CN110343947B - 模具用钢及模具 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种模具用钢，以质量％计，其组成含有：0.35％≤C≤0.40％、0.003％≤Si≤0.20％、0.72％≤Mn≤0.94％、5.65％≤Cr≤6.00％、1.65％≤Mo≤2.00％、0.71％≤V≤0.90％和0.001％≤N≤0.080％，余量为Fe和不可避免的杂质。

Description

模具用钢及模具

技术领域

本发明涉及一种模具用钢，其适合用作模铸、塑料和橡胶的注射成型、锻造等中的模具，并且本发明涉及该模具。

背景技术

由JIS SKD61表示的热加工模具钢已被用作用于制造模铸产品的模铸模具的材料。然而，常规的热加工模具钢不能充分满足模铸模具的材料所需的各种性能。

例如，模铸模具(包括构成模具一部分的部件)是通过以下步骤制造的：依次进行熔化、精炼、铸造、均匀化热处理、热加工、正火、退火、粗加工(粗处理)、淬火和回火以及精加工。

此外，根据需要，可以对模铸模具进行表面改性(PVD、CVD、氮化、喷丸等)。

此处，用于模铸模具的材料需要具有“(1)良好的退火性能”。在上述用于制造模具的方法中的退火用于软化材料，以使其具有易于随后的“粗加工”的硬度。退火越是在短时间内完成，生产率越高，这是优选的。

SKD61是一种5Cr基模具钢，它是模铸钢的代表性钢，通过简单的退火而软化至约85HRB至94HRB，在该退火中，SKD61以15℃/h至30℃/h的速率从870℃至900℃的温度范围冷却至645℃。SKD61的优点之一是其良好的退火性能。

在经退火的材料的硬度超过97HRB的情况中，难以在淬火之前充分地进行粗加工。因此，退火后表现出硬度超过97HRB的钢种必须在退火后在600℃至750℃下额外加热很长一段时间，从而降低其硬度。作为结果，生产率降低，这会导致交货时间延迟和成本增加。另一种5Cr基模具钢与SKD61相比，含有更多Mn、Ni、Cu、Mo等，其具有差的退火性能，这对高淬透性具有不利影响。因此，这种5Cr基模具钢由于退火后的长时间加热而具有生产率降低的问题。

此外，用于模铸模具的材料需要具有“(2)淬火期间大的晶粒度级别数(细晶粒)”。这是为了当将淬火和回火后的材料用作模具时抑制裂纹扩展，以避免模具破裂。这是抗裂纹扩展的晶界。因此，晶粒越细小(相同体积中的晶界越多)，在相同外部条件下裂纹的长度越短，并且模具破裂越困难。当使晶粒保持在一定温度时，随着晶粒被长时间保持，晶粒生长并粗化(晶粒度级别数减小)。

除了良好的退火性能之外，SKD61的另一个优点是淬火期间的晶粒度级别数大(晶粒细小)。在淬火期间，模铸模具在1,030℃下被保持约5小时。然而，即使在这样的长时间保持中，SKD61的奥氏体晶粒的晶粒度级别数仍为7以上，并且奥氏体晶粒细小。另一种5Cr基模具钢包含少量可抑制淬火期间奥氏体晶粒的晶界移动的碳化物，与SKD61相比，该5Cr基模具钢含有较少的C、Si和V。因此，在此类5Cr基模具钢中，晶粒趋于生长并且晶粒度级别数减小。在淬火期间奥氏体晶粒的晶粒度级别数小于5的情况中，当将淬火和回火后的材料用作模具时，在使用期间趋于发生开裂。

此外，用于模铸模具的材料需要具有“(3)即使采用低淬火速率，仍然高的冲击值”。这是为了当将淬火和回火后的材料用作模具时抑制裂纹扩展，以避免模具破裂。在25℃下的冲击值(U型缺口半径：1mm，缺口深度：8mm，缺口截面面积：0.8cm²)为32J/cm²以上的模具不易破裂。在从1,030℃以400℃以下的温度范围对大型模具(重量为250kg以上)进行淬火时，模具内的淬火速率显著降低至约3℃/min(由于质量效应，模具内部非常难以冷却)。在钢材的淬透性差且淬火速率慢(所谓的“慢速淬火”)的情况中，高温下发生贝氏体转变而不是马氏体转变，并且晶粒中的结构(板条状、块状或束状)粗化。作为结果，即使淬火期间的奥氏体晶粒细小，裂纹也趋于沿晶粒中的粗大结构蔓延。因此，此类钢材表现出少量的能量吸收。在400℃以下的温度范围内以约3℃/min淬火速率进行淬火的情况中，淬透性差的SKD61可在高温下引起贝氏体转变。因此，当将SKD61回火至用作模具所需的43HRC的硬度时，难以实现超过32J/cm²的冲击值。

SKD61的缺点之一是其淬透性差。另一种5Cr基模具钢具有高淬透性，与SKD61相比，该5Cr基模具钢含有更多的Mn。因此，即使使用低的淬火速率，此类5Cr基模具钢也能够具有高冲击值。

此外，为了缩短循环时间，提高铸造产品的质量，减少热疲劳开裂并减少焊接，用于模铸模具的材料需要具有“(4)高导热率”。具有高导热率的模具不仅具有良好的冷却效率，而且还受到小的热冲击。作为结果，此类模具可以实现缩短循环时间、提高模铸产品质量和减少模具损坏的优点。

回火后硬度为43HRC的SKD61在25℃下的导热率(通过激光闪光法测量)为23.0W/m/K至24.5W/m/K，该导热率低，因而不适合作为模铸模具。除了淬透性差之外，SKD61的另一个缺点是其导热率低。另一种5Cr基模具钢表现出比SKD61的导热率更高的导热率，与SKD61相比，该5Cr基模具钢含有更少的Si。

下表1通过A、B和C示出了上述常规5Cr基模具钢的性能。如表1所示，常规模具钢中没有一个能满足以下所有要求：(1)良好的退火性能；(2)淬火期间大的晶粒度级别数；(3)即使采用低淬火速率，仍然高的冲击值；以及(4)高导热率。

尽管已经参考将模具用钢用于模铸模具的情况描述了这些问题，但是在模具用钢在诸如塑料的注塑成型之类的其他领域中用于模具的情况中也可产生这些问题。

以下专利文献1公开了一种热加工工具钢，其与SKD61相比具有提高的导热率和冲击值。然而，专利文献1中记载的热加工工具钢的V的添加量低于0.7％，该添加量低，因而与本发明不同。

此外，专利文献1没有公开任何这样的实例，其中元素C、Mn、Cr和Mo的组合满足根据本发明的钢的成分范围。虽然本发明的钢要求C含量为0.35％≤C≤0.40％，但在专利文献1的实施例中，满足C含量要求的实施例仅是发明钢A11和对比钢A10。专利文献1的发明钢A11包含Mn、Mo和V，其含量分别在根据本发明的钢的成分范围之外。专利文献1的对比钢A10包含Si、Mn、Cr、Mo和V，其含量分别在根据本发明的钢的成分范围之外。

以下专利文献2公开了一种热锻钢，其与SKD61相比具有更优异的淬透性和蠕变性。专利文献2中记载的热锻钢在提高淬透性的理念上与根据本发明的钢相似。然而，专利文献2没有考虑退火性能，也没有公开满足根据本发明的钢的Mn和Cr的成分范围的任何实例。此外，专利文献2中记载的热锻钢不旨在具有高导热率。因此，专利文献2的实施例1的Si含量高达0.20％(等于本发明的上限)，并且专利文献2的实施例2的Si含量超过了本发明的上限。

以下专利文献3公开了一种热加工用工具钢，其与SKD61相比具有提高的淬透性。然而，专利文献3没有提及退火性和导热率，并且没有公开满足根据本发明的钢的成分范围的任何实例。在专利文献3的实施例中，C、Si、Mn、Cr、Mo和V六种元素中的至少四种元素在本发明的钢的成分范围之外。此外，专利文献3中记载的热加工用工具钢与本发明的钢的不同之处还在于，Ni为必要元素，其添加量为0.5％以上。

专利文献1：JP-A 2011-1572

专利文献2：JP-A H06-322483

专利文献3：JP-A S62-161942

发明内容

在上述情况下，本发明的目的是提供一种模具用钢及模具，其具有良好的退火性能，即使在淬火中的长时间加热中也能够产生细小的奥氏体晶粒，即使在缓慢淬火中也能够表现出高冲击值，并且具有高导热率。

本发明提供了一种模具用钢，以质量％计，其组成基本上由以下元素构成：

0.35％≤C≤0.40％、

0.003％≤Si≤0.20％、

0.72％≤Mn≤0.94％、

5.65％≤Cr≤6.00％、

1.65％≤Mo≤2.00％、

0.71％≤V≤0.90％和

0.001％≤N≤0.080％，以及

任选地，

W≤5.00％、

Co≤4.00％、

Cu≤1.50％、

Ni≤1.50％、

B≤0.0050％、

Nb≤0.100％、

Ta≤0.100％、

Ti≤0.100％、

Zr≤0.100％、

Al≤1.00％、

S≤0.0500％、

Ca≤0.2000％、

Se≤0.50％、

Te≤0.100％、

Bi≤0.50％和

Pb≤0.50％，

余量为Fe和不可避免的杂质。

在该模具用钢中，以下所示的成分可作为不可避免的杂质以如下范围包含在内：

P≤0.050％、

S≤0.0080％、

Cu≤0.30％、

Ni≤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％，

等等。

根据本发明的模具用钢以质量％计可包含以下元素中的至少一者：

0.30％<W≤5.00％和

0.30％<Co≤4.00％。

根据本发明的模具用钢以质量％计可包含以下元素中的至少一者：

0.30％<Cu≤1.50％和

0.30％<Ni≤1.50％。

根据本发明的模具用钢以质量％计可包含：

0.0001％<B≤0.0050％。

根据本发明的模具用钢以质量％计可包含以下元素中的至少一种：

0.004％<Nb≤0.100％、

0.004％<Ta≤0.100％、

0.004％<Ti≤0.100％和

0.004％<Zr≤0.100％。

根据本发明的模具用钢以质量％计可包含：

0.10％<Al≤1.00％。

根据本发明的模具用钢以质量％计可包含以下元素中的至少一种：

0.0080％<S≤0.0500％、

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％。

此外，本发明提供了一种由上述模具用钢形成的模具。

在本发明中，“模具”不仅包括模具的主体，还包括模具部件，如通过组装到主体上而使用的销(pin)等。此外，还包括经过表面处理的由根据本发明的钢形成的模具。

为了解决上述问题，本发明人再次详细研究了由SKD61代表的5Cr基模具钢的性能与成分之间的关系。除了上述四种性能之外，还充分考虑了机械加工性、断裂韧性值等。作为结果，本发明人发现在将各种元素的含量限定于各自的窄范围内的情况中，可以解决上述问题。在图1A、图1B和图1C中，示出了与作为5Cr基模具钢的代表的SKD61相比，根据本发明的模具用钢中主要元素的成分范围。

附图说明

图1A为示出与SKD61相比，根据本发明的钢的成分范围(C含量和Si含量)的图。

图1B为示出与SKD61相比，根据本发明的钢的成分范围(Mn含量和Cr含量)的图。

图1C为示出与SKD61相比，根据本发明的钢的成分范围(Mo含量和V含量)的图。

图2为示出Si含量与导热率之间的关系的图。

图3为示出Mn含量与退火硬度之间的关系的图。

图4为示出Cr含量与临界冷却速率之间的关系的图。

图5为示出Mn+Cr含量与冲击值之间的关系的图。

图6为示出Mo含量与断裂韧性值之间的关系的图。

图7为示出V含量与奥氏体晶粒的晶粒度级别数之间的关系的图。

具体实施方式

图1A示出了C和Si的含量。从图1A可以看出，在根据本发明的钢中，Si含量显著小于SKD61中的Si含量。作为本发明特征之一的“高导热率”主要是由于少的Si含量而实现的。

图1B示出了Mn和Cr的含量。从图1B可以看出，在根据本发明的钢中，这两种元素的含量大于SKD61中这两种元素的含量，以确保高淬透性。

通常，退火性能随着淬透性的提高而劣化。通常，为了增强淬透性而提高Mn的含量，但这仅使退火性能的劣化显著。本发明人发现，在增强淬透性上与Mn相似的Cr在退火性能方面的效果与Mn相反(即，提高退火性能的效果)。因此，在根据本发明的钢中，同时提高Mn和Cr的含量。为了实现如上所述的淬透性和退火性能两者，Mn和Cr之间的平衡是重要的。此外，如下所述，通过优化本发明中的Mo等的含量，也可以确保退火性能。

图1C示出了Mo和V的含量。从图1C可以看出，在根据本发明的钢中，Mo含量大于SKD61中的Mo含量，并且V含量小于SKD61中的V含量。根据本发明的钢通过减少形成粗大VC(其可造成模具中大的裂纹)的V，并通过将V+0.5Mo的含量调节至与SKD61中的水平相当的水平，从而确保二次淬透性。就V含量而言，本发明的钢中的V含量的范围与SKD61的V含量的范围重叠。然而，市售可得的SKD61的V含量最可能是1％，这是该标准的中值。另一方面，根据本发明的钢中的V含量为0.9％以下。因此，SKD61和本发明的钢在Mo含量和V含量方面均显著不同。

如上所述，在本发明中，通过使主要元素的成分范围显著不同于作为热加工模具钢的代表的SKD61的成分范围，从而解决了上述四个问题。当然，作为模具钢的基本性能也不会受到损害。在本发明中，已经发现，只要主要元素的含量在如图1A、图1B和图1C所示的各自非常窄的范围内，就可以高水平地组合各种性能。

上述本发明的钢特别适合作为模铸模具用钢。可选择地，本发明的钢也适合作为塑料注射成型中的模具用钢、橡胶成型(包括注射成型)中的模具用钢、温锻、热锻或热冲压(也称为热压或模压淬火)中的模具用钢等。

本说明书中提及的JIS标准和ASTM标准基于最新的信息(2018年4月2日)。

接着，下面将描述限制本发明的钢中各化学成分的含量的原因。根据本发明的模具用钢包含作为必要成分的C、Si、Mn、Cr、Mo、V、N和Fe。在下面描述的化学成分中，除必要成分之外的化学成分为任选成分。各化学成分的含量的值以质量％给出。

0.35％≤C≤0.40％

在C<0.35％的情况中，难以在Cr含量高、Mo和V含量低且回火温度高的情况下稳定地获得50HRC以上的高硬度。

在0.40％<C的情况中，粗大碳化物的量增加，这提供了开裂的起始点，从而使韧性劣化。此外，在0.40％<C的情况中，Ms点变得太低，残留奥氏体的量增加，并且残留奥氏体通过回火转变成粗大贝氏体，这也导致韧性的劣化。此外，在0.40％<C的情况中，可焊接性劣化。在0.40％<C的情况中，还存在退火后的硬度由于碳化物的增加而增大的缺点。

C含量的范围优选为0.35％≤C≤0.39％，更优选为0.36％≤C≤0.39％。

0.003％≤Si≤0.20％

在Si<0.003％的情况中，加工期间的机械加工性显著劣化。此外，需要使用Si含量低的昂贵原料，这导致成本增加。

另一方面，在0.20％<Si的情况中，导热率显著降低。在0.20％<Si的情况中，还存在退火后的硬度由于Si的固溶硬化而增大的缺点。

Si含量的范围优选为0.005％≤Si≤0.18％，更优选0.01％≤Si≤0.16％，并且进一步优选0.03％≤Si≤0.15％。

图2示出了Si含量与导热率之间的关系。

所用的钢材包含作为基本成分的0.40C-0.99Mn-5.99Cr-1.70Mo-0.78V-0.014N，并且Si含量不同。对这些具有上述成分的钢材进行退火处理。将由经退火的材料制备的测试用试样加热至1,030℃，在1,030℃下保持5小时，随后以20℃/min的速率从1,030℃冷却至550℃，并以3℃/min的速率从550℃冷却至在150℃，从而进行淬火。该淬火过程模拟了不易冷却的大型模具内部的淬火。将经淬火的材料进一步回火至硬度为43.3HRC。

通过激光闪光法测量这些经回火的材料在25℃下的导热率。从延长模具寿命和提高铸造质量的观点出发，导热率优选高达25.5W/m/K以上。如图2所示，由于在Si≤0.20％的情况中导热率为25.5W/m/K以上，因而在本发明中将Si含量的上限设定为0.20％。在相同条件下进行热精炼的SKD61的导热率低至约23.0W/m/K至24.5W/m/K。因此，根据本发明的钢的导热率高于SKD61。

0.72％≤Mn≤0.94％

在Mn<0.72％的情况中，淬透性变得不足，这导致由于贝氏体的掺入而造成韧性劣化。

另一方面，在0.94％<Mn的情况中，退火性能显著劣化。在Cr含量低、Cu含量高、Ni含量高且Mo含量高的情况中，由如此高的Mn含量导致的退火性能的劣化特别显著。此外，在0.94％<Mn的情况中，导热率也显著降低。在0.94％<Mn的情况中，产生的问题是，当Si或P的含量高时，回火后的冲击值不会提高。

Mn含量的范围优选为0.72％≤Mn≤0.92％，更优选为0.73％≤Mn≤0.90％。

图3示出了Mn含量和退火硬度之间的关系。

所用的钢材包含作为基本成分的0.38C-0.09Si-5.65Cr-1.97Mo-0.76V-0.026N，并且Mn含量不同。如下所述得到测试用试样。将刚热加工后的具有上述成分的钢材用作初始材料，其具有作为初始结构的明显粗大的晶粒。将初始材料加热至680℃并在680℃下保持6小时。一旦材料冷却至接近室温，则随后再加热至870℃，在870℃下保持2小时，然后以15℃/h的速率冷却至600℃。

从便于加工的观点出发，退火硬度优选为97HRC以下。如图3所示，由于在Mn≤0.94％的情况中，退火硬度为97HRB以下，因而将本发明中的Mn含量的上限设定为0.94％。在相同条件下进行热精炼的SKD61的退火硬度为约88HRB至94HRB。根据本发明的钢具有与SKD61相当的良好的退火性能。

5.65％≤Cr≤6.00％

在Cr<5.65％的情况中，淬火性能不足。此外，在Cr<5.65％的情况中，耐腐蚀性劣化，并且模具易于从水冷却孔上的锈蚀开始从内部开裂。在Cr<5.65％的情况中，在Mn含量高的情况中，退火性能显著劣化。在Cu含量高且Ni含量高的情况中，退火性能的劣化尤其显著。

另一方面，在6.00％<Cr的情况中，导热率显著降低。在6.00％<Cr的情况中，抗软化性也显著劣化，并且当将本发明的钢用作模具时，在使用期间表面的硬度趋于降低。硬度降低意味着强度降低，并且不能确保模具所需的强度。优选的Cr含量范围为5.67％≤Cr≤5.90％，更优选5.69％≤Cr≤5.88％。

图4示出了Cr含量与临界冷却速率之间的关系。

所用的钢材包含作为基本成分的0.36C-0.09Si-0.73Mn-1.65Mo-0.81V-0.020N，并且Cr含量不同。通过检查CCT性能的实验来确定临界冷却速率。对这些具有上述成分的钢材进行退火处理。将由经退火的材料制备的测试用试样保持在1,030℃，然后以预定的冷却速率从1,030℃冷却至室温。通过这样的一系列实验估算临界冷却速率(形成马氏体单相的最小冷却速率)，并相对于Cr含量作图。由于马氏体附近的结构具有高冲击值并且不易开裂，因而临界冷却速率优选为低。在大型模具内部，淬火期间的冷却速率降低至约3℃/min。然而，只要钢材的临界冷却速率为7℃/min以下，则即使在以3℃/min的速率进行缓慢淬火的情况中，也可以确保相当高的冲击值。如图4所示，由于在5.65％≤Cr的情况中临界冷却速率为7℃/min以下，因而在本发明中将Cr含量的下限设定为5.65％。SKD61的临界冷却速率为约12℃/min，因此根据本发明的钢的淬透性高于SKD61。

图5示出了在缓慢冷却的材料中，Mn+Cr的含量与冲击值之间的关系。

所用的钢材包含作为基本成分的0.38C-0.08Si-1.68Mo-0.77V-0.020N，并且Mn含量在0.45％至1.2％内变化，Cr含量在5.2％至6.8％内变化。对具有上述成分的钢材进行退火处理。将由经退火的材料制备的测试用试样加热至1,030℃，随后在1,030℃下保持5小时，以20℃/min的速率从1,030℃冷却至550℃，以10℃/min的速率从550℃冷却至400℃，并以3℃/min的速率从400℃冷却至200℃，从而进行淬火。此外，将经淬火的材料回火至硬度为43±0.5HRC。评价经回火的材料在25℃下的冲击值。在冲击值为32J/cm²以上的情况中，模具不易开裂。如图5所示，在Mn+Cr的含量为6.37(0.72Mn+5.65Cr)以上的情况中，冲击值为32J/cm²以上。也就是说，在将本发明的钢用于内部缓慢冷却的大型模具的情况中，即使Mn含量和Cr含量两者在上述范围的下限，从模具内部开裂的风险也很小。

在此，通过以下方式计算冲击值：用冲击测试(U型缺口底部半径：1mm，缺口深度：8mm，缺口截面面积：0.8cm²)中的吸收能量[J]除以测试用试样的截面面积(0.8cm²)，并且冲击值为10个冲击测试用试样的冲击值的平均值。

1.65％≤Mo≤2.00％

在Mo<1.65％的情况中，难以在Cr含量高、C和V含量低且回火温度高的情况下稳定地获得50HRC以上的高硬度。在Mo<1.65％的情况中，还存在高温强度不足的缺点。

另一方面，在2.00％<Mo的情况中，断裂韧性显著降低，并且出现模具的开裂。在2.00％<Mo的情况中，材料成本也显著增加。

由于Mo对延迟碳化物从奥氏体中排出的巨大效果，添加Mo会使退火性能劣化。然而，存在这样的Mo含量范围，在该范围中当Mo含量高时，退火性能得到提高。原因基于以下两点：由于奥氏体晶粒更细小，促进了退火(退火性能良好)，在该退火中反应从奥氏体晶界进入晶粒；以及固溶体Mo具有抑制奥氏体晶粒生长的效果。在Mo<1.65％的情况中，抑制晶粒生长的效果较小。另一方面，在2.00％<Mo的情况中，虽然进一步提高了抑制晶粒生长的效果，但是显著延迟从奥氏体中排出碳化物的效果强，从而使退火性能劣化。考虑到这种机理，通过添加Mo可以提高退火性能(至少不劣化)的范围为1.65％≤Mo≤2.00％。特别优选的范围为1.67％≤Mo≤1.90％，还更优选1.68％≤Mo≤1.89％。

图6示出了Mo含量与断裂韧性值之间的关系。

所用的钢材包含作为基本成分的0.38C-0.09Si-0.82Mn-5.75Cr-0.78V-0.020N，并且Mo含量不同。如下得到测试用试样。对具有上述成分的钢材进行退火处理。将经退火的材料加热至1,030℃，随后在1,030℃下保持5小时，以20℃/min的速率从1,030℃冷却至550℃，以10℃/min的速率从550℃冷却至400℃，并且以3℃/min的速率从400℃冷却至200℃，从而进行淬火。此外，然后将经淬火的材料回火至硬度为43.3HRC。根据ASTM E399评价经回火的材料在25℃下的断裂韧性值。从避免模具开裂的观点出发，断裂韧性值优选高达40MPa·m^0.5以上。如图6所示，由于在Mo≤2.00％的情况中，断裂韧性值为40MPa·m^0.5以上，因而在本发明中将Mo含量的上限设定为2.00％。在相同的条件下，SKD61的断裂韧性值为约38MPa·m^0.5，因此根据本发明的钢的断裂韧性值高于SKD61。

0.71％≤V≤0.90％

在V<0.71％的情况中，由于淬火期间少量的VC颗粒，奥氏体晶体易于粗化(晶粒度级别数减小)。在C、Si和N的含量低的情况中，这种趋势尤其显著。在V<0.71％的情况中，难以在Cr含量高、C和Mo含量低且回火温度高的情况下稳定地获得50HRC以上的高硬度。

另一方面，在0.90％<V的情况中，不仅抑制奥氏体晶粒生长的效果几乎饱和，而且成本增加。此外，由于充当开裂起始点的粗大结晶碳化物(凝固期间析出的碳化物)增加，因而冲击值降低。特别优选的范围为0.73％≤V≤0.88％，还更优选0.73％≤V≤0.87％。

图7示出了淬火期间V含量与奥氏体晶粒的晶粒度级别数之间的关系。

所用的钢材包含作为基本成分的0.13Si-0.81Mn-5.74Cr-1.68Mo-0.020N，并且C含量在0.35％或0.40％之间变化，V含量在0.40％至0.90％内变化。如下得到测试用试样。对具有上述成分的钢材进行退火处理。将经退火的材料在1,030℃下保持5小时，以20℃/min的速率从1,030℃冷却至550℃，并以3℃/min的速率从550℃冷却至150℃，从而进行淬火。用酸将如上所述得到的经淬火的材料腐蚀，以示出转变前的奥氏体晶粒(称为原奥氏体晶粒)的晶界，并评价晶粒度级别数。在晶粒度级别数的平均值为5以上的情况中，经腐蚀的结构中的晶粒被视为“优选的细晶粒”。如图7所示，即使C含量为根据本发明的C的下限(即0.35％)，在V含量为0.71％以上的情况中，也可以确保晶粒度级别数为5以上。因此，在本发明中将V含量的下限设定为0.71％。

0.001％≤N≤0.080％

在N<0.001％的情况中，由于淬火期间少量的VC颗粒，奥氏体晶体可能粗化(晶粒度级别数减小)。在C和Si的含量低的情况中，这种趋势尤其显著。

在0.080％<N的情况中，添加N所需的精炼时间和成本增加，从而导致材料成本增加。此外，在0.080％<N的情况中，由于充当开裂起始点的粗大的氮化物或碳氮化物增加，因而冲击值降低。

优选的N的范围为0.003％≤N≤0.070％，该范围在各种性能的平衡方面表现优异，并且更优选0.005％≤N≤0.060％，进一步优选0.006％≤N≤0.055％。

通过选择性地向根据本发明的钢中添加W和/或Co，可以使根据本发明的钢实现高强度。W通过碳化物的析出来提高强度。Co通过固溶成为基质而提高强度，并同时通过碳化物形式的改变促进析出硬化。

此外，这些元素具有通过在淬火期间作为固溶体溶解在奥氏体中来抑制晶界移动(晶粒变粗)的效果。具体而言，为了获得这些效果，可以包含以下元素中的至少一种(一种元素)：

0.30％<W≤5.00％和

0.30％<Co≤4.00％。

两者中的任一者超过预定含量都会引起效果饱和、导热率降低、成本显著增加等。

0.30％<Cu≤1.50％

在Cu≤0.30％的情况中，在淬火期间抑制γ晶界移动的溶质拖曳效应差，并且不能获得抑制晶粒粗化的效果。此外，在Cu≤0.30％的情况中，提高淬透性的效果也差，并且通过时效硬化提高硬度的效果也差。在Cu≤0.30％的情况中，提高机械加工性的效果也差。因此，在为了达到这些效果而包含Cu的情况中，将Cu的含量设定为0.30％<Cu。

另一方面，在1.50％<Cu的情况中，热加工期间的开裂变得明显，退火性能显著劣化，并且导热率也显著降低。此外，在1.50％<Cu的情况中，成本显著增加，并且提高机械加工性的效果几乎饱和。因此，在包含Cu的情况中，将Cu的上限设定为Cu≤1.50％。

优选的Cu的范围为0.35％≤Cu≤1.35％，该范围在各种性能的平衡方面表现优异，并且更优选0.40％≤Cu≤1.20％。

0.30％<Ni≤1.50％

在Ni≤0.30％的情况中，在含有大量Cu的情况中，避免热加工期间开裂的效果差，并且提高淬透性的效果也差。当存在Al时，Ni与Al结合以形成金属间化合物，从而提高了强度。在Ni≤0.30％的情况中，该效果差。因此，在为了达到这些效果而包含Ni的情况中，将Ni的含量设定为0.30％<Ni。

另一方面，在1.50％<Ni的情况中，退火性能显著劣化，并且导热率也显著降低。在经过淬火和回火后，Ni作为固溶体溶解在基质中。因此，Ni对导热率的不利影响很大，类似于Si。在1.50％<Ni的情况中，韧性显著降低，这是由Ni和Al结合得到的金属间化合物的析出所造成的。因此，在包含Ni的情况中，将Ni的上限设定为Ni≤1.50％。

作为提高淬透性的措施，添加B也是有效的。具体而言，优选引入B：

0.0001％<B≤0.0050％。

当B形成BN时，不能达到提高淬透性的效果。因此，B需要以单质形式存在于钢中。具体而言，这可以通过与这样的元素形成氮化物来实现，该元素与氮的亲和性强于B与氮的亲和性，从而抑制B与N结合。此类元素的实例包括Nb、Ta、Ti和Zr。虽然此类元素即使以杂质水平含量存在也具有固定N的效果，但是可以根据N含量，在以下定义的各个范围内有意地添加这些元素。

如果过量的B以单质形式存在于钢中，则即使在B与钢中的N结合以形成BN的情况中，过量的B也能够提高淬透性。

B对提高机械加工性也是有效的。在提高机械加工性的情况中，可能形成了BN。BN的性质与石墨的性质相似，因此切削阻力降低并且切屑易破碎性得到改进。在B和BN两者都存在于钢中的情况中，淬透性和机械加工性同时得到提高。

如果由于意外的设备故障等导致淬火中的加热温度升高或淬火中的加热时间延长，则晶粒的粗化可能会成为问题。在为此类情况作准备时，可以选择性地添加Nb、Ta、Ti和/或Zr，以通过由这些元素形成的细小析出物来抑制奥氏体晶粒边界的移动，从而保持细小的结构。具体而言，优选引入以下元素中的至少一种(一种元素)：

0.004％<Nb≤0.100％、

0.004％<Ta≤0.100％、

0.004％<Ti≤0.100％和

0.004％<Zr≤0.100％。

在任意元素的含量超过预定含量的情况中，会过量产生碳化物、氮化物或氧化物，这导致韧性降低。

类似地，为了抑制奥氏体晶粒的粗化，可以在0.10％<Al≤1.00％的范围内包含Al。Al具有通过与N结合形成AlN来抑制奥氏体晶粒边界移动(即晶粒生长)的效果。Al与N具有高的亲和性，因此促进了N向钢中的渗透。因此，当将包含Al的钢氮化时，表面硬度趋于高。对于为了具有更高耐磨性而进行氮化处理的模具，使用包含Al的钢材是有效的。

然而，在Al超过预定含量的情况中，导热率和韧性会降低。根据N含量，即使根据本发明以杂质水平含量的Al也可表现出上述效果。

为了提高机械加工性，选择性地添加S、Ca、Se、Te、Bi和/或Pb也是有效的。具体而言，优选引入以下元素中的至少一种(一种元素)：

0.0080％<S≤0.0500％、

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％。

在任意元素超过预定含量的情况中，会造成机械加工性的饱和和热加工性的劣化、冲击值和镜面抛光性能的降低。

如上所述，根据本发明可以提供一种模具用钢及使用该模具用钢的模具，其具有良好的退火性能，即使在淬火中的长时间加热也能够产生细小的奥氏体晶粒，即使在缓慢淬火中也能够表现出高冲击值，并且具有高导热率。

实施例

对表2中所示的实施例和比较例(合计20种钢种)进行测试以评价它们的退火性能、晶粒度、冲击值和导热率。

比较例1提供了通用的热加工模具钢SKD61。比较例2至5提供了市场上可购得的作为SKD61的改性钢的热加工模具钢。比较例6和7提供了这样的钢，与比较例1至5的组成相比，该钢的组成与本发明的组成相似。

在比较例1至5中，主要的七种元素C-Si-Mn-Cr-Mo-V-N中的四至六种元素在本发明的范围之外。在比较例6和7中，Mn-Cr-Mo中的至少一种元素在本发明的范围之外。

表2：化学组成(质量％，余量：Fe和不可避免的杂质)

将表2所示的这20种钢种分别铸造成铸块，各铸块的重量为50kg，以生产钢锭。在1,250℃下对钢锭进行均匀化处理24小时，然后通过热加工使钢锭成形为45mm×60mm×2,000mm的棒形，其截面为矩形。通过在750℃下回火6小时使钢棒软化。由钢棒制备四种类型的测试用试样(退火性能、晶粒度、冲击值、导热率)。

用于评价退火性能和晶粒度的测试用试样分别为12mm×12mm×20mm的小块。用于评价冲击值的测试用试样为11mm×11mm×55mm的小方棒(随后通过精加工精修为冲击测试用试样)。用于评价导热率的测试用试样为直径15mm×长度55mm的小圆柱(随后通过精加工精修为导热率测试用试样)。

退火性能的评价：

在制造模铸模具材料的退火条件下对测试用试样(其为12mm×12mm×20mm的小块)进行处理，并检查是否使测试用试样软化。首先，为了在热加工中再产生粗晶粒，将小块在1,240℃下保持2小时，然后冷却至室温。随后，将小块在670℃下保持8小时，然后加热至870℃，在870℃下保持2小时，然后以15℃/h的速率从870℃冷却至600℃，然后使其静置冷却，从而对小块进行退火。这些热处理基于制造模铸模具用材料的方法中使用的条件。此后，测定测试用试样(经退火的材料)的HRB硬度。在97HRB以下的情况中，退火性能良好并确定为“A”(合格)；而在超过97HRB的情况中，退火性能差并且确定为“C”(不合格)。

结果示于表3中。在表中，连同评价结果“A”或“C”一起在括号中还示出了测定的实际HRB硬度。

比较例3和7的钢被评价为“C”(不合格)。比较例3中的钢的退火性能差的原因是Mn含量高达约1.1％。Mn提高了淬透性，但显著损害了退火性能，这是一种不利影响。另一方面，比较例7中的钢的退火性能差的原因是Mn含量高达约0.9％，并且Mo含量过高，这使碳化物的聚集变慢。

晶粒度的评价：

在将模铸模具淬火的加热条件下对测试用试样(其为12mm×12mm×20mm的小块)进行处理，并检查晶粒度。具体而言，将测试用试样加热至1,030℃，在1,030℃下保持5小时，从1,030℃冷却，从而进行淬火。在用于淬火大型模具的加热期间，进行缓慢加热和长时间保持，以便充分且均匀地对缓慢变热的模具内部进行加热。作为结果，快速变热的模具表面会在高温下保持很长时间。即使在如此苛刻的条件下，用于此类模铸模具的钢也需要具有5以上的晶粒度级别数(晶粒细小)。在模具的实际制造过程中，在一些情况中，将钢保持在1,030℃的淬火温度的时间可延长至五小时。因此，在测试中，将在1,030℃下保持的时间设定为5小时，然后假设这样的模具表面，使测试用试样的表面以50℃/min的速率冷却至550℃，以25℃/min的速率从550℃冷却至400℃，并以10℃/min的速率从400℃冷却至200℃。

对测试用试样(经淬火的材料)的表面进行镜面抛光并用酸腐蚀，以便在淬火加热下(在1,030℃下保持5小时的状态)使奥氏体晶粒边界出现。用显微镜观察奥氏体晶粒边界的结构，并根据JIS G0551评价原奥氏体晶粒的晶粒度级别数。

待评价的晶粒度级别数是在三个视野中得到的晶粒度级别数的平均值。在晶粒度级别数为5以上的情况中，原奥氏体晶粒被确定为细晶粒和“A”(合格)；而在晶粒度级别数小于5的情况中，原奥氏体晶粒被确定为粗晶粒和“C”(不合格)。

结果示于表3中。在表中，连同评价结果“A”或“C”一起在括号内还示出了测定的实际晶粒度级别数。

比较例2、3、4和5中的钢被评价为“C”(不合格)。这些不合格的钢具有低的V含量。因此，VC颗粒(该颗粒在淬火期间分散以抑制奥氏体晶粒边界的生长)的量也很小，因此晶粒易于生长。

冲击值的评价：

对11mm×11mm×55mm的小方棒进行用于大型模铸模具的淬火处理，并评价其冲击值。具体而言，将小方棒在1,030℃下保持5小时，以20℃/min的速率从1,030℃冷却至550℃，以10℃/min的速率从550℃冷却至400℃，并以3℃/min的速率从400℃进一步冷却至200℃。在用于大型模具的淬火冷却期间，模具内部缓慢冷却。该测试的淬火方法中的冷却过程对应于用鼓风或高温油对250kg至2,000kg的大型模铸模具进行淬火的过程。即使在此类缓慢淬火(慢速淬火)中也要求具有高冲击值。

通过在600℃至620℃下的多次回火将经淬火的小方棒热精炼，以具有43±0.5HRC的硬度，并加工成10mm×10mm×55mm的冲击测试用试样(U型缺口底部半径：1mm，缺口深度：8mm，缺口截面面积：0.8cm²)。冲击值是指通过用冲击测试中的吸收能量[J]除以测试用试样的截面面积(0.8cm²)而得到的值。通过10个试样的平均值来评价冲击值。在测试用试样的冲击值为32J/cm²以上的情况中，钢在用作模具时不易开裂。因此，在平均冲击值为32J/cm²以上的情况中，冲击值被确定为高和“A”(合格)；而在冲击值小于32J/cm²的情况中，冲击值被确定为低和“C”(不合格)。

结果示于表3中。在表中，连同评价结果“A”或“C”一起在括号内还示出了测定的实际冲击值(单位：J/cm²)。

比较例1、2、4、5和6中的钢被评价为“C”(不合格)。如表3所示，比较例2、4和5中的钢的晶粒度级别数小，因此裂纹可能会扩展。作为结果，冲击值降低。特别地，比较例5的钢具有低的Mn含量和低的Cr含量，并且还具有低淬透性，从而导致冲击值显著降低。比较例1和6中的钢虽然具有5以上的足够大的晶粒度级别数(晶粒细小)，但淬透性低。因此，比较例1和6中的钢的结构形成了粗大贝氏体，并且冲击值降低。在比较例中，比较例3和7中的钢被评价为“A”(合格)。比较例3中的钢具有小的晶粒度级别数，但由于其1.06％的高Mn含量(1.1Mn)而具有非常高的淬透性。因此，比较例3中的钢具有接近马氏体的细小结构，从而得到高冲击值。比较例7中的钢被评价为“A”(合格)，但由于其Mo含量过高而具有低冲击值。如图6所示，从断裂韧性的观点出发，过量添加Mo不是优选的，并且还具有显著增加材料成本的缺点。

导热率的评价：

对直径15mm×长度55mm的小圆柱进行与冲击测试用试样相同的淬火和回火处理，并进行热精炼，以具有43±0.5HRC的硬度。然后，由该小圆柱制备直径10mm×长度2mm的测试用试样，用于测定导热率。通过激光闪光法测定测试用试样在25℃下的导热率。从延长模具的使用寿命和提高铸造质量的观点出发，导热率优选较高。在导热率为25.5W/m/K以上的情况中，导热率被确定为高和“A”(合格)；而在导热率小于25.5W/m/K的情况中，导热率被确定为低和“C”(不合格)。

结果示于表3中。在表中，连同评价结果“A”或“C”一起在括号内还示出了测定的实际导热率(单位：W/m/K)。

比较例1和2中的钢被评价为“C”(不合格)。比较例1中的钢具有1.02％的非常高的Si含量，这导致导热率特别低。比较例2中的钢接近“A”(合格)，但由于Si含量高，因此不能充分提高导热率。比较例4中的钢具有0.40％的较高的Si含量但Cr含量低，从而确保了高导热率。此外，Cr含量且Si含量低的比较例5中的钢具有非常高的导热率。

表3

从表3中所示的四个方面的评价结果可以理解以下内容。

比较例1至5中的钢(其为常规钢)在至少两个方面有问题。

比较例6中的钢(其Mn含量和Cr含量低于本发明的各自的下限)在冲击值方面有问题。

比较例7中的钢(其Mo含量高于本发明的上限)在退火性能方面有问题。

与之相比，实施例1至13中的钢在任何方面都没有问题。在实施例的钢材的情况中，由于钢材的良好退火性能，可以以低成本快速提供模具用材料。此外，即使当在淬火中长时间加热钢时，实施例的钢也可以产生细小的奥氏体晶粒，并且即使在慢速淬火中也可以获得高冲击值。因此，可以令人满意地抑制大型模具中的开裂。此外，可以获得具有高导热率的模具，因此能够预期的是，可以实现铸造周期的缩短和铸造产品的高质量。

虽然根据本发明的实施例已详述如上，但这些仅为实例。例如，通过对钢进行喷丸、氮化处理、PVD处理、CVD处理、电镀处理和其他表面改性处理来使用根据本发明的钢也是有效的。此外，根据本发明的钢可以通过粉末和板材的增材制造而应用于模具成型用粉末和板材，并且可以用作模具主体或部件的焊接修复用的棒材。这样，在不脱离本发明的范围的情况下可以进行各种修改。

本申请基于2018年4月2日提交的日本专利申请No.2018-071149，并且通过引用将其内容并入本文。

Claims (8)

1.一种模具用钢，以质量％计，其组成包含以下元素：

0.36％≤C≤0.39％、

0.003％≤Si≤0.20％、

0.72％≤Mn≤0.87％、

5.69％≤Cr≤5.90％、

1.67％≤Mo≤1.90％、

0.77％≤V≤0.90％和

0.001％≤N≤0.080％，

余量为Fe和不可避免的杂质，

所述模具用钢在退火后具有89HRB以下的硬度，

当将所述模具用钢在1,030℃下保持5小时，以20℃/分钟的速率从1,030℃冷却至550℃，以10℃/分钟的速率从550℃冷却至400℃，并进一步以3℃/分钟的速率从400℃冷却至200℃时，所述模具用钢具有53J/cm²以上的平均冲击值，

当将所述模具用钢在1,030℃下保持5小时后冷却时，所述模具用钢具有5以上的晶粒度级别数。

2.根据权利要求1所述的模具用钢，以质量％计，包含以下元素中的至少一者：

0.30％<W≤5.00％和

0.30％<Co≤4.00％。

3.根据权利要求1所述的模具用钢，以质量％计，包含以下元素中的至少一者：

0.30％<Cu≤1.50％和

0.30％<Ni≤1.50％。

4.根据权利要求1所述的模具用钢，以质量％计，包含：

0.0001％<B≤0.0050％。

5.根据权利要求1所述的模具用钢，以质量％计，包含以下元素中的至少一种：

0.004％<Nb≤0.100％、

0.004％<Ta≤0.100％、

0.004％<Ti≤0.100％和

0.004％<Zr≤0.100％。

6.根据权利要求1所述的模具用钢，以质量％计，包含：

0.10％<Al≤1.00％。

7.根据权利要求1至6中任一项所述的模具用钢，以质量％计，包含以下元素中的至少一种：

0.0080％<S≤0.0500％、

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，其由权利要求1至7中任一项所述的模具用钢形成。

Images