CN104894479A - 模具用钢 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及模具用钢，其包含以质量％计的，大于0.27％且小于0.36％的C，大于0.07％且小于0.40％的Si，大于7.00％且小于8.80％的Cr，大于0.25％且小于0.80％的Mo，大于0.50％且小于0.75％的V，大于0.0005％且小于0.05％的N和Mn，余量为Fe和不可避免的杂质，其中满足“-0.1Cr+1.10Mn-0.1Cr+1.50”的表达式。

Description

模具用钢
技术领域
本发明涉及印模钢和模具钢，并且更具体地涉及用于形成树脂材料的注射成型用的模具的注塑模具印模材料。
背景技术
对于塑料模具印模具有如硬度和导热率等各种优异的特性是必要的。专利文献1公开了具有高导热率、硬度和耐腐蚀性的塑料成型模具用钢，其包含，以质量％计，0.22％-0.35％的C；0.01％-0.40％的Si；0.10％-1.20％的Mn；0.030％以下的P；0.05％-0.20％的Cu；0.05％-1.00％的Ni；5.0％-10.0％的Cr；0.10％-1.00％的Mo；大于0.50％至0.80％的V；0.01％-0.2％的N，0.0100％以下的O；和0.050％以下的Al，余量为Fe和不可避免的杂质。
专利文献1：JP-A-2010-174319
发明内容
如上所述，专利文献1中公开的模具用钢具有优异的耐热性、硬度和耐腐蚀性。然而，近几年，响应于塑料成型工艺的多样化，要求模具用钢具有更多样的特性。
例如，由于树脂制品的高强度化，将硬质玻璃纤维混入树脂制品中的情况的次数增加。在此类树脂的注射成型时，由于玻璃纤维的硬度使得模具的磨耗成为严重的问题。存在因为由于模具的磨耗使得制品的形状变化，所以尺寸精度的要求随时间变得较不满意的可能性。因此，有必要使模具具有高硬度，结果，具有高耐磨耗性。此外，因为模具具有较高的硬度，由于不可能形成由于碳化物或夹杂物从模具表面的脱落产生的微小孔(针孔)，由此抛光时不可能产生如擦伤等微小缺陷，期望模具的镜面抛光性变得优异。
当模具的表面微小地凹凸(波浪状)时，波纹转印至树脂制品，从而使树脂制品表面的平滑性降低，结果，损害设计性。因此，优选镜面抛光后的模具不存在波纹。由于由组分的偏析产生波纹，所以期望模具用钢中偏析少。此外，在为了将类似皮革的图案转印至树脂制品的表面的目的，进行通过借助使用化学品腐蚀模具的表面形成类似皮革的图案的压花加工的情况下，由于由偏析导致的化学组分的不均匀分布产生压花程度的不同(压花不均匀)，模具用钢的偏析对树脂制品的设计性的影响变得特别大。
此外，随着近几年树脂制品的大型化，模具的尺寸变得更大。存在当模具的尺寸增加时淬火速度(淬火时的冷却速度)变小的倾向。此外，随着生产地域的全球化，在热处理的设备或技术不充分的环境中进行模具的淬火的情况的次数增加。在这种情况下，模具的淬火速度在许多情况下减小。当模具的淬火速度减小时，在具有降低的淬透性的钢的情况下，在淬火时容易析出珍珠岩。当珍珠岩析出时，在模具的镜面抛光时珍珠岩中的碳化物从其中脱落，由此优选削去珍珠岩部分并且容易产生针孔。针孔转印至树脂制品作为凸状结构，从而损害树脂制品表面的设计性。此外，即使在模具表面的附近具有相对大的淬火速度并且珍珠岩不太可能在其中析出的情况下，模具内部具有比其表面附近更低的淬火速度并且处在其中珍珠岩容易析出的状态。在合模或树脂注射的情况下将机械应力重复地施加至使用中的模具。通过施加此类应力导致金属疲劳时，因为模具内部析出的珍珠岩变为断裂的起点，所以来自模具内部的断裂倾向于容易发生。此外，为了使树脂快速冷却并固化，在许多情况下将水冷却回路设置在注射成型用模具的内部。在水冷却回路的表面上析出珍珠岩的情况下，珍珠岩也可能变为裂纹的起点。以该方式，从确保模具的镜面抛光性或抑制其断裂的观点，必要的是模具用钢具有改进的淬透性并且抑制珍珠岩的析出。
此外，如上所述在模具中设置水冷却回路的情况下，当模具用钢具有低耐腐蚀性时，存在因为水冷却回路变得生锈并且狭窄所以水的流量减少，由此损害冷却能力的可能性。此外，还存在因为其中锈已深深地侵食的部位变为起点所以产生裂纹的可能性。因此，为了维持冷却能力和防止腐蚀和裂纹的目的，模具用钢需要具有高耐腐蚀性。
此外，在塑料模具印模中，为了确保镜面抛光性并抑制断裂的目的，除了珍珠岩以外抑制δ-铁氧体的析出是重要的。当在凝固和热加工期间析出δ-铁氧体时，淬火和回火后δ-铁氧体残存。由于δ-铁氧体的部分比其周围的马氏体更软，所以用于抛光的研磨粒容易刺向其并且在抛光期间容易产生如擦伤等微小缺陷。刺入的研磨粒或产生的擦伤降低模具的表面粗糙度并且损害镜面抛光性。此外，由于δ-铁氧体与母相之间的界面起到裂纹的起点或传播路径的作用，所以在其中存在δ-铁氧体的模具用钢中容易产生裂纹。此外，由于在许多情况下δ-铁氧体以通过加工而伸长的状态残存，所以其中存在δ-铁氧体的模具中机械性质的各向异性变大并且对沿特定方向的力容易产生裂纹。从上述观点来看，在确保镜面抛光性并且抑制断裂的可能性方面，使δ-铁氧体难以析出是必要的。
此外，传统上，为了抑制模具的裂纹，已要求模具用钢具有作为耐裂纹性的指标的高冲击值。特别是，近几年，如上所述随着模具的大型化和在其中设备和技术不充分的环境下进行淬火的可能性，需要即使在淬火速度小的情况下(在慢淬火时)模具用钢也具有高冲击值。
此外，要求高循环生产(缩短一个循环成型所需要的时间)用于树脂的注射成型。即，使模具内部注射的树脂快速冷却并固化是必要的。为此，优选使模具快速冷却下来。因此，要求模具用钢具有高导热率。
如上所述，近几年，随着待成型的树脂制品的多样化和模具的制造环境的多样化，要求构成用于树脂材料的注射成型的模具的钢具有各种特性。此处，通过本发明解决的课题为提供具有高硬度、耐偏析、耐珍珠岩的析出、高耐腐蚀性、耐δ-铁氧体的析出、慢淬火时的高冲击值和高导热率的模具用钢。
为了解决上述问题，本发明提供模具用钢，其包含以质量％计的：
大于0.27％且小于0.36％的C；
大于0.07％且小于0.40％的Si；
大于7.00％且小于8.80％的Cr；
大于0.25％且小于0.80％的Mo；
大于0.50％且小于0.75％的V；
大于0.0005％且小于0.05％的N；和
Mn，
余量为Fe和不可避免的杂质，
其中满足“-0.1Cr+1.10<Mn<-0.1Cr+1.50”的表达式。
模具用钢优选满足“N<-0.04V+0.050”的表达式。
模具用钢可进一步包含选自以质量％计的：
大于0.10％且4.00％以下的W和
大于0.10％且3.00％以下的Co的一种或两种。
模具用钢可进一步包含选自以质量％计的：
大于0.004％且0.100％以下的Nb；
大于0.004％且0.100％以下的Ta；
大于0.004％且0.100％以下的Ti；和
大于0.004％且0.100％以下的Zr的一种以上。
模具用钢可进一步包含以质量％计的：
大于0.10％且小于1.2％的Al。
模具用钢可进一步包含选自以质量％计的：
大于0.30％且3.5％以下的Ni和
大于0.30％且1.5％以下的Cu的一种以上。
模具用钢可进一步包含以质量％计的：
大于0.0001％且0.0050％以下的B。
模具用钢可进一步包含以质量％计的：
大于0.003％且0.050％以下的S；
大于0.0005％且0.2000％以下的Ca；
大于0.03％且0.50％以下的Se；
大于0.005％且0.100％以下的Te；
大于0.01％且0.50％以下的Bi；和
大于0.03％且0.50％以下的Pb的一种以上。
模具用钢在25℃下的导热率优选为20W/m/K以上。
通过包括上述组分的组成，根据本发明的模具用钢具有处于良好平衡的高硬度、耐偏析、耐珍珠岩的析出、高耐腐蚀性、耐δ-铁氧体的析出、慢淬火时的高冲击值和高导热率的全部。
此处，在满足“N<-0.04V+0.050”的表达式的情况下，模具用钢具有特别高的冲击值。
此外，在模具用钢包含选自上述特定量的W和Co的一种以上的情况下，可容易达到特别高的硬度。
此外，在模具用钢包含选自上述特定量的Nb、Ta、Ti和Zr的一种以上的情况下，即使当淬火时的加热温度变得更高或加热时间变得更长时也抑制奥氏体晶粒的粗大化，由此容易维持高冲击值或镜面抛光性。
此外，在模具用钢包含上述特定量的Al的情况下，通过键合至包含在模具用钢中的N原子而形成的Al的氮化物可抑制奥氏体晶界的移动并且抑制由于其移动使得晶粒生长发生。此外，由于Al的氮化物有助于强化模具用钢的析出，上述特定量的Al可有助于通过实施氮化处理来提高模具表面的强度，由此可提高模具的耐磨耗性。
此外，在模具用钢包含选自上述特定量的Ni和Cu的一种或两种的情况下，可改进模具用钢的淬透性。
此外，在模具用钢包含上述特定量的B的情况下，还可获得进一步改进模具用钢的淬透性的效果。
此外，在模具用钢包含选自上述特定量的S、Ca、Se、Te、Bi和Pb的一种以上的情况下，在具有改进切削性的效果的Si的含量小于其它种类的传统钢的模具用钢中改进切削性并且容易确保机械加工性。
此外，在模具用钢在25℃下的导热率为20W/m/K以上的情况下，由于在树脂材料的注射成型时树脂可快速冷却然后固化，所以可改进注射成型的效率。
附图说明
图1示出分别显示Mn和Cr的含量与(a)耐腐蚀性、(b)铁氧体析出、(c)缓慢淬火时的冲击值和(d)导热率之间的关系的图。
图2为示出Mn和Cr的含量的规定范围的图。
图3为示出N和V的含量与慢淬火时的冲击值之间的关系的图。
图4为示出N和V的含量的优选范围的图。
具体实施方式
以下，将详细描述根据本发明的实施方案的模具用钢。
根据本发明的实施方案的模具用钢包含下述元素并且由Fe和不可避免的杂质形成余量。添加元素的种类、组分比和限定理由如下。此外，组分比的单位为质量％。
0.27％<C<0.36％
C通过在淬火时固溶于母相中并且组织化为马氏体结构来改进模具用钢的硬度。此外，C与Cr、Mo和V等一起形成碳化物和碳氮化物，然后改进模具用钢的强度。
通过将C的含量调节为大于0.27％，适当的热处理后获得作为模具的使用要求的高硬度。从获得充分的耐磨耗性和镜面抛光性的观点，有必要使模具具有大约47HRC以上并且优选49HRC以上的硬度。当C的含量为极少时，δ-铁氧体容易析出并且这导致镜面抛光性降低和模具断裂的可能性，其是不优选的。当将C的含量调节为大于0.27％时，可有效抑制δ-铁氧体的析出。从各种特性的平衡的观点，C的含量优选为大于0.29％。
同时，当C的含量变得过多时，包含Cr或Mo的碳化物变得容易形成并且母相中Cr和Mo的固溶量降低，由此损害耐腐蚀性。此外，当过量包含C时，还损害模具用钢的焊接性。由于这些原因，将C的含量调节为小于0.36％。从各种特性的平衡的观点，C的含量优选为小于0.34％。
0.07％<Si<0.40％
Si具有作为脱氧剂的效果和制造模具时改进切削性的效果。为了确保模具要求的切削性的目的，将Si的含量调节为大于0.07％。在将Si的含量调节为小于或等于0.07％的情况下，过度损害切削性并且即使进行热处理后也变得难以获得模具要求的高硬度(大约49HRC)。从与其它特性平衡的观点，Si的含量优选为大于0.09％。
同时，当Si的含量变得过大时，模具用钢的导热率变得受损，此外，δ-铁氧体倾向于容易生成。从防止这些问题的观点，将Si的含量设定为小于0.40％。此外，当将Si的含量调节为小于0.40％时，在对模具用钢进行热加工时确保优异的除氧化皮性(descaling property)并且抑制氧化皮的硬度的增加，由此可防止用于加工的工具通过氧化皮而显著磨耗。从与其它特性的平衡的观点，Si的含量优选为小于0.36％。
7.00％<Cr<8.80％
Cr为通过形成钝化膜改进耐腐蚀性的元素。图1的(a)示出Mn和Cr的含量与耐腐蚀性之间的关系。此处，包含0.32％的C、0.23％的Si、0.60％的Mo、0.60％的V和0.015％N的作为基本组分并且改变Mn和Cr的含量的钢材料通过进行润湿试验评价其耐腐蚀性。即，将进行镜面抛光的试验片在98％的湿度和50℃的温度的环境下放置24小时后，目视观察生锈状况。在图1的(a)中，锈几乎不产生或轻微产生的情况表示为“○”和锈相当明显或大大产生的情况表示为“×”。根据图1的(a)，在其中Mn的含量的全部区域中Cr的含量为大于7.00％的条件下，获得“○”并且获得高耐腐蚀性。
当Cr的含量过少时，在其中特别是Mn的含量多的条件下，模具用钢的球化退火特性劣化并且球化退火后变得容易硬化，并且这导致模具用钢的机械加工性劣化。然而，当Cr的含量为大于7.00％时此类问题几乎不发生。从各种特性的平衡的观点，Cr的含量优选为大于7.30％。
同时，当Cr的含量过多时，δ-铁氧体容易析出。图1的(b)示出Mn和Cr的含量与δ-铁氧体的析出之间的关系。此处，关于包含0.28％的C、0.39％的Si、0.79％的Mo、0.74％的V和0.002％的N作为基本组分并且改变Mn和Cr的含量的钢材料，示出δ-铁氧体的析出的有无。在图1的(b)中，未观察到δ-铁氧体的情况表示为“○”和观察到δ-铁氧体的情况表示为“×”。根据图1的(b)，在其中Mn的含量的整个区域中的Cr的含量为小于8.80％的条件下，获得“○”并且δ-铁氧体不可能析出。
此外，当Cr的含量过多时，在其中Mn的含量少并且C的含量多的条件下，珍珠岩非常容易析出。然而，当Cr的含量小于8.80％时此类问题几乎不发生。从各种特性的平衡的观点，Cr的含量优选为小于8.60％。
Mn
Mn的含量对在淬火速度低的情况下(在慢淬火时)的冲击值和导热率具有影响，但影响的程度也取决于Cr的含量。在根据本实施方案的模具用钢中，Mn和Cr的含量满足“-0.1Cr+1.10<Mn<-0.1Cr+1.50”的表达式的关系。
当Cr和Mn的含量极少时，在慢淬火时粗贝氏体容易析出并且冲击值变得降低。图1的(c)示出Cr和Mn的含量与慢淬火时的冲击值之间的关系。此处，关于包含0.33％的C、0.25％的Si、0.58％的Mo、0.59％的V和0.012％的N作为基本组分并且改变Mn和Cr的含量的钢材料，示出是否可获得高冲击值。具体地，通过在1,030℃下加热具有11mm×11mm×60mm的尺寸的钢材料，在1,030℃至550℃的温度范围内以50℃/min的速度冷却，并且在550℃至100℃的温度范围内以2℃/min的速度冷却，来模拟具有大截面的模具的淬火。另外，在一般的模具的淬火期间模具内部的冷却速度在1,030℃至550℃的温度范围内为5℃/min至150℃/min并且在550℃至100℃的温度范围内为1℃/min至30℃/min。上述冷却速度在这些范围内相当低。此外，将同样经受淬火的钢材料调质使得通过进行回火具有52HRC的硬度，然后加工为具有有切口(顶端R部的半径为1mm)的大约10mm×10mm×55mm的尺寸的试验片。通过借助使用试验片进行卡毕冲击试验测量室温(25℃)下的冲击值E(J/cm2)。在图1的(c)中，E为大于或等于20的情况表示为“○”和E为小于20的情况表示为“×”。在E为20的边界值为避免模具的裂纹所需的冲击值的指示。根据图1的(c)，在其中满足“Mn(％)>-0.1Cr(％)+1.10(％)”的表达式的条件下，获得“○”并且获得高冲击值。
同时，当Cr和Mn的含量过大时，模具用钢的导热率降低。图1的(d)示出Cr和Mn的含量与导热率之间的关系。此处，关于具有0.35％的C、0.39％的Si、0.78％的Mo、0.74％的V和0.018％的N作为基本组分并且改变Mn和Cr的含量的钢材料，示出导热率的测量结果。具体地，以与冲击试验相同的方式调质试验片后，根据激光闪光法测量在25℃下的导热率λ(W/m/K)。在图1的(d)中，λ为大于或等于20的情况表示为“○”和λ为小于20的情况表示为“×”。λ为20的边界值为模具中的树脂迅速冷却所需的导热率的指示。根据图1的(d)，在其中满足“Mn(％)<-0.1Cr(％)+1.50(％)”的表达式的条件下，获得“○”并且获得高导热率。
此外，当Cr和Mn的含量过大时，模具用钢中偏析显著发生并且模具的镜面抛光性和压花加工性劣化。在这个意义上，在其中可确保慢淬火时的冲击值的范围内优选Cr和Mn的含量为少的。如上所述，当满足“Cr<8.80％”与“Mn<-0.1Cr+1.50”的关系时，可充分确保镜面抛光性和压花加工性。
图2总体示出以上规定的Cr的含量的范围以及与与该Cr的含量的关系中的Mn的含量的范围。当Cr和Mn的含量落在由图2所示的图的四边形包围的范围内时，模具用钢在耐腐蚀性、耐δ-铁氧体的析出、慢淬火时的冲击值和导热率的所有方面都优异，并且以良好平衡的方式满足作为用于树脂材料的注射成型的模具所需的各种特性。
0.25％<Mo<0.80％
Mo为改进耐腐蚀性的元素。此外，Mo通过键合至C有助于材料的二次硬化。当Mo的含量为大于0.25％时，当进行热处理时可稳定地获得模具所需的高硬度。从与其它特性平衡的观点，优选Mo的含量为大于0.35％。
同时，当Mo的含量过大时，δ-铁氧体容易析出并且难以确保断裂韧性。模具用钢的材料成本也提高。为了避免这些问题，将Mo的含量设定为小于0.80％。从与其它特性平衡的观点，优选Mo的含量为小于0.75％。
0.50％<V<0.75％
V通过键合至C和N形成碳氮化物。碳氮化物有助于抑制淬火时的奥氏体晶粒的粗大化并且改进冲击值。当V的含量为大于0.50％时，有效抑制淬火时的奥氏体晶粒的粗大化并且容易达到模具所需的冲击值。从与其它特性平衡的观点，优选V的含量为大于0.52％。
同时，当V的含量过大时，奥氏体晶粒的粗大化的抑制效果饱和并且这导致成本提高。此外，当包含大量的V时，容易生成δ-铁氧体和粗的碳氮化物。抑制作为稀有元素的V的含量从节省资源以及降低成本的观点是重要的。从这些观点来看，将V的含量设定为小于0.75％。从与其它特性平衡的观点，优选V的含量为小于0.70％。
0.0005％<N<0.05％
由于N提高淬火时的残留碳化物(以及碳氮化物)的固溶温度，所以残留碳化物(以及碳氮化物)随着N的含量的增多而增加。因此，抑制淬火时的奥氏体晶粒的粗大化并且可使奥氏体晶粒微细化。为了充分获得这些效果，将N的含量设定为大于0.0005％。
同时，当N的含量过大时，奥氏体晶粒的微细化效果饱和并且提高N的含量所需的精制成本提高。从这些观点来看，将N的含量设定为小于0.05％。
如上所述，当V和N包含于模具用钢中时，容易形成碳化物和碳氮化物。然而，当形成粗大的碳化物和碳氮化物时，由于它们起裂纹的起点的作用从而容易产生裂纹，所以模具用钢的冲击值降低。冲击值的降低特别是在淬火速度低的情况下容易发生。为了避免冲击值的降低，优选N的含量的上限通过V与N的含量之间的关系来确定。具体地，优选满足N(％)<-0.04V(％)+0.050(％)”的表达式。图3示出N和V的含量与慢淬火时的冲击值之间的关系。此处，关于包含0.35％的C、0.39％的Si、0.54％的Mn、7.03％的Cr和0.78％的Mo作为基本组分并且改变N和V的含量的钢材料，示出根据与通过改变Cr和Mn的含量获得的图1的(c)的情况相同的方法和基准获得的慢淬火时的冲击值的评价结果。根据图3，在其中满足“N<-0.04V+0.050”的表达式的条件下，获得“○”并且获得高冲击值。
此外，在V和N的含量多并且生成粗大的碳化物或碳氮化物的情况下，不仅冲击值降低，而且由于抛光时碳化物或碳氮化物从其脱落使得产生针孔并且降低模具的镜面抛光性。在这个意义上，优选在其中可获得奥氏体晶粒的微细化效果的范围内V和N的含量少。当满足“N<-0.04V+0.050”的表达式时可抑制镜面抛光性的降低。
图4总体示出上述V和N的含量的优选范围。当V和N的含量落在由图4所示的图的四边形包围的范围内时，实现奥氏体晶粒的微细化的促进和粗大的碳化物和碳氮化物的生成的抑制二者，由此，可获得高冲击值和镜面抛光性。
根据本实施方案的模具用钢包含上述预定量的C、Si、Cr、Mn、Mo、V和N，余量由Fe和不可避免的杂质构成。此处，假设以下元素为不可避免的杂质。即，假设不可避免的杂质包括0-0.05％以下的P；0-0.003％以下的S；0-0.30％以下的Cu；0-0.30％以下的Ni；0-0.10％以下的Al；0-0.10％以下的W；0-0.01％以下的O；0-0.10％以下的Co；0-0.004％以下的Nb；0-0.004％以下的Ta；0-0.004％以下的Ti；0-0.004％以下的Zr；0-0.0001％以下的B；0-0.0005％以下的Ca；0-0.03％以下的Se；0-0.005％以下的Te；0-0.01％以下的Bi；0-0.03％以下的Pb；和0-0.02％以下的Mg。
根据本实施方案的模具用钢除了上述必需元素以外，可任选地包含选自以下元素的一种以上。即，根据本实施方案的模具用钢可以由以质量％计的0.27％<C<0.36％、0.07％<Si<0.40％、7.00％<Cr<8.80％、0.25％<Mo<0.80％、0.50％<V<0.75％和0.0005％<N<0.05％以及Mn，余量的Fe和不可避免的杂质组成，其中满足“-0.1Cr+1.10<Mn<-0.1Cr+1.50”的表达式，但可以任选地含有选自以下元素的一种以上的元素。这些元素的组分比和限定理由如下。
0.10％<W≤4.00％和0.10％<Co≤3.00％
W提高具有碳化物的析出的模具用钢的强度。此外，Co通过固溶于母相中来提高强度并且经由碳化物的形态的变化有助于析出硬化。由于根据本实施方案的模具用钢包含相对大量的Cr，所以软化阻力低。因此，在回火温度高的情况下难以确保高强度。由此，通过添加W或Co即使在回火温度高的情况下也可确保强度。W和Co的含量的下限被确定为具有确保强度的效果的含量并且从特性的饱和和抑制增加成本的观点确定其上限。其含量的特别优选范围分别为0.30％以上且3.00％以下的W和0.30％以上且2.00％以下的Co。
0.004％<Nb≤0.100％，0.004％<Ta≤0.100％，0.004％<Ti≤0.100％和0.004％<Zr≤0.100％
Nb、Ta、Ti和Zr作为微细析出物析出并且能够抑制奥氏体晶粒的粗大化。当由于意料之外的设备故障等引起淬火时或热处理时加热温度提高或加热时间延长时，存在促进奥氏体晶粒的粗大化并且降低各种特性的可能性。为了对该情况做准备，优选添加选自Nb、Ta、Ti和Zr的一种以上。将各元素的含量的下限确定为能够获得抑制奥氏体晶粒的粗大化的效果的含量，并且从抑制由于碳化物、氮化物或氧化物的过度析出引起的冲击值或镜面抛光性降低的观点确定其上限。这些元素还具有如下所述抑制BN的形成的效果。
0.10％<Al<1.2％
Al通过键合至N形成AlN并且具有抑制由于奥氏体晶粒的移动引起的晶粒生长的效果。因此，与如上所述的Nb、Ta、Ti和Zr类似，Al有助于抑制奥氏体晶粒的粗大化。此外，由于Al在钢中形成氮化物并且有助于强化析出，所以当对模具用钢实施氮化处理时Al具有提高表面硬度的作用。因此，在为了赋予高耐磨耗性进行氮化处理的模具中添加Al是特别有效的。将Al的含量的下限确定为能够获得这些效果的含量并且从抑制通过粗大的Al氧化物的生成导致的镜面抛光性降低的观点确定其上限。
0.30％<Ni≤3.5％且0.30％<Cu≤1.5％
Ni和Cu具有在钢中稳定地生成奥氏体并且改进淬透性的效果。如上所述，近几年随着树脂制品的大型化，成型用模具的尺寸倾向于加大。由于大型模具难以冷却，所以当通过使用具有低淬透性的模具用钢形成模具并且进行淬火时，存在在淬火期间析出珍珠岩或粗大的贝氏体并且降低各种特性的可能性。虽然根据本实施方案的模具用钢借助于抑制铁氧体和珍珠岩的析出或具有高冲击值等具有非常高的淬透性，但有效的是，即使在形成非常大型的模具并且以低冷却速度进行淬火的情况下，为了确保高淬透性通过添加Ni或Cu来进一步改进淬透性。此外，Ni具有通过键合至Al作为金属间化合物析出以提高硬度的效果。同时，Cu具有由于时效析出引起的提高硬度的效果。将各元素的含量的下限确定为能够获得改进淬透性的效果的含量并且从抑制由于偏析引起的镜面抛光性降低的观点确定其上限。其含量的特别优选范围分别为0.50％以上且3.0％以下的Ni和0.50％以上且1.2％以下的Cu。此外，Ni和Cu还具有使δ-铁氧体难以析出的效果。
0.0001％<B≤0.0050％
当添加B时，可进一步改进模具用钢的淬透性。确定其含量的下限使得能够获得改进淬透性的效果。然而，当B通过键合至N形成BN时，损害改进淬透性的效果。因此，B需要在钢中单独存在。从抑制BN的形成的观点，确定B的含量的上限。可通过使对N的亲和性强于对B的亲和性的元素形成氮化物来抑制BN的形成。此类元素的实例包括Nb、Ta、Ti和Zr。以其中包含这些元素作为不可避免的杂质的水平的量可获得通过这些元素抑制BN的形成的效果。然而，特别是在N的量多的情况下通过有意的添加含量在如上所述的范围(大于0.004％且0.100％以下)内的这些元素可有效抑制BN的形成。
0.003％<S≤0.050％，0.0005％<Ca≤0.2000％，0.03％<Se≤0.50％，0.005％<Te≤0.100％，0.01％<Bi≤0.50％，和0.03％<Pb≤0.50％
S、Se、Te、Ca、Pb和Bi的全部都具有改进模具用钢的切削性的效果。由于根据本实施方案的模具用钢与传统的模具用钢相比具有相对少的Si含量，所以机械加工性不是很高。可通过向其中添加这些元素来改进切削性。将各元素的含量的下限确定为能够获得改进切削性的效果的含量。同时，当过量添加这些元素时，改进切削性的效果饱和并且热加工性降低，并且冲击值和镜面抛光性降低。从避免这些特性劣化的观点，确定其含量的上限。
根据本实施方案的模具用钢包含上述必需元素并且进一步任选地包含添加元素。因此，其以良好平衡的方式具有高硬度、耐偏析、耐珍珠岩的析出、高耐腐蚀性、耐δ-铁氧体的析出、慢淬火时的高冲击值和高导热率的各特性。以该方式，可提供满足树脂材料的注射成型工艺和模具的制造工艺中近几年各种要求的模具。
由于根据本实施方案的模具用钢具有高硬度，所以当将钢制成模具时可获得高耐磨耗性。特别是在将如玻璃纤维等硬质材料混合至树脂材料的情况下这是有利的。此外，由于模具用钢具有高硬度，所以改进模具的镜面抛光性并且防止当将微小的凹凸结构转印至树脂制品时导致的制品的设计性的损害。可通过热处理的条件将模具用钢的硬度调节至一定程度，但如上所述优选混入硬质材料的树脂的注射成型用模具具有47HRC以上的硬度并且更优选模具具有49HRC以上的硬度。当模具具有上述组成时，实施热处理后此硬度变得容易稳定地实现。
此外，由于根据本实施方案的模具用钢不仅具有高硬度而且具有少偏析，所以提供高镜面抛光性。此外，在使模具表面进行压花加工的情况下，由于偏析少所以几乎不产生压花不均匀。由于通过偏析引起的与化学溶液接触时部位间的腐蚀性的差异的产生导致产生压花不均匀。
珍珠岩不可能析出的事实影响模具的镜面抛光性的改进。此外，由于珍珠岩不可能析出，所以防止起点为珍珠岩的模具的断裂。珍珠岩在淬火速度小的情况下特别容易析出。然而，由于通过模具用钢的组成的效果抑制珍珠岩的析出，所以即使当模具大型化并且淬火速度变小时珍珠岩也不可能析出，由此，确保高镜面抛光性和高淬透性。
此外，由于模具用钢具有高耐腐蚀性，因此即使在模具中设置水冷却回路的情况下，也抑制模具中腐蚀的发生并且获得维持冷却能力和防止由于腐蚀引起的裂纹的效果。
耐δ-铁氧体的析出具有改进镜面抛光性和防止模具裂纹的效果。此外，由于模具不仅具有耐δ-铁氧体的析出而且具有高冲击值，因此抑制模具的裂纹。特别是，在模具的大型化和模具的制造环境的多样化的情况下，模具的淬火速度在许多情况下变小。即使在进行此类慢淬火的情况下，由于具有高冲击值的模具，所以也防止裂纹。
最后，由于模具用钢具有高导热率，所以在树脂的注射成型时可以使注射的树脂材料快速固化。以该方式，可响应于近几年发展的注射成型的高循环生产的要求。具体地，优选25℃下的导热率为大于或等于20W/m/K。模具用钢的导热率可通过激光闪光法来评价。
由于根据本实施方案的模具用钢具有上述特性，所以所述钢可合适地用作各种塑料的注射成型用模具。此外，所述钢当用于如橡胶的成型或加工；钢板的冷压制成型；和钢板的热冲压(也称为模压淬火或模具淬火)等除了塑料的注射成型以外的其它用途时，可发挥高性能。此外，为了进一步改进硬度或镜面抛光性的目的，有效的是，将各种表面改性如喷丸；喷砂；氮化；物理气相沉积(PVD)；化学气相沉积(CVD)；和镀覆等施用于根据本实施方案的模具用钢。
上述根据本实施方案的模具用钢可例如，如下所述来适当地生产。即，首先，将具有上述化学组成的钢在真空感应炉等中熔融以铸造成钢锭。然后，使获得的钢锭进行热锻造和/或热轧，然后调节为具有要求尺寸的钢材料。
此外，根据需要进行一种以上的热处理。热处理的种类的实例包括淬火、回火、深冷处理和球化退火处理。具体地，淬火或回火的实例包括将在1,000℃至1,200℃的温度范围内加热0.5小时至1.5小时后的模具冷却的淬火。关于冷却速度，除了快速冷却以外，可示例1,030℃至550℃的温度范围内以约5℃/min至150℃/min冷却并且在550℃至100℃的温度范围内以约1℃/min至30℃/min冷却的方法。可示例以下方法：进行淬火，并且其后根据需要在例如-196℃或-76℃的温度下进行深冷处理0.5小时至1小时，并且在200℃至700℃的温度下进一步进行加热0.5小时至1.5小时并且进行空气冷却以进行使模具回火。此外，作为球化退火处理，具体地，可示例以下方法：在850℃至950℃的温度下使模具进行加热3小时至5小时，以10℃/小时至40℃/小时的速度在炉中冷却至约600℃，然后使模具空气冷却。
实施例
将参考实施例详细描述本发明。
分别制备具有表1和2列出的组分组成(单位：质量％)的模具用钢。具体地，将具有各组成比的钢在真空感应炉中熔融以铸造成7吨的钢锭。然后，通过进行热锻造来生产具有有尺寸为300mm×700mm的尺寸的矩形形状的截面的块。此外，使获得的块进行加热至1,050℃并且急速冷却的正火并且通过在700℃下加热进行回火。此外，通过在930℃下加热并且逐步冷却使该块进行退火。
从由此获得的由各模具用钢形成的块的中心附近切出试验片，并且进行用于评价回火硬度、耐珍珠岩的析出、冲击值、耐腐蚀性、耐δ-铁氧体的析出、镜面抛光性、压花加工性和导热率的各特性的试验。以下将描述试验方法。
<回火硬度>
切出尺寸为15mm×15mm×25mm的方棒作为试验片并且进行回火硬度的试验。具体地，使试验片通过加热至1,030℃、保持60分钟、然后急速冷却进行淬火。其后，使试验片在450℃至600℃的温度下进行回火2小时。根据洛氏C级(HRC)测量其硬度并且将回火时的温度范围内获得的最大硬度取作回火硬度。
<耐珍珠岩的析出>
在模拟模具的淬火的试验中评价耐珍珠岩的析出。具体地，将具有尺寸为φ4mm×10mm的大致形状的试验片加热至1,030℃，保持15分钟，然后以预定冷却速度冷却至室温(25℃)。然后，切断冷却后的试验片，观察切断面的结构，然后判定珍珠岩的有无。基于观察到珍珠岩的析出的最大冷却速度A(℃/min)评价耐珍珠岩的析出。即，进行以下评价：A为小于5的情况标记为意味着特别不可能析出珍珠岩的(S)；A为5以上且小于10的情况标记为意味着不可能析出珍珠岩的(A)；A为10以上且小于30的情况标记为意味着轻微地容易析出珍珠岩的(B)；和A为大于或等于30的情况标记为意味着容易析出珍珠岩的(C)。
<冲击值>
通过进行模拟使大模具通过使用具有低性能的装置进行淬火的情况的试验来评价冲击值。具体地，使用尺寸为11mm×11mm×60mm的方棒，并且通过在1,030℃至550℃的温度范围内以50℃/min冷却，并且在550℃至100℃的温度范围内以2℃/min冷却，然后在450℃至600℃的温度范围下进行回火2小时使方棒进行淬火。作为回火温度，选择可获得各种钢的最大硬度的温度。将这些处理后的方棒加工成具有切口(上端R部的半径为1mm)的大致尺寸为10mm×10mm×55mm的试验片，并且根据卡毕冲击试验测量室温(25℃)下的冲击值E(J/cm2)。关于获得的冲击值E，进行以下评价：E为大于或等于35的情况标记为意味着冲击值特别高的(S)；E在20以上且小于35的范围内的情况标记为意味着冲击值高的(A)；E在10以上且小于20的范围内的情况标记为意味着冲击值小的(B)；和E为小于10的情况标记为意味着冲击值非常小的(C)。
<耐δ-铁氧体的析出>
使用于耐δ-铁氧体的析出、耐腐蚀性、镜面抛光性、压花加工性和导热率的试验的试验片进行急速淬火和回火。具体地，试验片通过在1,030℃下均热1小时后急速冷却进行淬火，然后在450℃至600℃的温度下进行回火2小时。作为回火温度，选择获得各种钢的最大硬度的温度。
使由此获得的试验片的对应于与作为试验片切出前的块材料的长度方向平行的面的表面抛光。使抛光的试验片用酸腐蚀，然后通过使用光学显微镜观察其结构。此时，进行以下评价：未观察到δ-铁氧体的情况标记为意味着不可能析出δ-铁氧体的(A)并且观察到δ-铁氧体的情况设定为意味着容易析出δ-铁氧体的(C)。
<耐腐蚀性>
对进行如上所述的急速淬火和回火的试验片进行润湿试验，并且评价耐腐蚀性。具体地，进行镜面抛光的试验片在98％的湿度且50℃的温度的环境下放置24小时后目视观察生锈状况。进行以下评价：几乎不产生生锈的情况设定为意味着耐腐蚀性非常高的(S)；轻微产生生锈的情况标记为意味着耐腐蚀性高的(A)；生锈相当明显的情况标记为意味着耐腐蚀性低的(B)；和试验片深度生锈的情况标记为意味着耐腐蚀性非常低的(C)。
<镜面抛光性>
进行抛光直到如上所述的进行淬火和回火的试验片上达到计数#50000的研磨粒，并且观察认为如波纹和针孔等缺陷的结构的有无。进行以下评价：几乎不存在此类结构的情况标记为意味着镜面抛光性非常高的(S：作为模具优异)；此类结构没有很多的情况标记为意味着镜面抛光性高的(A：可用作模具)；此类结构明显的情况标记为意味着镜面抛光性低的(B：在许多情况下不可用作模具)；和有很多此类结构的情况标记为意味着镜面抛光性非常低的(C：不可用作模具)。
<压花加工性>
使如上所述的进行急速淬火和回火的试验片进行镜面抛光，用化学溶液腐蚀，然后进行压花加工。此时观察压花状态，并且进行以下评价：没有压花不均匀的情况标记为意味着压花加工性优异的(A)；轻微产生压花不均匀的情况标记为意味着压花加工性轻微降低的(B)；和大大地产生压花不均匀的情况标记为意味着压花加工性差的(C)。
<导热率>
导热率λ(W/m/K)通过激光闪光法来测量。即，用激光照射试验片并且通过使用热电偶测量此时的试验片背面的温度变化ΔT。当将试验片的质量设定为M，其厚度设定为L，并且由于用激光照射而赋予试验片的热能设定为Q时，由“Cp＝Q/(M·ΔT)[J/(kg·K)]的关系计算试样的比热Cp。此外，通过使用安装在试验片的表面侧的红外检测器测量达到试验片中温度变化的最大值的一半的时间(t1/2)，并且由“α＝0.1388×L2/(t1/2)[m2/s]”的关系计算试验片的热扩散率α。此外，由“λ＝Cp·α·ρ[W/(m·K)]”的关系计算试样的导热率λ。在25℃下进行测量。如下评价导热率：λ为大于或等于22的情况标记为意味着导热率非常高的(S)；λ在20以上且小于22的范围内的情况标记为意味着导热率高的(A)；λ在19以上且小于20的范围内的情况标记为意味着导热率低的(B)；和λ为小于19的情况标记为意味着导热率非常低的(C)。
根据各实施例和比较例的模具用钢的组分组成列在表1和2中，并且各种试验结果列在表3和4中。“-0.1Cr+1.1<Mn<-0.1Cr+1.5”和“N<-0.04V+0.05”的列分别表示由实际包含的Cr的量计算的Mn的含量的规定范围和由实际包含的V的量计算的N的含量的优选范围。
表1
表2
表3
表4
首先，检测关于根据比较例的各钢的特性。以下，当根据各比较例的钢中存在劣化的特性时，考虑主要原因，但钢材料的特性取决于作为整体的组成并且原因不必然取决于特定的组分元素的量。
钢17的冲击值和耐腐蚀性差。认为主要由于Cr和Mn的含量少，因此在慢淬火时粗大的贝氏体容易析出，由此冲击值小。此外，由于Cr的含量少，不可能形成稳定的钝化膜并且降低耐腐蚀性。
钢18的耐珍珠岩的析出和压花加工性差。认为因为由于Cr的含量过大而C的含量相对多并且Mn的含量相对少使得碳化物容易析出，所以珍珠岩容易析出。此外，压花加工性降低的原因为由于Cr的含量多使得Cr显著偏析。
钢19的耐珍珠岩的析出、耐δ-铁氧体的析出和压花加工性差。此外，硬度表示作为模具用钢所需硬度相对低的值。认为珍珠岩容易析出，因为与钢18类似，Cr的含量过大而Mn的含量相对少。此外，δ-铁氧体容易析出的原因为过量包含用作铁氧体稳定化元素的Cr、Mo和V并且也相对多地包含Si。还通过用作奥氏体稳定化元素的C和Mn的含量少的事实促进δ-铁氧体的析出。此外，因为Cr的含量多因此压花加工性降低。由于C的含量少所以硬度低。另外，因为Cr和Mo的含量多并且C的含量少所以耐腐蚀性变得非常优异。
钢20的镜面抛光性、压花加工性和导热率差。认为因为由于Mn和Cr的含量多而发生偏析镜面抛光性和压花加工性降低，由此容易产生波纹。导热率低的原因为基体中固溶的Mn或Cr的含量多。
钢21的耐腐蚀性差。此外，硬度表示作为模具用钢所需的硬度的相对低的值。认为耐腐蚀性低因为，与钢17类似，Cr的含量少。此外，由于C和Si的含量少所以硬度低。此外，这种钢中，球化退火特性也差并且通过退火钢材料的软化困难。认为这是因为Mn和Cr的含量少并且碳化物的聚集和粗大化慢。
钢22的冲击值、耐腐蚀性和镜面抛光性差。认为冲击值低因为与钢17类似由于Cr和Mn的含量少使得在慢淬火时粗大的贝氏体容易析出，此外，由于过大含量的V和N和大含量的C使得V的粗大的碳氮化物增多，其变为断裂的起点。耐腐蚀性低的原因为Cr的含量少。此外，由于除了由于偏析引起的波纹的影响以外由于上述粗大的碳氮化物的脱落引起的针孔的产生所以镜面抛光性低。
钢23-26为商购可得的模具用钢。钢23的硬度、冲击值、耐腐蚀性和镜面抛光性差。由于C的含量非常少所以硬度低。此外，由于Cr和Mn的含量少所以冲击值和耐腐蚀性低。因为除了由于Ni、Cu或Al的偏析引起的波纹容易产生的事实以外，由于低硬度引起的夹杂物的脱落使得容易产生针孔，所以镜面抛光性低。
钢24为SUS420J2。这种钢的耐珍珠岩的析出、冲击值、压花加工性和导热率差。这些主要是由于C、Si和Cr的含量多。此外，由于在在晶界上碳化物容易析出，所以冲击值变低。
钢25为JIS SKD61。主要因为Mn和Cr的含量少所以冲击值低并且耐腐蚀性也低。
由于C、Si和Mo的含量多使得钢26具有非常高的硬度。然而，主要由于C、Si和Cr的含量多使得钢26的耐珍珠岩的析出、冲击值、耐腐蚀性、镜面抛光性和导热率差。大量粗大的Cr系结晶碳化物和大量固溶元素是降低各种特性的原因。
与根据比较例的各种钢相比，根据本发明实施例的钢的种类全部具有大于或等于49HRC的硬度并且具有耐珍珠岩的析出，慢淬火时的高冲击值，高水平的耐腐蚀性、耐δ-铁氧体的析出、镜面抛光性、压花加工性和导热率的特性。此外，关于钢13，由于包含S并且作为MnS存在于钢中，冲击值和镜面抛光性略低，但作为模具用钢这些在实用上为充分优异的特性。
如上所述，发现当C、Si、Cr、Mn、Mo、V和N的含量在预定范围内并且特别是Cr和Mn的含量满足预定关系时，与传统的钢相比，以良好平衡的方式改进上述各种特性。
虽然参考其具体实施方案详细描述了本发明，但显而易见的是对于本领域的技术人员可以在不背离本发明的精神和范围的情况下进行各种变化和改变。
本申请基于日本专利申请2014年3月7日提交的2014-045098，并且通过参考将其内容整体并入本文中。

Claims (9)

1.一种模具用钢，其包含以质量％计的：
大于0.27％且小于0.36％的C；
大于0.07％且小于0.40％的Si；
大于7.00％且小于8.80％的Cr；
大于0.25％且小于0.80％的Mo；
大于0.50％且小于0.75％的V；
大于0.0005％且小于0.05％的N；和
Mn，
余量为Fe和不可避免的杂质，
其中满足“-0.1Cr+1.10<Mn<-0.1Cr+1.50”的表达式。
2.根据权利要求1所述的模具用钢，其中满足“N<-0.04V+0.050”的表达式。
3.根据权利要求1所述的模具用钢，其进一步包含选自以下的以质量％计的一种或两种：
大于0.10％且4.00％以下的W和
大于0.10％且3.00％以下的Co。
4.根据权利要求1所述的模具用钢，其进一步包含选自以下的以质量％计的一种以上：
大于0.004％且0.100％以下的Nb；
大于0.004％且0.100％以下的Ta；
大于0.004％且0.100％以下的Ti；和
大于0.004％且0.100％以下的Zr。
5.根据权利要求1所述的模具用钢，其进一步包含以质量％计的：
大于0.10％且小于1.2％的Al。
6.根据权利要求1所述的模具用钢，其进一步包含选自以下的以质量％计的一种或两种：
大于0.30％且3.5％以下的Ni和
大于0.30％且1.5％以下的Cu。
7.根据权利要求1所述的模具用钢，其进一步包含以质量％计的：
大于0.0001％且0.0050％以下的B。
8.根据权利要求1所述的模具用钢，其进一步包含选自以下的以质量％计的一种以上：
大于0.003％且0.050％以下的S；
大于0.0005％且0.2000％以下的Ca；
大于0.03％且0.50％以下的Se；
大于0.005％且0.100％以下的Te；
大于0.01％且0.50％以下的Bi；和
大于0.03％且0.50％以下的Pb。
9.根据权利要求1-8任一项所述的模具用钢，其在25℃下的导热率为20W/m/K以上。
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