CN103114242B

CN103114242B - 韧性优异的模具用钢材的制造方法

Info

Publication number: CN103114242B
Application number: CN201210358587.4A
Authority: CN
Inventors: 菅野隆一朗; 关山孝明; 岸山圆
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2011-09-28
Filing date: 2012-09-24
Publication date: 2015-12-16
Anticipated expiration: 2032-09-24
Also published as: CN103114242A; TW201313909A; JP5904409B2; TWI539007B; JP2013082992A

Abstract

本发明涉及韧性优异的模具用钢材的制造方法。发明提供韧性优异的由马丁体系的不锈钢制成的模具用钢材的制造方法。发明是一种模具用钢材的制造方法，是对以质量%计含有C：0.3～0.5%、Cr：12.0～16.0%的成分组成的马丁体系的不锈钢坯料进行热加工，接着将上述热加工成的上述不锈钢坯料进行退火的模具用钢材的制造方法，上述热加工由［（热加工前不锈钢坯料的厚度-热加工后不锈钢坯料的厚度）/热加工前不锈钢坯料的厚度］×100的式计算出的加工率为55%以上，并且将上述热加工后的不锈钢坯料冷却至Ms点以下的温度后，接着加热至退火温度来进行上述退火。于是，模具用钢材的制造方法在上述退火后，进行淬火回火来制成预硬状态的模具用钢材。

Description

韧性优异的模具用钢材的制造方法

技术领域

本发明涉及能够用于各种模具的韧性优异的模具用钢材的制造方法。

背景技术

模具用钢材一般是对通过铸造得到的坯料进行热加工形成形状，接着进行退火来制造的。然后，对该退火材料进行制成模具形状的机械加工和淬火回火，从而制作调整为规定使用硬度的模具。以往，一直要求塑料成型等耐腐蚀性和研磨性的模具用钢材使用以JIS-SUS420J2为代表的高C-高Cr的马丁体系不锈钢、其改良钢材（专利文献1～3）。由这些成分组成构成的模具用钢材通过淬火回火能够得到50HRC的高硬度，所以使用时的耐摩耗性也优异。但是，在该淬火回火后的高硬度的状态下，不容易机械加工成模具形状，所以一般以例如小于30HRC的低硬度的上述退火材料的状态来提供，将其机械加工成模具形状后，淬火回火成上述使用硬度。

这些模具用钢材还有以预先淬火回火的预硬状态来提供的模具用钢材。预硬状态的模具用钢材在其淬火回火的状态下机械加工成模具形状，所以能够解决因淬火回火而产生的热处理变形的课题。例如，将上述退火材料在30HRC左右进行淬火回火来提供的情形下，虽然机械加工时的被切削性（工具寿命）比退火材料低，但是机械加工本身并不困难。于是，提供的模具用钢材被机械加工，再次淬火回火至上述50HRC左右的使用硬度。或者，将退火材料淬火回火至40HRC左右来以预硬状态提供的情形下，以该硬度也能进行机械加工，所以也能够对其进行机械加工并以该状态下的硬度使用。

专利文献1：日本特开平04-002745号公报

专利文献2：日本特开平03-097829号公报

专利文献3：日本特开2007-277639号公报

发明内容

专利文献1～3提出的马丁体系不锈钢的成分组成适于获得高硬度的模具。但是，由于这些模具用钢材的成分组成含有大量C，所以通过上述热加工后的退火，容易在其组织中分布粗大的碳化物。然后，该粗大的碳化物即使通过后续的淬火回火也难以消除。其结果，如果在经过机械加工而完成的模具的组织中大量存在该粗大的碳化物，则模具的韧性劣化，从而可能导致使用时的开裂等模具早期的破损。

本发明的目的是在提供由SUS420J2、专利文献1～3等中提出的成分组成的马丁体系不锈钢形成的模具用钢材时，提供能够提高其韧性的制造方法。

本发明的发明人调查了在退火后的钢材中分布粗大的碳化物的现象发生的原因。其结果，查明了该现象是因为直至进行到下次退火为止的温度经历对热加工后的坯料所具有的组织形态造成影响而发生的。因此，将该温度经历与作为前一工序的热加工的条件一同相互进行了重新研究，发现如果适当进行热加工的条件管理和热加工后坯料的温度经历的管理，则能够抑制退火时粗大的碳化物生成，从而完成了本发明。

即，本发明是一种韧性优异的模具用钢材的制造方法，是对以质量％计含有C：0.3～0.5%、Cr：12.0～16.0%的成分组成的马丁体系的不锈钢坯料进行热加工，接着将上述热加工了的上述不锈钢坯料进行退火的模具用钢材的制造方法，其特征在于，上述热加工由［(热加工前不锈钢坯料的厚度-热加工后不锈钢坯料的厚度）/热加工前不锈钢坯料的厚度］×100的式计算出的加工率为55%以上，并且，将上述热加工后的不锈钢坯料冷却至Ms点以下的温度后，接着加热至退火温度来进行上述退火。优选上述退火温度为600℃以上和/或1000℃以下。或者，进一步优选供给到热加工的上述不锈钢坯料采用重熔法制作。

另外，本发明是一种模具用钢材的制造方法，其特征在于，在上述退火后进行淬火回火来形成预硬状态的模具用钢材。

根据本发明的制造方法，能够提高SUS420J2、专利文献1～3等中提出的成分组成的模具用钢材的韧性，是尤其对提供大型模具有用的制造方法。

附图说明

图1是表示利用本发明的方法和现有方法制造的模具用钢材的一个例子的退火后金属微观组织的图代用照片。

图2是表示热加工时加工率对利用本发明的方法和比较法制造的模具用钢材的韧性带来的影响的一个例子的图。

具体实施方式

本发明的特征在于，通过将热加工后的坯料直到退火为止所经过的以往的温度经历与其热加工时的条件一同相互进行重新研究，提出最佳的热加工和温度管理的方法。以下，对本发明的各构成要素进行说明。

（1）一种模具用钢材的制造方法，对以质量%计含有C：0.3～0.5%、Cr：12.0～16.0%的成分组成的马丁体系的不锈钢坯料进行热加工，接着将上述热加工的上述不锈钢坯料进行退火。

如上述所述，本发明的目的是提高SUS420J2、专利文献1～3等中提出的成分组成的模具用钢材的韧性。然后，也如上所述，该模具用钢材是按照通常的方法对该成分组成的马丁体系不锈钢坯料进行热加工，接着进行退火而制造的。以下，对坯料的成分组成（即，模具用钢材的成分组成）进行说明（以下，“质量%”的标记简写为“%”）。

·C：0.3～0.5%

C是提高淬火性、进而用于获得50HRC以上充分的淬火回火硬度所必要的元素。但是，如果过多，则在淬火后变得容易发生淬裂。因此，在本发明中为0.3～0.5%。优选0.33%以上和/或0.45%以下。

·Cr：12.0～16.0%

Cr是提高淬火性、用于得到高淬火回火硬度所必要的元素。而且，Cr是提高模具用钢材的耐腐蚀性的重要元素。但是，如果过多，则导热率显著降低。如果导热率高，则能够缩短作为模具使用时的加热·冷却的热循环所需时间，从而优选。因此，在本发明中为12.0～16.0%。优选12.5%以上和/或15.0%以下。

作为本发明的制造方法所涉及的模具用钢材的成分组成优选的组成范围如下所示，其中包括其他元素。

C：0.3～0.5%（优选为0.33%以上和/或0.45%以下）

Si：1.0%以下（优选为0.2%以上和/或0.7%以下）

Mn：1.0%以下（优选为0.2%以上和/或0.7%以下）

P：0.05%以下（优选为0.03%以下）

S：0.01%以下（优选为0.005%以下）

Ni：无添加～1.0%（优选为0.5%以下）

Cr：12.0～16.0%（优选为12.5%以上和/或15.0%以下）

Mo和W中1种或2种：以（Mo＋1/2W）式计为0～1.5%（优选0.1%以上和/或1.0%以下）

Fe：实质上为余量（例如，含有余量Fe和不可避免的杂质）

Si是虽然具有提高被切削性的效果，但是如果过多，则使导热率极端降低的元素。

Mn是虽然具有提高淬火性、抑制铁素体生成的效果，但是如果过多，则极端地提高基体的粘度而降低被切削性的元素。

P是如果过多则降低热加工性、韧性的元素。

S是如果过多则降低热加工性、耐腐蚀性，而且助长韧性的各向异性的元素。

Ni虽然也具有提高淬火性、还提高耐腐蚀性的效果，但如果过多，则是降低导热率的元素。

Mo和W虽然具有提高回火时的硬度的效果，但是如果过多，则在淬火时不能彻底固溶为基体，反而降低回火硬度。

（2）上述热加工使由［（热加工前不锈钢坯料的厚度-热加工后不锈钢坯料的厚度）/热加工前不锈钢坯料的厚度］×100的式计算出的加工率为55%以上。

对本发明所涉及的不锈钢坯料进行热加工时，为了提高其加工性和使碳化物的固溶所带来的成分均质化，通常将该坯料加热至奥氏体单相域的温度后进行热加工。于是，对于以组织中的碳化物的微细化为目的的本发明而言，有效的是该热加工结束时组织中的晶粒是微细的。即，在后述的冷却过程以后，该组织中的奥氏体晶界成为碳化物的析出位点，所以通过预先使冷却前的晶粒微细，能够使该析出位点增加，从而使退火后的碳化物微细。

因此，在本发明中，重要的是使热加工上述不锈钢坯料时的加工率以由下式得到的计算值计为55%以上。即，通过使该加工率为55%以上，在热加工中的组织中能够出现加工变形蓄积和再结晶重复进行的动态再结晶（dynamicrecrystallization）的现象，从而晶粒被充分微细化，并有效地增加碳化物的析出位点。优选60%以上的加工率，进一步优选65%以上的加工率。另外，对于预先使晶粒微细而言，其本身也具有对使破坏的组织单元缩小发挥作用、提高模具用钢材的韧性等机械特性的效果。

加工率（%）＝［（热加工前不锈钢坯料的厚度-热加工后不锈钢坯料的厚度）/热加工前不锈钢坯料的厚度］×100

（3）将上述热加工后的不锈钢坯料冷却至Ms点以下的温度后，接着加热至退火温度来进行上述退火。

结束了上述热加工的坯料如果原样放置，则从加工结束温度起逐渐降温。此时，由于坯料在加工后的冷却过程中经过碳化物析出的温度域，因此，尤其在奥氏体晶界上容易析出微细的碳化物。另外，在实际的操作中，为了省略再次的加热工序来实现效率化，该冷却过程中的坯料立刻向退火炉插入。所以，以往析出了上述微细的碳化物的热加工后的坯料具体而言在300～500℃附近的、没有充分冷却的状态下，再次加热至退火温度，暴露于长时间的退火环境。于是，本发明的发明人查明了通过该温度经历，上述微细的碳化物生长为能使模具用钢的韧性降低的粗大的碳化物。

因此，本发明的发明人研究了即使热加工后的坯料析出上述微细的碳化物，也能够在下一退火工序中抑制该碳化物生长的方法。其结果查明：如果对于上述结束热加工而增加了碳化物的析出位点的坯料，在冷却过程不进行到退火而冷却至Ms点以下的温度，使坯料进行马丁体组织化后再加热至退火温度，则能够抑制碳化物的粗大化。即，通过该马丁体相变，组织中进一步增加能够在下一退火工序中析出碳化物的位点。其结果，在退火中能够向晶界扩散的碳、铬的量减少，即使在晶界存在碳化物，其生长也被抑制。应予说明，冷却热加工后的坯料的温度优选低于Ms点。优选（Ms点-30℃）以下，进一步优选（Ms点-50℃）以下的温度。具体而言，按150℃以下、100℃以下、50℃以下的温度顺序降低而优选。但是，如果过低，则存在发生淬裂的可能性。因此，优选0℃以上的温度。应予说明，对于冷却速度，只要是本发明所涉及的不锈钢坯料能够进行马丁体组织化，就没有必要特别规定。于是，对其而言，只要能够确保例如空气冷却以上的快速冷却速度就足够。

（4）优选上述退火温度为600℃以上和/或1000℃以下。

在退火状态下进行机械加工时，热加工后的退火具有降低硬度、提高加工性的效果。而且，具有抑制后面工序中发生开裂、弯曲的效果。并且，对于由上述成分组成构成的不锈钢，通过在组织中使Cr碳化物均匀析出而呈现出的“晶界的钉扎效果”，能够在其后的淬火时抑制晶粒的粗大化，还具有能够抑制韧性降低的效果。为了得到这些效果，尤其是为了充分得到钉扎效果，退火温度优选为600℃以上。但是，如果退火温度过高，则上述Cr碳化物的析出变得困难，因此优选1000℃以下。更优选650℃以上和/或950℃以下。间隔例如直至室温以下的冷却，退火可重复进行2次以上。

然后，进一步优选上述退火温度为A3点以上。例如，为750℃以上。如果在A3点以上进行退火，则在组织中形成新奥氏体粒，与此相伴，能够析出碳化物的位点也增加。其结果，通过与上述相同的作用，能够进一步抑制碳化物的生长。另外，增加碳化物的析出位点也会增加组织中碳化物的数密度。这些大量的碳化物在以后的淬火时呈现出上述“钉扎效果”，从而对晶粒的微细化发挥作用。重复2次以上的退火时，优选至少1次以上以A3点以上的温度实施。

（5）优选供给到热加工的上述不锈钢坯料是采用重熔法得到的。

对于本发明所制造的不锈钢而言，优选在上述退火时使Cr碳化物均匀析出。因此，作为起始坯料的钢块优选极力降低成分偏析。另外，将该不锈钢用于特别是塑料成型用的模具等时，优选极力减少对钢材的研磨性造成不良影响的Al₂O₃等非金属夹杂物。由于上述原因，供给到热加工的钢坯料优选采用电渣重熔法、真空电弧重熔法等消耗电极式重熔法来获得。

（6）优选在上述退火后进行淬火回火来制成预硬状态的模具用钢材。

如上所述，退火后的模具用钢材能够以适当淬火回火至所需硬度的预硬状态来提供，例如25～45HRC的硬度。于是，如果重视机械加工时的被切削性（工具寿命），则优选淬火回火至25～35HRC左右。另外，如果在机械加工后不进行再次的淬火回火，则优选淬火回火至也考虑到使用硬度的35～45HRC左右。

实施例1

利用真空电弧重熔法，准备具有表1的化学成分的马丁体系不锈钢的钢块。这些钢块的Ms点为约200℃，A3点为约800℃。接着，将这些钢块加热至1100～1200℃，进行由上述式得到的加工率为约58%的热加工后，按照表2的条件冷却，接着进行1次或2次退火。此时，热加工后的冷却为空气冷却，冷却温度以坯料的表面温度进行管理。另外，退火是通过将在加热炉中保持了规定时间的坯料直接炉冷而进行的。于是，对这些退火材料进行适用于50HRC预硬的淬火回火的、通常从1030℃起的淬火和350℃的回火，评价淬火回火后的硬度和韧性。韧性的评价采用10R夏比冲击试验片，测定室温下的冲击值。

表1

（质量%）

钢块	C	Si	Mn	P	S	Ni^※1	Cr	W	Mo	Fe^※2
											A	0.37	0.41	0.34	0.020	0.0005	0.18	13.2	<0.01	0.55	余量
B	0.37	0.37	0.37	0.025	0.0007	0.11	13.6	<0.01	0.66	余量

※1：无添加

※2：含杂质

表2

※坯料的表面温度。

对于利用本发明的方法制造的试样No.1～5的模具用钢材而言，将热加工后的冷却实施至室温，所以接下来的退火后的组织的奥氏体晶界上的碳化物变得微细（在图1中示出了各试样的退火后的金属微观组织（×400倍））。于是，利用本发明的方法制造的试样No.1～5的模具用钢材，其后的淬火回火特性在50HRC以上的硬度时显示出利用现有方法制造的试样No.6的模具用钢材的2倍以上的冲击值。

实施例2

利用真空电弧重熔法，准备具有表3的化学成分的马丁体系不锈钢的钢块。这些钢块的Ms点为约200℃，A3点为约800℃。接着，将这些钢块加热至1100～1200℃，进行由上述式得到的加工率如表4所示的热加工后，冷却至坯料的表面温度为25℃的室温，接着进行第1次为780℃、第2次为860℃的2次退火。此时，热加工后的冷却和退火的要领按照实施例1进行。然后，对这些退火材料进行从1030℃起的淬火和350℃的回火，将硬度调整为约50HRC，评价韧性。韧性的评价采用10R夏比冲击试验片，测定室温下的冲击值。

表3

（质量%）

钢块

C

Si

Mn

P

S

Ni^※1

Cr

W

Mo

Fe^※2

C

0.37

0.41

0.023

0.0002

0.16

13.2

<0.01

0.56

余量

D	0.40	0.38	0.40	0.021	0.0004	0.14	13.3	<0.01	0.55	余量
											E	0.38	0.39	0.37	0.024	0.0007	0.13	13.3	<0.01	0.54	余量
F	0.40	0.36	0.39	0.023	0.0002	0.16	13.2	<0.01	0.56	余量
											G	0.37	0.38	0.32	0.022	0.0002	0.13	13.1	<0.01	0.56	余量
H	0.37	0.39	0.33	0.022	0.0002	0.13	13.1	<0.01	0.56	余量
											I	0.38	0.38	0.38	0.021	0.0002	0.11	13.3	<0.01	0.55	余量

※1：无添加

※2：含杂质

表4

试样No.11～17的模具用钢材具有大致相同的成分组成，其约50HRC硬度时的韧性随着热加工时的加工率增加而提高（在图2中示出了加工率与冲击值的关系）。于是，除了将热加工后的冷却实施至室温以外，还将热加工时的加工率提高至55%以上的试样No.11～16的模具用钢材显示出超过60J/cm²的冲击值。

Claims

1.一种韧性优异的模具用钢材的制造方法，其特征在于，对以质量％计含有C：0.3～0.5％、Cr：12.0～16.0％的成分组成的马丁体系的不锈钢坯料进行热加工，接着将所述热加工了的所述不锈钢坯料退火，

所述热加工由[(热加工前不锈钢坯料的厚度-热加工后不锈钢坯料的厚度)/热加工前不锈钢坯料的厚度]×100的式计算出的加工率为55％以上，并且，

将所述热加工后的不锈钢坯料冷却至Ms点以下的温度后使坯料进行马丁体组织化，接着加热至退火温度来进行所述退火，所述退火温度为600℃～1000℃。

2.根据权利要求1所述的韧性优异的模具用钢材的制造方法，其特征在于，所述不锈钢坯料采用重熔法获得。

3.根据权利要求1或2所述的韧性优异的模具用钢材的制造方法，其特征在于，在所述退火后，进行淬火回火来制成预硬状态的模具用钢材。