CN105821327A - 钢粉末和使用其的模具 - Google Patents

Abstract

本发明涉及钢粉末和使用其的模具。本发明涉及一种钢粉末，其具有包含以质量％计的以下的组成，0.10≤C＜0.25，0.005≤Si≤0.600，2.00≤Cr≤6.00，-0.0125×[Cr]+0.125≤Mn≤-0.100×[Cr]+1.800，其中[Cr]表示以质量％计的Cr含量的值，0.01≤Mo≤1.80，-0.00447×[Mo]+0.010≤V≤-0.1117×[Mo]+0.901，其中[Mo]表示以质量％计的Mo含量的值，0.0002≤N≤0.3000和余量为Fe和不可避免的杂质。

Description

钢粉末和使用其的模具

技术领域

本发明涉及具有优异的热传导性能和耐腐蚀性的钢粉末，和通过使用所述钢粉末生产的模具。

背景技术

一般地，通过使钢熔融以生产钢锭，然后使钢锭进行锻造和/或轧制以生产块状或扁平的方形材料，通过机械加工将其切割以形成模具形状的产品，然后对模具形状的产品实施如淬火或回火等热处理来制造如用于使树脂和橡胶等成形的注射成形模具、压铸模头、热压(也称为热压印(hotstamp)或模压淬火(diequench))模头等模具或模头。

对于这些模具，模具的冷却一般通过在其内部设置冷却回路(水冷却线)并且使冷却水流经冷却回路来进行。

在此类模具中，提高用冷却水冷却的效率导致循环时间缩短，即，产品的快速循环生产(成形)，并且这导致生产效率改进。

作为提高冷却效率的方法，认为在模具的内部沿所有方向曲折且复杂地形成冷却回路，从而通过冷却回路的整体形状和布局等提高冷却能力。然而，在通过借助于机械加工的切削而制造模具的方法中，以此类复杂的方式形成冷却回路在技术上是不可能的。

在上述情况下，注意力目前集中在通过层叠成形法(三维层叠成形法)制造模具的技术上。

层叠成形法为通过材料的积累将三维模型数据转换为实际物体的加工方法。在层叠成形法中，首先沿与预定轴垂直的多个平面将由三维计算机辅助设计(CAD)数据表现的形状切片，并且计算所得切片的截面形状。实际上形成这些切片的形状，并且使形成的切片堆叠并贴合在一起，从而将计算机表现的形状转换为实际物体。

层叠成形法包括使用粉末作为材料的情况和使用板作为材料的情况。在其中粉末用作材料的方法中，粉末均匀地铺展为层状(各层的厚度为，例如，几十微米)，并且粉末层的特定区域用如激光束或电子束等热能照射，从而使粉末层熔融/固化或者使粉末层烧结。层由此一层接一层堆叠，从而制造整体形状。

另一方面，在其中板用作材料的层叠成形中，由CAD的三维模型数据的切片得到的各部件(板)通过机械加工等来实际生产，并且通过例如，扩散接合使这些部件堆叠并贴合在一起，从而制造整体三维形状。

例如，在专利文献1和2中公开了通过这些层叠成形法制造模具的实例。

具体地，专利文献1公开了涉及“选择性激光烧结用金属粉末，通过使用其的三维成形物的制造方法，和由此获得的三维成形物”的发明。其中公开的特征在于，通过用光束照射包含沉淀硬化金属成分的粉状材料层的预定部位，从而使该预定部位的粉末烧结或熔融固化来形成固化层，通过在所得固化层上新形成粉末层，然后用光束照射新粉末层的另一预定部位来形成另一固化层，并且重复进行这些步骤，从而生产三维成形物。

专利文献2公开了涉及“模具用空腔插入件，模具用插入件的制造方法和树脂成形用模具”的发明。其中公开的特征在于，通过基于空腔插入件的切片数据加工沟槽以在多个金属板的每个中形成冷却路径，以预定顺序堆叠沟槽加工的金属板，使堆叠的金属板扩散接合，和将获得的金属块形状加工来生产具有螺旋状冷却路径内部的空腔插入件。

上述层叠成形法的技术为通过堆叠材料来制造整体形状的技术，并且能够容易地形成沿所有方向曲折设置并且完全不能通过机械加工形成的复杂的冷却回路。结果，在不配置不必要接近模具的成形面的冷却回路的情况下，可以有效地呈现比通过传统的机械加工生产的模具更高的冷却效率。

如上所述，通过在模具等的内部设置曲折且复杂的三维冷却回路而提高了冷却能力。然而，冷却效率已经达到其极限，并且冷却效率的进一步改进困难。由于抑制冷却效率改进的原因，存在以下问题：(1)低热导率，(2)水冷却孔的裂纹促进和(3)低耐腐蚀性。作为除了模具的冷却效率以外的其它问题，存在(4)热裂的频繁发生的问题。以下描述问题(1)至(4)。

首先，以下描述(1)低热导率的问题。一般地，层叠成形法中使用18Ni马氏体时效钢或SUS420J2-型钢的粉末，但这些钢具有低热导率。因此，即使有效设置冷却回路，模具内(外观面与冷却回路之间)的热转移也不快，并且对冷却效率的改进有限制。

描述(2)水冷却孔的裂纹促进的问题。为了提高冷却效率，冷却回路可以设置为接近外观面。然而，如果设置冷却回路过度接近外观面，则由于应力提高和贯通距离(penetrationdistance)减少的叠加使得来自冷却回路的龟裂变得在外观面上容易发展。因此，对冷却回路与外观面的接近有限制，因此，对冷却效率的改进有限制。此外，18Ni马氏体时效钢和SUS420J2-型钢具有低热导率，因此，模具的温度梯度变大。结果，冷却回路内表面的热应力增大，并且构成冷却回路的水冷却孔的裂纹变得容易发生。从这层意义上说，同样，具有低热导率的材料使得难以设置接近外观面的冷却回路，并且冷却效率的改进变为瓶颈。

描述(3)低耐腐蚀性的问题。由于18Ni马氏体时效钢具有低耐腐蚀性，所以水冷却孔容易生锈。作为氧化物的锈具有非常低的热导率，因此，变为冷却水与模具之间热交换的障碍，并且抑制冷却效率的改进。当锈变得显著时，冷却回路因锈变窄，并且冷却剂的流动体积降低，从而使冷却效率降低。在严重的情况下，冷却回路有时被锈堵塞，并且在此类情况下，弯曲的冷却回路变得毫无意义。

最后，描述(4)热裂的频繁发生的问题。由于18Ni马氏体时效钢和SUS420J2-型钢具有低热导率，所以模具的温度梯度变大。结果，外观面的热应力增大并且热裂变得容易产生。如果高温强度低，则热裂的问题进一步出现。

综上所述，具有三维冷却回路的模具或部件的问题归结于低热导率和低耐腐蚀性。由于低热导率，从而对冷却效率的改进存在限制，另外，促进水冷却孔的裂纹并且热裂频繁发生。此外，由于低耐腐蚀性，由于生锈使得冷却效率降低(在最差的情况下，水冷却孔堵塞)，并且这使得更难以改进冷却效率。

换言之，如果通过使用获得高热导率和高耐腐蚀性二者的钢粉末的层叠成形法来制造模具或部件，则将解决上述问题。

然而，无论通过层叠成形法制造模具，如JISSKD61-型钢、SUS420J2-型钢和马氏体时效钢等通常用于模具的钢包含大量的具有高温强度但容易固溶在基体中的如Si、Cr、Ni和Co等元素。因此，此类钢具有低热导率，并且从热导率的观点，难以提高冷却效率。

即，迄今为止，还没有提供除了在由钢形成模具的情况下的高温强度以外，也可以在耐腐蚀性和热导率性方面实现充分的性能的模具用钢。

作为本发明的另一现有技术，专利文献3公开了涉及“热加工用工具钢”的发明。具体地，专利文献3公开了包含以下的热加工用工具钢：C：0.28％-0.55％，Si：0.15％-0.80％，Mn：0.40％-0.85％，P：0.020％以下，S：0.018％以下，Cr：2.5％-5.7％，Mo：1.4％-2.8％，V：0.20％-0.90％，W：0.01％-1.65％，Co：0.03％-0.89％，和Ni：0.01％-1.65％，余量基本上为Fe和不可避免的杂质，其中作为不可避免的杂质的N限制至0.009％以下，Ti限制至0.003％以下，和B限制至0.012％以下，非金属夹杂物的清净度为JISdA0.005％以下和d(B+C)0.020％以下，和热处理之后的马氏体结构体的取向性在17％-33％的范围内。

作为本发明的另一现有技术，专利文献4公开了涉及“粉碎刀片用钢和粉碎刀片的生产方法”的发明。具体地，专利文献4公开了包含以下的粉碎刀片用钢：C：0.3％-0.5％，Si：0.2％-0.5％，Mn：0.1％-1.0％，Cr：4.0％-6.0％，Mo和W中的一种或两种作为Mo+1/2W：0.8％-2.5％，以及V和Nb中的一种或两种作为V+1/2Nb：0.3％-1.0％作为基本成分，余量为Fe和不可避免的杂质。

作为本发明的又一现有技术，专利文献5公开了涉及“热锻造模具及其制造方法”的发明。具体地，专利文献5公开了包含以下的热锻造模具：C：0.32％-0.42％，Si：0.3％以下，Mn：0.3％-1.5％，Ni：0.5％以下，Cr：4.0％-6.0％，V：0.2％-1.0％，Mo+1/2W：0.8％-2.0％，和N：0.005％-0.04％，余量为Fe和不可避免的杂质。

作为本发明的又一现有技术，专利文献6公开了涉及“热加工用模具”的发明。具体地，专利文献6公开了具有包含以下的化学组成的热加工用模具：C：0.30％以上且小于0.50％，Si：0.10％-0.5％，Mn：0.30％-1.0％，P：0.02％以下，S：0.005％以下，Cr：4.0％-8.0％，Mo：0.2％以上且小于1.5％，V：0.05％-1.0％，Al：0.03％以下，N：0.0150％以下，和O：0.0030％以下，和余量为Fe和杂质，其中Ni和W作为杂质各自为小于0.7％，并且具有900MPa以上的拉伸强度，和其中热加工用模具具有设置在接触待加工材料的至少表面上的硬化深度超过200μm的氮化层，并且在30μm以上的深度的位置处，氮化层以Vickers硬度计的硬度为900以下。

作为本发明的又一现有技术，专利文献7公开了涉及“热锻造模头用钢”的发明。具体地，专利文献7公开了包含以下的热锻造模头用钢：C：0.25％-0.45％，Si：0.50％以下，Mn：0.2％-1.0％，P：0.015％以下，S：0.005％以下，Ni：0.5％-2.0％，Cr：2.8％-4.2％，Mo：1.0％-2.0％，V：0.1％-0.5％，余量为Fe和不可避免的杂质。

作为本发明的又一现有技术，专利文献8公开了涉及“热加工用工具钢”的发明。具体地，专利文献8公开了热加工用工具钢，其为包含以下的合金钢：C：0.25％-0.40％，Si：0.50％以下，Mn：0.30％-1.00％，P：0.015％以下，S：0.005％以下，Ni：0.50％-2.00％，Cr：2.70％-5.50％，Mo：1.00％-2.00％，V：0.40％-0.80％，B：0.0005％-0.0100％，Al：0.015％-0.10％，和N：0.015％以下，余量为Fe和不可避免的杂质，其中合金钢在室温下具有250Kgf/mm^3/2以上的断裂韧性值(KQ)，和在高温(600℃)下具有60Kgf/mm²以上的弹性极限应力(proofstress)(0.2％PS)。

然而，专利文献3-8中公开的钢为C含量为0.25％以上，因此在C含量方面不同于本发明的钢。另外，这些专利文献没有涉及钢以粉末状用作层叠成形法的材料的实施方案。

专利文献1：WO2011/149101

专利文献2：JP-A-2010-194720

专利文献3：JP-A-2003-268486

专利文献4：JP-A-2007-297691

专利文献5：JP-A-2008-308745

专利文献6：JP-A-2010-65280

专利文献7：JP-A-H06-256897

专利文献8：JP-A-H08-269625

发明内容

本发明鉴于上述情况而进行，且其目的是提供一种通过实施层叠成形法生产模具用的可以获得高热导率和高耐腐蚀性的钢粉末，和提供通过使用所述钢粉末制造的模具。

根据本发明的钢粉末为具有包含以质量％计的以下元素的组成的钢粉末：

0.10≤C＜0.25，

0.005≤Si≤0.600，

2.00≤Cr≤6.00，

-0.0125×[Cr]+0.125≤Mn≤-0.100×[Cr]+1.800(1)

其中[Cr]表示以质量％计的Cr含量的值，

0.01≤Mo≤1.80，

-0.00447×[Mo]+0.010≤V≤-0.1117×[Mo]+0.901(2)

其中[Mo]表示以质量％计的Mo含量的值，

0.0002≤N≤0.3000，和

余量为Fe和不可避免的杂质。

本发明的钢粉末可进一步包含，以质量％计：

0.10＜Al≤1.20。

本发明的钢粉末可进一步包含，以质量％计的以下元素的至少任一种：

0.30＜Ni≤3.50和

0.30＜Cu≤2.00。

本发明的钢粉末可进一步包含，以质量％计：

0.0001＜B≤0.0100。

本发明的钢粉末可进一步包含，以质量％计的以下元素的至少任一种：

0.003＜S≤0.250，

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。

本发明的钢粉末可进一步包含，以质量％计的以下元素的至少任一种：

0.004＜Nb≤0.100，

0.004＜Ta≤0.100，

0.004＜Ti≤0.100，和

0.004＜Zr≤0.100。

本发明的钢粉末可进一步包含，以质量％计的以下元素的至少任一种：

0.10＜W≤5.00和

0.10＜Co≤3.00。

根据本发明的模具为包括使用上述钢粉末的任意一种通过层叠成形法生产的部位的模具。

在本发明中，术语“模具”涵盖模具和模头，并且包括模具(或模头)本体和组装至模具(或模头)本体的如轴芯(spoolcore)等模具(或模头)部件。此外，术语“模具”包括由本发明的钢制成的表面处理的模具(或模头)。

在通常不提供具有高热导率和高耐腐蚀性两种特性的任何钢粉末的情况下，完成本发明。通过减少降低热导率的合金组分相对于如马氏体时效钢和不锈钢等高合金钢的含量，由于如果Cr过度减少则耐腐蚀性劣化，所以在不过度减少Cr的情况下将Cr含量调节至2.00≤Cr≤6.00，并且适当地平衡这些合金组分，本发明可以在维持高耐腐蚀性的同时实现高热导率。

根据本发明的钢粉末优选用作用于通过借助层叠成形法成形来制造模具的粉末材料。

在使用粉末的层叠成形法中，当将热能施加至铺展粉末的层从而使粉末固结时，粉末熔融凝固或烧结。

此时，粉末从如熔融状态等高温状态急速冷却(quench)，并且自动进行淬火(hardening)。该情况下的淬火在高冷却速度下迅速进行。即，在层叠成形步骤中，淬火顺次地同时进行。

因此，淬火在高冷却速度下进行。因此，作为钢组分，即使将用于改进淬透性(hardenability)的组分的含量预先抑制在少量，在层叠成形期间淬火也良好地进行。根据本发明，可实现仅通过层叠成形的模具所必要的30-50HRC的硬度。

在将上述根据本发明的钢粉末通过层叠成形法施用于压铸模头或其部件的情况下，可以实现冷却效率的改进、热裂的抑制和水冷却孔的裂纹的抑制。

此外，即使在将根据本发明的钢粉末施用于用于树脂和橡胶等的注射成形、锻造或钢板的热压的模具或部件的情况下，钢粉末可以发挥高性能。

不必需通过层叠成形来制造模具或部件的全部。例如，通过通常的制造法(例如，由熔融成形的材料机械加工)生产的构件用作基台(base)，并且仅包含弯曲的三维冷却回路的部位可以使用本发明的钢粉末通过层叠成形法来生产。

具体实施方式

以下，将详细描述根据本发明的钢粉末的组成。根据本发明的钢粉末具有包含C、Si、Cr、Mn、Mo、V、N作为必要元素，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成。

以下描述限定本发明的钢粉末中的各化学组分的理由。各化学组分的值为基于质量％。

0.10≤C＜0.25

在C含量小于0.10的情况下，当在层叠成形之后进行回火时没有获得模具所需的30HRC以上的硬度。另一方面，在C含量为0.25以上的情况下，热导率降低。另外，在C含量为0.25以上的情况下，在层叠成形之后模具的硬度超过50HRC，并且当原样使用在层叠成形之后的模具时，模具的大裂纹的危险增大。从各种特性的优异的平衡的观点，C含量优选为在0.11≤C＜0.24，并且更优选在0.12≤C＜0.23的范围内。

0.005≤Si≤0.600

在Si含量小于0.005的情况下，切削性显著劣化。另一方面，在Si含量大于0.600的情况下，热导率显著降低。从各种特性的优异的平衡的观点，Si含量优选为在0.010≤Si≤0.550，并且更优选在0.020≤Si≤0.200的范围内。

2.00≤Cr≤6.00

在Cr含量小于2.00的情况下，耐腐蚀性不充分，导致水冷却回路的生锈或裂纹。另外，在Cr含量小于2.00的情况下，马氏体转变点变高，并且金相结构粗大化，从而缺乏硬度和韧性。另一方面，在Cr含量大于6.00的情况下，热导率降低。从各种特性的优异的平衡的观点，Cr含量优选为在2.05≤Cr≤5.90，并且更优选在2.10≤Cr≤5.70的范围内。

-0.0125×[Cr]+0.125≤Mn≤-0.100×[Cr]+1.800(1)

在式中，[Cr]表示以质量％计的Cr含量的值。在Mn含量小于-0.0125×[Cr]+0.125的情况下，相变点变高，并且使金相结构粗大化，从而缺乏硬度和韧性。另一方面，在Mn含量大于-0.100×[Cr]+1.800的情况下，热导率降低。

使金相结构粗大化从而缺乏硬度和韧性的倾向在Cr含量低的情况下特别显著。另外，热导率的降低在Cr含量高的情况下特别显著。

0.01≤Mo≤1.80

在Mo含量小于0.01的情况下，高温强度不充分。另外，在Mo含量小于0.01的情况下，当在层叠成形之后进行在Ac1点以下的温度下的热处理时，变得难以确保30HRC以上的硬度。另一方面，在Mo含量大于1.80的情况下，断裂韧性值的降低大。Mo含量优选为在0.05≤Mo≤1.70，并且更优选在0.10≤Mo≤1.60的范围内。

-0.00447×[Mo]+0.010≤V≤-0.1117×[Mo]+0.901(2)

在式中，[Mo]表示以质量％计的Mo含量的值。在V含量小于-0.00447×[Mo]+0.010的情况下，高温强度不充分。此外，当在层叠成形之后进行在Ac1点以下的温度下的热处理时，变得难以确保30HRC以上的硬度。另外，在V含量小于-0.00447×[Mo]+0.010的情况下，当在层叠成形之后进行在Ac3点以上的温度下加热的淬火时，使晶粒粗大化，从而降低韧性。另一方面，在V含量大于-0.1117×[Mo]+0.901的情况下，上述效果倾向于饱和，另外，含量引起成本的显著提高。

0.0002≤N≤0.3000

在N含量小于0.0002的情况下，变得难以确保30HRC以上的硬度。此外，在N含量小于0.0002的情况下，耐腐蚀性的改进效果差。另外，在N含量小于0.0002的情况下，当在层叠成形之后进行淬火时使晶粒粗大化。另一方面，在N含量大于0.3000的情况下，提高强度和改进耐腐蚀性的效果倾向于饱和，另外，精炼成本显著提高。此外，在N含量大于0.3000的情况下，在层叠成形期间氮从熔融部频繁逸出。在此类情况下，在层叠成形部形成孔，并且没有满足如韧性等特性。N含量优选为在0.0003≤N≤0.2500，并且更优选在0.0004≤N≤0.2000的范围内。

本发明的钢粉末通常以以下量包含以下组分作为不可避免的杂质。

0≤P≤0.05

0≤S≤0.003

0≤Cu≤0.30

0≤Ni≤0.30

0≤Al≤0.10

0≤W≤0.10

0≤O≤0.05

0≤Co≤0.10

0≤Nb≤0.004

0≤Ta≤0.004

0≤Ti≤0.004

0≤Zr≤0.004

0≤B≤0.0001

0≤Ca≤0.0005

0≤Se≤0.03

0≤Te≤0.005

0≤Bi≤0.01

0≤Pb≤0.03

0≤Mg≤0.02

0≤REM(稀土金属)≤0.10

根据本发明的钢粉末除了上述必要元素以外，可以任选地包含选自下述元素的一种以上的元素。即，根据本发明的钢粉末可以仅由以质量％计的以下元素组成：

0.10≤C＜0.25，

0.005≤Si≤0.600，

2.00≤Cr≤6.00，

-0.0125×[Cr]+0.125≤Mn≤-0.100×[Cr]+1.800(1)

0.01≤Mo≤1.80，

-0.00447×[Mo]+0.010≤V≤-0.1117×[Mo]+0.901(2)

0.0002≤N≤0.3000，和

余量为Fe和不可避免的杂质，但可以任选地包含选自具有如上所述的其含量的元素的一种以上。

Al：

根据本发明的钢可以在层叠成形之后进行淬火。为了抑制淬火期间奥氏体晶体的粗大化，可以以0.10＜Al≤1.20的量包含Al。

Al键合至N从而形成AlN，并且产生抑制奥氏体晶粒边界的移动(即，晶粒的生长)的效果。

此外，Al在钢中形成氮化物，从而有助于析出强化，因此，具有提高氮化的钢材料的表面硬度的作用。对于为了实现较高的表面硬度而进行氮化处理的模具(包括构成模具的部件的部分)，使用包含Al的钢材料是有效的。

Ni和Cu：

根据本发明的钢可以在层叠成形之后进行淬火。如果淬透性差，则在淬火期间铁素体、珠光体或粗大的膨润土析出，和各种特性劣化。为了应对劣势，可以选择性地添加Cu和/或Ni以提高淬透性。具体地，0.30＜Ni≤3.50和0.30＜Cu≤2.00的至少任一种可以包含在钢中。

无论是否进行淬火，在进行热处理至Ac1点以下的温度下的情况下，Ni键合至Al以析出金属间化合物并且具有提高硬度的效果。同样，在进行热处理至Ac1点以下的温度下的情况下，Cu通过时效析出(ageprecipitation)具有提高硬度的效果。Ni含量和Cu含量分别优选为在0.50≤Ni≤3.00和0.50≤Cu≤1.80的范围内。超过预定量的各元素使导热性和韧性降低。

B：

作为淬透性的改进措施，B的添加也是有效的。具体地，可以以0.0001＜B≤0.0100的量包含B。

当B形成BN时，淬透性的改进效果消失。因此，B必须单独存在于钢中。具体地，由与B相比对N具有较强的亲和性的元素形成氮化物，从而防止B键合至N。此类元素的实例包括Nb、Ta、Ti和Zr。即使这些元素以杂质水平存在，这些元素也具有固定N的效果，但存在根据N的量以下述的量添加这些元素的情况。即使B键合至钢中的N以形成BN，如果余量的B单独存在于钢中，则这也提高淬透性。

B对切削性和磨削性的改进也是有效的。由本发明的钢制成的模具和部件在层叠成形之后可以进行切削或磨削。在改进切削性和磨削性的情况下，使得形成BN。BN具有与石墨类似的性质，并且使切削或磨削的耐性降低，并且进一步改进薄片易碎性(chipbreakability)。

在B和BN存在于钢中的情况下，淬透性以及切削性和磨削性同时改进。

S、Ca、Se、Te、Bi和Pb：

本发明的钢具有少量的Si，因此，具有稍微差的机械加工性。作为加工性的改进型措施，可以选择性添加以下S、Ca、Se、Te、Bi和Pb。具体地，0.003＜S≤0.250、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的至少任一种可以包含于钢中。

在这些元素的任意一种的量超过预定量的情况下，其引起冲击值的降低。

Nb、Ta、Ti和Zr：

在层叠成形之后进行淬火的情况下，如果由于不期望的设备故障等引起淬火的加热温度提高或淬火的加热时间延长，则涉及由晶粒的粗大化引起的各种特性的劣化。为了应对该情况，可以选择性添加Nb、Ta、Ti和Zr，并且奥氏体晶粒的粗大化可以通过由这些元素形成的微细析出物来抑制。具体地，0.004＜Nb≤0.100、0.004＜Ta≤0.100、0.004＜Ti≤0.100和0.004＜Zr≤0.100的至少任一种可以包含在钢中。

在这些元素的任意一种的量超过预定量的情况下，过度形成碳化物、氮化物和氧化物，引起冲击值的降低。

W和Co：

为了提高具有C＜0.25的低C的作为模具用钢的本发明的钢的强度，可以选择性添加W和Co。

W通过碳化物的微细析出来提高强度。Co通过固溶入基体来提高强度，并且同时介由碳化物形式的变化有助于沉淀硬化。具体地，0.10＜W≤5.00和0.10＜Co≤3.00的至少任一种可以包含在钢中。

在这些元素的任意一种的量超过预定量的情况下，其引起特性的饱和和成本的增加。在Co超过预定量的情况下，其降低热导率。W和Co的量分别优选为0.30≤W≤4.50和0.30≤Co≤2.50。

根据上述本发明，可以提供在通过施用层叠成形法生产模具时可以实现高热导率和高耐腐蚀性的钢粉末，和使用所述钢粉末生产的模具。

实施例

通过使用表1示出的34种钢粉末通过层叠成形法来生产模具和试验片，并且进行各种测试。具体地，进行用于评价硬度、热导率、模具表面温度、热裂和水冷却孔的裂纹的测试。

表1示出的一些钢粉末在规定为杂质的量的范围内包含表中未示出的元素。

在表1中，比较钢1为JISSKD61-型钢，比较钢2为18Ni马氏体时效钢，比较钢3为马氏体不锈钢SUS420J2，和比较钢4为机械结构用钢SCM435。各比较钢为至少两种元素的量在本发明规定的范围以外。

表1：化学组成(质量％)(余量：Fe)

表1(续)化学组成(质量％)(余量：Fe)

这34种钢粉末通过气体雾化法(gasatomizingmethod)来生产。获得的粉末具有接近球体的形状，并且在采用其直径的直方图的情况下，直径为100μm以下的粉末占据全体的80％以上(存在少量的薄片状或葫芦形粉末)。

层叠成形用的优选的粉末为其中直径的平均值为400μm以下，并且在采用直径的直方图的情况下，全体粉末的80％以上的直径为400μm以下的微细粉末。

通过使用电子束使获得的粉末进行层叠成形，从而形成SKD61的块状模具(这用作基台)。由此，制得模具(模具本体)。制造的整个模具的重量为约18kg。弯曲的冷却回路设置在层叠成形部中，和冷却回路与外观面之间的距离为15mm。

比较钢1、3和4以层叠成形形式具有过高的硬度，和原样具有非常低的韧性。因此，使由这些钢获得的模具在300℃至650℃的范围内的温度下回火1小时，从而将硬度调节为适于模具的硬度。

将模具安装至夹紧力为135吨的压铸机，并且用30,000次喷丸(shot)作为铸造试验来制备质量为630g的铸造品。评价该情况下的第10次喷丸和第30,000次喷丸的模具表面温度(最高温度)。在具有30,000次喷丸的铸造后，观察外观面上的热裂。切断热裂评价之后的模具，并且观察冷却回路的水冷却孔的腐蚀和裂纹的程度。使约30℃的工业水流经模具内的冷却回路。

除了模具以外，从通过层叠成形生产的小棒切出热导率测量用的试验片，并且在25℃下通过激光闪光法测量试验片的热导率。

这些评价测试的结果示于下表2。

表2

如表2所示，使用各本发明的钢通过层叠成形获得的模具的硬度为41-49HRC，该硬度适于通过层叠成形获得的正是原样的模具。比较钢通过回火而具有36-45HRC的适当的值。

模具表面温度

在模具的表面温度(最高温度)为410℃以下的情况下，劣势(例如，烧伤(burning)、差的铸造结构、循环时间的延长和热裂)一般难以发生。

根据表2，比较钢1-3为其中模具的表面温度在铸造初期的第10次喷丸已经达到不优选的高于410℃的温度的钢。这些比较钢具有24W/m/K以下的低热导率。对于这些比较钢，涉及模具的过热的劣势。

另一方面，具有29W/m/K以上的高热导率的本发明钢1-30在第10次喷丸时没有超过410℃的模具表面温度。根据经验，如果热导率为28W/m/K以上，则获得高冷却效率，并且在这些本发明钢中确保抑制过热。

耐腐蚀性大大影响在第30,000次喷丸时的模具表面温度。其原因在于，如果在水冷却孔生成锈，则通过与锈的热交换的抑制和冷却水的量减少(由锈使水冷却孔的直径变细)而降低冷却效率。

从上述观点，在具有非常低的Cr量的比较钢2和4中，与第10次喷丸相比，第30,000次喷丸的模具表面温度大大提高，并且这表示水冷却孔已经生成锈。

在比较钢4中，在第10次喷丸时的模具表面温度为394℃，但在第30,000次喷丸时的模具表面温度超过410℃。

另一方面，比较钢3具有非常高的Cr量并且具有优异的耐腐蚀性。因此，与第10次喷丸相比，第30,000次喷丸时的模具表面温度没有变化。然而，在比较钢3中，在第10次喷丸之后模具表面温度超过410℃，并且明显的是仅高耐腐蚀性对于模具表面温度是不充分的，并且模具的过热不能有效抑制，除非模具具有高热导率。

另一方面，实现高耐腐蚀性和高热导率二者的本发明钢1-30即使在第30,000次喷丸时也维持410℃以下的低模具表面温度。

因为本发明钢5、8和26的Cr量相对低，所以第10次喷丸与第30,000次喷丸之间的模具表面温度的差倾向于增大，并且这表明水冷却孔中轻微地生成锈。然而，由于高热导率和高冷却效率，使得由于锈导致的冷却能力降低不显著。为了将模具的温度稳定地维持在低温下，确认需要高耐腐蚀性和高热导率。

热裂

观察30,000次喷丸之后模具的外观面的热裂。热裂容易生成的条件是模具的高温强度低(初期硬度低且抗软化性低(softeningresistance))和作用的热应力高(热导率低)的情况。

比较钢1具有高的高温强度和在比较钢中相对高热导率。因此，热裂为中等程度。该不利状态指定为“B”。

比较钢2具有低的高温强度(初期硬度低)和低热导率。因此，产生极重度的热裂，并且该状态评价为“C”。

比较钢3具有高的高温强度，但由于低热导率而生成显著的热裂，并且该状态评价为“C”(然而，与比较钢2的状态相比该状态为稍微较轻的水平)。

比较钢4具有低的高温强度。因此，即使高热导率，与比较钢3相同程度的热裂产生，因此，比较钢4评价为“C”。

另一方面，本发明钢1-30实现高的高温强度和高热导率二者，因此，热裂非常轻度，并且该情况评价为“A”。

这一次铸造试验以30,000次喷丸完成，但热裂较少，因为认为具有进一步几万次喷丸的铸造是可能的。为了抑制热裂，确认需要高热导率。

水冷却孔的锈和裂纹

切断30,000次喷丸铸造之后的模具，并且确认水冷却回路中的水冷却孔的锈和裂纹。

锈对应于模具表面温度的结果，并且在比较钢2和4中显著生成锈。作为不锈钢的比较钢3基本上没有生成锈，以及比较钢1中的锈为轻度。比较钢1不是不锈钢，但具有约5％的高Cr量，因此，具有相当的耐腐蚀性。

本发明钢具有随着Cr量越高的水平锈的生成越少的趋势。

另一方面，水冷却孔的裂纹容易生成的条件为耐腐蚀性低(Cr量少)且热导率低(热应力高)的情况。

比较钢1具有相对高的耐腐蚀性并且有变为龟裂的起点的极少的腐蚀部。然而，深度为约5mm的龟裂由于低热导率而发展，并且该状态评价为“B”。该状态不是龟裂向外观面贯通即刻发生的水平，但龟裂为深龟裂，并且这不是优选状态。

比较钢2具有低的耐腐蚀性和低热导率，并且观察到超过10mm的龟裂。外观面与水冷却孔之间的距离为15mm，并且该状态是非常危险的状态，即，涉及由龟裂向外观面的贯通导致的水泄漏。不用说，该状态评价为“C”。

比较钢3具有非常高的耐腐蚀性，并且基本上没有变为龟裂的起点的腐蚀部，并且基本上没有观察到龟裂。理解的是，尽管低热导率，但如果可以抑制龟裂的起点的生成，则可以抑制水冷却孔的裂纹。

比较钢4具有高的热导率但低耐腐蚀性。因此，不能抑制龟裂的产生，结果，约5mm的龟裂已经发展。因此，比较钢4评价为“B”。

另一方面，本发明的钢具有高耐腐蚀性和高热导率的特性。由于这些特性，使得冷却水孔的裂纹是轻度的，并且龟裂的深度为最多约1mm。本发明的钢的评价为“A”。这一次铸造试验以30,000次喷丸完成，但水冷却孔的龟裂为浅深度的状态，因为认为进一步几万次喷丸的铸造是可能的。

由表2示出的结果确认，实现高耐腐蚀性和高热导率二者对于模具的冷却性能的改进、热裂的抑制和水冷却孔的裂纹的减轻是有效的。

水冷却孔与外观面之间的距离

具有高耐腐蚀性的比较钢3具有第10次喷丸与第30,000次喷丸之间的模具表面温度不改变的稳定的冷却性能。因此，在距离外观面10mm的位置处具有水冷却孔的模具通过使用比较钢3的钢粉末来制造，并且在与表2示出的铸造试验相同的条件下进行评价试验。通过厚度的降低使得使水冷却孔接近外观面来降低外观面的热应力。因此，可以期待热裂的改进效果。结果示于表3。

表3

如表3所示，在第10次喷丸时的模具表面温度为397℃，并且为与表2示出的本发明钢(水冷却孔与外观面之间的距离为15mm)类似的低温。使水冷却孔接近外观面的方法对于实现低模具表面温度是有效的。此外，即使在第30,000次喷丸时模具表面温度也维持在397℃，并且冷却能力非常稳定。另外，热裂如所期望的由表2的C改进为B。

然而，水冷却孔的裂纹由表2的A下降为C。在如本实施例使水冷却孔接近外观面的情况下，外观面的热应力减小，但水冷却孔表面的热应力增大。为此，认为即使变为龟裂的起点的腐蚀部少(即使高耐腐蚀性)，也促进龟裂的发展。龟裂的深度超过5mm。从外观面与水冷却孔之间的距离为10mm的事实，这是非常危险的状态，即，涉及由龟裂向外观面的贯通导致的水泄漏。

因此，在使水冷却孔接近外观面以改进冷却能力的情况下，水冷却孔的裂纹变得明显。

如上所述，在热导率高但耐腐蚀性差的情况下，冷却能力由于生锈而大大劣化。另外，腐蚀部变为龟裂的起点，因此，水冷却孔的裂纹变得容易产生。另一方面，即使耐腐蚀性提高，在热导率低的情况下，冷却能力也劣化，另外，促进水冷却孔的裂纹，并且耐热裂性降低。

因此，即使仅提高热导率和耐腐蚀性之一，也难以同时实现低温度化(冷却能力的改进)、热裂的抑制和水冷却孔的裂纹的减轻三个要求.

另一方面，本发明钢具有高耐腐蚀性和高热导率二者。因此，可同时实现上述三个要求。

尽管以上详细描述了本发明的实施例，但其仅为实例。以上描述压铸用模具(或模头)的应用例，但实现高热导率和高耐腐蚀性二者的本发明的钢可以优选应用于用于控制温度的冷却剂流经其中的回路形成在内部的模具或部件。具体地，本发明的钢可以应用于用于树脂和橡胶等的注射成形、锻造和钢板的热压的模具和部件，并且发挥高性能。

此外，当由本发明的组分组成的钢用作棒状、线状或丝状的焊接材料时，在与层叠成形状态类似的焊接状态下可以原样获得适当的硬度，并且可以利用高热导率和高耐腐蚀性的特性。焊接是层叠成形的一种。当然，如在普通焊接材料中，可以在焊接之后进行为了调节硬度和除去应变和应力的目的的再加热。

此外，根据本发明的钢的模具与表面处理(喷丸、喷砂、氮化、PVD、CVD、镀覆等)组合是有效的。

在不背离本发明的精神和范围的情况下，本发明可以在具有各种改进的实施方案中进行。

本申请基于2015年1月28日提交的日本专利申请No.2015-014809和2015年8月18日提交的日本专利申请No.2015-161384，通过参考将其内容并入本文中。

Claims (8)

1.一种钢粉末，其具有由以质量％计的以下元素组成的组成：

0.10≤C＜0.25,

0.005≤Si≤0.600,

2.00≤Cr≤6.00,

-0.0125×[Cr]+0.125≤Mn≤-0.100×[Cr]+1.800(1)

其中，所述[Cr]表示以质量％计的Cr含量的值，

0.01≤Mo≤1.80,

-0.00447×[Mo]+0.010≤V≤-0.1117×[Mo]+0.901(2)

其中，所述[Mo]表示以质量％计的Mo含量的值，

0.0002≤N≤0.3000，和

余量为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的钢粉末，其进一步由以质量％计的以下元素组成：

0.10＜Al≤1.20。

3.根据权利要求1所述的钢粉末，其进一步由以质量％计的以下元素的至少任一种组成：

0.30＜Ni≤3.50和

0.30＜Cu≤2.00。

4.根据权利要求1所述的钢粉末，其进一步由以质量％计的以下元素组成：

0.0001＜B≤0.0100。

5.根据权利要求1所述的钢粉末，其进一步由以质量％计的以下元素的至少任一种组成：

0.003＜S≤0.250，

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。

6.根据权利要求1所述的钢粉末，其进一步由以质量％计的以下元素的至少任一种组成：

0.004＜Nb≤0.100，

0.004＜Ta≤0.100，

0.004＜Ti≤0.100，和

0.004＜Zr≤0.100。

7.根据权利要求1所述的钢粉末，其进一步由以质量％计的以下元素的至少任一种组成：

0.10＜W≤5.00和

0.10＜Co≤3.00.

8.一种模具，其包括使用权利要求1-7任一项所述的钢粉末通过层叠成形法生产的部位。