CN103774047A - 具有优异的热导性、镜面抛光性和韧性的成型模具用钢 - Google Patents

具有优异的热导性、镜面抛光性和韧性的成型模具用钢 Download PDF

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Abstract

本发明涉及具有优异的热导性、镜面抛光性和韧性的成型模具用钢。本发明提供成型模具用钢，其热导性、镜面抛光性和韧性优异。本发明的钢含有：以质量%计，0.040＜C＜0.100、0.03＜Si＜0.28、1.11＜Mn＜1.45、0.30＜Cu＜0.77、0.30＜Ni＜1.78、3.23＜Cr＜9.00和0.10＜Al＜0.50；以及进一步包含0.04＜Mo＜1.00和0.02＜V＜0.50中的至少一种，剩余物是Fe和不可避免的杂质。

Description

具有优异的热导性、镜面抛光性和韧性的成型模具用钢
发明领域
本发明涉及热导性、镜面抛光性和韧性均优异的成型模具用钢，以及特别涉及适合作为塑料成型模具用材料的成型模具用钢。
发明背景
对于塑料制品成型用模具的材料要求各种特性。特别是，在要求塑料制品具有表面平滑度和光泽度的良好外观的情况下，要求模具用材料具有高的镜面抛光性，这使得在构成模具时可以将成型面加工成平滑和镜面状表面。
此外，近年来，已有改进塑料制品生产性的强烈需求。为了实现该需求，强烈要求塑料制品以“高循环”方式成型，即缩短每个成型循环的周期。已要求用于塑料制品成型的模具用材料满足此类需求。
另一方面，降低模具成本的需求日益变得强烈，为了满足该需求，已强烈要求降低材料成本和加工成本。
此外，较长的模具寿命能够降低每个制品的模具成本(即，制品成本能够降低)，因而还要求实现模具长寿命所必需的韧性。
虽然此处存在各种塑料制品，但是作为它们中之一，要求外观上美丽的位于电视屏幕四边上的框架。近年来，该框架的尺寸随着近来电视屏幕尺寸的增大而增大，该框架成型用模具的尺寸也必须增大。
例如，此类成型品成型用模具有时变大，以致其宽度大于1m和其厚度为数十厘米以上。
此类大型模具用材料必须是淬火过程中淬透性高。
实际情况是常规模具材料不能充分满足该需求。
为了使模具(特别是其成型面)加工成漂亮的镜状表面，模具材料必须具有高的镜面抛光性。
为此，必须降低加入到模具材料中的C量。
当C量大时，在钢材中形成的碳化物的量也增加。所述碳化物容易出现在由此类钢材料制造的模具表面上。在这种情况下，当镜面抛光所述模具表面时，所述碳化物脱落，从而在此处形成作为脱落痕迹的孔，当使塑料制品成型时，所述孔转移到制品侧，从而引起损坏制品表面美感的缺点，由此丧失其商品价值。
然而，当C量降低时，不能获得模具所必需的硬度。
因此，作为在C量降低的情况下确保硬度的方法，最近已开发了使Cu、Ni和Al的金属间化合物析出并确保通过其析出硬化的模具硬度的材料。
例如，下述专利文献1显示“塑料成型模具用耐腐蚀性钢”的发明，并公开了在C含量降低至小至0.02-0.2%的情况下，在回火时使Cu、Ni和Al的金属间化合物析出，由此改进所述钢的硬度。
然而，根据专利文献1的公开内容，大量添加Cu和Ni，特别是Al的添加量大至0.5%以上，由此使所述金属间化合物大量析出。在这种情况下，通过合金成分添加量的升高增加了成本，并且通过添加大量Al而使韧性变得不足。
此外，专利文献1并未公开改进模具的冷却性能，这对高循环(周期缩短)方式的制品成型是重要的，为此没有特别采取对策。
具体地，在冷却模具时起重要作用的Si含量大(虽然在权利要求书中描述为1.5%以下，但在实施例中其下限是0.3%，并且此处未公开低于该下限的含量)。
当Si的含量大至0.3%以上时，注射后模具的冷却性能变得不足，其难以实现以比以前更高循环的方式成型。
此外，下述专利文献2显示“切削性(machinability)优良的高强度模具用钢”的发明，并公开了一种用于塑料制品成型等的模具用钢，其中在C量降低至小至0.005-0.1%的情况下，通过Cu的析出效应以及Ni和Al的金属间化合物的析出，C量提高所述钢的硬度。
然而，根据专利文献2的公开内容，也使Ni和Al的金属间化合物大量析出。
具体地，在专利文献2的公开内容中，在权利要求书中，Ni描述为4.0%以下，Al描述为0.1-2.0%。然而，在实施例中，Al的下限是0.74%，并且在所有实施例中，Al量均大于该下限。此外，还对于Ni，在实施例中其下限是1.78%，并且在所有实施例中，Ni均以大于该下限的量添加。
此外，还对于Cu，在权利要求书中，其下限描述为3.5%以下。然而，在实施例中，其下限是0.77%，并且在所有实施例中，Cu量均大于该下限。
此外，专利文献2也未公开改进模具的冷却性能，这对以高循环方式的制品成型变得重要，为此没有特别采取对策。
具体地，还在专利文献2的公开内容中，含有大量的Si(虽然在权利要求中描述为1.5%以下，在实施例中其下限是0.28%，并且其中未公开低于该下限的含量)。
[专利文献1]JP-A-11-140591
[专利文献2]JP-A-2000-297353
发明内容
针对如上所述的环境背景，为了提供一种热导率高、镜面抛光性优异以及韧性优异的成型模具用钢，完成了本发明。
即，本发明提供下述。
1.一种成型模具用钢，以质量%计，所述钢包含：
0.040＜C＜0.100、
0.03＜Si＜0.28、
1.11＜Mn＜1.45、
0.30＜Cu＜0.77、
0.30＜Ni＜1.78、
3.23＜Cr＜9.00、和
0.10＜Al＜0.50；和
进一步包含以下中的至少一种：
0.04＜Mo＜l.00、和
0.02＜V＜0.50，
以及剩余部分是Fe和不可避免的杂质。
2.根据上述第1项所述的成型模具用钢，以质量%计，其进一步包含以下中的至少一种：
0.30＜W≤4.00、和
0.30＜Co≤3.00。
3.根据上述第1或2项所述的成型模具用钢，以质量%计，其进一步包含以下中的至少一种：
0.004＜Nb≤0.100、
0.004＜Ta≤0.100、
0.004＜Ti≤0.100、和
0.004＜Zr≤0.100。
4.根据上述第1至3项任一项所述的成型模具用钢，以质量%计，其进一步包含：0.0001＜B≤0.0050。
5.根据上述第1至4项任一项所述的成型模具用钢，以质量%计，其进一步包含以下中的至少一种：
0.003＜S≤0.050、
0.0005＜Ca≤0.2000、
0.03＜Se≤0.50、
0.005＜Te≤0.100、
0.01＜Bi≤0.30、和
0.03＜Pb≤0.50。
6.根据上述第1至5项任一项所述的成型模具用钢，其在室温下的平均硬度在35至45HRC的范围内。
7.根据上述第6项所述的成型模具用钢，其通过激光闪光法测量的热导率在200℃下为26W/(m·K)以上。
8.根据上述第6或7项所述的成型模具用钢，以质量%计，其满足5.00＜Mn+Cr+0.5Ni＜6.20。
9.根据上述第6至8项任一项所述的成型模具用钢，以质量%计，其满足0.19＜0.5Mo+V＜0.45。
本发明的特征在于：在其中C添加量降低的情况下通过Cu、Ni和Al的时效析出确保硬度的钢中，在基于添加Mo和V而进行二次硬化的情况下，Cu、Ni和Al的添加量降低。
本发明人研究了获得具有预定硬度的钢所必需的Cu、Ni和Al的添加量。结果发现，即使当Cu、Ni和Al的添加量降低得超过常规钢的那些时，也能够充分实现期望的硬度如35-45HRC。
本发明是在此类发现下完成的。
因此，当Cu、Ni和Al的添加量降低时，能够降低材料成本，并且改进钢的切削性，这使得可以降低加工成本。
特别是，本发明的特征在于将作为金属间化合物形成用元素Al限制为低至小于0.50%。
当添加一定量以上的Al时，通过所述金属间化合物的时效析出会降低韧性。此外，未用于时效析出的Al固溶至基体中，从而降低基体本身的韧性。
在钢的韧性降低的情况下，通过使用所述钢构成的模具变得容易裂开。
因此，在本发明中，通过限制Al的添加量小而确保钢的韧性高。
此外，本发明的特征在于，所述钢的镜面抛光性能够通过降低作为与Al一起形成金属间化合物的元素的Ni的添加量而提高。
Ni是容易在钢中以条纹状偏析的元素，当以此类形状发生Ni的偏析时，富Ni部分和贫Ni部分在所述钢中交替产生。
在这种情况下，所述富Ni部分在机械性能如硬度和韧性上与贫Ni部分不同，因而在当进行镜面抛光时，所述钢中发生条纹状(斑纹状)凹凸(unevenness)。
因此，当所述模具由此类钢构成时，该条纹状凹凸转移至成型品如塑料制品，这极大地损坏了制品的外观，由此丧失其商品价值。
在本发明中，通过限制Ni的添加量上限低而防止此类问题的发生。
对于Cu来说，是相同的。与Ni类似，Cu容易偏析。因此，作为防止在当进行镜面抛光时条纹状凹凸发生的手段，将Cu的添加量上限限制得低是有效的。在本发明中，Ni和Cu减少得比含有Ni和Cu的常规钢的那些更多，因此在当进行镜面抛光时难以发生条纹状凹凸。
本发明进一步明显的特征在于：降低Si的添加量，由此确保所述钢的热导率高。
当通过使用具有高热导率(高热导性)的钢构成注射成型用模具时，所述模具的冷却性能增强，从而改善所述模具在注射成型时的散热，由此能够缩短每一成型循环的时间。即，通过注射成型的制品成型能够以高循环的方式进行，由此能够改进生产性。
另外，本发明的钢尤其适合于形成塑料制品的模具用材料，但还适合于除塑料成型用模具外的模具用材料，例如，生产(成型)橡胶制品的模具用材料。
附图说明
图1是显示工具磨耗量与Si量之间关系的图。
图2是显示热导率与Si量之间关系的图。
图3是显示回火硬度与Al量之间关系的图。
图4是显示冲击值与Al量之间关系的图。
图5是显示Mn+Cr+0.5Ni与冲击值之间关系的图。
图6是显示Mn+Cr+0.5Ni与热导率之间关系的图。
图7是显示0.5Mo+V与HRC硬度之间关系的图。
图8是显示0.5Mo+V与冲击值之间关系的图。
图9是说明模拟水冷却孔开裂的试验方法的说明图。
图10是显示模拟水冷却孔开裂的试验结果的图。
图11是显示回火硬度与回火温度之间关系的图。
具体实施方式
以下将详细描述本发明的化学组成等限制的原因。
此处，与不等号(或带有等号的不等号)和每种元素有关的每个数值均表示以质量%计的所述元素的量。例如，0.040＜C＜0.100表示C量大于0.040质量%且小于0.100质量%。同样将适用于其它。
[上述第1项的化学成分]
C：0.040＜C＜0.100
当C≤0.040时，特别是当回火温度高时，难以获得确保高镜面性所必需的35HRC以上的硬度。当C≥0.100时，耐腐蚀性降低，并且焊接性也劣化。其优选范围是这些特性的平衡优异的0.060＜C＜0.095。
Si：0.03＜Si＜0.28
当Si≤0.03时，切削性显著劣化。当Si≥0.28时，热导率大幅降低。优选的范围是切削性与热导率的平衡优异的0.05＜Si＜0.27。
图1和表1显示相对于Si量，0.078C-1.19Mn-0.72Cu-1.21Ni-4.02Cr-0.40Mo-0.10V-0.40A1-Si钢在900℃下均热(soaked)3小时，随后淬火，接着在510℃下回火5小时后的切削性。用于评估切削性的材料具有39至42HRC的硬度，其形状是55mm×55mm×200mm的方棒。将切削工具的后刀面最大磨耗量(major flank maximum wear amount)达到300μm的时间点判定为寿命(切削性)。因为更好切削，所以较长的切削距离是优选的。
当Si≤0.03时，所述切削距离极其短。为了稳定抑制切削工具的磨耗，要求Si＞0.03。当Si＞0.05时，能够更稳定地抑制磨耗。
表1
Si 切削距离
0.01 365
0.02 436
0.03 751
0.04 1318
0.05 2080
0.06 3004
0.09 4981
0.13 7006
0.17 8191
0.21 9512
0.23 9971
0.27 10996
0.28 11189
0.29 11378
0.31 11582
0.33 11983
0.38 12179
0.45 12606
图2和表2显示，相对于Si量，本发明的钢在900℃下均热3小时，随后淬火，接着在510℃下回火5小时后的室温下的热导率。所述钢材是下述三种：
钢S1：0.077C-1.19Mn-0.69Cu-1.21Ni-4.00Cr-0.39Mo-0.11V-0.41Al-Si钢
钢S2：0.068C-1.20Mn-0.70Cu-1.19Ni-5.13Cr-0.40Mo-0.10V-0.39Al-Si钢
钢S3：0.058C-1.20Mn-0.71Cu-1.22Ni-7.93Cr-0.40Mo-0.11V-0.41Al-Si钢
表2
Si量与热导率之间的关系
Figure BDA00003125984700101
用于评估热导率的材料具有39至42HRC的硬度，其形状是10mm直径×2mm的小圆盘。在200℃下通过激光闪光法测量所述热导率。即，用从激光振荡器中发出的激光垂直照射室温下的试验片，用红外检测器测量此时从所述试验片背面发出的热量，从而确定比热和热扩散系数。最后，计算热导率(=比热×热扩散系数×密度)。
较高的热导率是优选的，因为所形成的模具的冷却性能更优异。虽然热导率根据钢材的成分而变化，但热导率随Si减少而增大的趋势是相同的。
在所有钢级体系中，Si＜0.28时出现热导率增大的拐点。即，为了使该成分系(component system)的热导率保持高，Si＜0.28是必须的。当Si＜0.27时，更稳定地获得高热导率。当Si＜0.05时，热导率显示出饱和的趋势。
判断所形成的模具是否冷却性能高的方法是200℃下的钢材的热导率是否为26W/(m·K)以上。关注200℃的原因是在注射成型过程中，多数情况下模具表面的温度处在30至300℃的范围内，特别是200℃附近。在本发明中，优选200℃下具有28W/(m·K)以上的热导率的钢材。此外，即使当热导率为26W/(m·K)以上时，所述冷却性能也相当高。在根据强度和耐腐蚀性等高合金化的成分系中，热导率变得有些低。然而，优选所述钢材在200℃下具有26W/(m·K)以上的热导率。
在本发明的应用领域的注塑成型中，存在改进生产性的强烈需要。为此，必须减少每个制品的固化时间。即，所述模具必须迅速地冷却。因此，已尝试在所述模具内部设置合适的冷却回路。然而，从模具结构的角度来看，有时不可能设置冷却孔。此外，当所述冷却孔安置得太接近模具表面时，其会成为模具早期开裂的一个原因。
另一方面，还尝试通过在迄今不可能设置冷却孔的位置上层压(烧结或接合)粉末或板而设置冷却回路，由此显著改进模具的冷却能力。然而，对于其制造特殊设备变得必要，其也是昂贵的。此外，当所述冷却孔安置得太接近模具表面时，其成为模具早期开裂的一个原因。
根据本发明，解决了上述问题，并且所述模具能够有效地冷却。即，通过改进模具的热导率，在未设置太接近模具表面的冷却孔的情况下，能够获得足够的冷却效果。为此，难以发生模具早期开裂的问题。此外，对于制造所述模具不需要特殊设备，可以在与通常使用的工艺相同的工艺中制造所述模具。本发明的突出特点是使热导率与如上所述的其它特性平衡。
当然，当本发明的钢用于“通过粉末或板的层压(烧结或接合)制造模具”的方法时，获得更大的冷却效果。
Mn：1.11＜Mn＜1.45
当Mn≤1.11时，淬火过程中淬透性不足。当Mn≥1.45时，热导率显著降低。此外，Mn在凝固时容易偏析，在由所述钢形成模具的情况下，明显的偏析对镜面抛光性具有不利影响。其优选范围是淬火过程中淬透性、热导率和镜面抛光性的平衡优异的1.15＜Mn＜l.39。
Cu：0.30＜Cu＜0.77
当Cu≤0.30时，由于Cu的时效析出而高强度化的效果小。当Cu≥0.77时，在热加工时容易发生开裂。其优选范围是高强度化和热加工性的平衡优异的0.40＜Cu＜0.75。
在低C钢中，当回火温度低时，难以获得足够的强度。这是因为由于碳化物的二次析出而强化的程度小。Cu的时效析出是确保低C钢强度的有效手段。多数情况下，利用Cu时效析出的常规钢含有1至3%的Cu。在本发明中，通过碳化物的二次析出与金属间化合物(由Ni和Al组成)的时效析出的组合能够获得足够的强度。
Ni：0.30＜Ni＜1.78
当Ni≤0.30时，淬火过程中淬透性的改善效果小。当Ni≥l.78时，极大地增加材料成本。此外，Ni在凝固时容易析出，在由所述钢形成模具的情况下，明显的偏析对镜面抛光性具有不利影响。其优选范围是淬火过程中淬透性、成本和镜面抛光性的平衡优异的0.39＜Ni＜1.55。
Cr：3.23＜Cr＜9.00
当Cr≤3.23时，耐腐蚀性的改善效果小。当Cr≥9.00时，热导率显著降低。其优选范围是耐腐蚀性和热导率的平衡优异的3.50＜Cr＜8.60。当耐腐蚀性重要时，尽管会稍微降低热导率，但所述优选范围为4.50＜Cr＜8.60。
Mo：0.04＜Mo＜1.00
当Mo≤0.04时，尤其是回火温度高时，难以获得35HRC以上的必需硬度。当Mo≥1.00时，断裂韧性值显著降低。其优选范围是硬度和断裂韧性值的平衡优异的0.10＜Mo＜0.90。
V：0.02＜V＜0.50
当V≤0.02时，尤其是当回火温度高时，难以获得确保高镜面性质所必需的35HRC以上的硬度。当V≥0.50时，冲击值和机械疲劳强度显著降低。其优选范围是硬度和冲击值的平衡优异的0.05＜V＜0.40。
A1：0.10＜A1＜0.50
当Al≤0.10时，由于由Ni和Al组成的金属间化合物的时效析出的高强度化效果小。当Al≥0.50时，冲击值显著降低。其优选范围是硬度和韧性的平衡优异的0.14＜A1＜0.47。
图3显示相对于Al量，0.080C-0.19Si-1.23Mn-0.72Cu-1.20Ni-4.01Cr-0.38Mo-0.12V-Al钢在900℃下均热3小时，随后淬火，接着在525℃下回火5小时之后的室温下的HRC硬度。为了获得确保高镜面性质必需的35HRC以上的硬度，必须Al＞0.10，并且当Al＞0.14时，更稳定地获得所述硬度。
在低C钢中，当回火温度低时，难以获得足够的强度。这是因为由于碳化物的二次析出的强化的程度小，Ni和Al的金属间化合物的时效析出是确保低C钢强度的有效手段。
图4显示相对于Al量，在0.080C-0.19Si-1.23Mn-0.72Cu-1.20Ni-4.01Cr-0.38Mo-0.12V-Al钢的11mm×11mm×55mm的方棒在900℃下均热3小时，随后通过迅速冷却淬火，接着在500-550℃下回火5小时获得39-42HRC的硬度之后，通过使用10mm×10×55的JIS3号冲击试验片进行却贝冲击试验评价的冲击值。所述试验温度是室温。优选较大的冲击值，因为较高的抗裂性。
在从中析出由Ni和Al组成的金属间化合物的钢(含有约1%的Al)中，低冲击值造成问题。在本发明的钢中，为了解决该问题，已经研究减少Al。通过减少Al而增大冲击值，并且在Al＜0.5时其效果变得明显。当Al＜0.47时，更稳定地获得高冲击值。
在本发明中，通过利用3种分散强化机构，具体地说，(1)主要由Mo或V组成的碳化物的二次析出、(2)Cu的时效析出和(3)由Ni和Al组成的金属间化合物的时效析出而有效地获得所述硬度。多数情况下，利用金属间化合物的常规钢含有2-3%的Ni和1-2%的Al。在本发明中，在不如此大量使用Ni和Al的情况下，通过(1)和(2)的组合有效地获得所述硬度的同时，实现高冲击值。
[上述第2项的化学成分]
本发明的钢含有少量C，因此难以确保取决于回火温度的强度。在这种情况下，有选择地添加W和/或Co以保持强度。W通过碳化物析出而提高强度。Co通过使其固溶进入基体而提高强度，同时，通过改变碳化物形态有助于析出硬化。具体地说，允许含有0.30＜W≤4.00和0.30＜Co≤3.00中的至少一种。
对于这两种元素，其以超过预定量的量添加造成所述特性饱和以及成本增加。其优选范围分别是0.40≤W≤3.00和0.40≤Co≤2.00。
[上述第3项的化学成分]
在本发明的钢中，没有如此多在淬火时抑制奥氏体晶粒生长的分散颗粒。为此，当因设备等出乎意料的问题而升高淬火加热温度或延长淬火加热时间时，存在各种特性由于晶粒粗化而劣化的担忧。对于这种情况，有选择地添加Nb、Ta、Ti和/或Zr，通过这些元素形成的微细析出物可以抑制奥氏体晶粒粗化。具体地说，允许含有0.004＜Nb≤0.100、0.004＜Ta≤0.100、0.004＜Ti≤0.100和0.004＜Zr≤0.100中的至少一种。
对于所有元素，其以超过预定量的量的添加过量地形成碳化物、氮化物或氧化物，这造成冲击值或镜面抛光性的劣化。
[上述第4项的化学成分]
近年来，随着部件的大型化和一体化，模具尺寸趋向于变大。难以冷却大型模具。为此，当将淬火过程中淬透性低的钢材的大型模具淬火时，铁素体、珠光体或粗的贝氏体在淬火过程中析出，从而使各种特性劣化。本发明的钢具有相当高的淬火过程中淬透性，因此较小可能地存在此类担忧。然而，在通过用冷却强度弱的淬火方法处理极其大的模具的情况下，可以通过添加B进一步增强淬火过程中的淬透性。
具体地说，允许含有0.0001＜B≤0.0050。
另外，当B形成BN时，失去改进淬火过程中淬透性的效果。因此，必须使B独立地存在于所述钢中。具体地说，使得用与具有比B更强的对N亲合力的元素形成氮化物，从而避免B和N的结合。该元素的实例包括在上述第3项中列举的各个元素。在上述第3项中列举的元素即使当以杂质水平存在时，也具有固定N的效果。然而，取决于制造方法中可含有的N的量，优选在上述第3项中限定的范围内添加它们。
[上述第5项的化学成分]
本发明的钢的Si量稍微低于具有极其优异切削性的钢(Si＞0.4)。为此，存在变得难以进行机械加工成模具形状或形成孔的担忧。在这种情况下，有选择地添加S、Ca、Se、Te、Bi和/或Pb以改进切削性。
具体地说，允许含有0.003＜S≤0.050、0.0005＜Ca≤0.2000、0.03＜Se≤0.50、0.005＜Te≤0.100、0.01＜Bi≤0.30和0.03＜Pb≤0.50中的至少一种。
对于所有这些元素，其以超过预定量的量添加引起切削性饱和、热加工性(在制造模具材料中)劣化以及冲击值或镜面抛光性劣化。
[上述第8项的化学成分]
在本发明中，当Mn、Cr和Ni的添加量为其下限时，保持Mn+Cr+0.5Ni=4.52。然而，当特别要求淬火过程中淬透性时，采用Mn+Cr+0.5Ni＞5.00，由此能够进一步降低铁素体、珠光体或粗的贝氏体在淬火过程中析出的风险。
此外，在本发明中，当这些成分以上限量添加时，保持Mn+Cr+0.5Ni=11.32。然而，当特别要求热导率时，采用Mn+Cr+0.5Ni＜6.20。在淬火过程中淬透性和热导率的平衡特别优良的范围是5.00＜Mn+Cr+0.5Ni＜6.20，以及更优选的范围是5.20＜Mn+Cr+0.5Ni＜6.05。在这些范围内，可以稳定地获得合适的硬化结构，200℃下的热导率变成28W/(m·K)以上。
图5显示相对于Mn+Cr+0.5Ni的量的在本发明的钢在900℃下均热3小时，随后淬火，接着在520℃下回火5小时以获得39-41HRC的状态下的室温下却贝冲击试验的冲击值(2mm U形缺口(U-notch))。作为所述材料，使用全部下述22种钢种：
钢L：0.072C-0.22Si-0.72Cu-0.40Mo-0.11V-0.40Al---3.24Cr-1.12Mn-0.31Ni钢，
钢M：0.074C-0.20Si-0.71Cu-0.38Mo-0.12V-04lAl---8.99Cr-1.44Mn-1.77Ni钢，
R1系：0.072C-0.21Si-0.68Cu-0.40Mo-0.10V-0.40A1---3.52Cr-Mn-Ni钢，
R2系：0.072C-0.20Si-0.70Cu-0.41Mo-0.09V-0.40Al---4.03Cr-Mn-Ni钢，
R3系：0.073C-0.20Si-0.72Cu-0.41Mo-0.10V-0.38Al---5.49Cr-Mn-Ni钢，和
R4系：0.073C-0.21Si-0.70Cu-0.4lMo-0.10V-0.39Al---4.03Cr-Mn-Ni钢。
钢L具有Mn、Cr和Ni以下限量添加的组成，而钢M具有Mn、Cr和Ni以上限量添加的组成。此外，钢Rl至R4系由其中Mn和Ni在上述第8项所规定的范围内任意添加的20种钢种组成。此处，淬火作为模拟大截面模具的工艺实施。即，冷却速率从900℃至600℃为15℃/分钟，从600℃到室温为3℃/分钟。
甚至通过该缓慢的淬火也提供高冲击值的材料的淬火过程中淬透性优异，并且也可以安心地用于大型模具。
从图5可以看出，钢L同样具有相对高的冲击值21J/cm2，这表明本发明的钢的成分系的淬火过程中淬透性优异。在市售的钢材中，存在许多冲击值为15J/cm2以下的钢。此处关注Mn+Cr+0.5Ni＞5.00，观察到冲击值增大，显然这是淬火过程中淬透性特别优异的区域。当Mn+Cr+0.5Ni＞5.20时，进一步稳定地获得高热导率(适当地25J/cm2以上)。
图6显示200℃下的热导率与Mn+Cr+0.5Ni之间的关系。作为所述材料，使用与图5中相同的22种钢种。一般说来，热导率随合金元素的增加而降低。钢M同样具有24.4W/(m·K)的比较高的热导率，这表明本发明的钢的成分系的热导率优异。在市售的钢材中，存在许多热导率为24W/(m·K)以下的钢。此处关注Mn+Cr+0.5Ni＜6.20，观察到28W/(m·K)以上，很明显这是特别高热导率的区域。当Mn+Cr+0.5Ni＜6.05时，进一步稳定地获得高热导率。
另一方面，取决于对耐腐蚀性、氮化等的需要，当Cr＞4.50时，可以采用Mn+Cr+0.5Ni≥6.20。在此情况下淬火过程中淬透性可以说会稍微过大。但是，冲击值增大，此外，还可以安心地淬火较大的模具。然而，其热导率低于Mn+Cr+0.5Ni＜6.20的钢的热导率。然而，当热导率为26W/(m·K)以上时，作为模具的冷却能力足够大。即，对于Mn+Cr+0.5Ni≥6.20，选择200℃下的热导率变成26W/(m·K)以上的成分系。
[上述第9项的化学成分]
在本发明中，在Mo和V以所述下限量添加的组成中保持0.5Mo+V=0.06。然而，为了稳定地获得所述硬度，采用0.5Mo+V>0.19，这使得更容易可以获得35HRC以上的硬度。此外，在本发明中，在Mo和V以所述上限量添加的组成中保持0.5Mo+V=0.98。然而，当特别要求断裂韧性值、冲击值或机械疲劳强度时，采用0.5Mo+V＜0.45。上述特性的平衡特别优异的范围是0.19＜0.5Mo+V＜0.45。更优选的范围是0.22＜0.5Mo+V＜0.42。在此范围内，能够稳定地获得35HRC以上的硬度，并且不会显著降低断裂韧性值、冲击值或机械疲劳强度。
另一方面，有时在后续工艺如氮化中必需在高温下进行回火。在这种情况下，可以采用0.5Mo+V＞0.45。
图7显示相对于0.5Mo+V的量，本发明的钢在900℃下均热3小时，随后淬火，接着在535℃下回火5小时后的室温下的HRC硬度。作为所述材料，使用所有下述22种钢种：
钢L2：0.072C-0.19Si-1.21Mn-0.70Cu-1.18Ni-4.01Cr-0.39Al---0.05Mo-0.03V钢，
钢M2：0.073C-0.20Si-1.20Mn-0.71Cu-1.17Ni-4.00Cr-0.39Al---0.99Mo-0.49V钢，V1系：0.072C-0.21Si-1.19Mn-0.70Cu-1.20Ni-3.98Cr-0.40Al---0.15Mo-V钢，
V2系：0.074C-0.21Si-1.20Mn-0.73Cu-1.21Ni-4.03Cr-0.41Al---0.40Mo-V钢，
V3系：0.072C-0.20Si-1.19Mn-0.70Cu-1.20Ni-4.00Cr-0.40Al---0.65Mo-V钢，和V4系：0.072C-0.22Si-1.20Mn-0.68Cu-1.22Ni-3.99Cr-0.41Al---0.90Mo-V钢。
钢L2含有所述下限量的Mo和V，而钢M2含有所述上限量的Mo和V。此外，钢V1至V4系由V在上述第9项所规定的范围内任意添加的20种钢种组成。
从图7可知，甚至钢L2都具有超过35HRC的硬度，这表明根据本发明的钢的成分系，能够稳定地获得模具所必需的硬度。此处关注0.5Mo+V＞0.19，观察到硬度增加，很明显这是旨在增加硬度的情况下所期望的区域。当0.5Mo+V＞0.22时，进一步稳定地获得所述硬度(适当地36HRC以上)。
图8显示冲击值和0.5Mo+V之间的关系。作为所述材料，使用与图7中相同的22种钢种。与图5至7相比，所述相互关系不简单。为此的原因是结构细化、基体脆化和结晶化材料的影响互相叠加。在Mo量增加的情况下，在一定添加量之前，冲击值因为结构细化而升高。另一方面，固溶量增加使基体变脆，因而过量添加Mo使冲击值降低。当添加V时，在其一定添加量之前，使晶粒细化，导致冲击值增加。当V过度添加时，在钢锭制造中凝固时产生主要由V、C或N组成的粗的结晶化材料。这些材料作为起点，因而降低所述冲击值。此外，在过度含有V的钢中，VC在淬火冷却时在γ晶粒边界中析出，这也有助于冲击值降低。
然而，即使取决于Mo和V的量而降低所述冲击值，两者水平也大于25J/cm2。在市售的钢材中，存在许多冲击值为15J/cm2以下的钢。这表明本发明的钢的韧性稳定地高。
可以看出，本发明的钢的冲击值在26至32J/cm2的范围内是稳定的。然而，此处关注0.5Mo+V＜0.45，认为这可为冲击值稳定的区域。当0.5Mo+V＜0.42时，该趋势变得更明显。
在这方面，对于本发明的钢中含有的每一元素，根据一个实施方案，其最小量可以是如表3中所总结的本发明的钢中任一种的量。根据另外实施方案，其最大量可以是如表3中所总结的本发明的钢中任一种的量。此外，对于与本发明的钢有关的每个方程式(Mn+Cr+0.5Ni和0.5Mo+V)，根据一个实施方案，其最小值可以是如表3中所总结的本发明的钢中任一种的值。根据另一实施方案，其最大值可以是如表3中所总结的本发明的钢中任一种的值。
另外，为了缩短生产时间(以高循环方式成型)，塑料制品用注射成型模具设置有许多水冷却孔。所述水冷却孔的内部由于水而处在腐蚀环境下，此外，拉伸应力作用在其上。拉伸应力的来源是注射树脂时的热应力，或者成型固定(cramping)或注射时由于模具的挠曲引起的机械应力。
当拉伸应力继续在如上所述的腐蚀环境中起作用时，从腐蚀部开始发生龟裂，并发展至设计面(成型面)。当所述龟裂达到设计面时，发生水泄漏，导致无法进行树脂的注射成型。
该现象称为水冷却孔开裂。更换发生水冷却孔开裂的模具，这造成模具成本增加或生产性下降。即，所述水冷却孔开裂是严重的问题，应该避免。
因为上述原因，评估模具的水冷却孔开裂的敏感性变得重要。以下将描述模拟水冷却孔开裂的试验。
图9显示一种检测当拉伸应力在腐蚀环境下起作用时钢材是否容易开裂的方法。试验片为圆柱状，直径为6mm，在其中心附近形成一个缺口。该缺口部的直径为4mm。
材料具有与随后描述的本发明的钢1、比较钢2和比较钢3相同的合金成分。
以悬臂式支持所述试验片，随后在与固定侧相反的端部悬挂锤(weight)，由此向所述试验片施加挠曲力。这时，所述拉伸应力一直作用在所述缺口部的上侧。然后，在该状态下，水连续滴至所述缺口部。通过以上，产生拉伸应力在由于水引起的腐蚀环境下而起作用的情形。这模拟模具的水冷却开裂。
在该试验方法中，评价从锤悬挂到试验片破裂的时间。当到破裂的时间较长时，可判定为难以发生水冷却开裂的更优异的模具材料。
在该试验中，在5个试验装置上逐个地固定所述试验片，并在全部5个平行的试验装置上进行相同钢种的评价。然后，记录所述5个样品之一破裂时的时间作为所述“破裂时间”，结束该试验(即使剩余4个样品未破裂时)。
图10显示将44[N]的载荷施加于精炼至39HRC的3种钢种中每一种情况下的破裂时间。本发明的钢1的破裂时间为比较钢2的破裂时间的约1.5倍，比较钢3的破裂时间的约300倍。即，当所述拉伸应力在所述腐蚀环境下作用在其上时，本发明的钢1难以破裂，因此可以判定为难以发生水冷却开裂的优异模具材料。
如上所述，本发明的钢的特征在于难以发生水冷却开裂。这是因为耐腐蚀性高，这使得难以产生腐蚀部，并且韧性高，这使得龟裂难以迅速地发展。此外，通过从水中侵入的氢使所述钢材变脆，从而有助于破裂。此外，本发明的钢难以破裂的主要原因还是捕获氢以使其无害的析出物(由Ni和Al组成的金属间化合物、时效析出的Cu和MnS等)的种类和量是适当的。
此外，本发明的钢的特征在于热处理硬度易于调节，难以背离严格的硬度标准。在此将以要求硬度标准在39-41HRC的窄范围内的情况为例进行说明。
材料具有与随后描述的本发明的钢1和比较钢1相同的合金成分。
图11显示本发明的钢1和比较钢1的相对于回火温度的硬度变化。在比较钢1中，为了满足所述39-41HRC的标准，必须从550至560℃在10℃范围内将所述钢材均热。因此，设定的回火条件为555℃×5小时。
在热处理炉中均热期间的温度波动范围通常是5到15℃。此外，即使当均热期间的温度波动范围极其小时，炉内位置之间也产生5-15℃的温差。这两个温差相加导致产生最多约30℃的温差。
因此，即使当预期在555℃下均热时，比较钢1实际上也在540-570℃下加热。从图11看出，该加热条件对应于给出37-42HRC的条件。即，将比较钢1调质(refine)至39-41HRC的窄范围是极其难的，截面内硬度变成37-42HRC。
当所述硬度根据所述钢材中的部位而变化时，不利地劣化切削性和镜面抛光性。
另一方面，为了满足所述39-41HRC的标准，本发明的钢1可以在527℃以下的温度范围内加热。回火条件设置为例如510℃×5小时。根据上述炉温变化的问题，本发明的钢实际上在495-525℃下加热。然而，获得约40HRC的硬度。
如上所述，本发明的钢的特征在于所述硬度可容易控制在窄范围内。这是通过调节C-Cr-Mo-V-Cu-Ni-Al的平衡使含有Cr、Mo或V的碳化物、由Ni和Al组成的金属间化合物和析出的Cu的量适当，由此减小相对于回火温度的硬度变化的效果。
实施例
在大气中将表3所示组成(表3中空白栏表示所述化学成分处于杂质水平)的39种钢熔化，并将每种浇铸成7吨的铸锭。在1200-1300℃下均化热处理后，在900-1250℃的表面温度范围内，将每种钢材的铸锭锻造成210×1020×3500(mm)的块状。
表3
表3(续)
Figure BDA00003125984700231
在900℃下再加热该块。保持3小时后，将所述块浸渍在40至100℃的油中以进行淬火。此外，将所述块保持在350至560℃的温度范围内5小时，以通过精炼调节硬度至35-43HRC。使用从所述精炼后块的中心附近切出的材料，评估切削性、冲击值、热导率、镜面性质、焊接性、耐腐蚀性、水冷却孔开裂敏感性和硬度变化。此外，还评估生产成本。
热导率为在200℃下通过激光闪光法测定的值。较大的数值是优选的，因为所形成的模具的冷却性能更优异。
镜面抛光性是指当用具有改变粒径的磨料抛光时，在钢材表面上不产生缺陷(如起伏、污点和针孔)的上限粒径。该数值越大，磨料的磨料晶粒越小，这是指所述钢材可以精细地抛光。这样的钢材是优选的，因为可用于较高级的模具。
虽然没有热导率和镜面抛光性那样重要，但其它特性因为涉及生产性、保持性和模具的成本所以也是重要的。这些由相对比较的符号表示。评价按◎→○→△→×的次序下降。
通过在规格化切削量和进料速度下以1000mm的切削距离切削时切削工具的磨耗状态而评定切削性。将切削工具的磨耗量小(≤150μm)并且所述磨耗正常的情况表示为◎，磨耗量大(＜300μm)的情况表示为○，磨耗量进一步增加(≥300μm)并且观察到异常磨耗的情况表示为△，除异常磨耗外，所述工形成缺口的情况表示为×。
在室温下通过2mm的U形缺口试验片(JIS3号)的值而评定冲击值。即，将冲击值为40J/cm2以上的情况表示为◎，冲击值为30至小于40J/cm2的情况表示为○，冲击值为20至小于30J/cm2的情况表示为△，以及冲击值小于20J/cm2的情况表示为×。
通过使用适合于所述C量的合适焊接棒进行多道焊、切削焊接部并检查硬度分布和裂痕(crack)得到的结果而评定焊接性。即，将没有裂痕和没有硬度显著降低的部位的情况表示为◎，没有裂痕但有硬度降低的部位的情况表示为○，没有裂痕但有硬度大幅度降低的部位的情况表示为△，以及发生裂痕的情况表示为×。
根据在暴露于雨水的环境中使镜面抛光材料静置在海岸部上1个月后的生锈程度来评定耐腐蚀性(耐候性)。即，将所述材料几乎不生锈或稍微观察到点状腐蚀部的情况表示为◎，点状腐蚀部显著的情况表示为○，腐蚀部连接在一起形成广泛扩展的铁锈的情况表示为△，以及生锈区域进一步扩展从而减少金属光泽部的情况表示为×。
通过如上所述的试验方法评估水冷却孔开裂的敏感性。在所有材料上施加90%的弯曲断裂强度的载荷，进行所述试验。将这种情况下的破裂时间评价为水冷却孔开裂的敏感性。
所述硬度变化是在块料表面上5个位置(4个角附近和中心)测量的HRC硬度的最大值与最小值之差。
受炉温变化的影响，所述块料各个部位具有不同的硬度。作为如上所述的“控制所述硬度的容易性”的指标，评估所述硬度变化。较小的硬度变化表示即使在所述炉温波动时，所述硬度也落入较窄的范围内，因此这样的材料是硬度可容易控制的钢材。
其结果显示在表4中。
首先，将进行关于本发明的钢的说明。特别值得注意的是高热导率，其稳定在26W/(m·K)以上。特别是，除本发明的钢19-22以外的钢均确保28W/(m·K)以上的热导率。即，难以发生模具的冷却性能不足。此外，还对于镜面抛光性，满足#8000以上的粒径，因而本发明的钢能够用于具有高表面品质水平的模具。对于其它特性，其通过符号定性评价，本发明的钢没有“×”，一目了然，它们各种特性的平衡良好。虽然只有一些钢具有切削性和成本的“△”，但从与其它特性平衡的角度看，无论如何也不存在问题。即，本发明的钢具有高热导率和镜面抛光性作为基本性能，还具有优异的其它特性和性价比。此外，室温下的平均硬度也在35至45HRC的范围内。
此外，在本发明所有钢中，在模拟水冷却孔开裂试验中的破裂时间均大于100小时。没有在数小时或数十小时内破裂，因此认为难以发生水冷却孔开裂的本发明的钢。
此外，所述硬度变化在3之内。特别是，除本发明的钢18-22以外的所有钢中，硬度变化在2之内。即，即使当要求窄的硬度标准时，本发明的钢也能够满足该标准。
以下将描述所述比较钢。比较钢1具有优异的镜面抛光性，还具有高的热导率和切削性。另一方面，它存在冲击值和耐腐蚀性的缺陷，这引起开裂和生锈问题。比较钢2具有优异的镜面抛光性和良好的焊接性。另一方面，它具有热导率和冲击值的缺陷，这引起模具冷却性能以及开裂不足的问题。比较钢3是相当良好平衡的钢材。然而，因为它的低热导率，模具的冷却性能不足。在已要求高循环成型的当今，这是先天性缺陷。此外，所述成本不菲，对于所述钢材特性来说是昂贵的。比较钢4的热导率高以及切削性良好。另一方面，它存在耐腐蚀性和镜面抛光性的缺陷，因而其应用范围大大受限。比较钢5的镜面抛光性优异以及耐腐蚀性良好。另一方面，它存在切削性和热导率的缺陷，这引起模具加工困难和模具冷却性能不足的问题。比较钢6具有优异的镜面抛光性以及良好的耐腐蚀性。另一方面，它存在切削性、冲击值、焊接性和热导率的缺陷，这引起模具加工和修复困难以及模具冷却性能不足的问题。
此外，在一些比较钢中，在模拟水冷却孔开裂的试验中的破裂时间极其低至小于40小时。认为这样的钢处于发生水冷却孔开裂的高风险下。
此外，在一些钢中，硬度变化大于3，当要求窄的硬度标准时，这样的钢很难满足该标准。
表4
表4(续)
Figure BDA00003125984700272
如上所述，比较钢存在特性和成本的问题。本发明的钢具有高的热导率和镜面抛光性，同时获得了35HRC以上的硬度，其其它特性和性价比(cost performance)也优异。
这些是通过使Si量合适以及3种分散强化机构适当组合而获得的效果。
所述3种分散强化机构是(1)主要由Mo或V组成的碳化物的二次析出、(2)Cu的时效析出和(3)由Ni和Al组成的金属间化合物的时效析出。此外，本发明的特征还在于以所述合金元素量小于常规钢的合金元素量的状态实现了(2)和(3)，由此使强度与其它特性平衡。
虽然已经参考其具体实施方案详细描述了本发明，但对本领域技术人员来说显而易见的是，在不背离其范围的情况下可以作出各种改变和改进。

Claims (9)

1.一种成型模具用钢，以质量%计，所述钢包含：
0.040＜C＜0.100、
0.03＜Si＜0.28、
1.11＜Mn＜1.45、
0.30＜Cu＜0.77、
0.30＜Ni＜1.78、
3.23＜Cr＜9.00、和
0.10＜Al＜0.50；和
进一步包含以下中的至少一种：
0.04＜Mo＜1.00、和
0.02＜V＜0.50；
以及剩余部分是Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的成型模具用钢，以质量%计，其进一步包含以下中的至少一种：
0.30＜W≤4.00、和
0.30＜Co≤3.00。
3.根据权利要求1或2所述的成型模具用钢，以质量%计，其进一步包含以下中的至少一种：
0.004＜Nb≤0.100、
0.004＜Ta≤0.100、
0.004＜Ti≤0.100、和
0.004＜Zr≤0.100。
4.根据权利要求1至3任一项所述的成型模具用钢，以质量%计，其进一步包含：0.0001＜B≤0.0050。
5.根据权利要求1至4任一项所述的成型模具用钢，以质量%计，其进一步包含以下中的至少一种：
0.003＜S≤0.050、
0.0005＜Ca≤0.2000、
0.03＜Se≤0.50、
0.005＜Te≤0.100、
0.01＜Bi≤0.30、和
0.03＜Pb≤0.50。
6.根据权利要求1至5任一项所述的成型模具用钢，其在室温下的平均硬度在35至45HRC的范围内。
7.根据权利要求6所述的成型模具用钢，其具有通过激光闪光法测量的热导率在200℃下为26W/(m·K)以上。
8.根据权利要求6或7所述的成型模具用钢，以质量%计，其满足5.00＜Mn+Cr+0.5Ni＜6.20。
9.根据权利要求6至8任一项所述的成型模具用钢，以质量%计，其满足0.19＜0.5Mo+V＜0.45。
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