CN108728738A - 预硬化钢材、模具以及模具部件 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种预硬化钢材，其包含：0.05质量％≤C≤0.25质量％、0.01质量％≤Si≤1.00质量％、0.40质量％≤Mn≤1.80质量％、0.0002质量％≤S≤0.3000质量％、0.30质量％≤Cu≤1.80质量％、2.00质量％≤Ni≤3.90质量％、0.05质量％≤Cr≤3.20质量％、0.05质量％≤Mo≤0.80质量％、以及0.30质量％≤Al≤1.50质量％，余量为铁和不可避免的杂质，其中所述预硬化钢材具有：宽度为350mm以上且高度为350mm以上的截面尺寸、34HRC至43HRC的硬度、原奥氏体晶粒尺寸的平均值为85μm以下、以及冲击值的平均值为18J/cm2以上。

Description

预硬化钢材、模具以及模具部件
技术领域
本发明涉及预硬化钢材、模具以及模具部件，具体涉及用于注塑成型、橡胶成型、CFRP成型等的模具和模具部件，以及用于所述模具和模具部件的预硬化钢材。
背景技术
预硬化钢是指经过硬化和回火从而达到预定硬度并且能够加机械加工的钢。预硬化钢可在机械加工之后用作模具或模具部件，而不需要热处理。因此，预硬化钢被广泛地用于模具或模具部件，所述模具或模具部件用于注塑成型、橡胶成型、CFRP成型等。对于预硬化钢及其制造方法，已经提出了各种技术。
例如，专利文献1和2公开了这样一种方法，其中对用于注塑模具的具有预定组成的Mn-Ni-Al-Cu-Mo时效硬化(易切削)钢进行堆焊、在500℃下时效处理5小时并进行光刻。
专利文献1和2公开了：通过在堆焊后进行时效处理，可以如同在基底金属部分中那样在焊接金属部分和焊接热影响区均匀地进行光刻。
专利文献3公开了这样一种方法，其中对具有预定组成的模具用时效硬化钢进行熔融、锻造、固溶和时效处理。
专利文献3公开了这种方法可提供硬度等级为HRC 40并且具有优异的韧性和切削性的模具用时效硬化钢。
专利文献4公开了这样一种方法，其中对锻造材料进行硬化和回火以获得HRC 34的目标硬度，其中该锻造材料具有50mm×150mm的截面尺寸并且由具有预定组成的模具用钢形成。
专利文献4描述了：这种方法可提供具有优异的机械加工性、抛光性和耐磨性的模具用钢。
专利文献5公开了这样一种方法，其中通过典型的熔融法制备具有预定组成的析出硬化钢，然后将钢锻造至达到约4S，加热并保持在900℃，而后空气冷却，然后在550℃或575℃下进行时效处理5小时。
专利文献5描述了：这种方法可提供用于硬质合金工具的具有优异的韧性和耐崩裂性的析出硬化钢。
专利文献6和7公开了这样一种方法，其中对具有预定组成的可塑成型模具用钢进行铸造，然后加热至850℃，进行固溶，随后加热至500℃，并进行时效硬化处理。
专利文献6和7描述了：这种方法可提供具有优异的镜面抛光性和机械加工性的可塑成型模具用钢，或具有优异的镜面抛光性、焊接性和机械加工性的可塑成型模具用钢。
专利文献8公开了这样一种方法，其中通过典型的熔融法制备具有预定组成的可塑成型模具用易切削钢，并将得到的钢锻造，进行热加工，加热至1,143K以进行固溶，随后加热至773K以进行时效硬化处理。
专利文献8描述了：这种方法可提供具有优异的镜面抛光性的可塑成型模具用易切削钢。
专利文献9公开了这样一种方法，其中对具有预定组成的预硬化钢进行热轧，加热至880℃的奥氏体温度范围，在半冷却(half-cooling)5分钟、半冷却15分钟、半冷却30分钟和半冷却70分钟的冷却条件下进行贝氏体产生热处理(贝氏体硬化)，然后在500℃至550℃的温度范围内进行回火，从而将硬度调节至38HRC至40HRC。
专利文献9描述了：这种方法可提供具有优异的机械加工性和韧性的预硬化钢。
专利文献10公开了这样一种方法，其中对具有预定组成的预硬化钢进行热轧、加热至880℃的奥氏体温度范围、空气冷却(使其冷却)，并在500℃至590℃的温度范围内进行回火。
专利文献10描述了：这种方法可提供具有优异的机械加工性和韧性的预硬化钢。
专利文献11公开了这样一种方法，其中对具有预定组成的预硬化钢进行热轧、加热并保持在880℃的奥氏体温度范围、空气冷却(使其冷却)以硬化，并在500℃至590℃的温度范围内进行回火。
专利文献11描述了：这种方法可提供具有优异的机械加工性和韧性的预硬化钢。
对于用于注塑成型等的模具的预硬化钢，对截面尺寸增大、晶粒细化和冲击值增大的需求日益增加。以下，将以注塑成型为例进行描述。
(1)截面尺寸增大
随着产品(例如车辆的前灯)尺寸的增大，模具用钢也倾向于增大截面尺寸。通常，通过对具有宽度为300mm以下且高度为300mm以下的截面尺寸的钢材进行机械加工来制造模具。然而，最近，模具已由具有宽度为350mm以上且高度为350mm以上的截面尺寸的钢材来制造。
(2)晶粒细化
在注射成型时，平滑抛光的模具表面会转移至产品。然而，如果模具的晶粒粗大，则由于晶粒尺寸的影响，经抛光的模具表面有可能不均匀。在这种情况下，不均匀会转移至塑料的注射成型产品的表面，从而使产品的外观劣化。因此，模具用钢材需要晶粒细化。为了细化晶粒，对模具用钢材的制造过程中的塑性加工或热处理的条件进行了调节。具体而言，(例如)降低塑性加工的温度，从而提高加工比例，或减少预硬化的温度和时间。此外，从提高下述的冲击值的观点来看，晶粒细化也是重要的。
(3)冲击值增大
在注射成型中，需要模具在使用过程中不破裂。如果模具破裂，由于生产停止而可能会发生损失，或者由于重新制造模具而导致成本可能增加。为了避免破裂，优选高的模具冲击值。通常，随着钢材的淬透性增大，钢材的冲击值增大。因此，在模具用钢材的预硬化中，采用快速冷却。此外，随着钢材的晶粒尺寸减小，钢材的冲击值增大。
因此，如上所述，调节钢材的制造过程中的塑性加工或热处理的条件是重要的。
然而，在通过常规方法制造具有大的截面尺寸(宽度为350mm以上且高度为350mm以上)的预硬化钢材的情况下，晶粒细化和冲击值的增加是不足的。
不能充分地细化晶粒的原因在于，在钢材的制造过程中，难以降低加工时的温度，并且难以提高塑性加工中的加工比例。这是因为，随着加工区域和变形阻力增大，与加工面积和变形阻力的乘积相对应的加工力增大，并且超出了加工装置的能力。
不能充分地提高冲击值有两个原因。第一，如上所述，难以细化晶粒。第二，在预硬化中，尤其是钢材的中心部分的冷却速率低(质量效应)。
由于上述原因，在用于注塑成型等的模具的具有大截面尺寸(宽度为350mm以上且高度为350mm以上)的预硬化钢材中，现有技术不能同时满足晶粒细化和冲击值增大。
专利文献1：JP-A-S55-28384
专利文献2：JP-A-S55-28385
专利文献3：JP-A-H02-182860
专利文献4：JP-A-H03-122252
专利文献5：JP-A-H06-279922
专利文献6：JP-A-H11-335775
专利文献7：JP-A-2001-152278
专利文献8：JP-A-2002-309341
专利文献9：JP-A-2007-262569
专利文献10：JP-A-2008-038219
专利文献11：JP-A-2008-127643
发明内容
本发明的目的是提供具有大的截面尺寸(宽度为350mm以上且高度为350mm以上)，并且具有小的晶粒尺寸和高冲击值的预硬化钢材。
此外，本发明的另一目的是提供由这种预硬化钢材形成的模具和模具部件。
为了实现这些目的，根据本发明的预硬化钢材具有以下构成。
(1)该预硬化钢材包含：
0.05质量％≤C≤0.25质量％、
0.01质量％≤Si≤1.00质量％、
0.40质量％≤Mn≤1.80质量％、
0.0002质量％≤S≤0.3000质量％、
0.30质量％≤Cu≤1.80质量％、
2.00质量％≤Ni≤3.90质量％、
0.05质量％≤Cr≤3.20质量％、
0.05质量％≤Mo≤0.80质量％、以及
0.30质量％≤Al≤1.50质量％。
余量为铁和不可避免的杂质。
(2)所述预硬化钢材具有：
宽度为350mm以上且高度为350mm以上的截面尺寸，
34HRC至43HRC的硬度，
原奥氏体晶粒尺寸的平均值为85μm以下，以及
冲击值的平均值为18J/cm2以上。
根据本发明的模具包含根据本发明的预硬化钢材，并且具有这样的尺寸，其中在垂直方向、水平方向和高度方向这三个方向中的至少两个方向上的最大值为350mm以上。
此外，根据本发明的模具部件包含根据本发明的预硬化钢材，并且具有这样的尺寸，其中在垂直方向、水平方向和高度方向这三个方向中的至少两个方向上的最大值为350mm以上。
通常，在将预硬化钢材硬化和回火的情况下，随着钢材的截面面积增大，中心部分的冷却速率降低。因此，中心部分的晶粒尺寸增大，并且冲击值降低。为了解决这个问题，提高冷却速率是值得考虑的。然而，在钢材的截面面积超过预定尺寸的情况下，提高冷却速率存在限制。
另一方面，当对具有预定组成和大的截面尺寸的预硬化钢材进行多次硬化时，即使在冷却速率存在限制的情况下，也能够减小中心部分的晶粒尺寸。此外，根据本发明的预硬化钢材在一定的冷却速率下具有达到最大值的冲击值。因此，即使在具有大的截面面积的钢材中，钢材在截面的整个区域中也具有微细的晶粒微观结构，并且在截面的整个区域中具有更高的硬度和冲击值。
附图简要说明
图1A、图1B和图1C为示出根据本发明的预硬化钢材的硬化前的微观结构(图1A)、第一次硬化后的微观结构(图1B)和第三次硬化后的微观结构(图1C)的图像。
图2为示出硬化次数和奥氏体晶粒尺寸之间的关系的图。
图3为示出在奥氏体晶粒尺寸为25μm的情况下，冷却速率和冲击值之间的关系的图。
图4为示出在奥氏体晶粒尺寸为85μm的情况下，冷却速率和冲击值之间的关系的图。
图5为示出在奥氏体晶粒尺寸为150μm的情况下，冷却速率和冲击值之间的关系的图。
图6为当对高度为H(mm)、宽度W为1,320mm且长度为L(1,320mm以上)的块状钢材进行硬化时，由550化到250化的中心部分的平均冷却速率(中心部分的冷却速率)。
图7A和图7B为示出经回火的5Cr模具钢的马氏体微观结构的图像；图7A示出了进行一次硬化和回火后的微观结构；而图7B示出了进行再次硬化后的微观结构。
具体实施方式
以下，将详细描述本发明的实施方案。
1.预硬化钢材
根据本发明的预硬化钢材具有以下构成。
(1)预硬化钢材包含：
0.05质量％≤C≤0.25质量％，
0.01质量％≤Si≤1.00质量％，
0.40质量％≤Mn≤1.80质量％，
0.0002质量％≤S≤0.3000质量％，
0.30质量％≤Cu≤1.80质量％，
2.00质量％≤Ni≤3.90质量％，
0.05质量％≤Cr≤3.20质量％，
0.05质量％≤Mo≤0.80质量％，以及
0.30质量％≤Al≤1.50质量％，
余量为Fe和不可避免的杂质。
(2)该预硬化钢材具有：
宽度为350mm以上且高度为350mm以上的截面尺寸，
34HRC至43HRC的硬度，
原奥氏体晶粒尺寸的平均值为85μm以下，以及
冲击值的平均值为18J/cm2以上。
1.1.组成
1.1.1.主要构成元素
根据本发明的预硬化钢材包含以下元素，并且余量为Fe和不可避免的杂质。这些元素的种类、其组成范围以及限制其组成范围的原因如下。
(1)0.05质量％≤C≤0.25质量％：
在C含量低的情况下，如果Cu、Ni、Al和/或Mo的含量也低，则难以稳定地获得34HRC以上的硬度。因此，C含量必须为0.05质量％以上。C含量优选为0.06质量％以上，并且更优选为0.07质量％以上。
另一方面，在C含量过高的情况下，钢材变得过硬，并且机械加工性劣化。此外，在C含量过高的情况下，焊接性劣化。因此，C含量必须为0.25质量％以下。C含量优选为0.23质量％以下，并且更优选为0.21质量％以下。
(2)0.01质量％≤Si≤1.00质量％：
在Si含量低的情况下，机械加工性、尤其是立铣刀机械加工性大幅劣化。因此，Si含量必须为0.01质量％以上。Si含量优选为0.02质量％以上，并且更优选为0.03质量％以上。
另一方面，在Si含量过高的情况下，导热性显著劣化。为了提高注射成型的生产率，需要缩短注入模具的塑料的固化时间。为此，需要具有高导热性的模具材料。因此，Si含量必须为1.00质量％以下。Si含量优选为0.90质量％以下，并且更优选为0.80质量％以下。
(3)0.40质量％≤Mn≤1.80质量％：
在Mn含量低的情况下，淬透性不足，并且先共析铁素体在硬化期间可能会析出。先共析铁素体是软的，因此在镜面抛光期间会引起抛光不均匀。此外，在使用软的先共析铁素体作为来源时，模具可能会开裂。因此，Mn含量必须为0.40质量％以上。Mn含量优选为1.20质量％以上，并且更优选为1.37质量％以上。
另一方面，在Mn含量过高的情况下，导热性显著劣化。因此，Mn含量必须为1.80质量％以下。Mn含量优选为1.75质量％以下，并且更优选为1.70质量％以下。
(4)0.0002质量％≤S≤0.3000质量％：
在S含量低的情况下，由于形成MnS而提高切削性的效果差。在本发明中，由于Mn含量高，所以即使在S含量低的情况下，也会形成MnS并且机械加工性提高。为了获得这种效果，S含量必须为0.0002质量％以上。S含量优选为0.0003质量％以上，并且更优选为0.0004质量％以上。
另一方面，在S含量过高的情况下，不仅提高机械加工性的效果基本饱和，而且会形成过量的MnS，因此，冲击值、镜面抛光性和焊接性劣化。因此，S含量必须为0.3000质量％以下。S含量优选为0.2250质量％以下，并且更优选为0.1000质量％以下。
(5)0.30质量％≤Cu≤1.80质量％：
在Cu含量低的情况下，回火期间析出的ε-Cu的量少。因此，如果C、Ni、Al和/或Mo的含量也低，则难以稳定地获得34HRC以上的硬度。此外，在Cu含量低的情况下，提高淬透性的效果差。因此，Cu含量必须为0.30质量％以上。Cu含量优选为0.40质量％以上，并且更优选为0.80质量％以上。
另一方面，在Cu含量过高的情况下，回火期间析出的ε-Cu的量过多，导致冲击值降低。此外，过高的Cu含量还会导致导热性劣化和成本的显著增加。因此，Cu含量必须为1.80质量％以下。Cu含量优选为1.65质量％以下，并且更优选为1.30质量％以下。
(6)2.00质量％≤Ni≤3.90质量％：
在Ni含量低的情况下，回火期间析出的Ni和Al的金属间化合物的量少。因此，如果C、Cu、Al和/或Mo的含量也低，则难以稳定地获得34HRC以上的硬度。此外，在对高Cu钢进行热加工期间，避免破裂的效果差。因此，Ni含量必须为2.00质量％以上。Ni含量优选为2.60质量％以上，并且更优选为2.90质量％以上。
另一方面，在Ni含量过高的情况下，回火期间析出的Ni和Al的金属间化合物的量过多，导致冲击值降低。此外，过高的Ni含量还会导致成本的显著增加。因此，Ni含量必须为3.90质量％以下。Ni含量优选为3.80质量％以下，并且更优选为3.70质量％以下。
(7)0.05质量％≤Cr≤3.20质量％：
在Cr含量低的情况下，耐腐蚀性显著劣化。此外，由于Cu-Cr的存在而提供的耐候性也不足。本发明的钢材不旨在用于需要高耐腐蚀性的应用，而是要求耐腐蚀性达到在模具制造过程中或使用期间可抑制锈的形成的程度。因此，Cr含量必须为0.05质量％以上。Cr含量优选为0.08质量％以上，并且更优选为0.24质量％以上。
另一方面，在Cr含量过高的情况下，机械加工性劣化。此外，过高的Cr含量还会导致导热性的显著劣化。因此，Cr含量必须为3.20质量％以下。Cr含量优选为2.85质量％以下，并且更优选为0.60质量％以下。
(8)0.05质量％≤Mo≤0.80质量％：
在Mo含量低的情况下，回火期间析出的碳化物的量少。因此，如果C、Cu、Ni和/或Al的含量也低，则难以稳定地获得34HRC以上的硬度。此外，在Mo含量低的情况下，先共析铁素体在硬化期间易析出。因此，Mo含量必须为0.05质量％以上。Mo含量优选为0.07质量％以上，并且更优选为0.10质量％以上。
另一方面，在Mo含量过高的情况下，回火硬度过高，并且机械加工性劣化。因此，Mo含量必须为0.80质量％以下。Mo含量优选为0.70质量％以下，并且更优选为0.50质量％以下。
(9)0.30质量％≤Al≤1.50质量％：
在Al含量低的情况下，回火期间析出的Al和Ni的金属间化合物的量少。因此，如果C、Cu、Ni和/或Mo的含量也低，则难以稳定地获得34HRC以上的硬度。此外，在Al含量低的情况下，氮化期间硬度的增加少。因此，Al含量必须为0.30质量％以上。Al含量优选为0.60质量％以上，并且更优选为0.80质量％以上。
另一方面，在Al含量过高的情况下，回火期间析出的Al和Ni的金属间化合物的量过多，并且冲击值降低。此外，在Al含量过高的情况下，导热性的劣化显著，并且在热加工期间破裂的发生变得明显。此外，过高的Al含量还会导致成本增加的问题。因此，Al含量必须为1.50质量％以下。Al含量优选为1.40质量％以下，并且更优选为1.30质量％以下。
(10)不可避免的杂质：
作为不可避免的杂质，根据本发明的预硬化钢材可包含：
P≤0.05质量％，
N≤0.015质量％，
O≤0.01质量％，
W≤0.30质量％，
Co≤0.30质量％，
V≤0.12质量％，
Nb≤0.05质量％，
Ta≤0.05质量％，
Ti≤0.12质量％，
Zr≤0.12质量％，
B≤0.0001质量％，
Ca≤0.0005质量％，
Se≤0.03质量％，
Te≤0.005质量％，
Bi≤0.01质量％，
Pb≤0.03质量％，
Mg≤0.02质量％，或
REM≤0.10质量％。
1.1.2.次要组成元素
除了上述主要构成元素以外，根据本发明的预硬化钢材还可包含选自下列元素中的一种元素或两种以上的元素。添加元素的种类、其组成范围以及限制该组成范围的原因如下。
(11)0.30质量％<W≤1.00质量％：
(12)0.30质量％<Co≤2.00质量％：
根据本发明的预硬化钢材具有较低的C含量，因此在一些情况下难以确保34HRC的硬度。在这种情况下，可选择性地添加W或Co来确保强度。为了获得这种效果，W含量和Co含量各自优选在上述范围内。可添加W和Co中的任一者或这两者。
(13)0.0001质量％<B≤0.0050质量％：
作为提高淬透性的措施，添加B也是有效的。B对于提高机械加工性也是有效的。可通过形成BN来实现机械加工性的提高。BN具有与石墨相似的性能，并降低了切削阻力，同时提高了切屑破碎性。在本发明的杂质水平(N≤0.015质量％)中N是足够的。在钢中存在B和BN的情况下，同时提高了淬透性和机械加工性。为了获得这种效果，B含量优选在上述范围内。
(14)0.0005质量％<Ca≤0.2000质量％：
(15)0.03质量％<Se≤0.50质量％：
(16)0.005质量％<Te≤0.100质量％：
(17)0.01质量％<Bi≤0.50质量％：
(18)0.03质量％<Pb≤0.50质量％：
为了提高机械加工性，选择性添加Ca、Se、Te、Bi和/或Pb也是有效的。由这些元素形成的易切削化合物比MnS更微细，并且比MnS的延展性小。因此，该易切削化合物对冲击值的不利影响程度小于MnS。为了获得这种效果，上述元素各自的含量优选在上述范围内。可添加选自上述元素中的一种元素或两种以上的元素。
1.2.截面尺寸
根据本发明的预硬化钢材具有宽度为350mm以上且高度为350mm以上的截面尺寸。
这里，“宽度”和“高度”是指当对材料进行热塑性加工时，与材料的长度最终延伸的方向(所谓的“纤维方向”)垂直的截面的尺寸。对于将哪一个尺寸作为宽度和将哪一个尺寸作为高度，这里将较小的值定义为高度。即使在从非常大的原材料或非常长的原材料中切割钢材而使得无法从外观上清楚地判断出纤维方向的情况下，也可通过微观结构确定纤维方向。具体而言，可通过评估偏析方向、夹杂物的分布、夹杂物的伸长方向等来确定纤维方向。
根据本发明的预硬化钢材不仅具有大的截面尺寸，而且在截面的整个区域上满足以下所述的关于硬度、原奥氏体晶粒尺寸和冲击值的条件。如下所述，可通过反复地对具有预定组成范围的钢材进行多次硬化来获得预硬化钢材。因此，与常规钢材相比，根据本发明的预硬化钢材具有较小的截面尺寸限制。本发明中的截面尺寸将主要受到通过一次熔融和铸造获得的熔融钢的量的限制。然而，将截面尺寸增加至超过需要尺寸并没有实际益处。
以下所述的方法可制造宽度为3,000mm以下、2,800mm以下或2,600mm以下的钢材。
以下所述的方法可制造高度为1,500mm以下、1,400mm以下或1,300mm以下的钢材。
基于熔融钢的量和截面尺寸来确定根据本发明的预硬化钢材在纤维方向上的长度。以下所述的方法可制造纤维方向上的长度为200mm以上、1,000mm以上或2,000以上的钢材。纤维方向上的最大长度可以为18,000mm以下。
1.3.硬度
根据本发明的预硬化钢材的硬度为34HRC至43HRC。在钢材截面的整个区域均满足该值。硬度优选为34HRC至42HRC，并且更优选为35HRC至42HRC。可以在室温(约16在至30在)下，在钢材的抛光或磨削表面上通过使用洛氏硬度计来测定硬度。在本发明中，采用五个或六个测量点处的值的平均值作为硬度。
1.4.原奥氏体晶粒尺寸
根据本发明的预硬化钢材的原奥氏体晶粒尺寸的平均值为85μm以下。“平均值”是指在钢材截面的整个区域(或截面中的代表性部分)上测量的原奥氏体晶粒尺寸值的平均值。
根据本发明的预硬化钢材可通过在预定条件下进行多次硬化来制造。因此，与具有相同截面尺寸的常规钢材相比，本发明的原奥氏体晶粒尺寸的平均值较小。通过优化制造条件，原奥氏体晶粒尺寸的平均值可以达到80μm以下、75μm以下或70μm以下。
原奥氏体晶粒尺寸是指基于硬化后的微观结构(马氏体或贝氏体)而确定的“硬化期间”的奥氏体晶粒尺寸。当用酸对硬化钢材料进行蚀刻以暴露出微观结构并用光学显微镜以50至200倍的放大倍率对其进行观察时，可以通过颜色对比和清晰的线性晶粒边界来确定原奥氏体晶粒。在对比度或晶粒边界不清楚的情况下，可通过分析晶体取向来确定晶粒。在这种情况下，将相邻晶粒的取向之间的差值为15°以上的原奥氏体晶粒边界定义为晶粒边界。
对已通过上述方法清楚地观察到原奥氏体晶粒边界的硬化微观结构，观察其宽度范围并计算原奥氏体晶粒尺寸。为了计算，通过图像处理来获得观察视野内的晶粒的数目n(10以上)和晶粒面积的总和S，由此获得一个原奥氏体晶粒的平均面积A(＝S/n)，并将面积为A的真圆的直径设定为原奥氏体晶粒尺寸的平均值。
为了计算原奥氏体晶粒尺寸的平均值，也可使用晶粒尺寸数目G。由G计算预定的观察区域内存在的原奥氏体晶粒的数目。
1.5.冲击值
根据本发明的预硬化钢材的冲击值的平均值为18J/cm2以上。“冲击值”是指将U型缺口冲击试验中的吸收能除以试验片的截面面积而得到的值。“平均值”是指在钢材截面的整个区域(或截面中的代表性部分)上测量的冲击值的数值的平均值。在本发明中，当试验片在室温(室温在16℃至30℃的范围内)下受到冲击而断裂时，通过将吸收能[J]除以U型缺口试验片(试验片长度：55mm，试验片宽度：10mm，试验片高度：10mm，缺口深度：8mm，缺口底部半径：1mm)的截面面积0.8cm2来获得冲击值。将10个试验片的平均值定义为“冲击值的平均值”。
根据本发明的预硬化钢材可通过在预定条件下进行多次硬化来制造。因此，与具有相同的截面尺寸的常规钢材相比，本发明的冲击值的平均值较小。通过优化制造条件，冲击值的平均值可以达到19J/cm2以上、20J/cm2以上、或21J/cm2以上。
2.模具
根据本发明的模具由根据本发明的预硬化钢材形成，并且具有这样的尺寸，其中在垂直方向、水平方向和高度方向这三个方向中至少两个方向上的最大值为350mm以上。
尽管根据本发明的预硬化钢材的截面尺寸大，但是其仍具有较高的硬度和冲击值。因此，根据本发明的预硬化钢材尤其适合作为大尺寸模具的原材料。
3.模具部件
根据本发明的模具部件由根据本发明的预硬化钢材形成，并且具有这样的尺寸，其中在垂直方向、水平方向和高度方向的三个方向中至少两个方向上的最大值为350mm以上。
尽管根据本发明的预硬化钢材的截面尺寸大，但是其仍具有较高的硬度和冲击值。因此，根据本发明的预硬化钢材尤其适合作为大尺寸模具部件的原材料。
大尺寸模具部件的例子包括浇口芯(sprue core)、嵌件(insert)和主模具。
4.预硬化钢的制造方法
根据本发明的预硬化钢材可通过以下方法制造，该方法包括：
(a)对经过混合以获得预定组成范围的原材料进行熔融和铸造，从而制备钢锭；
(b)将所得的钢锭均质化；
(c)对均质化的钢锭进行塑性加工；
(d)对经过塑性加工的材料进行多次硬化；以及
(e)对经硬化的材料进行回火。
所得的预硬化钢在机械加工后用于各种应用。
4.1.熔融和铸造步骤
首先，将经过混合以获得预定组成范围的原材料熔融并铸造(熔融和铸造步骤)，从而制备钢锭。对熔融方法及其条件、以及铸造方法及其条件没有特别的限制。可根据目的选择最佳的方法和条件。
4.2.均质化步骤
接着，将所得的钢锭均质化(均质化步骤)。进行均质化的目的是为了消除熔融和铸造期间出现的偏析。对均质化条件没有特别的限制，只要能够实现该目的即可。虽然最佳的均质化条件取决于钢材的组成和截面尺寸，但是最佳的均质化条件通常可为1,100℃至1,350℃，以及4小时至100小时。
4.3.塑性加工步骤
接着，对均质化的钢锭进行塑性加工。进行塑性加工的目的是为了获得理想的形状和细化铸造结构。对塑性加工的方法和条件没有特别的限制，只要能够实现该目的即可。
4.4.硬化步骤
接着，对经过塑性加工的材料进行多次硬化(反复硬化步骤)。即使在钢材具有大的截面尺寸的情况下，也可通过反复地进行硬化，从而将原奥氏体晶粒尺寸的平均值调节至预定值以下。
4.4.1.硬化温度
在硬化温度过低的情况下，铁素体相并不充分消失，并且硬化不充分。因此，硬化温度优选为(AC3点(铁素体相消失的温度)-30℃)以上。硬化温度优选为(AC3点-25℃)以上，并且更优选为(AC3点-20℃)以上。
另一方面，在硬化温度过高的情况下，奥氏体晶粒在硬化温度下加热的期间会粗化。因此，硬化温度优选为(AC3点+60℃)以下。硬化温度更优选为(AC3点+57℃)以下，并且还优选为(AC3点+55℃)以下。
4.4.2.冷却速率
根据本发明的预硬化钢材的冲击值取决于硬化时的冷却速率和原奥氏体晶粒尺寸。与通常的钢材不同，根据本发明的预硬化钢的冲击值在一定的冷却速率下达到最大值。此外，随着原奥氏体晶粒尺寸减小，冲击值增大。因此，冷却速率过高和冷却速率过低中的任一情况均会引起外围部分或中心部分的冲击值降低。最佳的硬化速率取决于钢材的组成、截面尺寸、原奥氏体晶粒尺寸等。因此，优选根据这些条件选择最佳的冷却速率。
作为硬化期间的冷却剂，推荐(例如)120℃以下的油、95℃以下的水、高压惰性气体和空气。此外，还推荐通过对流来强制循环冷却剂。为了使表面和内部的冷却速率尽可能相互接近，可以在冷却期间将温度保持恒定(等温保持)，或可以在冷却过程中多次改变冷却剂的种类或对流强度。
4.4.3.硬化次数
根据本发明的预硬化钢在AC3点附近反复地硬化。此时，详细地研究了其微观结构的变化。结果发现硬化加热期间发生了以下现象：
(a)由作为初始微观结构的贝氏体或马氏体生成细奥氏体晶粒；
(b)生成细晶粒的部分是加热前的贝氏体或马氏体的原奥氏体晶粒边界；
(c)细晶粒扩大其面积并进入原奥氏体晶粒的内部，使得微观结构的整个表面被细晶粒取代；
这种现象与奥氏体微观结构通过塑性加工重结晶的行为非常相似。
在作为初始微观结构的贝氏体或马氏体的原奥氏体晶粒过粗的情况下，仅通过一次硬化无法充分地进行用细晶粒代替原奥氏体晶粒。因此，在将材料保持在硬化温度时的奥氏体微观结构中，残留有粗晶粒，从而形成显著的混合晶粒结构。
另一方面，即使在作为初始微观结构的贝氏体或马氏体的原奥氏体晶粒过粗的情况下，也要通过在AC3点附近多次重复硬化来重复细晶粒的细化。其结果是，未被替换而残留的粗晶粒的量逐渐减少，并且最终使微观结构的整个表面被细晶粒取代。
为了获得这种效果，硬化次数优选为2次以上。硬化次数优选为3次以上，并且更优选为4次以上。
另一方面，硬化次数增加至超过必要次数并没有实际益处，并且还会使成本增加。因此，硬化次数优选为7次以下。硬化次数优选为6次以下，并且更优选为5次以下。
4.5.回火步骤
接着，将经硬化的材料回火(回火步骤)。对回火的条件没有特别的限制，并且可根据目的选择最佳的条件。虽然最佳的回火条件取决于钢材的组成和截面尺寸，但最佳的回火条件通常可为500℃至600℃，以及0.5小时至12小时。为了将马氏体或贝氏体(其通过经回火而分解保留下来的奥氏体而产生)回火从而调节硬度，可反复多次回火。在本发明的部件体系中，回火也将被称为“老化”。
5.效果
通常，在将预硬化钢材硬化和回火的情况下，随着钢材的截面面积增大，中心部分的冷却速率降低。因此，中心部分的晶粒尺寸增大，并且冲击值降低。为了解决这个问题，提高冷却速率也是值得考虑的。然而，在钢材的截面面积超过预定尺寸的情况下，提高冷却速率存在限制。
另一方面，当对具有预定组成和大的截面尺寸的预硬化钢材进行多次硬化时，即使在冷却速率存在限制的情况下，也能够减小中心部分的晶粒尺寸。此外，根据本发明的预硬化钢材的冲击值在一定的冷却速率下达到最大值。因此，即使在具有大的截面面积的钢材中，钢材在截面的整个区域中也具有细晶粒微观结构，并且在截面的整个区域中具有更高的硬度和冲击值。
实施例
(实施例1：原奥氏体晶粒尺寸与硬化次数的关系)
1.样品的制备
将具有由0.14C-0.45Si-1.5Mn-0.0090S-0.91Cu-3.13Ni-0.25Cr-0.25Mo-1.10Al(以下称为“钢A”)表示的化学组成的预硬化钢材熔融并铸造，从而制备钢锭。然后，将所得的钢锭在1,280℃下均质化24小时，然后进行塑性加工，从而获得具有宽度为1,050mm和高度为700mm的截面尺寸的钢材。在热塑性加工中，通过道次安排(pass schedule)和温度管理来控制硬化前的原奥氏体晶粒尺寸。
接着，将所得的钢材反复地硬化1至6次。硬化期间的加热条件均为872℃和30分钟。作为冷却剂，使用了25℃至45℃的水。
2.试验方法
用显微镜观察硬化前后的微观结构的变化。此外，由微观结构图像测量原奥氏体晶粒尺寸。确定晶粒尺寸的方法如下：
用酸蚀刻硬化前后的微观结构，并用显微镜观察上述微观结构之间的差异。此外，由马氏体或贝氏体的微观结构图像测量相变前奥氏体微观结构的晶粒尺寸(原奥氏体晶粒尺寸)。侵蚀原奥氏体晶粒边界并观察到呈线状。在晶粒边界不清晰的情况下，不仅要考虑表现为间断线状的原奥氏体晶粒边界，还要考虑马氏体或贝氏体的块状边界，从而综合确定晶粒边界。此外，还可通过电子背散射衍射图(EBSD)法分析晶体取向，从而确定晶粒边界。在这种情况下，将相邻晶粒的取向之间的差值为15°以上的原奥氏体晶粒边界定义为“晶粒边界”。
3.结果
3.1.微观结构
图1A、图1B和图1C为示出根据本发明的预硬化钢材(钢A)的硬化前的微观结构(图1A)、第一次硬化后的微观结构(图1B)和第三次硬化后的微观结构(图1C)的图像。如图1A所示，在硬化前的钢A中，微观结构主要由马氏体形成，其原奥氏体晶粒尺寸的平均值为195μm。
如图1B所示，在第一次硬化后的钢A中，晶粒尺寸没有充分减小，并且在视野的左下区域中观察到未被细晶粒代替而残留的粗晶粒。在这种情况下，生成的细晶粒数量不足。因此，即使延长在872℃下的保持时间的情况下，只要硬化次数是1次，则表面也不能完全被细晶粒代替。
另一方面，如图1C所示，在第三次硬化后的钢A中，整个表面被平均晶粒尺寸为约25μm的细晶粒代替。
3.2.原奥氏体晶粒尺寸
图2示出了硬化次数和奥氏体晶粒尺寸之间的关系。在图2中，dγ0代表硬化前的初始原奥氏体晶粒尺寸。可从图2中看出以下情况。(a)在dγ0为10μm的情况下，原奥氏体晶粒尺寸通过反复硬化而增大。据认为这是因为晶粒在硬化过程中由于加热而生长。(b)在dγ0为40μm以上的情况下，随着硬化次数的增加，原奥氏体晶粒尺寸dγ的减小速率增大。尤其是在dγ0大于100μm的情况下，dγ的减小速率大。(c)无论dγ0如何，通过进行三次硬化，原奥氏体晶粒尺寸成为基本上由硬化温度决定的值(约25μm)。
用于图1A、1B、1C和2的评估的钢A的Ac3点(加热速率：100℃/Hr至200℃/Hr)会根据组成和加热速率而变化，但通常在825℃至880℃的范围内。即，在图1A、1B、1C和2的实验中采用的872℃的硬化温度非常接近Ac3点。在钢A中，推荐使用870℃<硬化温度≤940℃。化学组分会影响Ac3点。例如，如果Cr含量增大，Ac3点也会升高。推荐在这个温度范围内的硬化次数为从2次至6次。在这个组分系统中，Ac3点也将被称为Af点，但关键是Ac3点(Af点)是铁素体相(马氏体或贝氏体)消失的温度。
(实施例2：冲击值与冷却速率的关系)
1.试验方法
由实施例1中制备的硬化前的钢A来制备U型缺口试验片(宽度：10mm，高度：10mm，缺口深度：8mm，缺口底部半径：1mm)。将所得的试验片在各种条件下硬化，使得硬化期间的奥氏体晶粒尺寸dγ为25μm、85μm、或150μm。通过控制初始晶粒尺寸dγ0和硬化条件来调节硬化期间的奥氏体晶粒尺寸dγ。在1℃/min至100℃/min的范围内调节试验片的冷却速率(从550℃至250℃)。控制冷却速率的温度范围的下限为250℃的原因是钢A的马氏体相变的最终温度在250℃至300℃的范围内。
硬化后，将试验片回火，使得硬度为38HRC，并评估冲击值。
2.结果
图3、4和5示出了在奥氏体晶粒尺寸为25μm、85μm、或150μm的情况下，冷却速率和冲击值之间的关系。在图3、4和5中，与横轴平行的虚线表示冲击值为18J/cm2。
通常，随着冷却速率增大，钢的冲击值增大。然而，如图3、4和5所示，在特定的冷却速率范围内，钢A的冲击值高(最大)。在冷却速率过高的情况下，冲击值降低。此外，据发现即使在Ni-Al-Cu钢、具有低Cu含量的Ni-Al钢、以及具有低Ni含量和低Al含量的Cu钢中，也会发生上述现象。此外，还发现了即使在这些钢中，上述现象尤其会在Mn含量高且Cr含量低的情况下出现。
3.提高钢材的截面中的整个部分的冲击值的措施
通过利用本发明发现的在特定组分系统中出现的非常独特的现象，可提高钢A的截面的整个部分的冲击值。以下将具体描述该方法。
注塑成型用模具在冲击值低于18J/cm2的情况下容易破裂。因此，在模具用钢材的预硬化中，必须要建立措施来将回火后的冲击值提高至“在钢材截面的整个部分中高于18J/cm2”。为了确保冲击值，应当考虑两个因素，其包括硬化期间的奥氏体晶粒尺寸和冷却速率。
图6示出了当对高度为H(mm)、宽度W为1,320mm且长度为L(1,320mm以上)的块状钢材进行硬化时，中心部分从550℃到250℃的平均冷却速率(中心部分的冷却速率)。即使当使用40℃的低温油快速冷却进行硬化时，在钢材的高度(厚度)为350mm以上的情况下，钢材的中心部分的冷却速率会降低至7℃/min以下。在用水冷却的情况下，可进一步提高冷却速率，但仍难以将具有大的截面尺寸的钢材的中心部分的冷却速率提高至10℃/min以上。另一方面，钢材的表面部分(表面中心部分或拐角部分)的冷却速率通常为50℃/min以上。这样，在钢材的截面中，冷却速率存在相当大的差异。
接着，在理解了各部分间冷却速率的差异和冷却速率的绝对值后，将详细描述与硬化过程中的晶粒细化结合的“提高钢材的截面的整个部分中的冲击值的方法”。
如图6所示，在钢材具有宽度为350mm以上且高度为350mm以上的大的截面尺寸，并且用于硬化的冷却剂为强制空气、高温油、或低温惰性气体的情况下，尤其是在钢材的中心部分附近的硬化速率降低至7℃/min以下。此时，在硬化期间的钢材的中心部分的奥氏体晶粒尺寸高达150μm以上的情况下，不能满足18J/cm2以上的冲击值。
另一方面，在本发明中，如图1A至5所示，采用了以下硬化措施：(a)通过反复硬化将奥氏体晶粒尺寸(平均值)减小至85μm以下；(b)将中心部分的冷却速率(从550℃至250℃)调节至5℃/min以上；以及(c)将表面部分的冷却速率调节至90℃/min以下。其结果是，可以在截面的整个部分中稳定地实现18J/cm2以上的冲击值。
这里，至少在最终硬化时，冷却速率必须保持在5℃/min至90℃/min的范围内。例如，在总共进行三次硬化的情况下，第一次硬化和第二次硬化的冷却速率可以在上述范围以外，但第一次硬化和第二次硬化的冷却速率优选在上述范围以内。
通常，基于对冲击值随着冷却速率的增大而升高的理解，而将钢材以尽可能高的速率硬化。然而，据发现在钢A的组分体系(化学组成)中，通过快速冷却，表面部分(表面部分处的冷却速率高)的冲击值却降低。在晶粒粗大的情况下会出现这一趋势。
在晶粒极细的情况下，即使当中心部分的冷却速率为1℃/min时，也可获得18J/cm2以上的冲击值，并且不必非常注意钢材内部的硬化速率的降低。此外，在晶粒极细的情况下，即使当表面部分的冷却速率为90℃/min以上时，也可获得18J/cm2以上的冲击值，并且不必非常注意表面部分的快速冷却。由此看来，细化晶粒是非常重要的。
相反地，在硬化期间的奥氏体晶粒非常粗大的情况下，由图5可容易地估计：当晶粒尺寸在本发明的范围以外时，即使在中心部分的硬化速率为7℃/min以下并且表面部分的硬化速率为50℃/min以上时，也不能稳定地获得18J/cm2以上的冲击值。即，在这种情况下，如图6所述，在具有大的截面尺寸的钢材的中心部分和表面部分的冷却速率范围内的任何硬化速率下均不能获得18J/cm2以上的冲击值。
在硬化期间的奥氏体晶粒较细的情况下，即使冷却速率为1℃/min，也可获得18J/cm2以上的冲击值。然而，冷却速率优选为2℃/min以上。其原因在于，当通过蚀刻剂暴露微观结构并使用光学显微镜在100至400倍的放大倍数下观察时，显现为黑色的散射微观结构变得明显。当使用SEM在高放大倍数下观察时，发现了大量的碳化物出现在显现为黑色的区域，并且当用光学显微镜观察时，该碳化物显现为黑色。这种微观结构的不均匀性会在模具的镜面抛光和化学刻蚀(所谓的压印加工等)期间引起麻烦。因此，最好避免微观结构的不均匀性。
(比较例1：5Cr模具钢的反复硬化)
1.试验方法
将5Cr模具钢材反复硬化。钢材的截面尺寸具有410mm的高度和820mm的宽度。在第一次处理中，将钢材在1,030℃下保持3小时，并浸入80℃的油中进行硬化，然后在580℃和610℃下对钢材进行回火两次。接着，在第二次处理中，将钢材在1,030℃下保持3小时，然后浸入80℃的油中进行硬化。这样，进行了反复硬化。
2.结果
钢A显示了可通过反复硬化来细化硬化期间的奥氏体晶粒。这是钢A的组分体系特有的现象。通常，如本发明中那样，在硬化前模具用钢材的微观结构由马氏体或贝氏体形成的情况下，硬化期间会生成粗晶粒而不能获得细晶粒。这种情况的例子是5Cr模具钢。图7A示出了5Cr模具钢材的回火马氏体微观结构(经过一次硬化和回火的微观结构)。图7B示出了图7A所示的5Cr模具钢材经过再硬化后的微观结构。
图7A示出了马氏体微观结构，并且从图7A可以看出，硬化期间的原奥氏体晶粒尺寸是微细尺寸，其尺寸为25μm至30μm。图7B示出了图7A的5Cr模具钢材经过再硬化后的微观结构，而原奥氏体晶粒尺寸变得非常粗大，其尺寸为100μm至300μm。
这样，模具用钢的一般或常规认可的特性为：当进行所谓的“再硬化”(将马氏体或贝氏体再次硬化)时，晶粒尺寸增大(变粗大)。
另一方面，如图1A、1B、1C和2所示，根据本发明的组分系统具有非常独特的特性，即：不考虑“作为原微观结构的马氏体被硬化”这一事实，通过硬化减小了晶粒尺寸。
在诸如所谓的SC或SCR之类的结构钢中，可将硬化前的微观结构控制为铁素体-珠光体微观结构，并且可通过进行一次硬化来减小粗铁素体-珠光体微观结构的晶粒尺寸。然而，从奥氏体成核位置的角度出发，这种硬化本质上不同于马氏体或贝氏体为原微观结构的硬化。
(实施例3和比较例2)
1.样品的制备
将具有表1所示的化学组成的每种钢熔融并铸造成10吨的钢锭。将钢锭在1,240℃下浸渍，进行热塑性加工，锻造成具有高度为410mm且宽度为820mm的矩形截面，然后冷却至约100℃。在表1中，钢A1至A17表示组成在本发明范围内的钢材(实施例3)。钢B1至B5表示组成不在本发明范围内的钢材(比较例2)。
将矩形材料硬化以具有马氏体或贝氏体的微观结构，并且当将该矩形材料静置时，可能会发生季节性破裂。为了避免季节性破裂，在完成热塑性加工后，要立即将矩形材料在580℃下加热8小时以进行回火，然后冷却至室温。
由矩形材料制备小块，其用于对硬化过程中的微观结构变化进行基础研究。具体而言，从矩形材料中切割出厚度为50mm的板(410mm×820mm×50mm)，并通过机械加工由该板制备尺寸为15mm×15mm×20mm的块体。
将这种块体在1,160℃下加热3小时来获得模拟热塑性加工的粗奥氏体晶粒，然后冷却至室温。当观察到所得的马氏体微观结构时，发现在1,160℃下加热3小时后，原奥氏体晶粒尺寸的平均值为223μm。以这种状态作为初始状态，研究了通过反复硬化引起的微观结构的变化。
2.验证
2.1.验证1：在Ac3点附近反复硬化
2.1.1.试验方法
将22种块体在表2所示的温度下反复硬化四次。表2中的Ac3点是指由块体制备尺寸为4mm直径×10mm厚的试验片，以200℃/小时的速率加热试验片，由此测得的Ac3转变点。基于该Ac3点，将块体反复硬化四次的硬化温度设定为(Ac3点-18℃)≤硬化温度≤(Ac3点+52℃)。为了使奥氏体中的合金元素充分固溶，将在硬化温度下的保持时间设定为5小时。
2.1.2.结果
表2示出了当硬化次数为1至4次时的原奥氏体晶粒尺寸的平均值(μm)。可从表2看出以下情况。(1)钢B1至B5示出了作为模具用钢的一般特性：通过反复硬化不会减小晶粒尺寸，即，通过所谓的“将马氏体(或贝氏体)再硬化”不会减小晶粒尺寸。(2)在钢A1至A17中，通过反复硬化促进了晶粒细化，并且至少在第三次硬化后，晶粒尺寸为85μm以下。第四次硬化和第三次硬化之间的晶粒尺寸的差异小。如本例的情形，在初始晶粒尺寸为223μm的情况下，据认为进行三次反复硬化是足够的。(3)另一方面，在初始晶粒尺寸更大，(例如)具有极大的截面尺寸的矩形钢的中心部分或表面侧死金属区(由于温度降低或由于高摩擦系数使得难以通过再结晶降低晶粒尺寸，因使用热塑性加工工具的几何因素而受限并且不大可能发生形变的部分)的情况下，据推测需要四次以上的反复硬化。(4)相反地，在初始晶粒尺寸不太大的情况下，反复硬化两次可能就足够了。实际上，在除钢A15和钢A17以外的钢中，第二次硬化后的晶粒尺寸减小至85μm以下。然而，不能说一些钢的晶粒细化是足够的。
2.2.验证2：在低于(Ac3点-30℃)下反复硬化
2.2.1.试验方法
关于已确认了通过在Ac3点附近反复硬化实现了晶粒细化的钢A1至A17，验证在硬化温度<(Ac3-30℃)下的反复硬化。将块体反复硬化四次的硬化温度设定为(Ac3点-60℃)≤硬化温度≤(Ac3点-42℃)。根据表2的实验(验证1)，将在硬化温度下的保持时间设定为5小时。
2.2.2.结果
表3示出了当硬化次数为1至4次时的原奥氏体晶粒尺寸的平均值[μm]。可从表3看出以下情况。(1)在所有钢A1至A17中，原奥氏体晶粒尺寸不能减小至85μm以下。尽管组分与表2的相应实验(验证1)相同，并且硬化温度低于表2的相应实验(验证1)，但与初始的大晶粒尺寸相比，晶粒尺寸的变化小。这里，平均晶粒尺寸示于表3，但实际上产生了显著的混合晶粒结构。在细晶粒部分中，存在晶粒尺寸为大约20μm的晶粒。然而，绝大部分由晶粒尺寸与初始大晶粒尺寸类似的大晶粒占据。随着硬化次数减少，粗晶粒的比例增大。(2)在该验证中，硬化是在奥氏体化不充分的状态下进行的。因此，可能发生诸如所谓的“记忆效应”之类的现象。在任一种情况下，在显著低于Ac3点的温度下反复硬化时，即使在本发明的化学组成范围内，也不能获得晶粒尺寸为85μm以下的细晶粒微观结构。
2.3.验证3：在高于(Ac3点+60℃)下反复硬化
2.3.1.试验方法
关于已确认了通过在Ac3点附近反复硬化而实现晶粒细化的钢A1至A17，确认在(Ac3+60℃)<硬化温度下的反复硬化。将块体反复硬化四次的硬化温度设定为(Ac3点+63℃)≤硬化温度≤(Ac3点+90℃)。根据表2的实验(验证1)，将在硬化温度下的保持时间设定为5小时。
2.3.2.结果
表4示出了当硬化次数为1至4次时的原奥氏体晶粒尺寸的平均值[μm]。可从表4看出以下情况。(1)在所有钢A1至A17中，原奥氏体晶粒尺寸不能减小至85μm以下。与表3的实验(验证2)不同的是，初始大晶粒尺寸减小，但由于高温，难以通过扩散抑制晶粒边界的移动(即，晶粒生长)。在显著高于Ac3点的温度下反复硬化时，即使在本发明的化学组成范围内，也不能获得晶粒尺寸为85μm以下的细晶粒微观结构。(2)还可考虑进一步增加硬化次数的方法。然而，第三次硬化后和第四次硬化后的晶粒尺寸之间只有很小的差异。因此可以确定，即使硬化次数为5次以上，在该温度范围内也难以稳定地获得晶粒尺寸为85μm以下的晶粒。
2.4.验证4：通过反复硬化提高冲击值的效果
2.4.1.试验方法
验证了在Ac3点附近反复硬化三次的情况下，具有大截面尺寸的钢材的整个部分是否能获得高冲击值。原材料为高度为410mm且宽度为820mm的矩形材料，并且是由在切割片材(410mm×820mm×50mm)以用于制备2.1至2.3(验证1至3)中使用的块体后残留的剩余物制成的。
从这种原材料中切割出两个长度为1,400mm的样品。在原材料中，表面部分附近的原奥氏体晶粒尺寸为约70μm，而中心部分附近的原奥氏体晶粒尺寸为约220μm。因此，截面中的晶粒尺寸存在差异。其原因为热塑性加工或应变历史期间的温度变化。
作为用于硬化的冷却，在最初的两次硬化中采用强制空气冷却(直至中心部分的温度达到200℃)。在最后的第三次硬化中，采用水冷却或油冷却。对于第三次硬化的方法，通过数值分析评估硬化过程中的中心部分和表面部分的温度转变，并且考虑冷却速率来设计工艺。
“硬化方法A”是将钢材浸入产生强制对流的40℃的水的工艺。在方法A中，钢材在水中冷却直至中心部分的温度达到200℃以下。在方法A中，表面部分的拐角处的冷却速率(从550℃至250℃)为约150℃/min，而中心部分的冷却速率为约7℃/min。
“硬化方法B”是将钢材浸入产生强制对流的80℃的油中的工艺。在方法B中，将钢材从油中拉出数次以对表面进行再加热，然后再次浸入油中。重复该操作直至将中心部分的温度冷却至200℃以下。在方法B中，表面部分的拐角处的冷却速率(从550℃至250℃)为约70℃/min，而中心部分的冷却速率为约4℃/min。
第三次硬化后，将钢材在520℃至560℃下回火，使其具有约40HRC的硬度。然后，从原材料的表面部分的拐角、中心部分附近以及两者之间的中间部分均切割出10个冲击试验片(上述U型缺口试验片)。在室温下评估冲击值，并计算10个试验片的平均值。
2.4.2.结果
表5示出了每个部分的冲击值(10个试验片的平均值)。作为参考，表5还示出了第三次硬化中的原奥氏体晶粒尺寸。可从表5看出以下情况。(1)冲击值根据硬化方法和所选部分的不同而改变，但在所有钢A1至A17中的平均值均为18J/cm2以上。顺便提及，对于具有略大的晶粒尺寸的钢A15和钢A17，在使用硬化方法A的情况下的拐角附近，尽管平均值为18J/cm2，但10个试验片中仍有一个或两个试验片低于18J/cm2。因此，从稳定性角度出发，钢A15和钢A17不是完美的。这是本发明的组分体系(化学组成)的特性表现的结果，即，在冷却速率过大的情况下，冲击值反而降低。(2)即使在钢A15和钢A17中，在将截面中的冷却速率的差异限制在狭窄范围内的硬化方法B中，冲击值也是高度稳定的。其原因如下。在通常的模具用钢中，冲击值随冷却速率降低而减小。然而，在根据本发明的组分体系中，在冷却速率处于10℃/min至20℃/min以上的范围内的情况下，冲击值随冷却速率的降低而提高。(3)在其他钢中，冲击值高度稳定在21J/cm2以上。
发现了通过在如上所述的Ac3点附近反复硬化，可使截面中的晶粒尺寸分布均匀，并可稳定地获得高冲击值。此外，如果同时控制冷却速率，则即使在晶粒略粗大的情况下，也可有效地获得高冲击值。
以上，已经描述了本发明的实施方案。然而，本发明不限于上述实施方案，并可在不脱离本发明范围的范围内进行各种改变和修改。
本申请基于2017年4月19日提交的日本专利申请No.2017-083121和2018年1月18日提交的日本专利申请No.2018-006778，其内容通过引用并入本文。
工业实用性
根据本发明的预硬化钢材可用于模具或模具部件，该模具或模具部件可用于塑料或树脂注射成型、橡胶成型或成形、CFPR成型、成形或加工等。
此外，将根据本发明的预硬化钢材与表面处理(例如喷丸硬化、碳氮化、氮化、PVD、CVD、镀覆)一起组合使用也是有效的。
此外，根据本发明的预硬化钢材也可用于用作增材制造(例如，3D打印)的粉末或片材。根据本发明的预硬化钢材在形成线材形状后，其还可用于模具或模具部件的焊接修复。

Claims (6)

1.一种预硬化钢材，其包含：
0.05质量％≤C≤0.25质量％，
0.01质量％≤Si≤1.00质量％，
0.40质量％≤Mn≤1.80质量％，
0.0002质量％≤S≤0.3000质量％，
0.30质量％≤Cu≤1.80质量％，
2.00质量％≤Ni≤3.90质量％，
0.05质量％≤Cr≤3.20质量％，
0.05质量％≤Mo≤0.80质量％，以及
0.30质量％≤Al≤1.50质量％，并且
任选地包含：
W≤1.00质量％，
Co≤2.00质量％，
B≤0.0050质量％，
Ca≤0.2000质量％，
Se≤0.50质量％，
Te≤0.100质量％，
Bi≤0.50质量％，以及
Pb≤0.50质量％，
余量为铁和不可避免的杂质，
其中所述预硬化钢材具有：
宽度为350mm以上且高度为350mm以上的截面尺寸，
34HRC至43HRC的硬度，
85μm以下的原奥氏体晶粒尺寸的平均值，以及
18J/cm2以上的冲击值的平均值。
2.根据权利要求1所述的预硬化钢材，其包含选自由下列元素所组成的组中的至少一种元素：
0.30质量％<W≤1.00质量％，以及
0.30质量％<Co≤2.00质量％。
3.根据权利要求1所述的预硬化钢材，其包含：
0.0001质量％<B≤0.0050质量％。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的预硬化钢材，其包含选自由下列元素所组成的组中的至少一种元素：
0.0005质量％<Ca≤0.2000质量％，
0.03质量％<Se≤0.50质量％，
0.005质量％<Te≤0.100质量％，
0.01质量％<Bi≤0.50质量％，以及
0.03质量％<Pb≤0.50质量％。
5.一种模具，其包含根据权利要求1至4中任一项所述的预硬化钢材，并且具有这样的尺寸，其中在垂直方向、水平方向和高度方向这三个方向中的至少两个方向上的最大值为350mm以上。
6.一种模具部件，其包含根据权利要求1至4中任一项所述的预硬化钢材，并且具有这样的尺寸，其中在垂直方向、水平方向和高度方向这三个方向中的至少两个方向上的最大值为350mm以上。
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