CN101634002B

CN101634002B - 易切削的合金工具钢

Info

Publication number: CN101634002B
Application number: CN2009101599527A
Authority: CN
Inventors: 清水崇行; 增田哲也
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2008-07-23
Filing date: 2009-07-23
Publication date: 2013-07-31
Anticipated expiration: 2029-07-23
Also published as: EP2154260A1; ATE503853T1; KR20100010918A; CN101634002A; EP2154260B1; KR101608087B1; JP2010047831A; DE602009000974D1; JP5504680B2

Abstract

本发明提供一种易切削的合金工具钢，其包含：C：0.50质量％至0.90质量％，Si：0.50质量％至2.20质量％，Mn：0.8质量％或更高，Mn+0.08Cr：1.35质量％至2.05质量％，Ni：0.01质量％至0.30质量％，Mo+0.5W：0.01质量％至0.50质量％，V：0.01质量％至0.15质量％，和S：0.03质量％至0.15质量％，余量为Fe和不可避免的杂质；其中Mn和Cr的含量满足如下关系：Mn/Cr：0.10至0.23，并且Mo、W和Mn的含量满足如下关系：(Mo+0.5W)/Mn：0.55或更低。

Description

易切削的合金工具钢

技术领域

本发明涉及易切削的合金工具钢。更具体地说，本发明涉及这样的易切削的合金工具钢，该合金工具钢尤其可防止发生因淬火而导致的热处理变形以及因机械加工而导致的变形。

本发明的目标产品包括在进行冷加工时通过锻造或连续模压机而进行加工时所用的冷模、以及机械构件。

冷模的例子包括块状凸模(block punch)、镶入式圆形凹模(buttondie)、引导凸模(pilot punch)、直通凸模(straight punch)、拉伸凸模(drawing punch)、拉伸冲模(drawing die)、弯曲冲头/弯曲冲模(bending punch/die)、凸模型刀具(punch-type cutter)/辊式刀具、线轧制型或槽轧制型(thread or groove rolling type)、锻造型、齿轮用冲孔部件/冲孔模、以及型锻模(swaging die)。

机械构件的例子包括底板、导板、隔板、卸料板(stripper)、螺纹塞、挡板(retainer)、导衬(guide bush)、卫板(dowel bush)、导向板(stripper guide)、脱模销(knock out pin)、导柱(guide post)、固定键(fixing key)、塑料成型工具、螺纹部件、凸轮构件(camcomponent)、密封板和仪表(gauge)。

上述应用中的模具或构件还包括经过表面处理(例如CVD处理、PVD处理、TD处理和氮化处理)或表面改性(例如喷丸处理)的冷模或构件。

背景技术

传统上，碳工具钢、合金元素添加量少的合金工具钢、其中加入有大量Cr的冷模钢等一直被用作工具钢。

由于碳工具钢或合金工具钢中合金元素的添加量少，因此其具有淬透性较差的缺点。

在这种工具钢中，大量的Mn被加入以试图提高其淬透性。然而，尽管Mn是提高淬透性最为有效的元素，但是如果加入大量的Mn的话，会使得在淬火后残留有大量的残余奥氏体。因此，Mn的加入自然会受到限制，并且所加入的Mn不能超过一定的量。

因此，对于其中主要通过加入Mn来提高淬透性的常规工具钢(如碳工具钢和合金工具钢)而言，其最初的淬透性不足。

因此，在对钢进行淬火时，必须进行快速冷却(如水冷或油冷)，并且在这种情况下，在冷却过程中，由于冷却速率的差异导致在产品的表面与内部之间、或者在产品的壁厚度不同的位置之间产生较大的温度差，从而产生与淬火(热处理)有关的明显变形(热处理变形)。

由于存在这些问题，所以不能将碳工具钢或合金工具钢应用于大型模具等，从而其目标产品被限制为厚度为30mm或更小的小型制品。

另一方面，冷模钢中由于加入了大量的合金元素，因此具有足够的淬透性。

在冷模钢中，一般加入大量的Cr作为提高淬透性的元素。

当加入量相同时，Cr所产生的淬透性提高效果要小于Mn的效果，但是可以加入大量的Cr，因此该冷模钢的淬透性要远远高于仅加入了Mn的碳工具钢或合金工具钢的淬透性。

因此，逐步冷却足以作为淬火时的冷却速率，并且可抑制因对碳工具钢或合金工具钢施加的上述热处理而导致的材料变形。

然而，在冷模钢的情况中，为了提高耐磨性而大量加入的Cr会造成大量碳化物析出。因此，当对冷模钢进行诸如切削和磨削之类的机械加工时，比基底材料硬的碳化物会使切削工具的切削刃或磨石发生磨损。

在这种情况中，碳化物的量越多，越会加大对刀刃或磨石的磨损，并且使对材料进行加工的阻力增大，从而难以对该材料进行加工。

这表明在加工过程中会对材料施加较大的应力，并且由于在加工结束时在该材料内还残留有这种大的应力，因而材料发生完全或局部的变形。

即，在其中加入了大量Cr从而析出大量的碳化物的冷模钢的情况下，尽管由于其具有高淬透性从而在淬火过程中热处理变形较小，但是在机械加工过程中仍存在发生较大的加工变形的问题。

顺带提及，与本发明有关的技术包括下述专利文献1、2和3中所披露的那些。

专利文献1所披露的发明涉及“Cold Tool Steel for FlameHardening(用于火焰硬化的冷工具钢)”，专利文献2所披露的发明涉及“Cold Tool Steel Having Constant Strain by Heat Treatment andMethod For Producing Cold Tool Using the Same(具有热处理恒定应力的冷工具钢以及使用其制造冷工具的方法)”，专利文献3所披露的发明涉及“Cold Tool Steel with Excellent Machinability(具有优异的机械加工性的冷工具钢)”，然而所有这些发明的技术构思都与本发明的技术构思不同。因此，落在本发明的成分范围内的实施例均未在上述的发明公开中找到，因而这些发明均不同于本发明。

专利文献1：JP-A-11-131182(这里所用的术语“JP-A”是指“未审查的日本专利申请公开”)

专利文献2：JP-A-2002-167644

专利文献3：JP-A-2001-234278

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易切削的合金工具钢，该合金工具钢能够确保因淬火时的热处理而造成的材料变形以及因机械加工而导致的材料变形均被抑制，并且可获得作为冷模或机械构件所需的硬度。

即，本发明提供如下各项内容。

1.一种易切削的合金工具钢，包含：

C：0.50质量％至0.90质量％，

Si：0.50质量％至2.20质量％，

Mn：0.80质量％或更高，

Mn+0.08Cr：1.35质量％至2.05质量％，

Ni：0.01质量％至0.30质量％，

Mo+0.5W：0.01质量％至0.50质量％，

V：0.01质量％至0.15质量％，和

S：0.03质量％至0.15质量％，

余量为Fe和不可避免的杂质；

其中Mn和Cr的含量满足如下关系：

Mn/Cr：0.10至0.23，并且

Mo、W和Mn的含量满足如下关系：

(Mo+0.5W)/Mn：0.55或更低。

(上面各元素的化学符号表示各元素的含量(质量％)；下述各项亦相同。)

2.根据项1所述的易切削的合金工具钢，还含有Ca和O，Ca和O的含量为：

Ca：0.0001质量％至0.0100质量％，和

O：0.0100质量％或更低。

3.根据项1或2所述的易切削的合金工具钢，除了含有S外，还含有如下组合中的一者或两者：

Se+Te：0.01质量％至0.15质量％，和

Pb+2Bi：0.01质量％至0.15质量％。

4.根据项1至3中任意一项所述的易切削的合金工具钢，还含有Nb、Ta、Ti和Zr中的一种或多种元素，这些元素的含量为：

Nb+Ta+Ti+Zr：0.01质量％至0.15质量％。

5.根据项1至4中任意一项所述的易切削的合金工具钢，在1,000℃至1,050℃的温度下进行淬火之后使用该合金工具钢。

附图简要说明

图1为示出本发明合金工具钢中Cr含量与Mn含量之间的关系的图。

图2为示出(Mo+0.5W)/Mn对淬火/回火硬度的影响。

具体实施方式

本发明具有如下的特征：通过由添加Mn而产生的作用与添加Cr而产生的作用之间的协同作用从而确保了合金工具钢的高淬透性，并且由于添加Mn所产生的淬透性增加效果而使得Cr的添加量降低，从而抑制了碳化物的形成并改善了由碳化物所导致的机械加工性劣化；尽管添加Mn通常会使淬火和回火状态时的硬度降低，然而由于Mo的添加量降低，因此保持了所需的硬度。

更具体而言，作为主要的特征，在Mn的添加量为0.8质量％或更高的前提条件下，Mn+0.08Cr的添加范围为1.35质量％至2.05质量％，Mn/Cr的比值被设定为0.1至0.23，从而使得Mn的添加量与Cr的添加量之间达到平衡，此外，(Mo+0.5W)/Mn的比值被设定为0.55或更低，从而使得Mn的添加量与(Mo+0.5W)的添加量之间达到平衡。

与常规的冷模钢一样，可通过确保足够高的淬透性来抑制由淬火时的热处理而导致的材料变形。在这种情况下，优选提高合金元素的添加量。

另一方面，可通过降低碳化物的量来抑制由机械加工而造成的材料变形。即，从由机械加工而造成的材料变形的角度来说，优选减少合金元素的添加量。

这些要求相互矛盾，但是可通过在形成碳化物的元素以及无助于形成碳化物的元素之间分开考虑添加的合金元素，以克服该问题。

形成碳化物的元素的主要例子包括C、Cr、Mo、W和V，因此优选尽可能降低这些元素的量。

另一方面，无助于形成碳化物的元素的主要例子包括Si、Mn和Ni，因此，优选尽可能提高这些元素的量。

因此，用Mn来取代在常规冷模钢中大量添加的Cr是重要的。

此外，尽可能少量地加入Mo、W和V也是重要的。

然而，由于冷模或机械构件所需要的硬度为HRC 58或更高，因此C的添加量必须为0.50％或更高。

本发明基于这种思路或发现而得以完成。

图1示出本发明合金工具钢中Cr的添加量与Mn的添加量之间的关系。在图1中，区域H为本发明中Cr和Mn的添加量的区域。

根据本发明，不仅可以降低由合金工具钢的淬火时的热处理而导致的变形，还可降低因机械加工时的残余应力而造成的变形。

此外，根据本发明，Cr(其为昂贵的合金元素)的添加量可减少，从而使得材料的成本降低，并且有利于进行加工，从而降低了加工所需的成本，使得可以以较低的成本高效地制造模具等。

根据本发明，当Ca和O的含量均符合上述项2所述的预定量时，合金工具钢的加工性可得到进一步提高。

此外，当根据上述的项3添加Se+Te或Pb+2Bi时，加工性可得到进一步提高。

另外，当根据上述的项4添加Nb、Ta、Ti和Zr中的一种或多种元素时，由于这些元素所形成的碳化物、氮化物等对晶粒的钉扎效应(pinning effect)，从而弥补了由于Cr的添加量降低而导致的碳化物含量的减少，并且可防止晶粒发生粗糙化。

顺带提及，为了确保淬透性，有用的是，提高在淬火温度下溶解的元素的量。

因此，优选将淬火温度设为1,000℃或更高(并且为1,050℃或更低)。

换言之，优选的是，以在上述的高温下进行淬火之后的用途为前提，来建立组分体系。

在上述温度下进行淬火还具有如下含义。

传统上，作为工具钢，在数量上占大部分的是其中加入了预定量的Cr、并且在1,000℃至1,050℃的淬火温度下进行淬火后的钢，因此，用于淬火的热处理炉也是以在该温度下进行淬火作为前提，即，通常使用用于在1,000℃至1,050℃下进行淬火的炉子。

如果淬火温度低于上述温度，则其装置需要重新安装，从而使得淬火处理的成本提高。

当材料的适当淬火温度为1,000℃至1,050℃时，无需重新安装热处理炉，因此可按照常规的方式以较低的成本进行淬火处理。

下面，将对本发明中所用的各化学成分进行限定的原因进行详细说明。顺便提及，成分比例的单位为质量百分比。在本文中，本申请文件中所有由质量限定的百分比分别与由重量限定的百分比相同。

C：0.50％至0.90％

需要根据所需的硬度来加入C，从而在淬火时形成马氏体并提高硬度。为了获得HRC 58或更高的硬度，需要至少加入0.50％或更高的C。然而，如果C的加入量过高，则碳化物的量会成比例地增加。因此，其加入量需要为0.90％或更低。从上述角度来看，其加入量优选为0.65％至0.80％。

Si：0.50％至2.20％

Si固体溶解，从而产生使马氏体硬度提高的作用。由于该元素可提高淬透性，而不会形成碳化物，因此其加入量为0.50％或更高。Si的加入量被设定为2.20％或更低，这是因为如果其加入量过高，则会形成铁素体并使淬火硬度降低。

Mn：≥0.80％

Mn是有效提高淬透性的元素。为了确保该元素作为Cr、Mo、W和V的替代元素而达到的淬透性，其加入量必须为0.8％或更高。

Mn/Cr：0.10至0.23

为了降低碳化物的量并确保淬透性，优选提高Mn的比例。如果上述比值低于所述下限，则碳化物的量会过高，并且不能充分地降低因加工而产生的应变，然而如果其比值超过所述上限，则Mn的含量过高，并会产生大量的残余奥氏体，从而不能确保硬度。此外，如果上述比值超过所述上限，则Cr的量过低，从而使得淬透性不足。

Mn+0.08Cr：1.35％至2.05％

Mn+0.08Cr的总添加量越大，淬透性越得到提高，然而如果其总添加量过高，则会形成大量的残余奥氏体，从而不能确保硬度，而如果其总添加量过小，则会使得淬透性不足。顺带提及，Cr的系数0.08是指以Mn为基准，Cr对淬透性的贡献比例。

Ni：0.01％至0.30％

Ni与Mn的作用相同。为了补偿由Mn所实现的淬透性，可加入0.01％或更高的Ni。其加入量为0.30％或更低，这是因为如果其含量过高，则奥氏体的残余量会增加，从而使硬度降低。

Mo+0.5W：0.01％至0.50％

Mo和W具有同样的作用。W所起到的效果为Mo的效果的一半，因此其系数为0.5。由于通过添加Mn和Cr使得合金工具钢的淬透性几乎足够高，因此优选不应加入这些元素。然而，从硬度的角度来看，需要加入Mo和W，并且其加入量必须为0.01％。如果其加入量过高，不需要的碳化物的量会增加，因此其加入量为0.50％或更低。

(Mo+0.5W)/Mn：≤0.55

大量地添加Mo+0.5W也会造成如下问题。

在本发明中，Mn的加入量较高，为0.8％或更高。在Mn的加入量较高的情况下，如果Mo+0.5W的加入量过高，则Ms点或Mf点会显著降低，从而使得在淬火状态和回火状态下的硬度降低，并且不能获得HRC 58或更高的硬度。因此，在本发明中，为了获得HRC 58或更高的硬度，将(Mo+0.5W)/Mn的比值设为0.55或更低。

图2示出(Mo+0.5W)/Mn与淬火/回火硬度之间的关系。

当钢成分为C：0.60％至0.75％、Si：0.96％至1.53％、Mn：0.81％至1.53％、Cr：6.65％至7.95％、Mn/Cr：0.12％至0.21％、Mn+0.08Cr：1.36％至1.98％、Ni：0.15％至0.16％、Mo：0.001％至2.52％、(Mo+0.5W)/Mn：0.005至3.11、V：0.02％至0.09％和S：0.05％，余量为Fe(即，除了(Mo+0.5W)/Mn外，其它为上述项1中所列的成分)时，获得表2所示的结果，并且为了研究(Mo+0.5W)/Mn的效果，将其数值进行多种改变以研究其效果。

在图2中，按照以下方式具体确定(Mo+0.5W)/Mn与淬火/回火硬度之间的关系。

在真空感应炉中将具有上述组分的钢熔融，以制成50kg的铸锭，并将该铸锭在1,160℃下均热10小时，随后在900℃至1,160℃之间的温度下进行锻造，以形成尺寸为45mm×45mm×1,500mm的方棒。

将方棒形状的工具钢进行球化退火处理，即，以20℃/小时的冷却速率从900℃开始逐步冷却，并将热处理后的材料切削加工成为约20mm×20mm×20mm的方块。

将这些样品在1,030℃下加热30分钟或更长的时间，通过油冷进行淬火，随后在180℃下加热回火60分钟或更长的时间。

在完成热处理后，通过磨削除去鳞片，随后测量样品的硬度。

图2为示出淬火/回火后的硬度与(Mo+0.5W)/Mn的关系的图。

在图2的结果中，主要成分均位于本发明的权利要求范围内，然而，(Mo+0.5W)/Mn的效果很显著。

从图2的结果可看出，为了获得冷模等所需的HRC 58或更高的硬度，(Mo+0.5W)/Mn必须为0.55或更低。

这是因为在本发明的组分范围内，如果过多地加入Mo或W，则在淬火时未转化的残余奥氏体结构会增加，从而不能获得该硬度。

另一方面，如果Mo或W的加入量过低，则通常会造成淬火/回火硬度的下降或淬透性的下降。然而，在本发明中，规定了诸如C、Mn和Cr等成分的加入量，因而可获得足够高的淬火/回火硬度。

在淬透性方面，特别是，如对Mn+0.08Cr进行了限定的那样，对必须的添加量也进行了规定。

V：0.01％至0.15％

V是与Mo和W具有同样作用的元素，并且在本发明中，其加入量为0.01％至0.15％。

S：0.03％至0.15％

S与Mn结合而形成MnS化合物。这种结合会使得切削性或磨削机械加工性增强。然而，如果其加入量低于0.03％，则不能获得这种增强效果，而即使该元素的加入量超过了0.15％，这种效果也达到了饱和。基于上述原因，其上限为0.15％。

Ca：0.0001％至0.0100％

当在添加S的同时也加入Ca时，机械加工性能增强的效果会得到提高。这是因为Ca氧化物具有保护工具的作用。为了充分形成Ca氧化物，Ca的加入量需要为0.0001％或更高。即使其加入量超过0.0100％，这种效果也达到了饱和。因此，其上限为0.0100％。

O：≤0.0100％

这是钢中不可避免含有的元素。为了形成Ca氧化物，O的含量需要为0.0100％或更低。

Se+Te：0.01％至0.15％，Pb+2Bi：0.01％至0.15％

这些元素均是增强切削性或磨削机械加工性的元素。取决于用作原材料的废钢，有时会大量加入这些元素，因此这些元素可用作添加的S的替代元素。为了通过加入这些元素而获得机械加工性增强的效果，这些元素的加入量需要高于上面所规定的下限。然而，即使这些元素的加入量超过了上面所规定的上限，其效果也达到了饱和。

Nb+Ta+Ti+Zr：0.01％至0.15％

这些元素均具有形成碳化物或氮化物、以及防止晶粒在淬火和保持温度下发生粗糙化的作用。在本发明中，尽可能地降低了Cr、Mo、W和V的加入量，因此碳化物的量较低。结果，易于发生晶粒的粗糙化。为了防止晶粒发生粗糙化并抑制韧性的降低，这些元素的总加入量可为0.01％或更高。然而，即使这些元素的加入量超过0.15％的上限，其效果也会达到饱和。

在这一方面，对于本发明的钢中所含的各元素，根据一个实施方案，钢中各元素的最低含量为表1中归纳的所研制的钢的例子中所使用的最小非零量。根据另一个实施方案，钢中各元素的最高含量为表1中归纳的所研制的钢的例子中所使用的最高量。

淬火温度：1,000℃至1,050℃

碳工具钢或特种工具钢(对应于SK或SKS)的淬火温度低于1,000℃，因此，固溶元素的量较低，从而导致淬透性较差。冷模钢(对应于SKD)的淬火温度为1,000℃或更高，因而，固溶元素的量增加。为了确保淬透性，优选的是淬火温度为1,000℃或更高。然而，如果在超过1,050℃的温度下加热，由于粒径的粗糙化会导致韧性较低。因此，优选不超过1,050℃的温度。

例子

将具有表1所示各种组分的120kg钢在真空感应炉中熔融，并使用Φ250mm×450mm的锭型来铸造该熔体。将铸锭在1,150℃至1,200℃下加热并保持在该温度下，随后将其锻造为65mm的正方形。在锻造后，进行球化退火，从而得到HRC 25或更低的较低硬度。

将该经锻造的材料切削成各测试所需的预定尺寸。在切削后，将材料加工成为各样品，并在表2所示的淬火/回火温度下进行热处理。该热处理后的硬度同样示于表2中(当硬度值被括号括起来时，表示括号内的淬火温度下的硬度)。此外，关于淬透性以及钻孔加工性的评价，在球化退火状态下进行测试。

顺带提及，按照下述的方式对表2中所示的各性能进行评价测试。

(A)淬透性

制备φ3mm×10mm的样品，并在表2所示的淬火温度下保持5分钟，随后以均匀的冷却速率冷却至100℃或更低。在改变冷却速率时，对于各冷却速率而言，将用于获得硬度为HRC 58或更高的样品所需的最小极限冷却速率表示为淬透性。

极限冷却速率较低的样品可被评价为具有较高的淬透性。

本应用中所需的淬透性为15℃/分钟或更低。

(B)热处理后的翘曲率

制备20mm×50mm×100mm的样品，并在表2所示的淬火温度下保持30分钟，随后以表示为淬透性的冷却速率进行淬火。另外，随后进行回火。

通过三维尺寸测量装置，针对100mm的长度，测量样品在热处理后的翘曲率有多大。在100mm的长度范围内，测定最大高度和最小高度之间的差值，并以该差值大小/100mm的形式表示。

一般就精度而言，该差值的大小需要为0.1mm或更低。将处于热处理之前状态下的差值设定为0.020mm(0.020％)或更低。

(C)钻孔加工性

制备50mm×50mm×200mm的样品，并使用经蒸气处理的SKH51 HSS钻头(φ6mm)对其进行冲孔加工。

在加工时，在干式工艺的恒定条件(0.15mm/转，且孔深为15mm)下，通过改变切削速度来重复冲孔加工，直至钻头由于熔融或断裂而被损坏为止。逐步降低切削速度，并将获得70或更多个孔时的切削速度评价为钻孔寿命。较大的切削速度表示更为优异的钻孔加工性。

(D)磨削性

制备20mm×50mm×200mm的样品，并用平面磨盘从50mm×200mm的表面上刮擦0.5mm来进行刮擦加工。假定比较例6的加工时间为100，评价刮擦0.5mm所需的时间。当所需时间为其一半时，则磨削性评为200。数值越大表示磨削性越好。

(E)加工后的翘曲率

在评价上述磨削性后，使用三维尺寸测量装置，测量在100mm的长度范围内最大高度与最小高度之间的差值。一般就精度而言，该差值的大小需要为0.1mm或更低。将处于磨削加工之前状态下的差值设定为0.020mm(0.020％)或更低。

(F)却贝冲击测试

按照JIS Z 2242中所描述的方法对样品进行测试。关于样品，制备10R凹口样品，其凹口部分为10R，并且深度为2mm。在室温下进行该测试，并通过冲击值来评价该数值。

(G)疲劳强度测试

通过JIS Z2274中所描述的方法对样品进行测试。所用的样品为1号样品(平行部分：φ8mm)，在室温下进行测试。将重复该测试10⁷次时未造成断裂时的强度评价为断裂极限。

这些评价结果示于表2中。

从表2的结果可看出，在未加入S的比较用钢1中，未满足钻孔加工性的要求。

在比较用钢2(其中，C和Si的添加量严重偏离本发明的范围，并且还含有大量的Mo、W和V)中，形成大量的碳化物，并且磨削性较差而且加工后的翘曲率较大。此外，由于碳化物的存在，使得在却贝冲击强度或疲劳强度方面的性能发生劣化。

在比较用钢3、4和5(其中，Mn/Cr过低，并且C的添加量超出本发明的范围)中，形成大量的碳化物，并且与比较用钢2类似，其性能发生劣化。

在比较用钢6、7和8(其中，Mn/Cr过高，并且Mn+0.08Cr过低)中，其淬透性不足。因此，淬火后的冷却需要快速冷却，并且热处理后的翘曲率较大。另外，在这些比较用钢中，只有当淬火温度低于1,000℃时，才会获得HRC 58或更高的所需硬度。

在比较用钢9、10和11(其中，Mn/Cr过高)中，其淬透性不足。因此，淬火后的冷却需要快速冷却，并且热处理后的翘曲率较大。

另外，尽管在淬火温度低于1,000℃的条件下获得了HRC 58或更高的所需硬度，但是当淬火温度为1,000℃至1,050℃时却不能获得所需的硬度。

与这些比较用钢相比，对于所有的这些性能而言，本发明的钢均获得良好的结果。

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，可在不脱离本发明的精神和范围的前提下，对本发明进行各种修改和改变。

本发明基于2008年7月23日提交的日本专利申请No.2008-189726以及2009年4月3日提交的日本专利申请No.2009-091602，其内容以引用的方式并入本文中。

Claims

1.一种易切削的合金工具钢，其为冷模钢，所述合金工具钢包含：

C：0.50质量％至0.90质量％，

Si：0.50质量％至2.20质量％，

Mn：1.0质量％或更高，

Mn+0.08Cr：1.35质量％至2.05质量％，

Ni：0.01质量％至0.30质量％，

Mo+0.5W：0.01质量％至0.50质量％，

V：0.01质量％至0.09质量％，和

S：0.03质量％至0.15质量％，

余量为Fe和不可避免的杂质；

其中Mn和Cr的含量满足如下关系：

Mn/Cr：0.10至0.23，并且

Mo、W和Mn的含量满足如下关系：

(Mo+0.5W)/Mn：0.55或更低。

2.根据权利要求1所述的易切削的合金工具钢，还含有Ca和O，所述Ca和O的含量为：

Ca：0.0001质量％至0.0100质量％，和

O：0.0100质量％或更低。

3.根据权利要求1所述的易切削的合金工具钢，除了含有S外，还含有如下组合中的一者或两者：

Se+Te：0.01质量％至0.15质量％，和

Pb+2Bi：0.01质量％至0.15质量％。

4.根据权利要求2所述的易切削的合金工具钢，除了含有S外，还含有如下组合中的一者或两者：

Se+Te：0.01质量％至0.15质量％，和

Pb+2Bi：0.01质量％至0.15质量％。

5.根据权利要求1所述的易切削的合金工具钢，还含有Nb、Ta、Ti和Zr中的一种或多种元素，所述元素的含量为：

Nb+Ta+Ti+Zr：0.01质量％至0.15质量％。

6.根据权利要求2所述的易切削的合金工具钢，还含有Nb、Ta、Ti和Zr中的一种或多种元素，所述元素的含量为：

Nb+Ta+Ti+Zr：0.01质量％至0.15质量％。

7.根据权利要求3所述的易切削的合金工具钢，还含有Nb、Ta、Ti和Zr中的一种或多种元素，所述元素的含量为：

Nb+Ta+Ti+Zr：0.01质量％至0.15质量％。

8.根据权利要求4所述的易切削的合金工具钢，还含有Nb、Ta、Ti和Zr中的一种或多种元素，所述元素的含量为：

Nb+Ta+Ti+Zr：0.01质量％至0.15质量％。

9.根据权利要求1至8中任意一项所述的易切削的合金工具钢，在1,000℃至1,050℃下进行淬火之后使用该合金工具钢。