硬性的角度来看，当不能保证加入0.30％或更多的Mn时，就不能通过空气冷却来进行淬火。另一方面，当Mn的加入量超过1.20％时，可获得足够的淬硬性。但是，奥氏体的保留量会增加，因此硬度大大降低。因此，需要将Mn的加入量控制为等于或低于上限的值。

Mn的量的优选范围为0.70％至1.20％。

Cu：≤0.50％

Cu为钢中所含的必不可少的元素。当Cu的含量超过0.50％时，在锻造过程中产生红热脆性，因此不能制备工具钢。因此，需要将Cu的加入量抑制为0.50％或更低。

但是，在工具钢的实际制备过程中，将Cu的含量降至低于0.01％的值会极大地提高成本，因此0.01％或更多的Cu被认为是容许的。

Ni：0.01％至0.50％

将工具钢用于大型模具、部件等时，需要具有较高的淬硬性。从淬硬性的角度来看，当不能保证加入0.01％或更多的Ni时，就不能通过空气冷却来进行淬火。另一方面，当Ni的加入量超过0.50％时，可获得足够的淬硬性。但是，奥氏体的保留量会增加，因此硬度大大降低。因此，需要将Ni的加入量控制为等于或低于上限的值。

Cr：6.00％至9.00％

Cr与C结合从而形成碳化物，因此Cr是获得高的淬火硬度和回火硬度的必须元素。需要加入6.00％或更多的Cr，以形成足以有助于硬度的碳化物。另一方面，即使当Cr的加入量超过9.00％时，会形成大量无助于硬度的碳化物，因此需要将Cr的加入量控制为等于或低于上限的值。Cr的量的优选范围为6.50％至8.00％。

Mo+0.5W：0.1％至2.00％

Mo和W与碳结合从而形成碳化物，因此Mo和W是获得高的淬火硬度和回火硬度的必须元素。需要加入0.1％或更多的Mo+0.5W，以形成足以有助于硬度的碳化物。另一方面，即使当Mo+0.5W的加入量超过2.00％时，工具钢中会含有过量的碳化物，因此工具钢的韧性显著地劣化，从而需要将Mo+0.5W的加入量控制为等于或低于上限的值。

V：0.01％至0.40％

V与碳结合从而形成碳化物，因此V是获得高的淬火硬度和回火硬度的必须元素。需要加入0.01％或更多的V，以形成足以有助于硬度的碳化物。另一方面，即使当V的加入量超过0.40％时，会形成非常粗的碳化物，因此工具钢的韧性显著地劣化，从而需要将V的加入量控制为等于或低于上限的值。

V的优选范围为0.03％至0.20％。

选自下列元素中的至少一种元素：0.040％至0.100％的S、0.040％至0.100％的Se以及0.040％至0.100％的Te

S、Se和Te这些元素中的任意一种元素均可获得相同的效果，因此可选择其中任意的元素(至少一种元素)。这些元素中的任意一种元素与材料中的Mn结合，从而形成MnS、MnSe或MnTe等。

由于MnS、MnSe或MnTe的存在，可获得诸如钻孔加工性之类的有利效果。即，可降低由切削所导致的工具磨损量，或者与常规的切削速度相比，可提高切削速度。关于S等的加入，由于材料中使用了Mn，当向工具材料中加入超过0.100％的大量的S等时，基质中的Mn的量会降低。另一方面，需要加入0.040％或更多的S等，以获得易切削效果。由于S等对碳化物的量、尺寸和分布根本不产生贡献，因此可自由地向工具材料中加入S等。

Ca：0.0001％至0.0150％

当Ca与S同时加入时，Ca在MnS中以氧化钙或溶解的Ca的形式存在。在这种情况下，已知的是，与只使用MnS时相比，可提高易切削效果。为了获得易切削效果，需要主动加入0.0001％或更多的Ca。但是，即使当Ca的加入量超过0.0150％时，所述易切削效果达到饱和，因此将Ca的加入量限定为上限或更少。与S相同，由于Ca对碳化物的量、尺寸和分布根本不产生贡献，因此可自由地加入Ca。

Al：≤0.50％

O：≤0.0050％

N：≤0.0200％

这些元素作为不可避免的杂质而包含在钢中。但是，当这些元素的量超过各自的上限时，会形成大量的氧化铝或氮化铝。当形成大量的这种氧化物或氮化物时，这相当于保留了大量的粗碳化物，因此从尺寸变化的各向同性的角度来看，有利的是尽可能降低这些元素的含量。但是，降低这些元素的量需要很长的精炼时间等，这会导致生产成本的提高，因此如果将这些元素的添加量分别限定为等于或低于上限的值就不会产生问题。

选自下列元素中的至少一种元素：0.01％至0.015％的Nb、0.01％至0.015％的Ta、0.01％至0.015％的Ti以及0.01％至0.015％的Zr

这些元素形成氧化物、氮化物或碳化物。随着主动加入这些元素，会形成非金属夹杂物，从而在淬火时可抑制晶粒的粗化，因此提高了工具钢的韧性。尽管粗碳化物均匀地分布在本发明的钢中，但是当碳化物的量降低时加入这些元素，会使得在淬火时晶粒变粗。

本发明的工具钢主要用于形成模具。在工具钢中，由于冷作工具钢和高速工具钢含有大量的无定形粗碳化物，因此本发明的工具钢优选用作这种工具钢。在这些工具钢中，由于在冷作工具钢中容易显著地看出各向异性的尺寸变化行为，因此本发明的工具钢优选用作冷作工具钢。

例子

下面，将对本发明的实施方案进行更详细地描述。

将具有表1所示成分组成的30kg钢料在高频真空熔炉中熔融，随后形成钢锭。在该浇铸过程中冷却速度为1.2℃/min。另外，通过使用加热器进行热控制，并且通过在浇铸过程中将冷却速度设定为0.01℃/min以制得对比钢2。随后，将钢锭在表2所示的可塑成形温度(锻造加热温度)下保持10小时或更久，此后使用500吨锤式锻造机进行热锻，由此制得冷作工具钢。

本文中，在表1中所列的锻造比下进行锻造。锻造比为锻造前的横截面面积与锻造后的横截面面积的比值(锻造前的横截面面积/锻造后的横截面面积)。

锻造后，使冷作工具钢逐渐冷却，并随后对冷作工具钢进行球化。

将这样获得的本发明钢与对比钢进行下列测试和评估。

<碳化物的面积比率>

将冷作工具钢切割以获得与锻造方向平行(L方向)的15平方毫米的表面。将表面抛光直至进行金刚石抛光，随后用NITAL或BILELLA腐蚀该表面。同样切得与锻造方向垂直(T方向)的表面，并以类似的方式进行抛光和腐蚀。腐蚀后，用放大100倍的光学显微镜观察十个视野，并测定在十个视野的每个视野中碳化物的面积比率。将等效圆直径为2μm或更大的碳化物设定为目标，测定每个视野中碳化物的面积比率，并获得十个视野中的碳化物的面积比率的平均值。将该平均值作为碳化物的面积比率。

<热处理条件>

在表2中所示的温度下进行淬火和回火。

<对奥氏体的保留量进行定量>

从制得的本发明钢和对比钢中切得样品。

进行淬火使得样品在表2所示温度下保持30分钟，随后在平均冷却速度为50℃/min的条件下进行冷却。然后，将样品的表面研磨并抛光，并将电解抛光作为最终抛光的方法以除去厚度为0.05μm的表面。使用X射线衍射装置，由马氏体结构的峰强与奥氏体结构的峰强的比值来获得以平均比率形式表示的奥氏体的保留量。

本文中，表2中所示的保留量γ是指淬火和回火之后所述钢中的奥氏体的保留量的体积比率(％)。

<尺寸变化率的差>

从制得的本发明钢和对比钢中切得直径为10μm且长度为50mm的样品，并随后进行加工。本文中，对于以样品的纵向平行于锻造方向的方式而取样的样品、以及在垂直于样品的纵向的方向上而取样的样品，用千分尺以1μm为单位测定这些样品的长度，将这些长度设为参照值。在表2中所示温度下对样品施加淬火和回火。在真空热处理炉内进行这些热处理以防止样品氧化。

分别在淬火后和回火后测定样品的长度，并获得相对于参照值的长度变化率。随后，作为尺寸变化率的差，对各样品在平行于锻造方向的方向(L方向)上的变化率与在垂直于锻造方向的方向(T方向)上的变化率的差值(即，L方向上的尺寸变化率-T方向上的尺寸变化率)进行评价。

各项结果示于表2和图1A及图1B中。

在图1A及图1B中，除了表2中所示结果外，还另外示出了其他样品的类似的测试结果(表2中所示结果的部分由图中的杂乱的圆圈标记和杂乱的三角形标记示出)。

表1

在图1A中，面积比率的比值(L/T)为横坐标轴，尺寸变化率的差为纵坐标轴。即，图1A示出了面积比率的比值(L/T)与尺寸变化率的差之间的关系。

另外，在图1B中，碳化物在平行于锻造方向的横截面内的面积比率L为横坐标轴，尺寸变化率的差为纵坐标轴。即，图1B示出了面积比率L与尺寸变化率的差之间的关系。

尽管在上述第2项中面积比率L和T分别设定为0.5％或更低的值，但在此仅示出了面积比率L与尺寸变化率的差之间的关系。面积比率T和尺寸变化率的差之间的关系与面积比率L和尺寸变化率的差之间的关系完全类似。

首先，从图1A所示结果可以看出，当面积比率的比值(L/T)为0.9至3.00范围内的值时，可以使所需的尺寸变化率的差-0.03至0.03得到满足。

此外，从图1B所示结果可以看出，通过将碳化物在平行于锻造方向的横截面内的面积比率L设定为0.5％或更低的值，可以使更为期望的尺寸变化率的差-0.01至0.01得到满足。

从表2所示的结果可以理解到，对比钢1的含量与本发明钢15的含量相同。但是，由于进行加热(浸渍)的温度低于被认为是合适的温度(该温度基于熔融温度)，同时锻造比也较大，因此残留有大量的粗碳化物，并且L/T的比值处于合适的范围之外。因此，尺寸变化率的差增大。

对比钢2的含量与本发明钢15的含量相同。但是，由于对比钢2是通过降低浇铸过程中的冷却速率而制得的，因此即使施加了合适的加热温度和锻造比，也不能控制碳化物的分布，因此L/T的比值处于合适的范围之外，并且尺寸变化率的差增大。

对于对比钢3，由于C和Cr的含量都在合适的范围之外，并且锻造比也较大，因此L/T的比值处于合适的范围之外，并且尺寸变化率的差增大。

对于对比钢4、5和6，由于这些钢的组成处于合适的范围之外，因此它们的硬度都低于40HRC，并且不满足工具钢所需的使用硬度。但是，由于它们的面积比率的比值在恰当的范围内，因此它们的尺寸变化率的差与本发明钢的尺寸变化率的差基本上相同。

与此相对的是，所有的本发明钢均表现出有利的结果。

尽管参照具体实施方案对本发明进行了详细描述，但对本领域的技术人员来说显而易见的是，可在不脱离本发明宗旨和范围的前提下，对本发明进行各种修改和改变。

本发明基于2007年10月31日提交的日本专利申请No.2007-284326以及2008年8月11日提交的日本专利申请No.2008-206810，其内容以引用的方式并入本文中。

Claims (14)

1.一种工具钢，其包含：

0.55质量％至0.85质量％的C、

0.20质量％至2.50质量％的Si、

0.30质量％至1.20质量％的Mn、

0.50质量％或更低的Cu、

0.01质量％至0.50质量％的Ni、

6.00质量％至9.00质量％的Cr、

0.1质量％至2.00质量％的Mo+0.5W、以及

0.01质量％至0.40质量％的V，

其余为Fe和不可避免的杂质，

其中当等效圆直径为2μm或更大的粗碳化物在平行于锻造方向的横截面内的面积比率由L表示，并且所述粗碳化物在垂直于锻造方向的横截面内的面积比率由T表示时，面积比率L为0.001％或更高，面积比率T为0.001％或更高，并且L/T的比值为0.90至3.00。

2.根据权利要求1所述的工具钢，其中所述面积比率L为0.5％或更低，并且所述面积比率T为0.5％或更低。

3.根据权利要求1所述的工具钢，其还包含选自下列元素中的至少一种元素：

0.040质量％至0.100质量％的S、

0.040质量％至0.100质量％的Se，以及

0.040质量％至0.100质量％的Te。

4.根据权利要求2所述的工具钢，其还包含选自下列元素中的至少一种元素：

0.040质量％至0.100质量％的S、

0.040质量％至0.100质量％的Se，以及

0.040质量％至0.100质量％的Te。

5.根据权利要求3所述的工具钢，其还包含0.0001质量％至0.0150质量％的Ca。

6.根据权利要求4所述的工具钢，其还包含0.0001质量％至0.0150质量％的Ca。

7.根据权利要求1所述的工具钢，其中Al、O和N的含量分别被控制为0.50％或更低、0.0050％或更低、以及0.0200％或更低。

8.根据权利要求2所述的工具钢，其中Al、O和N的含量分别被控制为0.50％或更低、0.0050％或更低、以及0.0200％或更低。

9.根据权利要求3所述的工具钢，其中Al、O和N的含量分别被控制为0.50％或更低、0.0050％或更低、以及0.0200％或更低。

10.根据权利要求4所述的工具钢，其中Al、O和N的含量分别被控制为0.50％或更低、0.0050％或更低、以及0.0200％或更低。

11.根据权利要求5所述的工具钢，其中Al、O和N的含量分别被控制为0.50％或更低、0.0050％或更低、以及0.0200％或更低。

12.根据权利要求6所述的工具钢，其中Al、O和N的含量分别被控制为0.50％或更低、0.0050％或更低、以及0.0200％或更低。

13.根据权利要求1至12中任意一项所述的工具钢，其还包含选自下列元素中的至少一种元素：

0.01质量％至0.15质量％的Nb、

0.01质量％至0.15质量％的Ta、

0.01质量％至0.15质量％的Ti、以及

0.01质量％至0.15质量％的Zr。

14.一种权利要求1至13中任意一项所述的工具钢的制备方法，该方法包括下列步骤：

步骤(1)：在将从开始浇铸到固化结束期间的冷却速度设定为0.1℃/min至5.0℃/min的范围内的值的条件下浇铸钢材的步骤；

步骤(2)：在1100℃至1250℃下至少进行一次10小时或更长时间的浸渍处理，并且在900℃至1250℃的温度范围内开始热锻，由此获得0.85至30的锻造比的步骤，

其中当等效圆直径为2μm或更大的粗碳化物在平行于锻造方向的横截面内的面积比率由L表示，并且所述粗碳化物在垂直于锻造方向的横截面内的面积比率由T表示时，面积比率L被设定为0.001％或更高，面积比率T被设定为0.001％或更高，并且L/T的比值被设定为0.90至3.00。

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