CN102264921A - 钢的淬火方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供用于获得具有高的韧性的热加工工具钢的淬火方法。其为以质量％计包含C：0.32～0.45％、Si：0.01～不足0.8％、Mn：0.1～0.8％、Ni：0～不足0.8％、Cr：4.5～5.6％、Mo和W单独或以组合(Mo+1/2W)计：2.0～3.5％、V：0.5～1.0％、Co：0～2.0％、余量Fe及不可避免的杂质的热加工工具钢的淬火方法，其特征在于，以80分钟以内的较快的速度从1020～1070℃的淬火温度急冷到530℃。而且优选的钢的淬火方法是，以上述记载的较快的速度急冷后，接下来的至150℃的冷却是以60～250分钟的较慢的速度进行冷却。

Description

钢的淬火方法

技术领域

本发明涉及用于获得冲压模具、锻造模具、压铸模具、挤出工具之类的多种热加工工具中最适合的、具有高韧性的热加工工具钢的淬火方法。

背景技术

由于热加工工具边与高温的被加工材料或硬质的被加工材料接触边进行使用，所以要求兼具能够耐热疲劳和耐冲击的强度和韧性。因此，在现有的热加工工具的领域中，例如使用作为JIS钢种的SKD61系的热加工工具钢。而且最近，由于使用热加工工具缩短了所制造的制品的制造时间、为了使其复杂形状成形而使被加工材料高温化，而且随着同时加工多个制品，模具等热加工工具也大型化等，因此热加工工具材料中，被要求能够确保更高的高温强度、和甚至是大型尺寸工具的内部也能够确保高的韧性。

因此，为了改善热加工工具钢的高温强度和韧性，以SKD61作为基本成分，进一步使形成有助于回火时的2次硬化的碳化物的元素增加，或者增加/添加提高淬火性的元素，来开发高性能化的改良钢种(参照专利文献1、2)。

另外，为了改善热加工工具钢的韧性，提出了使淬火冷却时的传热系数缓慢升高并冷却，并使贝氏体组织及马氏体组织微细化等的、调整淬火冷却速度的方法(参照专利文献3～5)。

先行技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第3191008号公报

专利文献2：日本特开2008-095181号公报

专利文献3：日本特开2008-088532号公报

专利文献4：日本特开2006-342377号公报

专利文献5：日本特开2005-171305号公报

发明要解决的技术问题

专利文献3、4的淬火方法，对于SKD61等的贝氏体相变、其中尤其是容易产生上部贝氏体那样的粗组织的基本钢种，在能够使该基体组织微细化方面、能够抑制珠光体组织方面是优异的。另外，即便对于提高耐磨耗性且尽量增加了W、Mo的SKD61的类似钢，使晶粒内组织微细化的专利文献5的淬火方法，对维持其韧性也是有效的。可是，如上述的专利文献1或2所示，对于更多地包含形成碳化物的元素的改良钢种，确实难以发挥其改善韧性的作用效果。

也就是说，上述的改良钢种原本淬火性高，与SKD61相比，如图1的连续冷却相变曲线图(CCT曲线)所示的贝氏体相变向低温、长时间一侧移动，因此SKD61没有在低温区域下加快冷却速度的必要。当然问题是从淬火温度到500℃左右之间为高温区域，该冷却中容易析出和生长晶界碳化物，它们对韧性的影响极大。因此，即便将以SKD61作为对象的专利文献3等的淬火方法应用在改良钢种中，在该高温区域下的冷却速度的研究也是不充分的，所以确实难以期待改善韧性。多数情况是，韧性降低时，高温强度等其他的特性即使优异，也不能够利用在热加工工具中。

发明内容

因此，本发明的目的在于提供一种淬火方法，其为如专利文献1、2所提出的、在高温强度优异的热加工工具钢中，在较多地包含形成碳化物的元素，才能更确切地实现优异的韧性。

本发明人等进行潜心研究的结果表明，对与SKD61不同的、具有上述特定的组成范围的钢的韧性而言，淬火冷却时的晶界碳化物的析出和生长程度对其有很大的影响。而且，通过阐明此时的机理，明确得到最合适的淬火条件，并完成了本发明。

即本发明为钢的淬火方法，其为以质量％计包含C：0.32～0.45％、Si：0.01～不足0.8％、Mn：0.1～0.8％、Ni：0～不足0.8％、Cr：4.5～5.6％、Mo和W单独或以组合(Mo+1/2W)计：2.0～3.5％、V：0.5～1.0％、Co：0～2.0％、余量Fe及不可避的杂质的热加工工具钢的淬火方法，其中，

以80分钟以内的较快的速度从1020～1070℃的淬火温度急冷到530℃。优选为45分钟以内的较快的速度。优选热加工工具钢的(Mo+1/2W)超过2.5％。

而且，除了上述的淬火方法外，优选钢的淬火方法是，以上述记载的较快的速度从1020～1070℃的淬火温度急冷到530℃后，接下来的至150℃的冷却以60分钟以上的较慢的速度进行冷却。此时，优选以250分钟以下的速度进行冷却。

发明效果

根据本发明，在较多地包含形成碳化物的元素、且高温强度优异的热加工工具钢中，可以具备非常高水平的韧性。因此，对于可适用于多种热用途/环境的热加工工具钢的实际应用来说是有效的技术。

附图说明

图1为表示SKD61和作为本发明的对象的改良钢种的CCT曲线、与淬火冷却曲线的关系的示意图。

图2为表示作为本发明的对象的改良钢种的CCT曲线、与本发明例子和比较例的淬火冷却曲线的关系的示意图。

图3为表示作为本发明对象的改良钢种的CCT曲线、与本发明例子的淬火冷却曲线得关系的示意图。

图4为表示作为本发明对象的改良钢种的CCT曲线、与本发明例子和比较例的淬火冷却曲线的关系的示意图。

图5为作为本发明对象的改良钢种(钢A)中应用本发明例子和比较例的淬火方法时的、评价其回火后的韧性的图。

图6为作为本发明对象的改良钢种(钢B)中应用本发明例子的淬火方法时的、评价其回火后的韧性的图。

图7为作为本发明对象的改良钢种(钢C)中应用本发明例子和比较例的淬火方法时的、评价其回火后的韧性的图。

图8为作为本发明对象的改良钢种(钢D)中应用本发明例子和比较例的淬火方法时的、评价其回火后的韧性的图。

具体实施方式

如上所述，本发明的特征之一在于，将应作为本发明的淬火对象的钢种限定为具有在其淬火冷却时容易发生晶界析出、且韧性下降明显的成分组成。即，对于由于淬火方法而韧性受到大的影响的钢种而言，如果应用后述的条件所限定的淬火方法，则能具备高水平韧性，且能充分发挥以高温强度为代表的其他的优异的特性。以下对供于本发明的、以窄组成范围构成钢的成分的限定理由加以叙述。

C是热加工工具钢中重要的必需元素，其通过一部分固溶在基体中以提供强度，并且通过一部分形成碳化物以提高耐磨耗性和耐烧蚀性。另外，作为固溶后的填隙式原子的C，同Cr等与C亲和性大的置换式原子一起添加的情况下，可预期I(填隙式原子)-S(置换式原子)效果，也可预期溶质原子作为牵伸抵抗(引きずり抵抗)而作用高强度化的效果。但是，碳含量不足0.32质量％时，不能确保作为工具构件足够的硬度、耐磨耗性。另一方面，过度添加而导致韧性、热强度降低，所以上限设为0.45质量％(以下仅记为％)。优选0.34％以上和/或0.42％以下。更优选0.40％以下。

Si是制钢时的脱氧剂，并且是提高切削性的元素。为了获得这些效果而需要添加0.01％以上，过多时使贝氏体组织发达韧性下降。另外，在淬火冷却时的贝氏体组织中，通过抑制渗碳体系的碳化物的析出，由此间接地促进回火时的合金碳化物的析出、凝集、粗大化，使高温强度下降。因此，设为不足0.8％。优选0.1％以上和/或0.6％以下。

Mn具有提高淬火性、抑制铁素体的生成、并获得适度的淬火回火硬度的效果。另外，如果Mn以非金属夹杂物MnS存在于组织中，则对改善切削性有极大的效果。为了获得这些的效果而需要添加0.1％以上，但过多时使基体的粘度提高、切削性降低，所以设为0.8％以下。优选为0.3％以上和/或0.7％以下。

Ni是抑制铁素体的生成的元素。而且，Ni具有如下的效果：与C、Cr、Mn、Mo、W等一起对本发明钢赋予优异的淬火性，且在缓慢的淬火冷却速度的情况下也可抑制贝氏体组织的生成。因此，用于使马氏体主体的组织形成，防止韧性降低是有效的。进而，由于镍提供了本质上改善基体的韧性的效果，所以是优选添加的元素。Ni的添加是任意的，但过多时使基体的粘度提高、切削性降低，或者使高温强度降低，因此需要设为不足0.8％。优选0.5％以下。

Cr是具有提高淬火性，且形成碳化物以强化基体和提高耐磨耗性的效果的元素。而且，还有助于改善回火的软化抵抗性和高温强度，是本发明的热加工工具钢中的必需元素。为了获得这些效果需要添加4.5％以上。但是，过度添加反而导致淬火性、高温强度的下降，因此上限设为5.6％。优选4.9％以上和/或5.4％以下。

Mo和W不仅提高淬火性，而且通过回火使微细碳化物析出而赋予强度，提高软化抵抗性，可单独或组合添加。此时，W由于是Mo的约2倍的原子量，所以它们的添加量可规定为(Mo+1/2W)。而且，为了获得上述的效果而需要以(Mo+1/2W)计添加2.0％以上。过多时导致切削性降低、或促进后述的晶界碳化物的析出、生长及由增加的量带来的韧性的降低，所以以(Mo+1/2W)计为3.5％以下。优选以(Mo+1/2W)为2.2％以上和/或3.0％以下。而且，在以较多地包含形成碳化物的元素的热加工工具钢为对象具有意义的方面，与上述Cr同样，(Mo+1/2W)的下限也限定超过2.5％，进而优选限定为2.6％以上。

V形成碳化物，且具有强化基体和提高耐磨耗性的效果。另外，不仅提高回火的软化抵抗性而且抑制晶粒的粗大化，有助于韧性的改善。为了获得该效果需要添加0.5％以上，过多时，与Mo、W同样，由于导致切削性、韧性的降低，所以设为1.0％以下。优选为0.55％以上和/或0.85％以下。

Co在使用工具中的升温时形成极其致密地且附着性良好的保护氧化皮膜。由此，不仅防止与相对材料之间的金属接触，防止模具表面的温度上升，而且带来优异的耐磨耗性，因此是优选添加的元素。Co的添加是任意的，但过多时使韧性降低，因此上限设为2.0％以下。优选为1.0％以下。

作为不可避的杂质，有可能残留的主要的元素为P、S、Cu、Al、Ca、Mg、O、N等。为了使本发明的作用效果达到最大限度，优选上述杂质尽量低，但另一方面，在夹杂物的形态控制、或为了获得其他的机械特性、或者制造效率的改善等的附加的作用效果的情况下，还可以少量的含有和/或添加。此时，只要P≤0.03％、S≤0.01％、Cu≤0.25％、Al≤0.025％、Ca≤0.01％、Mg≤0.01％、O≤0.01％、N≤0.03％，则可以认为对用本发明的淬火方法获得的热加工工具钢的韧性没有特别大的影响，因此只要是上述氛围能够允许的，则是优选的规定上限。

而且，本发明的最大的特征就是对应上述的成分组成的改良钢中所固有的热处理特性发现的、用于该改良钢的淬火方法。也就是说，对于与现有的SKD61成分组成不同的上述的改良钢而言，对其韧性产生影响的“淬火组织的因素”与SKD61不同。因此，通过研究该淬火组织的因素，对于本发明的成分范围内的钢(以下也记为改良钢)，限定最适合的淬火方法是必要的。即，其为钢的淬火方法，其特征在于，将满足上述的成分组成的热加工工具钢，以80分钟以内的较快的速度从1020～1070℃的淬火温度急冷到530℃。优选为60分钟以内，更优选为45分钟以内。而且，淬火方法优选以该较快的速度进行急冷后，接下来的至150℃的冷却以60分钟以上的较慢的速度进行冷却。更优选80分钟以上。

对热加工工具钢加以淬火时，只要是用10mm见方左右的小块尺寸进行油淬火，其就可以获得马氏体的单一组织，韧性当然显示该钢的最高水平。但是，如果为实用钢，由于进行淬火的钢的尺寸变大等带来淬火冷却速度变慢，并且从该淬火温度到通常600℃左右的高温区域在奥氏体晶界碳化物析出和生长，在通常500℃左右以下的低温区域形成贝氏体组织，韧性水平下降。对此，即使是作为本发明对象的特别的改良钢，如其图1的CCT曲线，也是同样的。因此，本发明的淬火方法是将其冷却控制分为高温区域和低温区域来进行的。

而且，根据上述，对其高温区域和低温区域的具体的冷却条件进行了研究，为了最大且再现性好地达到本发明的作用效果，理想的是其条件简便、操作容易。也就是说，在以冷却中通过的“一点”的温度为基准的冷却速度管理中，在以该基准温度为边界的各个上下冷却区域中需要的冷却条件是能够设定为容易控制的温度的特定的“最合适的基准温度”。而且，为本发明的改良钢的情况下，该基准温度为530℃。

而且，为了提高淬火性、高温强度，使合金元素量高于SKD61的本发明的改良钢在高温区域晶界碳化物析出、生长变快且变多，对韧性下降影响大(参照前述的图1)。因此，以该改良钢作为淬火的对象的本发明中，必需以较快的速度从1020～1070℃的淬火温度急冷到530℃的高温区域。具体而言，其为80分钟以内的较快的速度。优选以60分钟以内、更优选45分钟以内、进一步优选30分钟以内的较快的速度进行急冷。

接着，本发明的改良钢在530℃以下的低温区域产生马氏体相变或贝氏体相变。因此，在高温区域在上述的本发明的较快的冷却速度状态下，突入这些相变区域时，在原材表面侧与内部产生较大的温度差，相变发生的时刻也在原材表面侧与内部产生较大的偏差，结果可能产生大的应力并成为变形或裂痕的原因。另外，上述的改良钢成为难以形成淬火性优异、且使韧性大大降低的粗的贝氏体组织的成分设计，因此在低温区域不需要极端快的冷却速度。

因此，以较快的速度在上述高温区域进行急冷后，优选其以后的冷却以难以产生上述问题的较慢的速度进行冷却。而且，此时的冷却，只要到克服了如下问题的150℃为止就是充分的，所述问题为马氏体相变、贝氏体相变大致完成且由在原材内外相变时期的偏差导致的较大的应力所产生的问题。具体而言，从530℃至150℃的冷却所需要的时间为60分钟以上的较慢的冷却速度。更优选80分钟以上。

但是，即便如此，冷却速度过慢时，有可能形成粗的贝氏体组织，因此优选预先确定低温区域的冷却时间的上限。此时，从530℃至150℃的冷却所需要的时间如果快于250分钟的速度，则有效防止形成使韧性大大降低的粗的贝氏体组织。

本发明中，例如上述的基准温度、及该基准温度上下各20℃的温度区域中，允许从该高温区域到低温区域的冷却过程中用于调整冷却速度的“等温保持”。此时的等温保持温度、时间等条件优选以对本发明的冷却条件本身带来的作用效果不产生极大的影响的范围(也就是说，对淬火对象钢来说，难以引起相相变的范围)来设定。等温保持时间没有加到本发明的各冷却所需要的时间内。

【实施例】

表1示出本次实施例中使用的热加工工具钢的化学成分。也就是说，表1的热加工工具钢均是处于本发明的成分范围内的“公知的”改良钢，是评价由本发明的淬火方法带来的韧性改善效果时最合适的试料。这些试料(钢A～D)的CCT曲线如图2所示。

在这些原材中，准备如下制造而成的钢锭：将用钢A 40吨、钢B 15吨的电弧熔解炉进行一次熔解造块而成的电极电炉渣再熔解制造而成的钢锭。而且，以1200℃以上的规定温度对该钢锭实施均质化热处理后，反复进行热锻和退火处理制成大约150mm厚×500mm宽的钢材。而且，在860℃进行退火处理后，以锻造后的厚度方向为试验片的纵长方式，从该钢材采取与夏比(charpy)冲击试验片尺寸相比一边大约大1mm的尺寸的试验片粗加工材，并对其进行1030℃的淬火处理。

钢C、D的原材中，准备通过真空诱导熔解炉每10kg熔解而制造的钢锭。而且，以1200℃以上的规定温度对该钢锭实施均质化热处理后，通过热锻制成30mm厚×60mm宽的钢材。而且，在860℃退火处理后，以锻造后的宽度方向为试验片的纵长方向的方式，从该钢材采取与夏比冲击试验片尺寸相比一边大约大1mm的尺寸的试验片粗加工材，对其进行了1030℃的淬火处理。

上述的淬火用表2示出的方法进行。从规定压力的氮气、大气中选择使用淬火冷却剂(所有的淬火冷却剂都约为30℃的室温环境)。本发明例3～5中，为了调整该高温区域和低温区域的冷却速度，在530℃进行了1小时左右的等温保持(淬火冷却曲线如图3)。对于钢A～D来说，由于该温度为不引起相变的温度区域(CCT曲线图的分岔处)，所以不计算在表2的各冷却所需要的时间内。

【表2】

在实际的淬火作业中，该淬火中的对象物的温度变化大致与将淬火温度和淬火冷却剂温度作为必需要素的下式定义的自然放冷曲线一致，除去极端慢的情况外并不是等速冷却。因此，本发明中以下式的自然放冷曲线为基础，将为了从淬火温度冷却至530℃所需要的时间称为半冷时间来对冷却速度加以区别。例如半冷时间为40分钟时，简单称为半冷40分钟。

自然放冷曲线的公式

T＝(Te-Tr)×exp(-t/C)+Tr

此处，Te：初期温度(淬火温度)、Tr：淬火冷却剂的温度、

t：时间、C：常数、T：时间t中的温度

对图3的淬火方法而言，举出本发明例3作为例子进行详细的说明。首先将试验片以半冷5分钟左右从1030℃急冷至530℃后，将其在530℃的炉中进行35分钟的等温保持(本发明例4保持约65分钟、本发明例5保持约85分钟)。而且，该保持以后的冷却区域(即，贝氏体相变区域)在大气中，根据半冷时间为40分钟的自然放冷曲线的较慢的速度(也就是说，图2所示的“半冷40分钟左右”的淬火冷却曲线)进行冷却。

另一方面，对图4的淬火方法的详细情况举出本发明例6作为例子进行说明时，其从1030℃至530℃用根据半冷时间为40分钟的自然放冷曲线的速度进行冷却，之后的低温区域利用加压气体根据半冷时间为5分钟左右的自然放冷曲线的速度进行急冷。

接着，对上述的淬火处理的试验片粗加工材用各种温度进行回火处理，制备成40～50HRC的目标硬度。而且，对钢A、B而言，使其锻造后的钢材中的宽度方向与夏比试验片的缺口方向一致(即，ASTM E399-90中的S-T方向)，另外对钢C、D而言，使其锻造后的钢材中的长度方向与夏比试验片的缺口方向一致(即，同T-L方向)，由此加工制作2mm的U形缺口夏比冲击试验片。

本发明例和比较例的在室温(22～26℃)下的夏比冲击试验结果，每种钢分别示于图5(钢A)、图6(钢B)、图7(钢C)和图8(钢D)中。对作为本发明的淬火对象的、较多地包含形成碳化物的元素的改良钢而言，将进行淬火抑制在其高温区域中的晶界析出的本发明例的冲击值与使高温区域从本发明的范围脱离较慢地冷却后的比较例的冲击值相比较可知，本发明例的冲击值非常高。

产业上的利用可能性

根据本发明的淬火方法，可以高位维持较多地包含形成碳化物的元素的热加工工具钢的韧性。因此，应用于冲压模具、锻造模具、压铸模具、挤出工具类的多种热加工工具是当然的，即，即使是使用温度区域高、且进一步要求高温强度的大型的热加工工具，甚至其内部也可以赋予高的韧性。

权利要求书(按照条约第19条的修改)

1.(修改后)一种钢的淬火方法，其为以质量％计包含C：0.32～0.45％、Si：0.01～不足0.8％、Mn：0.1～0.8％、Ni：0～不足0.8％、Cr：4.5～5.6％、Mo和W单独或以组合(Mo+1/2W)计：2.0～3.5％、V：0.5～1.0％、Co：0～2.0％、剩余部分Fe及不可避免的杂质的热加工工具钢的淬火方法，其特征在于，

以80分钟以内的较快的速度从1020～1070℃的淬火温度急冷到530℃，接下来的530℃至150℃的冷却是以60分钟以上的较慢的速度进行冷却。

2.如权利要求1所述的钢的淬火方法，其特征在于，

以质量％计，使热加工工具钢的(Mo+1/2W)超过2.5％。

3.如权利要求1或2所述的钢的淬火方法，其特征在于，

以45分钟以内的较快的速度从1020～1070℃的淬火温度急冷到530℃。

4.(删除)

5.(修改后)如权利要求1～3中任一项所述的钢的淬火方法，其特征在于，

接下来的530℃至150℃的冷却是以250分钟以下的速度进行冷却。

Claims (5)

1.一种钢的淬火方法，其特征在于，是以质量％计包含C：0.32～0.45％、Si：0.01～不足0.8％、Mn：0.1～0.8％、Ni：0～不足0.8％、Cr：4.5～5.6％、Mo和W单独或以组合(Mo+1/2W)计：2.0～3.5％、V：0.5～1.0％、Co：0～2.0％、余量Fe及不可避免的杂质的热加工工具钢的淬火方法，其中，

以80分钟以内的较快的速度从1020～1070℃的淬火温度急冷到530℃。

2.如权利要求1所述的钢的淬火方法，其特征在于，

以质量％计，使热加工工具钢的(Mo+1/2W)超过2.5％。

3.如权利要求1或2所述的钢的淬火方法，其特征在于，

以45分钟以内的较快的速度从1020～1070℃的淬火温度急冷到530℃。

4.如权利要求1～3中任一项所述的钢的淬火方法，其特征在于，

以上述记载的较快的速度从1020～1070℃的淬火温度急冷到530℃后，接下来的530℃至150℃的冷却是以60分钟以上的较慢的速度进行冷却。

5.如权利要求4所述的钢的淬火方法，其特征在于，

接下来的530℃至150℃的冷却是以250分钟以下的速度进行冷却。

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