CN101921958A - 热加工工具钢以及使用其制得的钢制品 - Google Patents

热加工工具钢以及使用其制得的钢制品 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种热加工工具钢以及由其制备的钢制品，所述热加工工具钢含有：0.20质量％≤C≤0.50质量％、0.40质量％＜Si＜0.75质量％、0.50质量％＜Mn≤1.50质量％、5.24质量％≤Cr≤9.00质量％、1.08质量％＜Mo＜2.99质量％、以及0.30质量％＜V＜0.70质量％，余量为铁和不可避免的杂质。与通用的模具钢(JIS SKD61)相比，所述热加工工具钢能够提高导热率，并且在保持与通用的模具钢相当或更高水平的机械加工性的同时，其具有比通用的模具钢更高的冲击值。

Description

热加工工具钢以及使用其制得的钢制品
技术领域
本发明涉及热加工工具钢以及用它制备的钢制品。更具体来说，本发明涉及这样的热加工工具钢以及用它制得的钢制品，与通用的模具钢(JIS SKD61)相比，所述热加工工具钢能够提高导热率，并且其在保持与通用的模具钢相当或更高水平的机械加工性的同时，具有比通用的模具钢更高的冲击值。
背景技术
关于压铸、热锻和温锻用的模具材料，通常使用机械加工性优异的JIS SKD61。然而，JIS SKD61的导热率低，从而带来这样的问题：模具温度往往较高，并且由于频繁地发生粘模(soldering)或热裂，使得模具的寿命缩短。此外，随着模具尺寸的增加，由于JISSKD61在低的冷却速率条件下贝氏体转变的转变温度高(所谓的淬透性)，因此其难以进行组织细化，这会导致韧性显著降低。因此，JIS SKD61具有这样的不利之处：促进了热裂，从而模具的寿命进一步缩短。在这种情况下，工业上需要一种导热率和冲击值均优于JISSKD61的热加工工具钢。
在这方面，已经有人提出了多种适于此种应用的钢材。
例如，专利文献1公开了一种相变行为(淬透性)和蠕变特性优异的、并且可替代JIS SKD61的热加工工具钢，该热加工工具钢是含有下列元素作为主要成分的钢：C：0.30至0.38重量％，Si：0.10至0.40重量％，Mn：0.60至0.80重量％，Cr：5.40至5.70重量％，Mo：1.50至1.70重量％，V：0.70至0.85重量％，余量为Fe及不可避免的杂质。
专利文献2公开了一种热板坯的宽度精整(width sizing)用的模具，通过引入热冲击因子K使得该模具的耐磨性和抗热裂性提高，该模具是含有下列元素的钢：以重量％计，C：0.1至0.5％，Si：0.1至1.5％，Mn：0.2至1.5％，Ni：小于或等于5.0％，Cr：0.5至5.0％，Mo：小于或等于1.5％，V：小于或等于1.0％，Cu：小于或等于0.2％，余量为Fe及杂质。
专利文献3公开了一种通过电渣重熔工艺而获得的低周疲劳性能优异的热加工工具钢，其为含有下列元素的钢：以重量％计，C：0.32至0.42％，Si：0.10至1.20％，Mn：0.10至0.50％，Cr：4.50至5.50％，Mo：1.00至1.50％，V：0.30至0.80％，P：小于或等于0.010％，S：小于或等于0.003％，Ni：小于或等于1.00％，Co：小于或等于1.00％，W：小于或等于1.00％，余量为Fe以及杂质。
专利文献4公开了一种热加工工具钢，其成功地提高了实用模具的耐磨性、抗断裂性(crack resistance)和抗碎屑性(chippingresistance)，该热加工工具钢是含有下列元素的钢：以重量％计，C：0.15至0.80％；Si：小于0.10％；Mn：小于或等于3.0％；以下成分中的一者、两者或多者：Ni：小于或等于4.0％、Cr：小于或等于10.0％、Cu：小于或等于3.0％；以下成分中的一者、两者或多者：Mo：小于或等于5.0％、W：小于或等于5.0％、V：小于或等于3.0％、Ti：小于或等于1.0％、Nb：小于或等于1.0％、Zr：小于或等于1.0％、Co：小于或等于5.0％；S：小于或等于0.005％；P：小于或等于0.015％；O：小于或等于0.0030％，余量为Fe及杂质。
专利文献5公开了一种热加工性和疲劳性能优异的合金工具钢，其为含有下列成分的钢：以重量％计，C：0.35至1.50％；Si：0.1至2.0％；Mn：0.1至1.5％；Cr：2.0至10.0％；以下成分中的一者、两者或多者：2Mo+W：1.5至30.0％、V：0.5至5.0％、REM：0.001至0.60％；以下成分中的一者、两者或多者：Co：1.0至20.0％、Ni：0.01至2.0％、Cu：0.25至1.0％、B：0.001至0.050％，并且还限定了S：小于或等于0.0020％，O：小于或等于0.0030％，N：小于或等于0.020％，Al：小于或等于0.020％，P：小于或等于0.020％，余量基本上为Fe。
专利文献6公开了一种模具钢，其成功地提高了热疲劳性能和抗软化性能，从而能够抑制热裂和冷水孔的破裂并延长了模具的寿命，该模具钢是含有下列元素的钢：以重量％计，C：0.1至0.6％，Si：0.01至0.8％，Mn：0.1至2.5％，Cu：0.01至2.0％，Ni：0.01至2.0％，Cr：0.1至2.0％，Mo：0.01至2.0％，V、W、Nb和Ta中的一者、两者或多者：合计为0.01至2.0％，Al：0.002至0.04％，N：0.002至0.04％，O：小于或等于0.005％，余量为Fe及不可避免的杂质。
专利文献7公开了一种用于塑料成型的便宜的模具钢，其具有令人满意的机械加工性和导热率，该模具钢是含有下列元素的钢：C：0.25至0.45％，Si：小于0.3％，，Mn：0.5至2％，S：0.01至0.05％，Al溶胶：小于或等于0.02％，余量为Fe及杂质，其中可含有最多0.5％的Cr和少于0.2％的V中的一者或两者。
专利文献8公开了一种用于压铸模的预硬化钢，其能够延长压铸模的寿命，该预硬化钢是含有下列成分的钢：以质量含量计，0.15至0.35％的C，大于或等于0.05％而小于0.20％的Si，0.05至1.50％的Mn，小于或等于0.020％的P，小于或等于0.013％的S，小于或等于0.10％的Cu，小于或等于0.20％的Ni，0.20至2.50％的Cr，0.50至3.00％的Mo，合计为0.05至0.30％的V和Nb，0.020至0.040％的Al，小于或等于0.003％的O，0.010至0.020％的N，余量基本上为Fe。
专利文献9公开了一种热疲劳性能高的用于冲压模具的钢，其为含有下列成分的钢：C：0.10至0.45重量％，Si：0.10至2.0重量％，Mn：0.10至2.0重量％，Mo：0.50至3.0重量％，V：0.50至0.80重量％，另外还含有Cr：3.0至8.0重量％和Ni：0.05至1.2重量％，余量为Fe及不可避免的杂质。
专利文献10公开了一种球化退火性和机械加工性良好的模具钢，其确保能够获得令人满意的淬火性和所需的冲击值、并且延长了模具的寿命，该模具钢是具有下列成分组成的钢：以质量％计，C：0.2至0.6％，Si：0.01至1.5％，Mn：0.1至2.0％，Cu：0.01至2.0％，Ni：0.01至2.0％，Cr：0.1至8.0％，Mo：0.01至5.0％，V、W、Nb和Ta中的一者、两者或多者：合计为0.01至2.0％，Al：0.002至0.04％，N：0.002至0.04％，余量为Fe及不可避免的杂质。
[专利文献1]JP-A-06-322483(此处所用的术语“JP-A”是指“未经审查的日本专利申请公开”)
[专利文献2]JP-A-03-000402
[专利文献3]JP-A-07-062494
[专利文献4]JP-A-60-059053
[专利文献5]JP-A-08-100239
[专利文献6]JP-A-2008-056982
[专利文献7]JP-A-2004-183008
[专利文献8]JP-A-2005-307242
[专利文献9]JP-A-64-062444
[专利文献10]JP-A-2008-121032
然而，一般而言，当通过提高导热率来改善热裂性能时，机械加工性会变差，这将可能会导致加工效率降低并使成本增加。因此，在很多情况下，上述效果被完全抵消。
另外，专利文献1至10中公开的钢材并不是本发明所致力于获得的能够同时满足导热率和冲击值的钢材。
例如，在专利文献1中，既没有暗示也没有公开其导热率，而且可能会由于过量的V而导致冲击值降低。而且，在专利文献1中，可能由于Si含量太少而造成机械加工性严重劣化，并且难以将其加工成模具的形状。
在专利文献2中，可能会由于过多的Si而导致导热率降低，并且由于过少的Si而造成机械加工性劣化。此外，在专利文献2中，可能由于Mn过少或Cr过少而造成冲击值降低。
专利文献3至5中也没有暗示或公开导热率。在专利文献3中，可能会由于Mn的量太少而导致相变行为(淬透性)不充分并且冲击值降低。专利文献4中，可能由于Si太少而造成机械加工性劣化。此外，在专利文献4中，可能会由于Cr的量太少、或者V的量过少或过多而导致冲击值降低。在专利文献5中，可能会由于Mn的量太少而导致相变行为(淬透性)不充分或者冲击值降低，由于Mo的量太少而导致高温强度降低，或者由于V的量过少或过多而导致冲击值降低。
在专利文献6至8中，可能会由于Cr的量过少而导致相变行为(淬透性)劣化、或者硬度或冲击值降低。
在专利文献9和10中，可能由于Si过少而造成机械加工性劣化，由于过量的Si而导致导热率降低，或者由于Cr的量过少而导致冲击值降低。
发明内容
本发明是在考虑这些情况下做出的，本发明的一个目的是提供这样的热加工工具钢，该热加工工具钢的导热率优于通用的模具钢(JIS SKD61)，并且其在保持与通用的模具钢相当或更高水平的机械加工性的同时，确保冲击值高于通用的模具钢的冲击值。
通用的模具钢(JIS SKD61)虽然具有优良的机械加工性，但是其导热率和冲击值较低。因此，工业上需要一种机械加工性、导热率和冲击值都得以提高的钢材。然而，一般而言，存在这样的关系：当机械加工性得以提高时，导热率会降低，而当导热率得到提高时，机械加工性会变差。因此，迄今还没有提出一种能同时满足本发明在机械加工性、导热率和冲击值各个方面所要求的性能的钢材。
本发明人进行了深入的研究，以将导热率提高至高于通用的模具钢的导热率，并且在保持与通用的模具钢相当或更高水平的机械加工性的同时，获得高于通用的模具钢的冲击值。结果发现：
(a)通过调节Si的含量，能够在防止机械加工性劣化的同时提高导热率，同时，
(b)通过调节Mn含量、Cr含量、Mo含量和V含量，能够在保持导热率高于通用的模具钢的导热率的同时提高冲击值。
基于上述发现而完成了本发明。
为了实现上述目的，本发明提供一种热加工工具钢，其包含：
0.20质量％≤C≤0.50质量％，
0.40质量％＜Si＜0.75质量％，
0.50质量％＜Mn≤1.50质量％，
5.24质量％≤Cr≤9.00质量％，
1.08质量％＜Mo＜2.99质量％，以及
0.30质量％＜V＜0.70质量％，
余量为Fe和不可避免的杂质。
在此，不可避免的杂质的例子包括：W＜0.30质量％，Co＜0.30质量％，Nb＜0.004质量％，Ta＜0.004质量％，Ti＜0.004质量％，Zr＜0.004质量％，Al＜0.004质量％，N＜0.004质量％，Cu＜0.15质量％，Ni＜0.15质量％，B＜0.0010质量％，S＜0.010质量％，Ca＜0.0005质量％，Se＜0.03质量％，Te＜0.005质量％，Bi＜0.01质量％，Pb＜0.03质量％，Mg＜0.005质量％，以及O＜0.0080质量％。
本发明的热加工工具钢还可含有：
0.30质量％≤W≤4.00质量％。
本发明的热加工工具钢还可含有：
0.30质量％≤Co≤3.00质量％。
本发明的热加工工具钢还可含有选自由下列元素所组成的组中的至少一种元素：
0.004质量％≤Nb≤0.100质量％，
0.004质量％≤Ta≤0.100质量％，
0.004质量％≤Ti≤0.100质量％，
0.004质量％≤Zr≤0.100质量％，
0.004质量％≤Al≤0.050质量％，以及
0.004质量％≤N≤0.050质量％。
本发明的热加工工具钢还可含有选自由下列元素所组成的组中的至少一种元素：
0.15质量％≤Cu≤1.50质量％，
0.15质量％≤Ni≤1.50质量％，以及
0.0010质量％≤B≤0.0100质量％。
本发明的热加工工具钢还含有选自由下列元素所组成的组中的至少一种元素：
0.010质量％≤S≤0.500质量％，
0.0005质量％≤Ca≤0.2000质量％，
0.03质量％≤Se≤0.50质量％，
0.005质量％≤Te≤0.100质量％，
0.01质量％≤Bi≤0.30质量％，以及
0.03质量％≤Pb≤0.50质量％。
本发明的钢制品使用了本发明的热加工工具钢。
本文所用术语“钢制品”是指(例如)压铸模、热锻模具、或者温锻模具，但是本发明并不仅限于此。
本发明的热加工工具钢以及用它制备的钢制品具有上述的成分组成，因此其产生了这样的效果：在保持与通用的模具钢(JIS SKD61)相当或更高水平的机械加工性的同时，确保具有比通用的模具钢更优异的导热率和更高的冲击值，即，确保在机械加工性、导热率和冲击值各性质之间达到优异平衡的前所未有的效果。
更详细地说，在本发明的热加工工具钢中，对Si的含量进行了优化，并且对Mn含量、Cr含量、Mo含量和V含量进行了优化，从而能够获得比通用的模具钢更优异的导热率，同时能够确保与通用的模具钢相当或更高水平的机械加工性。因此，产生了这样的效果：本发明的热加工工具钢不但具有高的导热率，而且在低冷却速度的条件下贝氏体转变(所谓的淬透性)的转变温度低、并且具有高的冲击值。由于这种效果，就本发明的热加工工具钢而言，可以防止其模具加工所需的成本高于通用的模具钢所需的成本。另外，本发明的热加工工具钢几乎不会导致粘模或热裂，从而能够获得较长的模具寿命并降低了生产成本，并且能够提高压铸、热锻和/或温锻时的生产率。
附图简要说明
图1为示出机械加工性与Si含量之间的关系的图。
图2为示出导热率与Si含量之间的关系的图。
图3为示出冲击值与Mn含量之间的关系的图。
图4为示出导热率与Mn含量之间的关系的图。
图5为示出冲击值与Cr含量之间的关系的图。
图6为示出导热率与Cr含量之间的关系的图。
图7为示出600℃时的强度(高温强度)与Mo含量之间的关系的图。
图8为示出冲击值与V含量之间的关系的图。
具体实施方式
下面描述根据本发明一个实施方案的热加工工具钢以及由其制备的钢制品。
(热加工工具钢的成分组成及其限定原因)
本实施方案的热加工工具钢含有下列元素作为主要元素：C、Si、Mn、Cr、Mo和V、余量为Fe及不可避免的杂质。根据本实施方案的热加工工具钢含有(例如)W、Co、Nb、Ta、Ti、Zr、Al、N、Cu、Ni、B、S、Ca、Se、Te、Bi、Pb、Mg和O作为不可避免的杂质。此处，在本说明书中，所有的质量百分比分别与重量百分比相同。
(1)0.20质量％≤C≤0.50质量％
C是调节钢的强度所需的主要元素。如果C的量低于0.20质量％，则难以获得所需要的大于或等于36HRC的硬度，然而如果C的量高于0.50质量％，则硬度趋于饱和，同时碳化物的量变得过多，从而使疲劳强度或冲击值劣化。因此，将C的量设定为0.20质量％≤C≤0.50质量％。为了在硬度、疲劳强度和冲击值之间获得优异的平衡，C的量优选为0.24质量％≤C≤0.46质量％，更优选为0.28质量％≤C≤0.42质量％。
(2)0.40质量％＜Si＜0.75质量％
Si是调节钢的机械加工性所需的主要元素。如果Si的量小于或等于0.40质量％，则难以确保其机械加工性与通用的模具钢的机械加工性相当或更高。如果Si的量大于或等于0.75质量％，则导致导热率显著降低。因此，将Si的量设定为0.40质量％＜Si＜0.75质量％。Si的量优选为0.44质量％≤Si≤0.70质量％，更优选为0.48质量％≤Si≤0.65质量％，这样机械加工性和导热率达到良好的平衡。
(3)0.50质量％＜Mn≤1.50质量％
Mn是用于改善相变行为(淬透性)的主要元素。如果Mn的量小于或等于0.50质量％，则降低相变温度和使组织细化的效果不充分，因此难以确保硬度或者冲击值。如果Mn的量超过1.50质量％，不仅冲击值极大地降低，而且几乎不能保持高的导热率。因此，将Mn的量设定为0.50质量％＜Mn≤1.50质量％。另外，Mn的量优选为0.55质量％≤Mn≤1.35质量％，更优选为0.65质量％≤Mn≤1.20质量％，这可以确保硬度和冲击值，同时能够获得高的导热率。
(4)5.24质量％≤Cr≤9.00质量％
Cr是用于改善相变行为(淬透性)、同时通过形成碳化物来提高钢强度的主要元素。如果Cr的量小于5.24质量％，则降低相变温度和使组织细化的效果不充分，从而难以获得充分的硬度和冲击值。另外，随着Cr的量增大，抗腐蚀性也增大，这是暴露于腐蚀性环境中的压铸模具所需的。另一方面，如果Cr的量超过9.00质量％，则难以保持高的导热率。因此，将Cr的量设定为5.24质量％≤Cr≤9.00质量％。另外，Cr的量优选为5.40质量％＜Cr≤8.40质量％，更优选为5.55质量％≤Cr≤7.80质量％，这可以确保硬度、冲击值和抗腐蚀性，同时可以获得高的导热率。
(5)1.08质量％＜Mo＜2.99质量％
Mo不仅是改善相变行为(淬透性)、而且是通过形成碳化物来提高钢强度(尤其是提高高温强度)的主要元素。如果Mo的量小于或等于1.08质量％，则不能获得令人满意的高温强度，然而如果Mo的量大于或等于2.99质量％，则高温强度趋于饱和，同时成本显著提高而使得收益率受损。因此，将Mo的量设定为1.08质量％＜Mo＜2.99质量％。另外，Mo的量优选为1.15质量％＜Mo≤2.80质量％，更优选为1.20质量％≤Mo≤2.50质量％。
(6)0.30质量％＜V＜0.70质量％
V不仅是改善相变行为(淬透性)、而且是通过形成碳化物来提高钢强度(尤其是提高高温强度)的主要元素。如果V的量小于或等于0.30质量％，在淬火时奥氏体颗粒容易粗糙化从而降低了冲击值，然而如果V的量大于或等于0.70质量％，则粗糙的碳化物的量过多，这会使冲击值劣化。因此，将V的量设定为0.30质量％＜V＜0.70质量％。另外，V的量优选为0.40质量％≤V≤0.67质量％，更优选为0.50质量％≤V≤0.64质量％，这能够确保耐软化性，同时可以获得令人满意的疲劳强度和冲击值。
(7)不可避免的杂质
W＜0.30质量％，Co＜0.30质量％，Nb＜0.004质量％，Ta＜0.004质量％，Ti＜0.004质量％，Zr＜0.004质量％，Al＜0.004质量％，N＜0.004质量％，Cu＜0.15质量％，Ni＜0.15质量％，B＜0.0010质量％，S＜0.010质量％，Ca＜0.0005质量％，Se＜0.03质量％，Te＜0.005质量％，Bi＜0.01质量％，Pb＜0.03质量％，Mg＜0.005质量％，O＜0.0080质量％，等。
在W、Co、Nb、Ta、Ti、Zr、Al、N、Cu、Ni、B、S、Ca、Se、Te、Bi、Pb、Mg、O等的含量分别在上述范围内的情况下，这些元素作为不可避免的杂质被包含。
根据本实施方案的热加工工具钢还可含有下列元素作为可选择的元素：
(a)W，
(b)Co，
(c)选自由Nb、Ta、Ti、Zr、Al和N所组成的组中的至少一种元素，
(d)选自由Cu、Ni和B所组成的组中的至少一种元素，以及
/或者
(e)选自由S、Ca、Se、Te、Bi和Pb所组成的组中的至少一种元素。
(8)0.30质量％≤W≤4.00质量％
W是可以加入的选择性元素，以通过析出碳化物来提高强度(沉淀硬化)。如果W的量少于0.30质量％，则提高强度的效果较小，而如果W的量超过4.00质量％，这会导致所述提高强度的效果饱和并且会导致成本显著提高。因此，将W的量设定为0.30质量％≤W≤4.00质量％。
(9)0.30质量％≤Co≤3.00质量％
Co是可以添加的选择性元素，以通过基体中的固溶体来提高强度(固溶硬化)。如果Co的量少于0.30质量％，则提高强度的效果较小，而如果Co的量超过3.00质量％，这会导致所述提高强度的效果饱和并导致成本显著提高。因此，将Co的量设定为0.30质量％≤Co≤3.00质量％。
(10)选自由下列元素所组成的组中的至少一种元素：
0.004质量％≤Nb≤0.100质量％，
0.004质量％≤Ta≤0.100质量％，
0.004质量％≤Ti≤0.100质量％，
0.004质量％≤Zr≤0.100质量％，
0.004质量％≤Al≤0.050质量％，以及
0.004质量％≤N≤0.050质量％。
Nb、Ta、Ti、Zr、Al和N是可被添加的选择性元素，以通过在淬火时使奥氏体颗粒细化(细晶化)来提高强度和韧性。对于所有这些元素来说，如果其添加量少于预定的量，则提高强度和韧性的效果较小，而如果其添加量超过预定的量，则产生过量的碳化物、氮化物、或氧化物，而这会导致韧性降低。
(11)选自由下列元素所组成的组中的至少一种元素：
0.15质量％≤Cu≤1.50质量％，
0.15质量％≤Ni≤1.50质量％，以及
0.0010质量％≤B≤0.0100质量％。
Cu、Ni和B是可被添加的选择性元素，以改善相变行为(淬透性)。对于所有这些元素来说，如果其添加量少于预定的量，则改善可淬性的效果较小，而如果其添加量超过预定的量，则所述改善效果饱和，并且实际益处较小。特别是，对于Cu和Ni来说，如果加入的量过多的话，会引起导热率降低。
(12)选自由下列元素所组成的组中的至少一种元素：
0.010质量％≤S≤0.500质量％，
0.0005质量％≤Ca≤0.2000质量％，
0.03质量％≤Se≤0.50质量％，
0.005质量％≤Te≤0.100质量％，
0.01质量％≤Bi≤0.30质量％，以及
0.03质量％≤Pb≤0.50质量％。
S、Ca、Se、Te、Bi和Pb是可被加入的选择性元素，以提高机械加工性(机械加工性改善)。对于所有这些元素来说，如果其添加量少于预定的量，则提高机械加工性的效果较小，而如果其添加量超过预定的量，则热加工性显著劣化从而导致在塑料加工时频繁地产生裂缝，因此生产率和产量降低。
在这方面，关于本发明的钢中所含有的各元素，根据一个实施方案，它们在钢中存在的最低量是在所开发的如表1和表2中所总结的钢材的例子中所使用的最小非零量。根据进一步的实施方案，它们在钢中存在的最高量是在所开发的如表1和表2中所总结的钢材的例子中所使用的最大量。
(制备方法)
例如，可以通过下述工序来获得该实施方案的钢材，但是本发明并不局限于此。
(1)铸造
将原料混合以得到上述预定的成分，将该原料熔融，并在铸模中对熔体进行铸造以得到钢锭。
(2)均质化热处理/热加工
进行均质化热处理和热加工以使所获得的钢锭的成分均匀化并破坏铸态组织。关于均质化热处理和热加工的条件，优选根据各成分来选择用于各处理的最佳条件。
通常通过将钢锭在1,100℃至1,500℃下保持大约10至30小时来进行均质化热处理。
通常在1,000℃至1,300℃下进行热加工，并且在加工完成之后，将钢锭进行空气冷却。
(3)回火/球化退火/粗加工
根据本实施方案的钢材具有相对较好的相变行为(淬透性)，因此，由于发生了贝氏体相变或者马氏体相变，在热加工后，该钢材经常在空气冷却时变硬。因此，优选的是，通过在所述热加工之后进行回火和球化退火、然后进行粗加工，使该材料软化。
关于回火的条件，优选根据各成分来选择最佳的条件。通常通过将该材料在600至750℃下保持大约1至10小时来进行回火。
优选进行球化退火以使钢材的硬度大约为90至97HRB。通常通过将所述材料在800至950℃下保持大约1至10小时、然后以每小时5至30℃的速度将其冷却来进行球化退火。
通过将软化后的材料机械加工成预定的形状来进行粗加工。
(4)热处理(淬火/回火)
进行热处理以将粗加工后的材料调节至所需的硬度。关于淬火条件和回火条件，优选根据各成分和所需的特性来选择用于各处理的最佳条件。
通常通过将所述材料在1,000至1,050℃下保持0.5至5小时、然后快速将其冷却来进行淬火。对快速冷却的方法没有特别的限制，优选根据目的来选择最佳的方法。快速冷却方法的例子包括水冷、油冷和空气吹风冷却。
通常通过将所述材料在500至650℃下保持1至10小时来进行回火。
经过上述的步骤(1)至(4)，可以获得这样的钢材，其导热率优于通用的模具钢(JIS SKD61)，并且冲击值高于通用的模具钢，同时保持与通用的模具钢相当或更高水平的机械加工性。
(5)精加工
将热处理至所需硬度的材料进行精加工。
经过步骤(5)，就得到了采用本实施方案的热加工工具钢制成的钢制品。
(操作方式)
在本实施方案的热加工工具钢中，Si的量被优化，使得该钢材可以具有与通用的模具钢相当或更高水平的机械加工性，并且可以获得优于通用的模具钢的导热率。此外，在本实施方案的热加工工具钢中，Mn的量、Cr的量、Mo的量和V的量也被优化，从而在确保与通用的模具钢相当或更高水平的机械加工性的同时，获得与通用的模具钢相比优异的导热率和高的冲击值。因此，本发明的热加工工具钢能够使得模具加工的成本不高于在使用通用的模具钢时的模具加工成本。而且，本发明的热加工工具钢几乎不会导致粘模或热裂，结果，模具的寿命可以延长，并且在压铸、或者热煅和/或温煅时的制备成本可以降低且生产率可以提高。
实施例
(实施例A)
为了制备下述实施例B中的各个本发明钢材，进行实施例1至5以研究优选的Si、Mn、Cr、Mo和V的含量。
(实施例1：Si含量的研究)
研究Si的优选含量，并参照图1和2进行以下说明。
图1示出了在切削由0.35质量％的C、0.82质量％的Mn、5.73质量％的Cr、1.21质量％的Mo、0.62质量％的V和x质量％的Si构成的钢材时，相对于Si的量，采用切削工具进行加工直到其寿命结束时所切削的距离。在图1中，关于各个绘制点上的数值，上侧的数值表示x值(质量％)、并且下侧的数值表示所切削的距离(mm)。用于评价机械加工性的样本为55mm×55mm×200mm的方形棒(其是按照与实施例B相同的工序制造的，并且通过球化退火将其软化至硬度为90至97HRB)，将切削工具的端间隙面上的最大磨损量达到300μm时的时间判断为其寿命的终点。所切削的距离越大，表示加工性越好，因而是优选的。
根据图1，随着Si的量的增加，所切削的距离也增加，因此，从提高机械加工性的观点考虑，优选的是Si的量较大。根据图1，当Si含量小于或等于0.40质量％时，所切削的距离的降低较为显著。因此，从确保机械加工性的观点考虑，Si的量优选为大于0.40质量％，更优选为大于或等于0.44质量％，进一步更优选为大于或等于0.48质量％。另一方面，当Si的量大于或等于0.75质量％时，改善机械加工性的效果并不显著。
将通过使用与图1中相同的材料而制成的Φ11mm×50mm的圆棒在1,030℃下加热，然后通过快速冷却和回火将其处理至49HRC的硬度。由该圆棒制作用于测量导热率的Φ10mm×2mm的样本。图2示出了通过激光闪烁法在室温下测定的导热率与Si含量的关系。在图2中，关于各个绘制点上的数值，上侧的数值表示x值(质量％)、并且下侧的数值表示导热率(W/m/K)。导热率越高，表示所形成的模具的冷却能力越高，因而是优选的。
根据图2，随着Si含量的增加，导热率降低，当Si含量超过0.80质量％时，导热率降低至与通用的模具钢(JIS SKD61，导热率为24W/m/K)相比几乎没有差别的程度。因此，从获得比通用的模具钢(JISSKD61，导热率为24W/m/K)更高的导热率的观点考虑，选择小于0.75质量％的值作为Si含量的上限。
另外，根据图2，当Si的量为0.10质量％至0.40质量％时，可以获得大于或等于28.3W/m/K的高导热率，当Si的含量为0.10至0.70质量％时，可以获得大于或等于26W/m/K的优良导热率。
综上所述，尽管导热率随着Si含量的增加而降低，但是与通用的模具钢相比，Si含量的上限可以设定为低于0.75质量％。从提高导热率的观点考虑，Si含量更优选小于或等于0.70质量％，进一步更优选小于或等于0.65质量％。
(实施例2：Mn含量的研究)
研究Mn的优选含量，并参照图3和图4进行以下说明。
图3绘制出了钢材在室温下的冲击值相对于Mn的含量的情况，所述钢材由0.32质量％的C、0.42质量％的Si、5.03质量％的Cr、1.22质量％的Mo、0.60质量％的V以及x质量％的Mn构成。在图3中，关于各个绘制点上的数值，上侧的数值表示x值(质量％)、并且下侧的数值表示冲击值(J/cm2)。用于评价冲击值的样本为11mm×11mm×55mm的方形棒(其是按照与实施例B相同的工序制造的，并且通过球化退火将其软化至硬度为90至97HRB)，将其在1,030℃下加热，然后通过快速冷却和回火将其处理至49HRC的硬度。由上述方形棒制造10mm×10mm×55mm的JIS No.3冲击测试样本，并用于测定冲击值。冲击值越大，表示所形成的模具的抗断裂性越高，因而是优选的。
根据图3可以看出，当Mn的含量小于或等于0.50质量％时，冲击值相对较低。另外，根据图3，所述冲击值随着Mn含量的增加而提高，但是当Mn含量超过1.50质量％时，冲击值降低。
根据图3，当Mn的含量为0.45质量％和0.55质量％时，可以获得大于或等于30J/cm2的冲击值。因此，选择Mn含量为0.45质量％和0.55质量％的中间值0.50质量％作为Mn含量的下限。另外，根据图3，当Mn含量大于或等于0.65质量％时，可以获得大于或等于31
J/cm2的冲击值。但是，根据图3，当Mn含量超过1.50质量％时，尽管冲击值仍保持在良好的水平上，但是冲击值降低了。
图4绘制出了与图3中相同的材料在室温下的导热率相对于Mn的含量的情况。在图4中，关于各个绘制点上的数值，上侧的数值表示x值(质量％)、并且下侧的数值表示导热率(W/m/K)。通过与实施例1中相似的激光闪烁方法来测定导热率。
根据图4，随着Mn含量的增加，导热率降低。根据图4，Mn含量可以小于或等于1.50质量％，以便获得大于或等于26W/m/K的导热率，与JIS SKD61(导热率：24W/m/K)相比，该导热率使得冷却能力提高；Mn含量可以小于或等于1.35质量％，以便获得大于或等于26.4W/m/K的导热率，该导热率使得冷却能力进一步提高；Mn含量可以小于或等于1.20质量％，以便获得大于或等于26.8W/m/K的导热率，该导热率使得冷却能力更进一步提高。
(实施例3：Cr含量的研究)
对Cr的优选含量进行研究并参考图5和图6进行描述。
图5绘制出了钢材在室温下的冲击值相对于Cr的含量的情况，所述钢材由0.35质量％的C、0.51质量％的Si、0.84质量％的Mn、1.22质量％的Mo、0.61质量％的V以及x质量％的Cr构成、并且已处理至硬度为49HRC。在图5中，关于各个绘制点上的数值，上侧的数值表示x值(质量％)、并且下侧的数值表示冲击值(J/cm2)。按照与实施例2相同的方式制备样本并测量冲击值。
根据图5，随着Cr含量的增加，冲击值增大。当Cr含量超过5质量％时，该元素的这种效果尤其显著。根据图5可以理解的是，为了获得27.2J/cm2或更高的冲击值，Cr的含量可以为5.24质量％或更高。因此，从确保冲击值的观点考虑，将Cr含量的下限设定为5.24质量％或更高。另外，根据图5，当Cr含量低于5质量％时，冲击值显著降低。
图6绘制出了钢材在室温下的导热率相对于Cr的含量的情况，所述钢材由0.21质量％的C、0.41质量％的Si、0.52质量％的Mn、1.22质量％的Mo、0.61质量％的V以及x质量％的Cr构成。在图6中，关于各个绘制点上的数值，上侧的数值表示x值(质量％)、并且下侧的数值表示导热率(W/m/K)。通过与实施例1中相似的激光闪烁方法来测定导热率。
根据图6，随着Cr含量的增加，导热率降低。根据图6，Cr含量可以为9.00质量％或更低，以便获得25W/m/K或更高的导热率，与JIS SKD61(导热率：24W/m/K)相比，该导热率使得冷却能力提高；Cr含量可以为8.40质量％或更低，以便获得25.6W/m/K或更高的导热率，该导热率使得冷却能力提高；Mn含量可以为7.80质量％或更低，以便获得26.3W/m/K或更高的导热率，高导热率使得冷却能力进一步提高。另外，根据图6，Cr含量可以为6.70质量％或更低，以便获得28W/m/K或更高的导热率，与JIS SKD61相比，该导热率使得冷却能力显著提高。
(实施例4：Mo含量的研究)
研究Si的优选含量，并参照图7进行以下说明。
图7示出了钢材的高温强度(在600℃时的变形阻力)相对于Mo的含量的情况，所述钢材由0.35质量％的C、0.47质量％的Si、0.83质量％的Mn、5.74质量％的Cr、0.59质量％的V以及x质量％的Mo构成。在图7中，关于各个绘制点上的数值，上侧的数值表示x值(质量％)、并且下侧的数值表示高温强度(MPa)。用于测定变形阻力的样本为Φ15mm×50mm的圆棒(其是按照与实施例B相同的工序制造的，并且通过球化退火将其软化至硬度为90至97HRB)，将其在1,030℃下加热，然后通过快速冷却和回火将其处理至45HRC的硬度。由该圆棒制作用于测量变形阻力的Φ14mm×21mm的样本。将该样本以5℃/秒的速度加热到600℃并保持100秒后，在应变速率为10秒-1的条件下对其进行加工以测定变形阻力。
此处所用的术语“变形阻力”是指使材料变形所需的每单位面积上的力。更具体而言，“变形阻力”表示由Kf＝pw/aw所确定的Kf，其中pw为在以10秒-1的应变速率进行加工的过程中的力，而aw表示与该力垂直的接触面积(下文中，所用的“变形阻力”的含义与此处相同)。
将通过这种方式测得的变形阻力定义为在600℃下的强度(高温强度)，并将该变形阻力相对于Mo的含量绘图(见图7)。变形阻力越高，表示强度越高，反过来磨损就越低，因而是优选的。
根据图7，随着Mo含量的增加，高温强度也随之增加。特别是，当Mo含量高于1.08质量％(对应于JIS SKD61中的Mo含量)时，高温强度的增加使得能够获得较高水平的高温强度(＞930MPa)。根据图7，当Mo含量为1.25质量％至3质量％时，高温强度的增加变缓，并且当Mo含量大于或等于3质量％时，高温强度的增加达到饱和。因此，在Mo含量为1.25质量％或更低的范围内，高温强度的增加趋势变缓，Mo含量(例如)优选大于1.15质量％，更优选大于或等于1.20质量％。
另外，根据图7，Mo含量可以为1.23质量％或更高，以便获得950MPa或更高的高温强度；Mo含量可以为2.5质量％或更高，以便获得970MPa或更高的高温强度。然而，Mo含量大于或等于3质量％时会导致成本显著增加。因此，为了降低成本，Mo含量优选少于2.99质量％，更优选为2.80质量％或更低，进一步更优选为2.50质量％或更低。
(实施例5：V含量的研究)
对V的优选含量进行研究并参考图8进行描述。
图8示出了钢材的冲击值相对于V的含量的情况，所述钢材由0.34质量％的C、0.49质量％的Si、0.82质量％的Mn、5.75质量％的Cr、1.23质量％的Mo以及x质量％的V构成、并已被处理至48HRC。在图8中，关于各个绘制点上的数值，上侧的数值表示x值(质量％)、并且下侧的数值表示冲击值(J/cm2)。按照与实施例2相同的方式制备样本并测量冲击值。
根据图8，当V的含量在0.1质量％至1质量％的范围内变动时，不管V的含量为多少，均可获得良好的冲击值(20J/cm2或更高)。根据图8，在V含量为0.30质量％的附近以及在V含量为0.70质量％的附近出现拐点。因此，当将V含量设定为高于0.30质量％至低于0.70质量％时，据认为有助于改善相变行为(淬透性)并且可通过形成碳化物来实现钢材的高强度。另一方面，根据图8，当V含量为0.30质量％或更低时，冲击值显著降低；当V含量为0.70质量％或更高时，除了冲击值降低之外，材料成本的增加在工业上也会成为大问题。因此，V含量优选为0.30质量％＜V＜0.70质量％。根据图8可知，V含量可以为0.40质量％或更高，以便获得31J/cm2或更高的冲击值，并且V含量可以为0.50质量％或更高，以便获得34J/cm2或更高的冲击值。
(实施例B)
基于实施例A的研究结果，制造了本发明钢材和对比用钢材并对它们进行了评价，如下所述。
(样本的制造和压铸模具)
关于表1和表2中所示的实施例和比较例(对比用钢材A11为JIS SKD61)，将各钢件在真空中熔融，并将熔体在铸模中铸造以得到6吨钢锭。
将所得到的钢锭在1,240℃下进行均质化处理。然后，通过热煅制造截面为310mm×660mm的矩形块。
随后，在700℃下将该矩形块回火，然后加热至900℃并逐渐冷却，从而使该矩形块软化至硬度为90至97HRB。由所得到的矩形块加工成约700kg的压铸模具。
将该压铸模具在真空中加热至1,030℃并保持1小时之后，通过喷射氮气使其淬火。然后通过在580至610℃下进行回火将该压铸模具的硬度处理至约42HRC。
在热处理之后，从该压铸模具上切割下不同的样本。另外，将该压铸模具进行精加工，从而制得大约650kg的压铸模具。
Figure BSA00000152952200211
Figure BSA00000152952200221
(基本特性的测量和评价)
使用从压铸模具上切割下来的样本，测量并评价其基本特性(高温强度、导热率、冲击值、抗腐蚀性、成本)。
按下列方式测定高温强度。从压铸模具上切割下来Φ14mm×21mm的样本。将所获得的样本以5℃/秒的速度加热至600℃并保持100秒之后，然后在应变速率为10秒-1的条件下对其进行加工以测量变形阻力。结果示于表3。
按下列方式测定导热率。从压铸模具上切割下来Φ10mm×2mm的样本，并通过激光闪烁方法在室温下测定所获得的样本的导热率。结果示于表3。
按下列方式测定冲击值。从压铸模具上切割下来10mm×10mm×55mm的JIS No.3冲击测试样本，并在室温下测量该样本的冲击值。结果示于表3。
按下列方式测量抗腐蚀性。从压铸模具上切割下来样本，该样本中打有孔，并以5.0升/分钟的速度使30℃的工业用水流经该孔的内部24小时。在使水流经之后，用肉眼来评价在孔的内表面上铁锈的生成状况。结果示于表3。
表3
基本特性
Figure BSA00000152952200241
(基本特性的评价)
当高温强度为920MPa或更高时将其评为“好”(表3中用“A”表示)，否则的话将其评为“差”(表3中用“B”表示)。当导热率为26W/m/K或更高时将其评为“好”(表3中用“A”表示)，否则的话将其评为“差”(表3中用“B”表示)。当冲击值大于20J/cm2时将其评为“好”(表3中用“A”表示)，否则的话将其评为“差”(表3中用“B”表示)。与JIS SKD61(对比用钢材A11)相比，当生锈少于JIS SKD61时，将抗腐蚀性评为“好”(表3中用“A”表示)，当生锈的情况与JIS SKD61相当时，将抗腐蚀性评为“稍差”(表3中用“B”表示)，当生锈的情况比JIS SKD61更严重时，将抗腐蚀性评为“差”(表3中用“C”表示)。
本发明的钢材在所有项目中都表现出良好的性能。此外，本发明钢材的机械加工性不比通用的模具钢(JIS SKD61)差。顺便提及的是，通过对压铸模具在实际切削时的加工效率以及切削工具的磨损损失进行判断，由此来评价机械加工性。当对机械加工性差的钢材进行切割时，切削工具容易导致局部非正常磨损或产生碎屑，由于要频繁地更换切削工具这不可避免地会降低加工效率，并且由于要使用大量的切削工具这不可避免地会提高成本。在切割本发明的钢材时切削工具的加工效率或者磨损损失与切割通用钢材时的加工效率或者磨损损失相当，并且可以确定的是，在实际的模具加工中本发明钢材的机械加工性与通用钢材的机械加工性相当。
在其导热率大于27W/m/K的本发明钢材中，Si含量为0.55质量％或更低(除了本发明钢材A12之外，Si含量均为0.52质量％或更低)、Mn含量为0.81质量％至1.04质量％(除了本发明钢材A12之外，Mn含量均为0.81质量％至0.95质量％；进一步，除了本发明钢材A11之外，Mn含量均为0.81质量％至0.84质量％)、并且Cr含量为5.55质量％至5.74质量％(除了本发明钢材A12之外，Cr含量均为5.63质量％至5.74质量％；进一步，除了本发明钢材A11之外，Cr含量均为5.71质量％至5.74质量％)。
在其冲击值为34J/cm2或更高的本发明钢材中，Mn含量为0.51质量％至1.42质量％(除了本发明钢材A05外，Mn含量均为0.51质量％至0.83质量％)、Cr含量为5.25质量％至8.61质量％(除了本发明钢材A01外，Cr含量均为5.25质量％至8.08质量％)、并且V含量为0.57质量％至0.69质量％。
另一方面，在对比用钢材A11的情况下，除了高温强度和成本以外，其它所有项目都评为“C”。所用的样本是从大的压铸模具(已使其淬火速率降低)上切割下来的样本。因此，特别是在对比用钢材A11中，大量地形成了V的碳化物，从而冲击值低。
其他对比用钢材在某些评价项目中比对比用钢材A11(JISSKD61)要好一些，但是没有一个钢件在所有项目中均被评为“A”。
例如，在对比用钢材A01中，由于C太少，其高温强度降低。此外，由于V太少，淬火时奥氏体晶粒变粗，并且冲击值降低。另外，在对比用钢材A01中，由于Cr和Mo的含量相对较少，导致其抗腐蚀性差。
对比用钢材A02中，由于C或V过多使得碳化物的量过大，冲击值降低。此外，在对比用钢材A02中，由于Si和Mn的含量相对较多导致导热率降低。另外，在对比用钢材A02中，由于Cr和Mo的含量相对较少导致抗腐蚀性差，并且由于过多的V而使得成本较高。
在对比用钢材A03中，由于Si过多而使得导热率降低。
在对比用钢材A04中，尽管Si很少，但是由于Mn和Cr的含量相对较多而使导热率降低。
在对比用钢材A05中，由于Mn太少，在冷却速率低的条件下使相变温度降低的效果、以及组织细化的效果不充分，并且冲击值降低。此外，在对比用钢材A05中，由于Cr的含量相对较少而使得抗腐蚀性差。
在对比用钢材A06中，由于Mn过多而使导热率降低。此外，将对比用钢材A06的冲击值评为好，但是该冲击值只是勉强能够满足评价标准。另外，在对比用钢材A06中，C的含量较大，因而形成了大量的Cr的碳化物，结果，作为固溶体的Cr的量减少了，从而造成抗腐蚀性差。
在对比用钢材A07中，由于Cr太少而使得可淬性不充分，并且冲击值降低。此外，由于Cr太少而使得对比用钢材A07的抗腐蚀性差。
在对比用钢材A08中，由于Cr过多而使得导热率降低。
在对比用钢材A09中，由于Mo太少而使得高温强度降低。
在对比用钢材A10中，由于Mo过多而使得成本显著增加。
在对比用钢材A11中，由于Si过多而使得导热率降低，并且由于Mn太少或V过多而使得冲击值降低。
(利用压铸模具进行的实机试验)
按照下列方式，利用压铸模具进行实机试验。将所制得的压铸模具安装在机器中，并对铝合金进行铸造。将ADC 12用作铝合金，并将熔融和保温炉的温度设定为680℃。压铸产物的重量为约5kg，并且一个循环为60秒。在铸造10,000次之后，对模具表面上的热裂以及内部冷却回路的腐蚀破裂进行评价。另外，还要对直至完成10,000次铸造时，是否由于内部冷却回路的破裂而导致明显的粘模或漏水进行评价。实机试验的结果示于表4。将表3中所示的导热率和冲击值直接插入到表4中。
表4
压铸试验结果
Figure BSA00000152952200281
表4(续)
压铸试验结果
(实机试验的评价)
用肉眼逐一来判断热裂、粘模、磨损以及水孔的破裂，当未产生上述情况时将其评为“好”(在表4中表示为“A”)；当稍微产生了上述情况时将其评为“略差”(在表4中表示为“B”)；当已经产生了上述情况时将其评为“差”(在表4中表示为“C”)。
本发明钢材在所有项目中都显示出良好的特性，而对比用钢材在任意一个项目中均未符合评价标准。这是因为本发明钢材具有上述的成分组成，从而确保了高的导热率和高的冲击值，而对比用钢材不具有上述的成分组成，因而导热率和/或冲击值低。
也就是说，在本发明钢材中，由于导热率高，所以热应力小，并且几乎不会发生热裂。另外，在本发明钢材的情况下，高的导热率抑制了模具的过热，并且大幅度地降低了铝合金与模具之间的粘模。另外，高速注入铝合金所引起的磨损可以忽略不计，这与高温强度高是对应的。在本发明钢材的情况下，内部冷却回路的腐蚀不太明显，并且未产生由于裂缝(其起源于被腐蚀部分)的渗透导致的漏水。
另一方面，可以看到，与JIS SKD61(对比用钢材A11)相比，对比用钢材A01至A10(不包括对比用钢材A02)性能有所改善，但是比本发明钢材差，并且对比用钢材A02比JIS SKD61(对比用钢材A11)更差。
在其导热率和冲击值都较低的钢件(对比用钢材A02和A11)中，容易发生热裂。此外，在导热率较低的钢件(对比用钢材A02、A03、A04、A06、A08和A11)中，频繁地发生粘模。在抗腐蚀性较低的钢件(对比用钢材A01、A02、A05、A06和A07)中，内部冷却回路的腐蚀相当严重，并且起源于被腐蚀部位的裂纹分散开来。在内部高温强度较低的钢件(对比用钢材A01和A09)中，磨损明显。对比用钢材A10的Mo含量高，考虑到成本或节约资源，不推荐使用该材料。
特别是，与针对基本特性评价时的情况相似，对比用钢材A11(JIS SKD61)，除了磨损和成本之外，在其它所有项目中均被评为“差”或“稍差”。对比用钢材A11由于其导热率较低导致模具过热，并且使得铝合金与模具之间频繁地发生粘模。此外，由于导热率较低进而造成热应力较大，因此产生了很多热裂。
用于实机试验中的模具是一大型模具。该试验结果表明：尽管利用本发明钢材制得的模具尺寸较大，但是其可以具有高的冲击值，并可具有高的导热率和高温强度。
虽然在上文中描述了本发明，但是应该理解的是，本发明并不局限于这些实施方案。
本发明的热加工工具钢以及由其制成的钢制品的导热率优于通用的模具钢(JIS SKD61)的导热率，并且能够在保持与通用的模具钢相当或更高水平的机械加工性的同时，确保比通用的模具钢更高的冲击值，因此，在工业上对于模具制造商和模具使用者来说非常有价值。

Claims (7)

1.一种热加工工具钢，包含：
0.20质量％≤C≤0.50质量％，
0.40质量％＜Si＜0.75质量％，
0.50质量％＜Mn≤1.50质量％，
5.24质量％≤Cr≤9.00质量％，
1.08质量％＜Mo＜2.99质量％，以及
0.30质量％＜V＜0.70质量％，
余量为铁和不可避免的杂质。
2.权利要求1所述的热加工工具钢，还包含：
0.30质量％≤W≤4.00质量％。
3.权利要求1或2所述的热加工工具钢，还包含：
0.30质量％≤Co≤3.00质量％。
4.权利要求1至3中任意一项所述的热加工工具钢，还包含选自由下列元素所组成的组中的至少一种元素：
0.004质量％≤Nb≤0.100质量％，
0.004质量％≤Ta≤0.100质量％，
0.004质量％≤Ti≤0.100质量％，
0.004质量％≤Zr≤0.100质量％，
0.004质量％≤Al≤0.050质量％，以及
0.004质量％≤N≤0.050质量％。
5.权利要求1至4中任意一项所述的热加工工具钢，还包含选自由下列元素所组成的组中的至少一种元素：
0.15质量％≤Cu≤1.50质量％，
0.15质量％≤Ni≤1.50质量％，以及
0.0010质量％≤B≤0.0100质量％。
6.权利要求1至5中任意一项所述的热加工工具钢，还包含选自由下列元素所组成的组中的至少一种元素：
0.010质量％≤S≤0.500质量％，
0.0005质量％≤Ca≤0.2000质量％，
0.03质量％≤Se≤0.50质量％，
0.005质量％≤Te≤0.100质量％，
0.01质量％≤Bi≤0.30质量％，以及
0.03质量％≤Pb≤0.50质量％。
7.一种钢制品，其包含权利要求1至6中任意一项所述的热加工工具钢。
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