CN107177774A - 模具用钢和模具 - Google Patents

Abstract

本发明涉及模具用钢和模具。本发明涉及模具用钢，其具有包含以质量％计的下述的组成：0.220％≤C≤0.360％；0.65％≤Si<1.05％；0.43％≤Mn≤0.92％；0.43％≤Ni≤0.92％；0.67％≤0.5Mn+Ni≤1.30％；10.50％≤Cr<12.50％；0.05％≤Mo<0.50％；0.002％≤V<0.50％；0.001％≤N≤0.160％；和0.300％≤C+N≤0.420％，余量为Fe和不可避免的杂质。

Description

模具用钢和模具

技术领域

本发明涉及模具用钢及其模具，并且特别是涉及硬度和耐腐蚀性优异的模具用钢，及其模具。

背景技术

近几年，混合有硬玻璃纤维以获得高强度的塑料产品已经增多。在此类塑料产品注射成形时，出现模具的磨耗。当模具磨耗时，产品的表面品质通过将磨耗转移至产品而劣化。表面品质劣化的产品是滞销的且被废弃。因此，重要的是，模具不磨耗，并且为了确保耐磨耗性，模具需要高硬度。

通常，用于混合有硬玻璃纤维的塑料的注射成形的模具的硬度主要为45-55HRC(从加工性的观点，在一些情况下使用回火至硬度低于上述的状态的模具)。

在用于使塑料产品成形的模具中，用于温度调节的液流通道一般设置在其内部，并且使冷水、热水或蒸气等流过液流通道以进行模具的温度控制。然而，在具有低耐腐蚀性的模具中，液流通道随着生锈而变窄，并且其变得不能确保预定的流速(冷水、热水或蒸气等)，导致干扰温度控制。此外，当锈进一步增多时，液流通道被锈阻塞，并且液流通道变得无用。此外，在具有低耐腐蚀性的模具中，以生锈部作为起点产生裂纹，并且裂纹的发展导致模具的破损，或冷水、热水或蒸气等从裂纹泄漏渗透至设计表面，这有时对树脂产品具有不利影响。另外，模具的表面有时被由待成形树脂产生的气体腐蚀。当腐蚀部转移至产品时，其表面品质劣化。由于这些原因，模具需要高耐腐蚀性。

因此，在用作模具期间，热应力或机械应力重复施加至模具。为了避免模具在此类严苛的使用环境下破损，模具需要晶粒的纤度(fineness)。

需要具有硬度和耐腐蚀性的塑料注射成形用模具(也包括构成模具的一部分的部件)一般通过以下步骤来制造：熔融→精制→浇注→均质化热处理→热加工→中间热处理→退火→机械加工1(粗加工)→淬火→回火→机械加工2(精加工)→镜面抛光或织构化(texturing)。

另外，在一些情况下，根据需要实施表面改性(如PVD、CVD、氮化、喷砂或喷丸硬化(shot peening))。

在该制造工艺中，模具用钢需要：(1)热加工后没有晶界碳化物的析出，(2)良好的退火性和(3)在淬火期间没有珠光体的析出。

在热加工时，钢处在γ单相的状态，并且形成元素的全部碳和碳化物固溶于基质(matrix)中。在热加工后的冷却期间，各元素的固溶度随着温度的降低而降低，并且碳化物有时在γ晶界处析出。热加工后析出的晶界碳化物不能通过随后的热处理(退火、淬火或回火)来去除。晶界碳化物变为分散在基质中的异物，其为通过镜面抛光获得均匀且平滑的表面的障碍物。此外，晶界碳化物还变为由于其在作为模具使用期间的重复应力而引起的破损的起点。因此，需要“(1)晶界碳化物的析出困难”。

当退火性差时，需要长期的复杂的退火条件来软化，这导致材料成本的增加。因此，需要通过简单的热处理来达到能够进行上述机械加工1的状态的软化，即，需要“(2)良好的退火性”。

在淬火期间析出的珠光体也不能通过随后的回火来去除。珠光体变为分散在基质中的异物，其为通过镜面抛光获得均匀且平滑的表面的障碍物。此外，珠光体还变为由于其在作为模具使用期间的重复应力而引起的破损的起点。因此，需要“(3)珠光体的析出困难”。

通常，JIS SUS420J2已经频繁用于需要耐腐蚀性和约52HRC的高硬度的模具或其部件。其组成为0.4％的C，0.9％的Si，0.4％的Mn，0.2％的Ni，13％的Cr和0.015％的N。SUS420J2满足上述条件(2)良好的退火性，并且仅通过将其以15-60℃/Hr从850-950℃冷却至650℃的简单的退火处理、接着自然冷却而软化为87-96HRB。

然而，SUS420J2不满足上述条件(1)和(3)。

特别是，即使当以50℃/min的高速度从1,030℃的淬火温度淬火冷却时，也不能避免珠光体的析出。

模具内部的淬火冷却速度一般为10至40℃/min(在珠光体析出的550至850℃的温度范围内)，因此，在SUS420J2的模具内部珠光体的析出变得不可避免，从而提高在其作为模具使用期间破损的风险。

对于上述问题，有时使用其中SUS420J2的组分大大改变的高N不锈钢。在该钢中，上述(1)的问题通过降低C含量来避免。N含量提高，从而补偿由于降低C含量导致的强度的降低。另外，在该钢中，上述(3)的问题通过在降低C含量的同时提高Mn含量或Ni含量来避免。然而，作为此类组分调节的结果，淬火性过度提高，因此，不能实现上述条件(2)。结果，退火或机械加工1(粗加工)的成本增加，或者交货的时间被迫延迟。此外，由于其差的退火性而导致在淬火期间发展γ记忆效应，并且在淬火期间还接收了热加工期间的粗粒，导致在作为模具使用期间容易产生裂纹。

如上所述，塑料注射成形用模具，除了高硬度和高耐腐蚀性以外，还需要(1)热加工后没有晶界碳化物的析出，(2)良好的退火性和(3)在淬火期间没有珠光体的析出。然而，迄今还没有提供满足这些特性的模具用钢和模具。

以下专利文献1-7公开了包含在本发明的范围内的10.5-12.5％的Cr的钢。然而，如下所示，这些钢中的全部不是塑料注射成形模具用钢，并且其用途不同于本发明。此外，这些钢在基本元素和考虑之中的特性也不同。

专利文献1公开了一种具有40-47HRC的易切削工具钢。然而，专利文献1中记载的钢与本发明的区别在于，对于具有高硬度和高耐腐蚀性的塑料注射成形模具，没有记载易切削必须添加S和硬度水平低于本发明。假设将该钢应用于塑料注射成形模具，容易推测由于易切削组分的影响使得不能确保预定的镜面精加工性，和其耐磨耗性差。

另外，没有公开在7.05-15.0％的范围内包含Cr的实例，因此，无法证明在上述范围内包含Cr的效果。也没有关注退火性、或晶界碳化物和珠光体的析出。

专利文献2公开了一种具有45-63HRC的易切削工具钢。然而，专利文献2中记载的钢与本发明的区别也在于，对于具有高硬度和高耐腐蚀性的塑料注射成形模具，没有记载易切削必须添加S和硬度水平低于本发明。假设将该钢应用于塑料注射成形模具，容易推测由于易切削组分的影响使得不能确保预定的镜面精加工性。也没有关注退火性、或晶界碳化物和珠光体的析出。

专利文献3公开了一种热加工用合金钢。然而，专利文献3中记载的钢对于具有高硬度和高耐腐蚀性的塑料注射成形模具没有记载，并且在一些情况下，基本组分为C、Si、REM和N。因此，容易推测不会达到淬火，另外，不会获得耐腐蚀性。另外，对于作为选择性元素的Cr，没有公开在2.5-13.0％的范围内包含Cr的实例，因此，无法证明在上述范围内包含Cr的效果。也没有关注退火性、或晶界碳化物和珠光体的析出。

专利文献4公开了一种具有5.5-30％的碳化物面积比且具有优异的耐腐蚀性的压铸模具用钢(steel for a die-casting die)。然而，专利文献4中记载的钢与本发明的区别在于：Ni不是必需的并且即使添加也以低至0.2％的量添加(实施例)，这无法证明高Ni含量的效果；和尽管Mo+0.5W是必需的，但以多至至少1.95％的量添加(实施例)，这无法证明低Mo含量的效果。另外，因为以大的量形成碳化物，所以包含极大量的C。当将该钢应用于塑料注射成形模具时，容易推测由于碳化物的影响而使镜面精加工性和耐腐蚀性劣化，和产生由于作为起点的碳化物导致的破损。也没有关注退火性、或晶界碳化物和珠光体的析出。

专利文献5公开了一种直径为4.5-20mm的弹簧钢丝。然而，专利文献5中记载的钢丝与本发明的区别在于，对于塑料注射成形模具没有记载，和V不是必需的。

即使当选择性添加V时，也以多至0.5％的量添加(实施例)，这无法证明低V含量的效果。不用说，直径为4.5-20mm的钢丝不能应用于模具。也没有关注退火性、或晶界碳化物和珠光体的析出。

专利文献6和专利文献7公开了油井不锈钢管。这些专利文献中记载的不锈钢管与本发明的区别在于，这些油井不锈钢管对于塑料注射成形模具没有记载，和Ni、Mo和V不是必需的。此外，Si的含量低至0.31％以下(实施例)，这无法证明高Si含量的效果。选择性添加的Ni的量高至至少1.63％(实施例)，这无法证明低Ni含量的效果。选择性添加的Mo的量高至至少0.75％(实施例)，这无法证明低Mo含量的效果。不用说，该钢管不能应用于该模具。也没有关注退火性、或晶界碳化物和珠光体的析出。

另一方面，以下专利文献8和专利文献9公开了塑料注射成形模具用高Cr钢。然而，在这些专利文献中记载的钢中，Cr的添加量高至12.5％以上，因此，该钢不同于本发明。

另外，专利文献10公开了一种塑料注射成形模具用钢，其中Cr的添加量与本发明重叠。然而，本发明旨在专利文献10的实施例中未公开的Si、Mn和Ni的组分范围，并且发现了通过该专利文献中公开的技术未获得的效果。

专利文献1：JP-A-57-73171

专利文献2：JP-A-57-73172

专利文献3：JP-A-58-113352

专利文献4：JP-A-2007-197784

专利文献5：JP-A-2007-314815

专利文献6：JP-A-2008-297602

专利文献7：JP-A-2009-167476

专利文献8：JP-A-8-253846

专利文献9：JP-T-2004-503677

专利文献10：JP-T-2010-539325

发明内容

考虑到如上所述的情况进行本发明，并且其目的是提供一种模具用钢，当制造模具时其具有晶界碳化物的析出困难、良好的退火性和珠光体的析出困难，并且当其成形为模具时具有高硬度、优异的耐腐蚀性和微细的原始奥氏体晶粒(prior austenite crystalgrains)。

即，本发明涉及以下项目(1)-(8)。

(1)一种模具用钢，其具有包含以质量％计的下述的组成：

0.220％≤C≤0.360％；

0.65％≤Si<1.05％；

0.43％≤Mn≤0.92％；

0.43％≤Ni≤0.92％；

0.67％≤0.5Mn+Ni≤1.30％；

10.50％≤Cr<12.50％；

0.05％≤Mo<0.50％；

0.002％≤V<0.50％；

0.001％≤N≤0.160％；和

0.300％≤C+N≤0.420％,

余量为Fe和不可避免的杂质。

通常，在模具用钢中，以以下范围包含以下示出的组分作为不可避免的杂质：

P≤0.05％，S≤0.006％，Cu≤0.30％，Al≤0.10％，W≤0.30％，O≤0.01％，Co≤0.30％，Nb≤0.004％，Ta≤0.004％，Ti≤0.004％，Zr≤0.004％，B≤0.0001％，Ca≤0.0005％，Se≤0.03％，Te≤0.005％，Bi≤0.01％，Pb≤0.03％，Mg≤0.02％，REM≤0.10％等。

(2)根据(1)的模具用钢，其进一步包含以质量％计的下述的至少一种：

0.30％<W≤5.00％；和

0.30％<Co≤4.00％。

(3)根据(1)或(2)的模具用钢，其进一步包含以质量％计的下述的至少一种：

0.004％<Nb≤0.100％；

0.004％<Ta≤0.100％；

0.004％<Ti≤0.100％；和

0.004％<Zr≤0.100％。

(4)根据(1)-(3)任一项的模具用钢，其进一步包含以质量％计的：

0.10％<Al≤1.20％。

(5)根据(1)-(4)任一项的模具用钢，其进一步包含以质量％计的：

0.30％<Cu≤3.0％。

(6)根据(1)-(5)任一项的模具用钢，其进一步包含以质量％计的：

0.0001％<B≤0.0050％。

(7)根据(1)-(6)任一项的模具用钢，其进一步包含以质量％计的下述的至少一种：

0.006％<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％。

(8)一种模具，其包含根据(1)-(7)任一项的模具用钢。

在本发明中，“模具”不仅包括模具主体(mold body)而且包括如通过将其组装到模具上所使用的如销等模具部件。此外，“模具”包括包含进行了表面处理的本发明的钢的模具。

如上所述的本发明的特征在于，晶界碳化物和珠光体的析出通过以下来抑制：降低C含量、降低Cr含量、提高Mn含量、提高Ni含量，并且将Mo添加至SUS420J2。

根据所述本发明，确保硬度、耐腐蚀性和退火性与SUS420J2的相同，此外，晶界碳化物和珠光体的析出可以得到抑制。

在SUS420J2中，待析出的碳化物为Cr系碳化物，因此，为了抑制碳化物的析出，有效的是降低Cr含量。然而，另一方面，当Cr含量过度降低时，耐腐蚀性或退火性劣化。

于是，在本发明中，通过满足10.50％≤Cr<12.50％而不过度降低Cr含量、且在该Cr含量下以适当的量添加Mn、Ni和Mo，在确保良好的退火性的同时，晶界碳化物和珠光体的析出被抑制。

在本发明中，为了补偿由于C含量的降低导致的硬度的降低，已经提高了N含量。此外，通过Mo的二次硬化来补偿硬度的效果已经通过Mo的添加而赋予。

另外，通过不过度提高Mn、Ni和Mo含量来确保与SUS420J2的相同的退火性，并且通过降低C含量、不过度降低Cr含量、和提高Ni和Mo含量来确保与SUS420J2的相同的耐腐蚀性。

此外，在本发明中，在淬火期间奥氏体晶粒间界固定(pinned)有碳化物，并且为了维持微细晶粒，提高了V含量。这是为了用V系碳化物补偿在淬火期间由于C和Cr含量的降低导致的Cr系碳化物的减少的目的。在淬火期间固溶化的V的一部分通过二次硬化发挥补偿硬度的效果。

上述本发明特别适合作为塑料注射成形模具用钢或包括注射成形的橡胶成形模具用钢。然而，本发明还适合作为如冷压成形模具、钢板用热冲压模具或用于将药粉坚固成片剂的压片杵模具(tableting pestle mold)等模具用钢。

根据本发明，可以提供模具用钢和模具，其中当制造模具时，满足晶界碳化物的析出困难、良好的退火性和珠光体的析出困难，并且当获得模具时，所述模具具有高硬度和优异的耐腐蚀性且具有微细的原始奥氏体晶粒。

附图说明

图1为示出Si含量对机械加工性的影响的图。

图2为示出Si含量对热导率的影响的图。

图3为示出Mn含量对珠光体析出的影响的图。

图4为示出Mn含量对退火性的影响的图。

图5为示出Mn含量和Ni含量对珠光体析出的影响的图。

图6为示出Mn含量和Ni含量对退火性的影响的图。

图7为示出Mo含量对δ铁素体析出的影响的图。

具体实施方式

以下描述对本发明的各化学组分的限定的原因。

[对于上述项目(1)的化学组分]

0.220％≤C≤0.360％

在C<0.220％的情况下，难以稳定地获得确保高耐磨耗性所需的高硬度(45HRC以上)。在0.360％<C的情况下，耐腐蚀性或焊接性劣化。此外，在0.360％<C的情况下，晶界碳化物或珠光体容易析出。另外，在0.360％<C的情况下，淬火期间的残余奥氏体增加，导致难以在回火时调节硬度或尺寸。

C含量的优选范围为0.230％≤C≤0.350％，其中各种特性的平衡是优异的，并且当N含量多时其为0.230％≤C≤0.290％，和当N含量少时其为0.290％≤C≤0.350％。

0.65％≤Si<1.05％

在Si<0.65％的情况下，机械加工期间的机械加工性劣化。此外，在Si<0.65％的情况下，还存在在退火状态下金属结构中碳化物分布的不均匀性增加的劣势。

另一方面，在1.05％≤Si的情况下，热导率大大降低。为了提高注射成形的生产率，需要缩短注入模具中的塑料的硬化时间，并且为了该目的，需要具有高热导率的模具材料。Si具有将C从钢中排出的作用，因此，在1.05％≤Si的情况下，晶界碳化物或珠光体容易析出。另外，容易产生δ铁素体。当δ铁素体残留时，对镜面抛光性施加不利影响，并且其可以用作模具破损的起点。温度越高，δ铁素体越容易析出。因此，为了避免δ铁素体，高Cr含量和高Si含量钢被迫在低温下进行均质化热处理或热加工。通过降低温度，变得难以减少偏析，这对镜面抛光性或织构性(texturability)施加不利影响。

优选的Si含量范围为0.68％≤Si≤1.02％，其中这些特性的平衡是优异的，并且更优选0.72％≤Si≤0.98％。

图1示出Si含量对机械加工性的影响。

使包含0.32％的C、0.67％的Mn、0.71％的Ni、12.2％的Cr、0.22％的Mo、0.24％的V和0.040％的N作为基本组分并且Si含量变化的材料通过其中将材料以15℃/Hr从915℃冷却至650℃、接着自然冷却的退火软化至97HRB以下。与SUS420J2相比，该组分体系的C含量和Cr含量较低，并且以较少的量包含碳化物。因此，当与1％的相同Si含量相比时，与SUS420J2相比，该组分体系具有较好的机械加工性。在0.65％≤Si的情况下，其机械加工性等于或优于SUS420J2体系。因此，在本发明中，Si含量规定为0.65％≤Si。

图2示出Si含量对热导率的影响。

将包含0.32％的C、0.67％的Mn、0.71％的Ni、12.2％的Cr、0.22％的Mo、0.24％的V和0.040％的N作为基本组分和Si含量变化的材料从1,030℃淬火，并且在505℃下回火。其后，在室温下测量其热导率。与SUS420J2相比，该组分体系的C含量和Cr含量较低，但Mn含量和Ni含量较高。因此，消除了提高含量和降低含量的影响，并且其热导率与SUS420J2的接近。在1.05％≤Si的情况下，与SUS420J2相比，其热导率更差。因此，在本发明中，Si含量规定为Si<1.05％。

0.43％≤Mn≤0.92％

在Mn<0.43％的情况下，使奥氏体稳定化以抑制珠光体的析出的效果小。此外，在Mn<0.43％的情况下，δ铁素体析出的风险提高。

另一方面，在0.92％<Mn的情况下，退火性劣化。此外，在0.92％<Mn的情况下，热导率也大大降低。另外，在0.92％<Mn的情况下，淬火期间的残余奥氏体增加，导致难以在回火时调节硬度或尺寸。

Mn含量的优选范围为0.46％≤Mn≤0.90％，其中各种特性的平衡是优异的，并且更优选0.50％≤Mn≤0.88％。

在高Cr含量钢的情况下，Ni的添加对奥氏体的稳定化(珠光体的析出的抑制)非常有效。然而，大量的Ni的添加导致成本的显著提高。因此，材料成本的提高通过使用作为使像Ni一样使奥氏体稳定化且廉价的元素的Mn来抑制。

图3示出Mn含量对珠光体析出的临界冷却速度的影响。

对于包含0.31％的C、0.93％的Si、0.72％的Ni、12.3％的Cr、0.23％的Mo、0.22％的V和0.039％的N作为基本组分和Mn含量变化的材料，当从1,030℃的冷却速度变化时，评价使珠光体的析出停止的最低冷却速度作为临界冷却速度。临界冷却速度越低，珠光体越难以析出。因此这是优选的。

如图3所示，临界冷却速度随着Mn含量的增加而降低，并且在0.43％的Mn含量下达到10℃/min。模具内部的淬火速度在其中珠光体析出的550至850℃的温度范围内一般为10至40℃/min。因此，当珠光体析出的临界冷却速度为10℃/min时，模具中实际淬火时产生珠光体的风险极度降低。因此，在本发明中，Mn含量规定为0.43％≤Mn。

图4示出Mn含量对退火性的影响。

当包含0.31％的C、0.93％的Si、0.72％的Ni、12.3％的Cr、0.23％的Mo、0.22％的V和0.039％的N作为基本组分和Mn含量变化的材料以15℃/Hr从915℃冷却至650℃、接着自然冷却时，示出材料相对于Mn含量的硬度。当硬度为97HRB以下时，该材料由于其柔软性和容易的机械加工性而是优选的。硬度随着Mn含量的增加而提高，从而在0.92％的Mn含量下达到97HRB。因此，在本发明中，Mn含量规定为Mn≤0.92％。

0.43％≤Ni≤0.92％

在Ni<0.43％的情况下，使奥氏体稳定化以抑制珠光体的析出的效果小。此外，δ铁素体析出的风险提高。

另一方面，在0.92％<Ni的情况下，退火性劣化。此外，热导率也大大降低。在0.92％<Ni的情况下，淬火期间的残余奥氏体增加，导致难以在回火时调节硬度或尺寸。Ni的效果与Mn类似。

Ni含量的优选范围为0.45％≤Ni≤0.90％，其中各种特性的平衡是优异的，并且更优选0.48％≤Ni≤0.88％。

0.67％≤0.5Mn+Ni≤1.30％

为了以高水平实现退火性和淬火性二者，如上所述规定0.5Mn+Ni的值。在0.5Mn+Ni<0.67％的情况下，退火性是令人满意的，但淬火性不充分。此外，在0.5Mn+Ni<0.67％的情况下，δ铁素体析出的风险也提高。

另一方面，在1.30％<0.5Mn+Ni的情况下，淬火性是令人满意的，但退火性不充分。在1.30％<0.5Mn+Ni的情况下，淬火期间的残余奥氏体增加，导致难以在回火时调节硬度或尺寸。

图5示出在以10℃/min淬火期间珠光体的析出状态。材料包含0.32％的C、0.91％的Si、12.2％的Cr、0.23％的Mo、0.23％的V和0.038％的N作为基本组分，并且Mn含量和Ni含量变化。通过以10℃/min从1,030℃冷却析出珠光体的区域表示为“×”，和未析出珠光体的区域表示为“○”。二者之间的间界为0.5Mn+Ni＝0.67％，并且在大于0.67％的情况下，模具中实际淬火时珠光体析出的风险可以显著降低。因此，0.5Mn+Ni规定为0.67％≤0.5Mn+Ni。

图6示出以15℃/Hr退火时软化的状态。材料包含0.32％的C、0.91％的Si、12.2％的Cr、0.23％的Mo、0.23％的V和0.038％的N作为基本组分，并且Mn含量和Ni含量变化。在以15℃/min从915℃冷却的退火时硬度超过97HRB的区域表示为“×”，和硬度为97HRB以下的区域表示为“○”。二者之间的界面为0.5Mn+Ni＝1.30％，并且在小于1.30％的情况下，材料可以通过简单的退火而软化。因此，0.5Mn+Ni规定为0.5Mn+Ni≤1.30％。

如上所述，在研究淬火性和退火性的平衡的情况下，0.5Mn+Ni是非常有用的指标。

10.50％≤Cr<12.50％

在Cr<10.50％的情况下，耐腐蚀性劣化。此外，在Cr<10.50％的情况下，退火性也劣化。

另一方面，在12.50％≤Cr的情况下，晶界碳化物或珠光体容易析出。此外，δ铁素体也容易析出。另外，在12.50％≤Cr的情况下，热导率大大降低。在12.50％≤Cr的情况下，淬火期间的残余奥氏体增加，导致难以在回火时调节硬度或尺寸。

Cr含量的优选范围为10.70％≤Cr≤12.45％，其中各种特性的平衡是优异的，并且更优选10.90％≤Cr≤12.40％。

0.05％≤Mo<0.50％

在M<0.05％的情况下，珠光体的析出的抑制效果差。此外，在M<0.05％的情况下，二次硬化的贡献小，并且当在高温下回火时，变得难以稳定地获得45HRC以上的硬度。

另一方面，在0.50％≤Mo的情况下，退火性劣化。另外，δ铁素体容易析出。

Mo含量的优选范围为0.07％≤Mo≤0.46％，其中各种特性的平衡是优异的，并且更优选0.09％≤Mo≤0.43％。

图7示出Mo含量对δ铁素体的面积比的影响。

材料包含0.23％的C、1.04％的Si、0.45％的Mn、0.44％的Ni、12.47％的Cr、0.46％的V和0.004％的N作为基本组分，并且Mo含量变化。将材料在对应于用于降低偏析的均质化的温度的1,280℃下加热，并且通过快速冷却而淬火。评价其结构中δ铁素体的面积比。

如图7所示，当Mo含量降低时，δ铁素体难以析出。当Mo含量为0.50％以下时，面积比为零。因此，在本发明中，Mo含量规定为Mo<0.50％。

0.002％≤V<0.50％

在V<0.002％的情况下，淬火期间微细奥氏体晶粒的维持效果差，并且由于韧性的降低导致在使用期间模具破损的风险提高。此外，在V<0.002％的情况下，几乎不存在二次硬化的贡献。因此，当在高温下回火时，难以稳定地获得45HRC以上的硬度。

另一方面，在0.50％≤V的情况下，不仅使微细晶粒的维持效果饱和，而且导致成本的增加。另外，V的碳氮化物容易析出而导致模具容易裂纹。在0.50％≤V的情况下，δ铁素体容易析出。

V含量的优选范围为0.005％≤V≤0.45％，其中各种特性的平衡是优异的，并且更优选0.008％≤V≤0.40％。

0.001％≤N≤0.160％

在N<0.001％的情况下，硬度的提高效果差，并且难以稳定地获得45HRC以上的硬度。此外，N对V系碳化物的固溶温度具有大的影响。N含量越低，V系碳化物固溶化时的温度越低。因此，在N<0.001％的情况下，淬火期间微细奥氏体晶粒的维持效果也差。

另一方面，在0.160％<N的情况下，提高强度或维持微细晶粒的效果饱和。此外，在0.160％<N的情况下，N的添加所需要的精制时间和成本增加，从而导致材料成本的增加。另外，在0.160％<N的情况下，V的碳氮化物容易析出，从而导致模具容易裂纹。

N含量的优选范围为0.003％≤N≤0.155％，其中各种特性的平衡是优异的，并且更优选0.005％≤N≤0.150％。

0.300％≤C+N≤0.420％

在C+N<0.300％的情况下，硬度的提高效果差，并且难以稳定地获得45HRC以上的硬度。此外，V系碳化物在淬火期间减少，因此，微细奥氏体晶粒的维持效果也差。

另一方面，在0.420％<C+N的情况下，微细晶粒的维持效果饱和。另外，在0.420％<C+N的情况下，V系碳氮化物增加，从而导致模具容易裂纹。在0.420％<C+N的情况下，残余奥氏体在淬火期间增加，导致难以在回火时调节硬度或尺寸。

C含量+N含量的优选范围为0.303％≤C+N≤0.415％，其中各种特性的平衡是优异的，并且更优选0.306％≤C+N≤0.410％。

[对于上述项目(2)的化学组分]

在本发明的钢中，以大量包含Cr，以致其抗软化性低。当回火温度高时，难以确保45HRC的硬度。在此类情况下，可以选择性添加W或Co以确保强度。W通过其碳化物的析出来提高强度。Co通过固溶于基质中来提高强度，同时，通过改变碳化物形态还有助于析出硬化。具体地，其仅需要包含下述的至少一种(一种元素)：

0.30％<W≤5.00％；和

0.30％<Co≤4.00％.

上述两种元素在含量超过预定量时，导致特性的饱和与成本的显著提高。

[对于上述项目(3)的化学组分]

当提高淬火加热温度或由于意外的设备故障而延长淬火加热时间时，存在以下担心：由于晶粒的粗化可能导致各种特性劣化。对于此类情况，选择性添加Nb、Ta、Ti和Zr，并且奥氏体晶粒的粗化可以通过由这些元素形成的微细析出物来抑制。具体地，其仅需要包含下述的至少一种：

0.004％<Nb≤0.100％；

0.004％<Ta≤0.100％；

0.004％<Ti≤0.100％；和

0.004％<Zr≤0.100％。

这些元素的全部在含量超过预定量时，过度地形成其碳化物、氮化物或氧化物，从而导致冲击值或镜面抛光性的降低。

[对于上述项目(4)的化学组分]

类似地，为了抑制奥氏体晶粒的粗化，可以包含：0.10％<Al≤1.20％。Al与N组合形成AlN，其具有抑制奥氏体的晶粒间界(即，晶粒生长)的转移的效果并且对于微细粒的维持是有效的。

另外，Al在钢中形成氮化物并且有助于析出强化，因此其还具有提高进行了氮化处理的钢材料的表面硬度的作用。为了追求较高的耐磨耗性，含Al钢材料的使用对于其中进行了氮化处理的模具是有效的。

然而，超过预定量的Al的含量导致热导率或韧性的降低。

[对于上述项目(5)的化学组分]

近几年，模具倾向于通过提高其部件或整体(integration)的尺寸而大型化。大的模具难以冷却。由于该原因，当具有低淬火性的钢材料制的大模具淬火时，在淬火期间铁素体、珠光体或粗贝氏体析出，从而使各种特性劣化。本发明的钢具有显著高的淬火性，因此，对此类劣化有一点担心。然而，在极大模具通过弱冷却强度的淬火计划处理的情况下，可以添加Cu以进一步提高淬火性。具体地，其仅需要包含：

0.30％<Cu≤3.0％。

Cu也具有通过时效析出而提高硬度的效果。当Cu的含量超过预定量时，偏析变得显著，从而导致镜面抛光性或织构性劣化。

[对于上述项目(6)的化学组分]

作为改进淬火性的方法，B的添加也是有效的。具体地，使得包含

0.0001％<B≤0.0050％。

B在形成BN时失去改进淬火性的效果。因此，必要的是，在钢中B单独存在。具体地，通过和与N的亲和性强于与B的亲和性的元素形成氮化物，可以防止B与N组合。此类元素的实例包括上述项目(3)中所述的元素。项目(3)所述的元素，即使当以杂质水平存在时也具有固定N的效果，但根据N含量有时在项目(3)中所规定的范围内添加。即使当B在钢中与N组合以形成BN，在钢中存在过量的B的情况下，其也提高淬火性。

B对于机械加工性的改进也是有效的。在改进机械加工性的情况下，其仅需要形成BN。BN与石墨的性质类似，并且降低耐机械加工性，同时改进片易碎性(chipbreakability)。当在钢中存在B和BN时，淬火性和机械加工性同时改进。

[对于上述项目(7)的化学组分]

为了改进机械加工性，选择性添加S、Ca、Se、Te、Bi和Pb也是有效的。具体地，仅需要包含下述的至少一种：

0.006％<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％。

这些元素的全部在其含量超过预定量时，导致机械加工性的饱和，热加工性的劣化，和冲击值或镜面抛光性的降低。

实施例

对于表1中示出的20种钢，检测晶界碳化物的析出的难度，退火性，珠光体的析出的难度，淬火期间的粒径，淬火回火硬度和耐腐蚀性。

5种比较用钢的全部用于需要硬度或耐腐蚀性的用途。比较用钢1为JISSUS420J2，比较用钢2为JIS SUS403，比较用钢3为JIS SUH1，比较用钢4为JIS SUH600，和比较例5为市场上销售的钢。

表1示出的20种钢的材料各自通过以下步骤来制造。首先，将钢水铸成50kg的铸锭，其后在1,240℃下进行均质化处理12小时。然后，使其成形为具有60mm×45mm的矩形截面的棒状。随后，进行通过在1,020℃下加热的正火、和快速冷却，以及通过在620℃下加热的回火。此外，在860℃或915℃下加热之后，以15℃/Hr进行缓慢的冷却，从而进行退火。从该棒钢中切出试样并将试样用于各种检测。

表1化学组分(质量％)

<晶界碳化物的析出的难度>

使用从上述材料切出的15mm×15mm×25mm的块作为试样，通过模拟工厂中的热加工过程的实验进行评价。在热加工后冷却至800℃期间，晶界碳化物析出。因此，试样块在模拟热加工的1,180℃下加热，并且以5℃/min冷却至800℃，接着快速冷却以将碳化物的状态冻结。

其后，腐蚀上述试样，并且使晶界碳化物着色。在光学显微镜下以1,000倍放大倍率观察其结构。当明显观察到晶界碳化物时，析出的难度确定为不可接受的且由“×”表示。当轻微地观察到晶界碳化物时，析出的难度由“Δ”表示。当几乎观察不到晶界碳化物时，析出的难度确定为可接受的且由“○”表示。

其结果如表2所示。其中以大量包含C和Cr的比较用钢1评价为“×”。其中C含量高而Cr含量低至约9％的比较用钢3评价为“Δ”，和其它评价为“○”。在比较用钢1中，晶界碳化物的析出在实际模具制造过程中也变得明显，并且对于在模具使用期间镜面抛光性的劣化或裂纹存在担心。另外，在比较用钢3中，当热加工后的冷却速度更低时，或当奥氏体粒径更大时，存在以下担心：晶界碳化物显著析出。

另一方面，对于包含本发明钢的其它钢，在实际模具中晶界碳化物也被判断为几乎不析出。即，认为镜面抛光性的劣化或裂纹的风险低。

表2

<退火性>

使用上述15mm×15mm×25mm的块作为试样，通过模拟工厂中的退火过程的实验进行评价。将试样在860℃(比较用钢2，比较用钢3和比较用钢4)或915℃(其它钢)下加热且保持120分钟。其后，将其以15℃/Hr冷却至650℃，接着自然冷却。然后，测量试样的HRB硬度，并且确认是否软化至机械加工能够容易进行的硬度。当硬度为97HRB以下时，退火性确定为可接受的且由“○”表示。当硬度大于97HRB时，退火性确定为不可接受的且由“×”表示。

其结果如表2所示。比较用钢3和比较用钢5退火后的硬度超过97HRB，并且没有充分地软化。因此，将它们评价为“×”。在比较用钢3中，由于其高Si含量使得固溶硬化的贡献大，并且即使退火后其硬度也高。比较用钢5由于其高Ni含量和良好的退火性而不形成包含球形碳化物和铁素体的结构，但形成贝氏体。因此，其硬度高。

对于比较用钢3和比较用钢5，也在实际模具制造期间，存在缩短在模具的粗加工时的工具寿命、或降低机械加工效率的高可能性。

相反，对于包含本发明钢的其它钢，退火后的硬度为97HRB以下。因此，认为此类问题不会发生。

<珠光体的析出的难度>

将4mm(直径)×10mm的试样在1,030℃下加热，其后以10℃/min冷却至100℃。在冷却后，在400倍放大倍率下观察金属结构以确认珠光体的析出的存在与否。当珠光体未析出时，析出的难度确定为可接受的且由“○”表示，和当珠光体即使轻微地析出时，析出的难度也确定为不可接受的且由“×”表示。

其结果如表2所示。比较用钢1和比较用钢3评价为“×”。模具内部的淬火冷却速度在珠光体析出的550至850℃的温度范围内一般为10至40℃/min，因此，在使用比较用钢1或比较用钢3的模具的内部，珠光体的析出变得不可避免，从而提高在其作为模具使用期间破损的风险。

另一方面，对于包含本发明钢的其它钢，珠光体未析出，并且也在模具实际淬火的情况下，可以判断珠光体的析出未发生。

<淬火期间的粒径>

在实际模具淬火时，模具有时保持长达约5小时的时间。检查在此类条件下的奥氏体的粒径。使用上述15mm×15mm×25mm的块作为试样，将其在1,030℃下保持5小时，其后快速冷却，从而产生马氏体。腐蚀该结构以发展原始奥氏体晶粒间界，并且评价粒径数。当粒径数为5以上时，粒径确定为可接受的且由“○”表示，和当粒径数小于5时，粒径确定为不可接受的且由“×”表示。

其结果如表2所示。在以少量包含C的比较用钢2和比较用钢4中，用于抑制奥氏体晶粒间界的转移的碳化物也减少。因此，其结果评价为“×”。在比较用钢5中，由于因为其差的退火性而导致在淬火期间发展γ记忆效应，所以其结果评价为“×”。在比较用钢2、比较用钢4和比较用钢5的情况下，存在以下担心：也在实际模具淬火时，晶粒粗化，从而导致在其作为模具使用期间容易裂纹。

另一方面，对于包含本发明钢的其它钢，其结果评价为“○”，并且认为不发生晶粒的粗化。

<淬火回火硬度>

将用于上述“淬火期间的粒径”的评价的试样(其中产生马氏体)在470-520℃下回火2小时。评价该回火温度范围内获得的最大硬度。为了确保耐磨耗性，淬火回火硬度优选为45HRC以上。当硬度为45HRC以上时，其确定为可接受的且由“○”表示，和当硬度小于45HRC时，其确定为不可接受的且由“×”表示。

其结果如表2所示。在比较用钢2和比较用钢4中，由于它们的低C含量而不能获得45HRC以上的硬度，但全部其它钢具有45HRC以上的硬度。即，对于本发明钢，获得确保耐磨耗性所必需的45HRC以上的硬度。不用说，也可以通过调节回火条件来降低硬度。

<耐腐蚀性>

将用于上述“淬火回火硬度”的评价的试样转用为试样。使硬度测量后的试样进行镜面抛光并且在湿度为98％和温度为50℃的环境下暴露24小时，接着目视观察生锈情况。当没有产生点状腐蚀部时，耐腐蚀性确定为可接受的且由“○”表示，和当即使在一个地方产生腐蚀部时，耐腐蚀性确定为不可接受的且由“×”表示。在全部评价钢中，由于它们的高Cr含量，在这些条件下其整个表面没有被腐蚀，并且点状局部腐蚀部分的产生与其不产生之间产生差异。

其结果如表2所示。在比较用钢3中，由于其高C含量和低Cr含量，使得耐腐蚀性差，并且其结果评价为“×”。其它比较用钢和本发明钢由于它们的高Cr含量而具有高耐腐蚀性。

<综合判断>

为了总结以上检测结果，在比较用钢1中，可以判断特别是在大模具中晶界碳化物或珠光体容易析出，并且存在镜面抛光性劣化或裂纹的风险增加的问题。

比较用钢2、比较用钢3和比较用钢4在如高硬度和高耐腐蚀性等基本性能中的任意一个方面具有难度。其它缺陷包括比较用钢2的粒径，比较用钢3的退火性和珠光体的析出，和比较用钢4的粒径。

比较用钢5在退火性和淬火期间的粒径方面具有难度，并且存在以下担心：机械加工时的工具寿命或生产率可能降低，或者所得模具可能容易裂纹。如上所述，各比较用钢在至少两个项目中具有问题。

相反，15种本发明钢在全部项目中不具有问题。本发明钢在确保如高硬度和高耐腐蚀性等基本性能的同时，具有晶界碳化物的析出困难、退火性、珠光体的析出困难和晶粒的纤度。因此，也在实际模具中，除了高硬度和高耐腐蚀性以外，可以预期其发挥高镜面抛光性和裂纹困难。

如上所述，在本发明的钢中，为了抑制晶界碳化物或珠光体的析出，基于SUS420J2(C：0.4％，Mn：0.4％，Ni：0.2％，Cr：13％，Mo：0.01％和N：0.015％)进行降低C含量、降低Cr含量、提高Mn含量、提高Ni含量和添加Mo。此外，为了补偿由于C含量的降低导致的硬度降低，提高N含量。Mo的添加还具有抑制珠光体的析出或确保二次硬化量的效果。通过不过量地提高Mn、Ni和Mo含量来确保与SUS420J2相同的退火性，并且通过降低C含量且不过量地降低Cr含量来确保与SUS420J2相同的耐腐蚀性。另外，在淬火期间奥氏体晶粒间界固定有碳化物，并且为了维持微细晶粒，添加V。这是为了用V系碳化物补偿在淬火期间由于C和Cr含量的降低导致的Cr系碳化物减少的目的。在淬火期间固溶的V的一部分通过二次硬化发挥补偿硬度的效果。通过此类方法，当制造模具时，本发明的钢具有晶界碳化物的析出困难、良好的退火性和珠光体的析出困难，和当钢成形为模具时，其具有高硬度和优异的耐腐蚀性，并且原始奥氏体晶粒保持微细。因此，其适合应用于使塑料产品成形用的模具。

尽管以上已经详细地描述了本发明的实施方案，但应理解它们不仅仅通过实施例的方式存在。

例如，也有效的是，使本发明的钢进行表面喷丸、氮化处理、PVD处理、CVD处理、镀覆处理或其它表面改性处理，然后使用。

另外，本发明的钢可以通过粉末或板层压成形应用于用于模具制造的粉末或板中，并且对于模具的主体或部件的焊接修复，其也可以以棒样形状使用。因此，在不背离本发明的要旨的情况下进行各种变化的实施方案是可能的。

本申请基于2016年3月11日提交的日本专利申请No.2016-048581和2017年3月2日提交的日本专利申请No.2017-39355，通过参考将其内容整体并入本文中。

Claims (8)

1.一种模具用钢，其具有包含以质量％计的下述的组成：

0.220％≤C≤0.360％；

0.65％≤Si<1.05％；

0.43％≤Mn≤0.92％；

0.43％≤Ni≤0.92％；

0.67％≤0.5Mn+Ni≤1.30％；

10.50％≤Cr<12.50％；

0.05％≤Mo<0.50％；

0.002％≤V<0.50％；

0.001％≤N≤0.160％；和

0.300％≤C+N≤0.420％，

余量为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的模具用钢，其进一步包含以质量％计的下述的至少一种：

0.30％<W≤5.00％；和

0.30％<Co≤4.00％。

3.根据权利要求1或2所述的模具用钢，其进一步包含以质量％计的下述的至少一种：

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1-3任一项所述的模具用钢，其进一步包含以质量％计的：

0.10％<Al≤1.20％。

5.根据权利要求1-4任一项所述的模具用钢，其进一步包含以质量％计的：

0.30％<Cu≤3.0％。

6.根据权利要求1-5任一项所述的模具用钢，其进一步包含以质量％计的：

0.0001％<B≤0.0050％。

7.根据权利要求1-6任一项所述的模具用钢，其进一步包含以质量％计的下述的至少一种：

0.006％<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％。

8.一种模具，其包含根据权利要求1-7任一项所述的模具用钢。