CN102732793B - 冷工具钢 - Google Patents

Abstract

一种冷工具钢，其组分为C：0.65～1.20质量％、Mn：0.48～0.92质量％、Cr：7.0～12.0质量％、V：0.05～0.80质量％、N：458～817ppm、和(Mo+1/2W)：0.6～1.5质量％；余量为Fe和不可避免的杂质。参照Cr的量与C的量的比率(Cr/C)对Mn和N的量进行了优化，并且Mn和N的量相对于该比率(Cr/C)符合以下公式。因此，可以在高回火温度下将冷工具钢的尺寸变化降到最低。-0.667≤[Mn]-0.135×(Cr/C)≤-0.564、-214≤[N]-79.1×(Cr/C)≤-53.1。

Description

冷工具钢

技术领域

本发明涉及用于在冷压、冷锻、辊轧成形等中使用的模具、卷边模等的材料的冷工具钢，特别地涉及其中具有高硬度、高韧度和高耐磨性并且在高温回火中尺寸变化被最小化的冷工具钢。 

背景技术

JIS G4404中定义的SKD 11(冷模具钢)通常作为在冷压、冷锻、辊轧成形等中使用的模具、卷边模等的材料使用。在使用冷工具钢制造工具的情况下，将工具钢加工成预定的工具形状、淬火以增加硬度、然后回火以恢复在淬火时降低的韧度。虽然SKD11具有高硬度，但问题在于其韧度不够，因此在进行捆扎时很容易降低工具的使用寿命。使用线切割加工或放电加工将工具钢加工成模具或另一种工具，这时常规SKD 11的组合物就会发生问题，因为在进行线切割加工或放电加工时所述钢容易破裂。 

例如，在日本特开01-11945号专利申请中公开了一种改善冷工具钢的硬度、韧度等的技术，其中冷工具钢具有450℃以上的回火效应并且具有以下成分：C：0.75～1.75质量％、P：0.020质量％以下、S：0.0030质量％以下、N：0.020质量％以下、Si：3.0质量％以下、Mn：0.1～2.0质量％、Cr：5.0～11.0质量％、Mo：1.3～5.0质量％、V：0.1～5.0质量％、以及余量为Fe和不可避免的杂质。日本特开01-11945号专利申请中公开了P、S、O和N的含量是有限的，从而在淬火过程中晶体碳化物更容易进入固熔体中，高温回火使硬 度增加，而且没有进入固熔体中的碳化物的增加被最小化以改善韧度。在日本特开01-11945号专利申请中，Mo的加入量大于SKD 11，从而增加耐磨性和高温回火后的强度。日本特开01-11945号专利申请的冷工具钢被称为8％CrSKD。 

日本特开09-78199号专利申请中公开了一种技术，其中将能够极大地影响共晶碳化物的数量的C和Cr的含量设置为C：0.7～1.5质量％且Cr：6.0～13.0质量％，从而使冷工具钢降低的耐磨性和韧度得到改善；而且加入了N：0.025～0.15质量％，从而形成了甚至在低淬火温度下容易形成固熔体的共晶碳化物，并从而增加了回火后的硬度。 

因此，在将冷工具钢制造成工具时就会出现问题，由于进行淬火和回火的热处理，由热致膨胀会使工具钢发生尺寸改变。特别的问题在于，回火在二次硬化区产生的膨胀量相当大，从而在回火处理后需要一个消除尺寸变化的工艺。 

为了减少在回火中由膨胀引起的尺寸变化，例如在第4411594号日本专利中公开了一种技术，其中向冷工具钢中添加Ni：0.3～1.5质量％和Al：0.1～0.7质量％以形成Ni-Al金属间化合物，通过淬火使该金属间化合物在二次硬化区中沉淀从而使尺寸变化向收缩方向移动。在第4411594号日本专利中，为使所述金属间化合物在第二次硬化区中沉淀，添加了C：0.7～1.6质量％。 

日本特开2009-235562号专利申请公开了添加Mo和W以确保淬火性能和回火后的硬度，添加V和Nb以保持冲击性能和改善工具的耐磨性，离析并导致回火固化时的尺寸变化和变形；同时还公开了当Mo、W、V和Nb的添加量设置在Mo+1/2W：0.9～1.6质量％，和V+1/2Nb：0.03～0.3质量％时，尺寸变化被最小化。 

发明内容

本发明要解决的问题 

尽管如此，上述现有技术具有下列问题。当在日本特开01-11945号专利申请中的冷工具钢中添加了大量的Mo时，回火后残留于钢结构中的奥氏体结构会增加，该残余的奥氏体随着时间的推移会发生马氏体相变，由于在时效时工具钢膨胀造成尺寸变化量的增加。还有一个问题是由于回火在二次硬化区中产生的尺寸变化相当大，回火后必需进行去除尺寸变化的工作，从而增加了制造工具的劳动。Mo较昂贵，从而在增加Mo的量的同时导致了制造成本增加的问题。 

日本特开09-78199号专利申请明确了冷工具钢中C和Cr的上限值，从而使其能够最大限度的降低韧度的任何减少。但是，当含有大量的C和Cr时，会形成粗大的碳化物而降低韧度。日本特开09-78199号专利申请的目的是在回火后为钢提供高硬度，其未公开由热处理引起产生的尺寸变化。用日本特开09-78199号专利申请所述的组合物，其尺寸变化相当大，增加了回火后去除尺寸变化的劳动。 

第4411594号日本专利中，Al的添加量较高，即0.1～0.7质量％，从而在钢结构中会形成大量的AlN和其它夹杂物，并由此降低了韧度。 

使用日本特开2009-235562号专利申请中所述的冷工具钢，回火后不能获得高硬度。在日本特开01-11945、09-78199和2009-235562号专利申请以及第4411594号日本专利中已经研究了各组分独立添加量对冷工具钢的硬度、韧度、耐磨性和其它特性的影响，但是皆未充分考虑可以最小化尺寸变化的组分间的相互关系。 

鉴于这些问题，本发明的目的是提供一种具有高硬度、高韧度和高耐磨性并且在高回火温度下可使尺寸变化最小化的冷工具钢。 

解决问题的手段 

本发明的冷工具钢包含C：0.65～1.20质量％、Mn：0.48～0.92质量％、Cr：7.0～12.0质量％、V：0.05～0.80质量％、N：458～817ppm、和(Mo+1/2W)：0.6～1.5质量％；该冷工具钢的组分中余量为Fe和不可避免的杂质，其中Cr与C的量比率(Cr/C)为8.5～11，而Mn和N的量相对于该比率(Cr/C)满足下述公式，其中[Mn]为Mn的量(质量％)且[N]为N的量(ppm)： 

[公式1] 

-0.667≤[Mn]-0.135×(Cr/C)≤-0.564 

[公式2] 

-214≤[N]-79.1×(Cr/C)≤-53.1 

本发明的冷工具钢还包含例如从由Si：0.1～1.8质量％、S：0.01～0.10质量％、Cu：0.01～0.40质量％和Ni：0.5质量％以下构成的组中选出的一种或多种元素。 

该冷工具钢的组合物优选还包含Al和O，其中Al和O的量分别限制为0.040质量％以下和0.0050质量％以下。 

发明的有益效果 

本发明的冷工具钢具有最佳含量的C、Mn、Cr、V、N和(Mo+1/2W)且Cr与C具有最佳的量比(Cr/C)；并且规定了Mn和N的量相对于量比(Cr/C)的最佳范围。从而本发明的冷工具钢具有高硬度、高韧度和高耐磨性；在高回火温度下的尺寸变化可以被最小化。因此，由本发明的冷工具钢制成的模具、工具等具有很长的使用寿命，并且即使在进行了改善表面的加热的情况下，其尺寸变化也较小。

附图说明

图1(a)所示为在本发明所述的冷工具钢中，相对于Cr与C的量比(Cr/C)，Mn的最佳含量范围的图；图1(b)所示为相对于该量比，N的最佳含量范围的图； 

图2所示为相比于常规冷工具钢，本发明的冷工具钢的尺寸变化百分比与回火温度间的关系的图；和 

图3所示为相比于常规冷工具钢，本发明的冷工具钢的硬度与回火温度间的关系的图。 

具体实施方式

下述为本发明实施方式所述的冷工具钢。本发明的冷工具钢含有C:0.65～1.20质量%、Mn:0.48～0.92质量%、Cr:7.0～12.0质量%、V:0.05～0.80质量%、N:458～817ppm和(Mo+1/2W):0.6～1.5质量%；并且其组分的余量为Fe和不含避免的杂质。 

具有此种组合物的本发明的冷工具钢具有高硬度、高韧度和高耐磨性。为了使具有上述组合物的冷工具钢在回火时的高温引起的尺寸变化最小化并同时保持高硬度和高韧度，本发明人做了许多试验和研究。本发明是在上述基础上开发的，已经发现通过添加相对于C量的最佳范围的Cr可以使具有高硬度和高韧度的冷工具钢的尺寸变化降到最低。换言之，在本发明中，Cr量与C量的比率(Cr/C)为8.5～11.0。当Cr量与C量的比率(Cr/C)小于8.5时，钢结构中残留的奥氏体增加，硬度降低，该残留的奥氏体随着时间的推移发生马氏体相变，由于在时效时工具钢膨胀引起的尺寸变化量增加。当比率(Cr/C)大于11.0时，钢结构中所述残留的奥氏体过低，从而由热处理引起的尺寸变化增加。 

本发明人发现，可以通过将尺寸变化开始变得明显时的温度过渡到更高的温度、并且在该更高的温度下进行回火以保持该冷工具钢的高硬度并最小化在高回火温度时的尺寸变化，从而可以增加工具钢的硬度。本发明人发现可以在不会损害工具钢的切削加工性的范围内添加Mn以使尺寸变化开始变得明显时的温度过渡，并且当相对于比率Cr/C最佳地添加Mn时，可以使尺寸变化温度过渡到更高的温度区。换言之，在本发明中，Mn的量相对于比率(Cr/C)符合下述公式3，其中[Mn]为Mn的量(质量％)。在本发明中，以相对于比率Cr/C最佳的量添加N，可以在高回火温度时增加工具钢的硬度并同时防止在将工具钢加工成工具时的破裂。通过N的添加可以使粗大的M7C3-型碳化物的生成最小化，并且可以增加生成的MC-型碳化物的量从而提高该工具钢的韧度和耐磨性。本发明人发现可以相对于比率(Cr/C)符合公式4的量添加N，从而充分地获得添加N的效果。 

[公式3] 

-0.667≤[Mn]-0.135×(Cr/C)≤-0.564 

[公式4] 

-214≤[N]-79.1×(Cr/C)≤-53.1 

本发明中Mn和N的量的最佳范围将参照图1(a)～图1(b)进行说明。图1(a)所示为本发明所述的冷工具钢中，相对于C与Cr的量比(Cr/C)，Mn的最佳含量范围的图，而图1(b)所示为相对于该量比，N的最佳含量范围的图。图1(a)～图1(b)中实线包围的区域所示为本发明的范围。在本发明中，如上所述，将Cr量与C量的比率(Cr/C)规定为8.5～11.0从而将在回火过程中的高温引起的尺寸变化降到最小并同时保持冷工具钢的高硬度和高韧度。如图1(a) 和图1(b)所示，根据比率(Cr/C)对Mn含量(质量％)和N含量(ppm)做了规定。当Mn的量超过本发明的上限值时(当在图1(a)中实线区域以上时)存在缺陷，因为钢结构中的残余奥氏体的增加使硬度降低，残余的奥氏体随着时间的推移发生马氏体相变，从而由于在时效时工具钢膨胀引起的尺寸变化量增加。另一方面，当Mn的量低于本发明的下限值时(当在图1(a)所示的实线区域以下时)，由于缺少Mn，不能使尺寸变化变得明显时的温度过渡到高温度区，从而不能获得上述本发明的效果。 

在本发明中，当N的量超过本发明的上限值时(当在图1(b)所示实线区域以上时)存在缺陷，因为钢结构中的残余奥氏体的增加使硬度降低，残余的奥氏体随着时间的推移发生马氏体相变，从而由于在时效时工具钢膨胀引起的尺寸变化量增加，即使当已经将回火温度过渡到高温区时仍如此。另一方面，当N的量低于本发明的下限值时(当在图1(b)所示实线区域以下时)，不能获得通过添加N改善硬度、韧度和耐磨性的效果。 

如上所述，在本发明中，通过高回火温度可以最小化尺寸变化，可以防止由回火致高温引起的钢结构中的残余热应力，并且可以提高工具钢的硬度。从而在将工具钢加工成工具的线切割或放电加工过程中可以防止该工具钢的破裂。还可以充分地获得由添加N以改善硬度、韧度和耐磨性的效果。 

根据本发明，还可以防止由回火后的热处理导致产生的工具钢的尺寸变化。换言之，在形成了预定的工具形状后，有时需要用物理气相沉积(PVD)等对冷工具钢的表面进行表面改善处理，而该表面改善处理是在例如490～500℃进行的，而该温度例如处于或接近常规冷工具钢的回火温度。因此，形成了预定形状的工具钢会由于表面改善处理时的高温再度发生尺寸变化，即使在除去了回火引起的尺寸变化之后亦如此。在本发明中，即使当在如上所述的温度约500℃时进行表面改善处理，也可以防止发生工具钢的尺寸变化，因为可以将尺寸变化发生的温度设置较高，例如510℃以上。

下面参照图2和图3说明本发明的以上效果。图2所示为相比于常规冷工具钢，本发明的冷工具钢的尺寸变化百分比与回火温度间的关系。图3所示为相比于常规冷工具钢，本发明的冷工具钢的硬度与回火温度间的关系。在图2和图3中，粗线表示本发明的冷工具钢，虚线表示SKD11钢，细线表示日本特开01-11945号专利申请等中的8%Cr钢。 

如图2所示，常规SKD11钢的尺寸变化百分比在480℃以下回火温度的低温范围内较低，回火温度在480℃～490℃的范围内逐渐增加，当回火温度处于约490℃时，尺寸变化百分比变为0，并且此后在490℃以上的温度区时，尺寸变化百分比增加。伴随此增加的回火温度，尺寸变化百分比的变化方式在8%Cr钢和本发明中相同。但是，8%Cr钢的尺寸变化百分比为0时的回火温度为约500℃，而在本发明中尺寸变化百分比为0时的回火温度过渡到约510℃的高温区。如图2所示，SKD11的尺寸变化百分比为约0.08%，而8%Cr钢的尺寸变化百分比相当大，当回火温度在510℃的高温区时其为0.045%。因此，与常规冷工具钢相比，本发明的冷工具钢在高回火温度下的尺寸变化百分比非常低，在工具被加工及其它处理后不需要去除尺寸变化的步骤，并且可以降低制造成本。 

如图3所示，由于本发明的组合物进行了充分的优化，在接近510℃的回火温度获得了63HRC以上的最大硬度，在该温度下，尺寸变化百分比为0。相反，在尺寸变化百分比为0的回火温度下， 所有的常规工具钢的HRC硬度都低于本发明。如上所述，根据本发明，可以获得在高回火温度下具有低尺寸变化百分比和高硬度的冷工具钢。 

在本发明中，根据需要可进一步向冷工具钢中添加从由Si：0.1～1.8质量％、S：0.01～0.10质量％、Cu：0.01～0.40质量％和Ni：0.5质量％以下构成的组中选出的一种或多种元素。在冷工具钢含有Al和O的情况下，这些元素的添加量优选为Al：0.040质量％以下，O：0.0050质量％以下。 

以下说明本发明的冷工具钢中的数值限制的原因。 

<C：0.65～1.20质量％> 

C进入基质中的固熔体以增加硬度，并与其它添加的元素结合形成碳化物，从而提高耐磨性。当C的量少于0.65质量％时，不能充分地获得增加硬度和耐磨性的效果。另一方面，当C的量超过1.20质量％时，冷工具钢的韧度会降低。因此，在本发明中，将C的量规定为0.65～1.20质量％。 

<Mn：0.48～0.92质量％> 

Mn是本发明添加的重要元素之一，它具有使冷工具钢的尺寸变化变得明显时的温度过渡到高温区的功能。当Mn的量少于0.48质量％时，不能充分地获得其促使尺寸变化的温度向高温区过渡的效果，由此导致在将冷工具钢加工成工具时容易发生破裂的问题。另一方面，当Mn的量超过0.92质量％时也会存在缺陷，因为钢结构内部的残余奥氏体会增加从而降低硬度，该残余的奥氏体随着时间的推移发生马氏体相变，从而由于在时效时工具钢膨胀引起的尺寸变化的量会增加。因此，在本发明中，将Mn的量规定为0.48～0.92质量％。 

<Cr：7.0～12.0质量％> 

Cr与C结合生成碳化物并提高工具钢的耐磨性。Cr进入基质中的固熔体，是改善淬火特性的有效元素。当Cr的量少于7.0质量％时，生成的碳化物的量减少从而降低耐磨性。另一方面，当Cr的量超过12.0质量％时，碳化物超过必要的量，从而降低韧度，且更易损害切削加工性。大量添加Cr还会导致制造成本的增加。因此，在本发明中，将Cr的量规定为7.0～12.0质量％。 

<V：0.05～0.80质量％> 

V与C结合形成碳化物，是防止淬火过程中晶粒粗化和提高耐磨性的有效元素。当V的量少于0.05质量％时，不能充分地获得这些效果。当V的量超过0.80质量％时，形成粗大的碳化物，从而降低韧度并且更易损害切削加工性。V的大量添加还会导致制造成本的提高。因此，在本发明中，将V的量规定为0.05～0.80质量％。 

<N：458～817ppm> 

N通常作为杂质少量地存在，但当其添加量在458ppm以上时，高回火温度的工具钢的硬度可以得到提高。加入了N可以将粗大的M7C3-型碳化物的生成降到最低并提高生成的MC-型碳化物的量，从而可以提高工具钢的韧度和耐磨性。为了在脱气后的钢水中添加458ppm以上的大量N，可以例如向所述钢水中添加氮化Fe-Cr或向该钢水中吹入N₂气体。另一方面，当N的量超过817ppm时会有缺陷，原因在于增加的残留的奥氏体会降低工具钢的硬度。残余的奥氏体随着时间的推移发生马氏体相变，并且由于在时效时工具钢膨胀引起的尺寸变化的量会增加。从而，在本发明中将N的量规定为458～817ppm。 

<Mo+1/2W：0.6～1.5质量％> 

Mo和W是有效的元素，以与Cr同样的方式改善淬火特性。 但是，为了获得与Mo同样的效果，必须以两倍的量添加W。因此，在本发明中将总量规定为Mo的量和二分之一W的量的总和。当(Mo+1/2W)少于0.6质量％时存在缺陷，因为其不能充分的获得改善淬火特性的效果，而当(Mo+1/2W)超过1.5质量％时，由于残留于钢结构中的奥氏体的增加使工具钢的硬度降低，该残留的奥氏体随着时间的推移发生马氏体相变，并且由于在时效时工具钢膨胀引起的尺寸变化的量会增加。因此，在本发明中，将(Mo+1/2W)规定为0.6～1.5质量％。 

<Si：0.1～1.8质量％> 

Si是一种有效的脱氧剂元素，其按需添加。在回火温度处于300～520℃的中间高温区的情况下，Si也具有增加工具钢的硬度的效果。当Si的添加量少于0.1质量％时不能获得该效果，而当其添加量超过1.8质量％时，基质中的组分离析变得明显而很容易降低工具钢的韧度。因此，在冷工具钢含有Si的情况下，其含量优选为0.1～1.8质量％。 

<S：0.01～0.10质量％> 

按照需要添加S，以改善工具钢的切削加工性。为了充分地获得通过添加S对切削加工性的改善，其添加量为0.01质量％以上。另一方面，当S的添加量超过0.10质量％时，很容易降低工具钢的韧度。因此，在添加S的情况下，其含量优选0.01～0.10质量％。 

<Cu：0.01～0.40质量％> 

按需添加Cu，以改善冷工具钢的淬火特性和耐腐蚀性。为了充分地获得这些效果，将添加量设定为0.01质量％以上。另一方面，当Cu的添加量超过0.40质量％时，很容易降低工具钢的韧度。因此，在添加Cu的情况下，其含量优选0.01～0.40质量％。 

<Ni：0.5质量％以下> 

按需添加Ni以与Cr同样的方式改善淬火特性。但是，当Ni的量超过0.5质量％时，其有损切削加工性，并且此种含量不利于节约制造成本。因此，Ni的量优选0.5质量％以下。 

<Al：限制在0.040质量％以下> 

Al是在冷工具钢的金属结构中形成AlN或其它夹杂物的元素，当大量添加Al超过0.040质量％时，生成的夹杂物增加使工具钢的韧度降低。特别是在本发明中，与现有技术相比添加了更大量的N，因此Al与N结合并且易于形成夹杂物。因此，在本发明中，Al的量优选限制在0.040质量％以下。Al的量甚至更优选0.020质量％以下。 

<O：限制在0.0050质量％以下> 

O是在工具钢的金属结构中形成氧化夹杂物的元素，当大量添加O超过0.0050质量％时，生成的夹杂物的量增加并且工具钢的韧度降低。因此，O的量优选限制在0.0050质量％以下。 

实施例 

下面通过符合本发明范围的实施例与其对比实施例的比较来描述本发明构型的效果。首先，在高频感应炉中将具有各种成分组合物的钢熔化以获得10kg的钢锭。在1140～1170℃的温度将所述钢锭加热4小时，然后锻造并在780℃～860℃的温度保持3小时以上，然后以每小时15～45℃的冷却速率退火到300～600℃的温度。从钢上切下宽55mm、长100mm和厚35mm的实施例和对比实施例的样品。对样品进行显微结构检查、热处理硬度测试、残留奥氏体测量、和尺寸变化百分比测量。在上述退火后，将经历热处理硬度测试、残留奥氏体测量、和尺寸变化百分比测量的样品在1030℃下淬火，然后回火。制备了实施例和对比实施例的13个样品，回火温度以5℃的增量在480～540℃范围内变化，从而制备 的实施例和对比实施例的13个样品具有不同的回火温度。表1-1和表1-2所示为实施例和对比实施例的样品的组分。表1中所示现有技术实施例21为JIS G4404中规定的SKD 11，现有技术实施例22为8％Cr钢，现有技术实施例23为具有第4411594号日本专利中描述组分的工具钢。 

[表1-1] 

[表1-2] 

(热处理硬度测试) 

按照JI S Z2245进行热处理硬度测试。将样品置于硬度测试仪器上(Akashi Co.Ltd.制造，型号：ARD-A)对每个样品的HRC硬度进行测量。对HRC硬度为最大时的样品的回火温度以及每个实施例和对比实施例样品的该HRC硬度的最大值进行了研究。当HRC 硬度为63HRC以上时的硬度评定为良好。 

(残留奥氏体测量) 

通过X射线衍射测量残留奥氏体的量。换言之，用电解磨光将实施例和对比实施例的样品的表面层部分研磨为0.05mm，然后使用X射线衍射装置(Rigaku Corporation，型号：MSF-2M)对经研磨的表面层部分进行X射线衍射测试，通过所获得的X射线衍射图案来测量残留奥氏体(表面积比)的量。 

(尺寸变化百分比测量) 

在每个回火温度下测量实施例和对比实施例的13个样品的尺寸变化百分比。在尺寸变化百分比测试中，测量样品在纵向上的尺寸变化百分比(相对于淬火之前的长度，长度尺寸变化的百分比)。研究了在淬火中样品尺寸变化百分比变为0时的温度。当在淬火过程中样品的尺寸变化百分比变为0时的温度为510℃以上时，将对高回火温度尺寸变化的阻抗性评定为良好。 

如下表2所示为实施例和对比实施例的样品的HRC硬度最大值及获得该值所需的回火温度、零尺寸变化温度和残留奥氏体的量的测试结果。 

[表2] 

如表2所示，相对于不满足本发明范围的对比实施例15～20和现有技术实施例21～23，实施例1～14符合本发明的范围并具有更高的HRC硬度、尺寸变化百分比变为0时的高回火温度、和优异的尺寸变化阻抗性。在所有实施例1～14中，HRC硬度为最大时的回火温度比与尺寸变化百分比变为0时的回火温度相匹配，其 符合本发明的范围，从表2可以明显地看出通过设置回火温度使尺寸变化百分比变为0可以获得高硬度。 

另一方面，对比实施例15～20和现有技术实施例21～23并未达到本发明的范围，因此其HRC硬度较低并且对尺寸变化的阻抗性也较低。特别地，对比实施例19具有符合本发明范围的组分，但是Mn与N的添加量相对于比率(Cr/C)的关系不符合本发明，从而降低了其HRC硬度和尺寸变化的阻抗性。 

对比实施例15的Mn量较低，从而其尺寸变化百分比为0时的温度较低并且也降低了其HRC硬度。对比实施例16的N量较低，从而工具钢的HRC硬度不能得到提高。对比实施例17含有大量的Mn，从而增加了钢结构中残留的奥氏体的量并降低了HRC硬度。通过添加Mn增加了尺寸变化百分比变为0时的温度，但Mo+1/2W的量较高，因此，其不能在尺寸变化百分比变为0时的温度下获得高HRC硬度。 

对比实施例18相对于比率(Cr/C)具有较低含量的Mn和N，从而其不能提高尺寸变化百分比变为0时的温度。对比实施例20含有最佳含量的Mn和N，但C的含量较低，从而比率(Cr/C)较高，不能提高尺寸变化的阻抗性。 

各现有技术实施例21～23具有较低含量的Mn和N，从而其尺寸变化百分比变为0时的温度较低并且降低了HRC硬度。现有技术实施例22含有大量的Mo，从而增加了其钢结构中残留的奥氏体的量并降低了HRC硬度。 

然后，将尺寸变化百分比为0的实施例1、2、5和12，对比实施例15、19和20以及现有技术实施例21～23的样品进行PVD处理。通过将加工成大小为33mm ×55mm ×100mm的样品在1030℃的温度进行淬火、在尺寸变化百分比变为0时的温度下对 每个样品进行回火、然后在500℃的处理温度使用电弧离子镀法在各样品的表面上形成具有2.5μm厚的TiN膜来进行PVD处理。 

对PVD处理后的样品的尺寸变化百分比进行测量。将具有0.02％以下的尺寸变化百分比的样品评定为具有良好的尺寸变化阻抗性。实施例、对比实施例和现有技术实施例的样品在PVD处理后的尺寸变化百分比如下表3所示。 

[表3] 

如表2所示，实施例1、2、5和12具有510℃以上的高回火温度，在该温度下尺寸变化百分比变为0，而且具有优异的尺寸变化阻抗性。因此，如表3所示，每个实施例经PVD处理后的尺寸变化百分比为0。 

相反，对比实施例15和现有技术实施例21在尺寸变化百分比变为0时具有490℃的低回火温度，并且具有较差的尺寸变化阻抗性。因此，其PVD处理后的尺寸变化百分比高达0.07％，如表3所示。对比实施例19和20在尺寸变化百分比变为0时具有505℃的回火温度，而现有技术实施例22和23具有500℃的回火温度，并且具有较低的尺寸变化阻抗性，从而在PVD处理后发生了尺寸变化。 

Claims (2)

1.一种冷工具钢，其组成为：

C:0.65～1.20质量%，

Mn:0.48～0.92质量%，

Cr:7.0～12.0质量%，

V:0.05～0.80质量%，

N:458～817ppm，和

(Mo+1/2W):0.6～1.5质量%，

由Si:0.1～1.8质量%、S:0.01～0.10质量%、Cu:0.01～0.40质量%和Ni:0.5质量%以下构成的组中选出的一种或多种元素；

余量为Fe和不可避免的杂质，其中

Cr的量与C的量的比率(Cr/C)为8.5～11，并且Mn和N的量相对于该比率(Cr/C)符合下列公式：

-0.667≤[Mn]-0.135×(Cr/C)≤-0.564

-214≤[N]-79.1×(Cr/C)≤-53.1

其中[Mn]为以质量%计的Mn的量、[N]为以ppm计的N的量。

2.根据权利要求1所述的冷工具钢，还含有组分Al和O，其中Al和O的量分别限制在0.040质量%以下和0.0050质量%以下。