CN112899559B

CN112899559B - 模具用钢以及模具

Info

Publication number: CN112899559B
Application number: CN202011398722.9A
Authority: CN
Inventors: 梅森直树; 樋口成起
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2019-12-03
Filing date: 2020-12-02
Publication date: 2023-01-06
Anticipated expiration: 2040-12-02
Also published as: EP3831966B1; CN112899559A; US20210164084A1; EP3831966A1; US11535917B2

Abstract

本发明涉及一种模具用钢，包含：0.28质量％≤C≤0.65质量％，0.01质量％≤Si≤0.30质量％，1.5质量％≤Mn≤3.0质量％，0.5质量％≤Cr≤1.4质量％，1.9质量％≤Mo+W/2≤4.0质量％，0.2质量％≤V≤1.0质量％，和0.01≤N≤0.10质量％，余量为Fe和不可避免的杂质，其中在淬火和回火后的状态下，所述钢具有：1.2质量％以上的直径为0.2μm以下的(Mo，W)碳化物，(Mo，W)碳化物的量与Cr碳化物的量之比(质量比)为11以上，并且硬度变化为15HRC以下。

Description

模具用钢以及模具

技术领域

本发明涉及一种模具用钢和一种模具，尤其涉及一种表现出高抗软化性的模具用钢和使用这种模具用钢的模具。

背景技术

“压铸”是指通过在高压下将熔融金属注入到模具型腔中来制造具有高尺寸精度的铸件的铸造方法。压铸用于制造由具有相对较低熔点的金属(例如，Al、Zn、Mg或其合金)制成的铸件。

“热冲压”是指这样一种成形方法，其中通过使用模具对加热至高温的板材进行压制成形，并且在对板材进行成形的同时，用经过冷水冷却的模具将板材快速冷却(淬火)。热冲压用于对冷成形性低、回弹大的钢板(例如超高强度钢板)进行压制成形。

“模具分区冷却热成形(tailored die quenching)”是指这样一种成形方法，其中通过使用其设计表面被热源部分地加热的模具对被加热到高温的板材进行压制成形，并且在对板材进行成形的同时，使设计表面保持为低温并将板材部分地快速冷却(淬火)。模具分区冷却热成形用于要求强度分布的零件(例如，构成汽车骨架的零件)的压制成形。

在诸如压铸、热冲压和模具分区冷却热成形等加工高温工件的方法中，模具在使用过程中会经历热循环。因此，要求这种类型的模具具有高的抗软化性和耐热裂性。

因此，迄今为止已经提出了各种建议以解决该问题。

例如，专利文献1公开了一种高韧性热加工工具钢(a)，以质量％计，包含：C：0.30％至0.45％，Si：大于0.3％至1.0％，Mn：0.6％至1.5％，Ni：0.6％至1.8％，Cr：1.4％至小于2.0％，Mo+W/2：大于1.0％至1.8％，和V+Nb/2：0.2％以下，余量为Fe和不可避免的杂质，其中(b)各成分之间具有预定的关系式。

同一文献公开了以下三点：(A)通过优化成分之间的平衡从而改善抗软化性；(B)通过将N的含量减少至0.015质量％以下，从而防止了粗大的碳氮化物的形成，并且提高了韧性；以及(C)通过优化碳化物的尺寸和每单位面积的碳化物的数量，从而改善切削性和抗软化性。

专利文献2公开了一种热加工工具钢(a)，以质量％计，包含：C：0.34％至0.40％，Si：0.3％至0.5％，Mn：0.45％至0.75％，Ni：0％至小于0.5％，Cr：4.9％至5.5％，Mo和W单独或组合(Mo+1/2W)：2.5％至2.9％，和V：0.5％至0.7％，余量为Fe和不可避免的杂质，其中(b)淬火时的截面组织包括块状组织和针状组织，块状组织(A％)为45面积％以下，针状组织(B％)为40面积％以下，残留奥氏体(C％)为5体积％至20体积％。

同一文献公开了以下三点：(A)淬火后的组织对韧性和高温强度具有很大的影响；(B)为了防止韧性降低，优选将块状组织和针状组织均减小至规定的面积比以下；以及(C)更少的残留奥氏体有助于防止强度特性的劣化，但是适当的残留奥氏体可以提高韧性。

专利文献3公开了一种温-热加工氮化模具(a)，以重量％计，包含：C：0.25％至0.55％，Si：1.2％以下，Mn：1.5％以下，Ni：2.0％以下，Cr：6.0％至8.0％，1/2W+Mo：5.0％以下，和Cr/Mo≤3，余量为Fe和不可避免的杂质，其中(b)粒径为1μm以上的未固溶碳化物占组织表面的面积比为1％以上，并且(c)至少在与工件接触的表面上包括氮化层，并且距氮化层的表面25μm处的硬度为1,100HV以上。

同一文献公开了以下两点：(A)氮化模具的磨损的主要因素之一是由于模具表面与高温工件之间的摩擦产生的热量而使表层软化，从而导致塑性流动，以及(B)通过氮化处理提高表面的硬度的同时增加了未固溶碳化物的量，从而可以协同地减少伴随发热所产生的磨损。

此外，专利文献4公开了一种空气淬火冷工具钢，以重量比计，包含：C：0.60％至0.85％，Si：0.50％至1.50％，Mn：1.70％至2.30％，Cr：0.70％至2.00％，Mo：0.85％至1.50％，和V：0.10％以下，余量为Fe和不可避免的杂质元素。

该文献公开了以下三点：(A)通过与常规情况相比减少C量和Cr量，减少了碳化物的量，细化了碳化物的粒度，并且可雕刻性和冷挤压性能得到改善；(B)通过将V的含量控制为0.10％以下，淬火性提高，能够防止带状碳化物的形成，并且可雕刻性提高；以及(C)Si具有在200℃左右赋予抗回火软化性的效果。

专利文献1中记载的高韧性热加工工具钢由于Si的含量高而导热率低。另外，由于Mo+W/2的量较小，因此其抗软化性也较低。

专利文献2中记载的热加工工具钢中Cr的含量过高，因此在含有Mo和/或W的碳化物(以下，也称为“(Mo，W)碳化物”)析出之前，Cr碳化物析出。其结果是，Mo+W/2的量是适当的，但是析出的(Mo，W)碳化物的量减少，并且不能获得高的抗软化性。

与专利文献2中记载的热加工工具钢相同，专利文献3中记载的温热加工氮化模具也含有过量的Cr，因此不能得到高的抗软化性。

另外，专利文献4中记载的空气淬火冷工具钢的Mo+W/2的量小，因此在高于200℃的高温范围内的抗回火软化性低。

专利文献1：JP-A-2016-166379

专利文献2：JP-A-2008-095190

专利文献3：JP-A-2001-073087

专利文献4：JP-A-H06-256895

发明内容

本发明的目的是提供一种具有高抗软化性的模具用钢。

本发明的另一个目的是提供一种具有高初始硬度和/或高热导率的模具用钢。

本发明的又一个目的是提供一种使用这种模具用钢的模具。

为了解决上述问题，根据本发明的模具用钢具有以下构成：

(1)模具用钢包含：

0.28质量％≤C≤0.65质量％，

0.01质量％≤Si≤0.30质量％，

1.5质量％≤Mn≤3.0质量％，

0.5质量％≤Cr≤1.4质量％，

1.9质量％≤Mo+W/2≤4.0质量％，

0.2质量％≤V≤1.0质量％，和

0.01≤N≤0.10质量％，余量为铁和不可避免的杂质，

(2)对于模具用钢，在淬火和回火后的状态下，

直径为0.2μm以下的(Mo，W)碳化物的量为1.2质量％以上，

(Mo，W)碳化物的量与Cr碳化物的量之比(质量比)为11以上，并且

硬度变化为15HRC以下。

模具用钢优选在淬火和回火后的状态下具有：

52HRC以上的初始硬度，和/或

30W/(m·K)以上的室温下的热导率。

根据本发明的模具具有以下构成：

(1)该模具包含根据本发明的模具用钢，

(2)对于该模具

直径为0.2μm以下的(Mo，W)碳化物的量为1.2质量％以上，

硬度变化为15HRC以下。

模具优选具有：

52HRC以上的初始硬度，和/或

30W/(m·K)以上的室温下的热导率。

由于Cr的量相对减少并且Mo+W/2的量相对增加，因此，析出大量的微细(Mo，W)碳化物，从而防止Cr碳化物的析出。其结果是改善了抗软化性。

附图说明

图1是帽形弯曲(hat-bending)的示意图。

图2是由于帽形弯曲而磨损的冲头的表面的外部照片。

图3是由于帽形弯曲而烧蚀的冲头的表面的外部照片。

具体实施方式

在下文中，将详细描述本发明的实施方案。

[1.模具用钢]

[1.1.主要构成元素]

根据本发明的模具用钢包含以下元素，余量为Fe和不可避免的杂质，并且可以是铸锭材料或用于增材制造的粉末。添加的元素的种类、其组成范围以及限制原因如下。

(1)0.28质量％≤C≤0.65质量％：

C是获得高硬度所需的元素。在C的量较小的情况下，固溶C的量和碳化物的量较小，并且不能获得诸如52HRC以上的高硬度。因此，C的量必须为0.28质量％以上。铸锭材料中的C的量优选为0.50质量％以上，更优选为0.55质量％以上。

另一方面，在C的量过高的情况下，粗大的碳化物的量增加，并且残留的奥氏体的量也增加，因此无法获得诸如52HRC以上的高硬度。此外，在C的量过高的情况下，当使用增材制造方法制造模具时，在增材制造中该模具易于破裂。因此，C的量必须为0.65质量％以下。增材制造用粉末中的C的量优选为0.40质量％以下，更优选为0.35质量％以下。

(2)0.01质量％≤Si≤0.30质量％：

在Si的量过高的情况下，热导率降低。当热导率降低时，在加工高温工件时模具的表面温度过度升高，并且易于发生烧蚀。因此，Si的量必须为0.30质量％以下。Si的量优选为0.15质量％以下，更优选为0.10质量％以下。

(3)1.5质量％≤Mn≤3.0质量％：

在Mn的量过小的情况下，淬火性降低。因此，Mn的量必须为1.5质量％以上。Mn的量优选为1.55质量％以上。

另一方面，在Mn的量过高的情况下，热导率降低。因此，Mn的量必须为3.0质量％以下。Mn的量优选为2.0质量％以下，更优选为1.8质量％以下。

(4)0.5质量％≤Cr≤1.4质量％：

在Cr的量过小的情况下，淬火性降低。因此，Cr的量必须为0.5质量％以上。Cr的量优选为0.6质量％以上，更优选为0.7质量％以上。

另一方面，在Cr的量过高的情况下，在回火时会生成大量的Cr碳化物，并且(Mo，W)碳化物的量减少。其结果是，抗软化性降低。另外，在Cr的量过高的情况下，热导率降低。

此外，当通过使用包含过量Cr的模具加工高温工件时，在模具的表面上会产生高硬度的Cr氧化物，并且该氧化物被带走，因此模具易于磨损。此外，在模具的表面上不均匀地形成Cr氧化物，并且易于发生工件(例如，镀覆钢板)的烧蚀。

因此，Cr的量必须为1.4质量％以下。Cr的量优选为1.3质量％以下，更优选为1.2质量％以下。

(5)1.9质量％≤Mo+W/2≤4.0质量％：

Mo+W/2有助于高硬度和高抗软化性。在Mo+W/2的量过小的情况下，由于二次析出碳化物的量减少，因此无法获得诸如52HRC以上的高硬度。另外，(Mo，W)碳化物的量也减少，并且抗软化性降低。因此，Mo+W/2的量必须为1.9质量％以上。

另一方面，在Mo+W/2的量过高的情况下，粗大的(Mo，W)碳化物的量增加，并且固溶C的量减少。其结果是，不能获得诸如52HRC以上的高硬度和高的抗软化性。另外，由于昂贵的Mo和/或W的量增加，因此熔融成本也增加。因此，Mo+W/2的量必须为4.0质量％以下。Mo+W/2的量优选为3.0质量％以下，更优选为2.7质量％以下。

(6)0.2质量％≤V≤1.0质量％：

V有助于防止淬火时的晶粒粗大化。在V的量较小的情况下，钉扎颗粒(VC颗粒)的数量少，淬火时晶粒粗大化。其结果是，韧性低。因此，V的量必须为0.2质量％以上。V的量优选为0.3质量％以上，更优选为0.4质量％以上。

另一方面，在V的量过多的情况下，不能提高硬度的粗大碳化物的量增加。此外，由于固溶C的量和(Mo，W)碳化物的量减少，所以硬度降低并且不能获得高的抗软化性。因此，V的量必须为1.0质量％以下。V的量优选为0.85质量％以下，更优选为0.8质量％以下。

(7)0.01质量％≤N≤0.10质量％：

在N的量较小的情况下，作为碳化物核的微细氮化物的量减少，并且不能获得预定量的(Mo，W)碳化物。因此，N的量必须为0.01质量％以上。

另一方面，在N的量过多的情况下，生成大量的粗大的氮化物，无法得到微细的(Mo，W)碳化物。因此，N的量必须为0.10质量％以下。N的量优选为0.05质量％以下。

(8)不可避免的杂质：

在本发明中，当以下元素小于以下上限值时，将它们视为不可避免的杂质。

(a)Al<0.005质量％，

(b)P<0.05质量％，

(c)S<0.01质量％，

(d)Cu<0.30质量％，

(e)Ni<0.30质量％，

(f)O<0.01质量％，

(g)Co<0.10质量％，

(h)Nb<0.10质量％，

(i)Ta<0.10质量％，

(j)Ti<0.10质量％，

(k)Zr<0.01质量％，

(l)B<0.001质量％，

(m)Ca<0.001质量％，

(n)Se<0.03质量％，

(o)Te<0.01质量％，

(p)Bi<0.01质量％，

(q)Pb<0.03质量％，

(r)Mg<0.02质量％，和

(s)REM<0.01质量％。

[1.2.辅助构成元素]

根据本发明的模具用钢除主要构成元素之外还可包含以下元素中的一种以上。添加的元素的种类、其成分范围以及限制原因如下。

(9)0.005质量％≤Al≤1.5质量％：

(10)0.01质量％≤Ti≤0.5质量％：

(11)0.01质量％≤Nb≤0.5质量％：

(12)0.01质量％≤Zr≤0.5质量％：

(13)0.01质量％≤Ta≤0.5质量％：

Al、Ti、Nb、Zr和Ta全部都有助于防止淬火时晶粒的粗大化。所有这些元素形成析出物，而这些析出物起到钉扎颗粒的作用。其结果是，晶粒变成微细晶粒并且韧性提高。为了获得这样的效果，这些元素各自的含量优选为上述下限值以上。

另一方面，在这些元素各自的含量过高的情况下，析出物聚集并且不会起到钉扎颗粒的作用。因此，这些元素各自的含量优选为上述上限值以下。

模具用钢可以包含这些元素中的任何一种，或者可以包含这些元素中的两种以上。

(14)0.01质量％≤Co≤1.0质量％：

Co有助于提高高温强度。为了获得这样的效果，Co的量优选为0.01质量％以上。Co的量优选为0.3质量％以上，更优选为0.5质量％以上。

另一方面，在Co的量过高的情况下，熔融成本增加并且热导率降低。因此，Co的量优选为1.0质量％以下。Co的量更优选为0.9质量％以下。

(15)0.30质量％≤Ni≤1.0质量％：

(16)0.30质量％≤Cu≤1.0质量％：

Cu和Ni都延缓珠光体的形成并有助于淬火性的提高。为了获得这样的效果，Ni的量和Cu的量各自优选为0.30质量％以上。

另一方面，在Ni或Cu的量过高的情况下，熔融成本增加并且热导率降低。此外，在Ni的量过高的情况下，残留奥氏体的量增加，并且硬度降低。因此，Ni的量和Cu的量各自优选为1.0质量％以下。

模具用钢可以含有Ni或Cu，也可以含有这两者。

(17)0.01质量％≤S≤0.15质量％：

(18)0.001质量％≤Ca≤0.15质量％：

(19)0.03质量％≤Se≤0.35质量％：

(20)0.01质量％≤Te≤0.35质量％：

(21)0.01质量％≤Bi≤0.50质量％：

(22)0.03质量％≤Pb≤0.50质量％：

S、Ca、Se、Te、Bi和Pb全部都有助于改善切削性。为了获得这样的效果，这些元素各自的含量优选在上述下限值以上。

另一方面，在这些元素各自的含量过高的情况下，易于形成夹杂物。夹杂物作为断裂的起点并导致韧性降低。因此，这些元素各自的含量优选为上述上限值以下。

[1.3.性能]

[1.3.1.热处理条件]

由于优化了根据本发明的模具用钢的成分，因此模具用钢在淬火和回火后的状态下表现出高性能。

此处，表述“淬火和回火后的状态”是指在(a)于1,030℃±20℃的温度下均热处理45分钟±15分钟，然后以9℃/min至30℃/min的冷却速度淬火，以及(b)进行两次回火之后的状态，其中所述回火为在540℃至600℃的温度下进行均热处理1小时，然后进行空气冷却。

除了优化成分之外，当在上述条件下进行淬火和回火时，可以控制Cr碳化物的量和(Mo，W)碳化物的量。

由于在一些情况下可能在熔融铸造后会生成结晶碳化物，因此优选在熔融铸造之后热锻之前进行1200℃以上的均热处理。特别地，在C的量为0.55质量％至0.65质量％的情况下，优选进行均热处理。当进行均热处理时，可以减少粗大的结晶碳化物，并且可以析出大量的淬火和回火后的微细(Mo，W)碳化物，并且抗软化性得到提高。

在淬火温度过低的情况下，固溶元素的量少，并且硬度和抗软化性降低。因此，淬火温度优选为1,010℃以上。

另一方面，在淬火温度过高的情况下，固溶元素的量过大，残留奥氏体增加，硬度降低。另外，晶粒变得粗大。因此，淬火温度优选为1,050℃以下。

从使淬火温度均匀的观点出发，淬火温度下的保持时间优选为45分钟±15分钟。

为了使组织充分马氏体化，冷却速度优选为9℃/min以上，并且为了防止淬火裂纹，冷却速度优选为30℃/min以下。

在回火温度过低的情况下，Cr碳化物的量增加并且(Mo，W)碳化物的量减少。因此，回火温度优选为540℃以上。

另一方面，在回火温度过高的情况下，碳化物变得粗大，并且提高初始硬度和抗软化性的效果减弱。因此，回火温度优选为600℃以下。

从包括温度和时间的回火参数的观点出发，回火温度下的保持时间优选为约1小时，以便可以获得最大硬度。

回火的次数优选为两次，因为需要使在第一次回火时由残余奥氏体转变为马氏体的组织回火。

[1.3.2.(Mo，W)碳化物的量]

在本发明中，表述“(Mo，W)碳化物的量”是指在钢中含有Mo和/或W的微细(直径为0.2μm以下)碳化物的质量比。术语“直径”是指等效圆直径。

微细(Mo，W)碳化物有助于提高初始硬度和抗软化性。通常而言，(Mo，W)碳化物的量越大，初始硬度越高和/或抗软化性越高。为了获得这样的效果，在淬火和回火后的状态下，(Mo，W)碳化物的量必须为1.2质量％以上。

[1.3.3.(Mo，W)碳化物的量与Cr碳化物的量之比]

表述“(Mo，W)碳化物的量与Cr的碳化物的量之比(以下，也称为“碳化物比率”)是指直径为0.2μm以下的(Mo，W)碳化物的质量与直径为0.2μm以下的Cr碳化物的质量之比(微细(Mo，W)碳化物的量/微细Cr碳化物的量)。

微细(Mo，W)碳化物和微细Cr碳化物都有助于提高初始硬度。然而，在Cr碳化物的量相对过量的情况下，C被Cr碳化物吸收，使得(Mo，W)碳化物的量减少并且不能获得高的抗软化性。因此，在淬火和回火后的状态下，碳化物比率必须为11以上。

[1.3.4.初始硬度]

“初始硬度”是指在淬火和回火后立即在室温下测定的洛氏硬度(C标度)。

由于根据本发明的模具用钢具有相对少量的Cr和相对大量的Mo+W/2，因此当在适当的条件下对其进行淬火和回火时，大量的微细(Mo，W)碳化物析出于基体中。其结果是，获得了高的初始硬度。当优化制造条件时，在淬火和回火后的状态下，初始硬度可以为52HRC以上。当进一步优化制造条件时，初始硬度可以为53HRC以上或54HRC以上。

[1.3.5.硬度变化(抗软化性)]

“硬度变化”是指由以下等式(1)表示的绝对值。硬度变化表示抗软化性的大小，硬度变化越接近零，则抗软化性越高。

硬度变化＝|H_b-H_a|(1)

其中

H_a表示在上述条件下进行淬火和回火并在600℃下进一步保持130小时后，在室温下测定的洛氏硬度(C标度)，并且

H_b是在上述条件下进行淬火和回火后立即在室温下测定的洛氏硬度(C标度)。

由于根据本发明的模具用钢具有相对少量的Cr和相对大量的Mo+W/2，因此当在适当的条件下对其进行淬火和回火时，大量的微细(Mo，W)碳化物析出于基体中。微细(Mo，W)碳化物不仅提高了初始硬度，而且还有助于改善抗软化性。当优化制造条件时，硬度变化可以为15HRC以下。当进一步优化制造条件时，硬度变化可以为12HRC以下或10HRC以下。

[1.3.6.热导率]

通常，添加Si是为了用作脱氧剂，或者是为了提高硬度，改善切削性，改善抗氧化性，改善200℃左右的抗回火软化性等。然而，在Si含量过高的情况下，热导率显著降低。

因为Si的量被最小化，所以根据本发明的模具用钢具有高的热导率。具体而言，当优化制造条件时，室温下的热导率可以为30W/(m·K)以上。当进一步优化制造条件时，室温下的热导率可以为35W/(m·K)以上。

[2.模具]

根据本发明的模具具有以下构成：

(1)该模具包含根据本发明的模具用钢，

(2)对于所述模具

直径为0.2μm以下的(Mo，W)碳化物的量为1.2质量％以上，

硬度变化为15HRC以下。

模具优选具有

52HRC以上的初始硬度，和/或

30W/(m·K)以上的室温下的热导率。

[2.1.模具用钢]

根据本发明的模具由根据本发明的模具用钢制成。由于模具用钢的细节如上所述，因此这里将省略其描述。

[2.2.性能]

通过在预定条件下对根据本发明的模具用钢进行淬火和回火来获得根据本发明的模具。因此，在淬火和回火后的状态下，模具具有：

(a)直径为0.2μm以下的(Mo，W)碳化物的含量为1.2质量％以上，

(b)(Mo，W)碳化物的量与Cr碳化物的量之比(质量比)为11以上，以及

(c)硬度变化为15HRC以下。

模具优选还具有：

(d)52HRC以上的初始硬度，和/或

(e)30W/(m·K)以上的室温下的热导率。

由于模具的特性的细节如上所述，因此这里将省略其描述。

[2.3.应用]

根据本发明的模具特别适合用作进行热加工的模具。根据本发明的模具的应用实例包括压铸模具、热冲压模具、模具分区冷却热成形模具等。

[3.模具的制造方法]

根据本发明的模具可以通过各种方法制造。

例如，根据本发明的模具可以通过以下方法制造：

(a)将经过混合以具有预定成分的原料熔融浇铸以形成铸锭，

(b)进行均热处理以将结晶的碳化物溶解为固溶体，

(c)对铸锭进行热锻，

(d)对热锻产品进行热处理以使其软化(例如，球化退火)，

(e)对软化的钢进行切割和粗加工，

(f)在预定条件下对粗加工产品进行淬火和回火，以及

(g)对热处理后的产品进行精加工。

各步骤的方法和条件没有特别限制，可以根据目的选择最佳的方法和条件。

或者，可以通过以下方法制造根据本发明的模具：

(a)通过雾化法制造由本发明的模具用钢构成的粉末，

(b)利用所得粉末进行增材制造，以及

(c)对制造的产品进行回火。

另外，如果需要，在回火后进行精加工。

在通过增材制造方法制造模具的情况下，当优化增材制造期间的条件时，可以在增材制造的同时进行淬火。

关于各步骤的方法和条件的其他要点没有特别限制，可以根据目的选择最佳的方法和条件。

[4.效果]

由于优化了根据本发明的模具用钢的添加成分的量，因此，当对其进行适当的热处理(均热处理，以及淬火和回火处理)时，Cr碳化物的量和(Mo，W)碳化物的量可以控制在适当的范围内。其结果是，可以获得具有15HRC以下的硬度变化并且具有优异的耐磨性的模具。另外，当优化成分和热处理条件时，初始硬度可以为52HRC以上并且/或者热导率可以为30W/(m·K)以上，由此，即使进行热加工，也可以避免模具的表面温度升高。结果，进一步防止了模具的软化。

另外，由于Cr的量比较小，因此即使在对本发明的模具进行热冲压等的情况下，也可以防止形成具有高硬度的Cr氧化物。其结果是，可以防止由于具有高硬度的Cr氧化物引起的模具磨损，或者可以防止工件表面上的氧化膜烧蚀在模具表面上。另外，由于模具具有高的热导率，所以获得缩短循环时间的效果。

此外，在添加其他成分元素例如Al、Co、Cu和Ni的情况下，可以进一步改善抗软化性、高温强度、高温淬火性和可切削性。

例如，在热冲压模具的初始硬度低的情况下，该模具在热冲压期间会磨损而损坏。此外，由于在成形过程中模具的温度升高，所以在抗软化性低的情况下，硬度低并且磨损加剧。

特别地，在为分区冷却热成形模具的情况下，模具被部分加热以将与加热区域接触的部分的冷却速度减慢到不引起马氏体相变的冷却速度，从而防止该部分的淬火。因此，由于模具的一部分长时间暴露于高温，因此该模具需要具有高的抗软化性。另外，在模具的热导率低的情况下，模具的表面温度升高，这会导致软化和磨损加剧。在热导率低的情况下，加热的钢板的热量通过模具带走的速度变慢，并且钢板淬火需要时间。此外，在钢板成形并取出后，冷却模具所需的时间更长。当在模具未充分冷却的状态下成形下一块钢板时，钢板没有充分冷却并且淬火可能不足。

相反，根据本发明的模具用钢不仅具有高的初始硬度和高的抗软化性，而且在优化制造条件时还具有高的热导率。因此，当将根据本发明的模具用钢应用于例如热冲压模具或分区冷却热成形模具时，可以缩短成形时间和冷却模具所需的时间，并且可以缩短循环时间。

实施例

(实施例1至26和比较例1至13>

[1.样品的制备]

[1.1.实施例1至21和比较例1至13(铸锭材料)]

将具有表1和表2所示的化学组成的每种钢熔融以形成铸锭。将得到的钢铸锭(不包括比较例13)在均匀加热条件下于1,240℃进行20小时的均热处理。接着，对铸锭进行热锻，以制造出截面为55mm×55mm见方的棒材。对棒材进行淬火和回火。

通过在1,030℃下均热处理60分钟，然后以20℃/min至30℃/min的冷却速率快速冷却，从而进行淬火。

通过重复两次在540℃至600℃下均热处理1小时然后进行空冷的处理来进行回火。为每个样品选择硬度最高的温度作为回火温度。

[1.2.实施例22至26(增材制造材料)]

制备具有表1和2中所示的化学组成的每种粉末。通过使用所获得的粉末进行增材制造，以制造出截面为55mm×55mm见方的棒材。

接下来，对棒材进行回火。回火条件与铸锭材料的回火条件相同。

[2.试验方法]

[2.1.碳化物的量]

从淬火和回火后的棒材获得用于测定碳化物的量的10mm×12mm×20mm的试验片。用电解萃取法测定该试验片中所含的碳化物的总量(质量)。此外，通过SEM-EDX(扫描电子显微镜-能量色散X射线光谱法)方法自动分析通过电解提取的碳化物，并且测定直径为0.2μm以下的各碳化物的组成和量(数量)。基于所获得的结果，计算出(Mo，W)碳化物的量以及(Mo，W)碳化物的量与Cr碳化物的量之比。

将(Mo，W)碳化物的量为1.2质量％以上并且(Mo，W)碳化物的量与Cr碳化物的量之比为11以上的情况评价为“A”，其他情况评价为“B”。

[2.2.初始硬度]

从淬火和回火后的棒材的剩余材料获得用于测定初始硬度的试验片，并且将截面(垂直于棒材的轴向的截面)平面研磨。使用研磨面作为测试面，在室温下测定洛氏硬度(C标度)。在540℃至600℃范围内的不同温度下进行回火，将最大硬度为52HRC以上的情况评价为“A”，将其他情况评价为“B”。

[2.3.抗软化性(硬度变化)

将淬火和回火后的棒材的剩余材料在600℃下加热130小时。冷却至室温后，从剩余材料获得用于测定硬度的试验片，并且将截面(垂直于棒材的轴向的截面)平面研磨。使用研磨面作为测试面，在室温下测定洛氏硬度(C标度)。将通过从初始硬度中减去热处理后的硬度而得到的值为15HRC以下的情况评价为“A”，将其他情况评价为“B”。

[2.4.热导率]

由淬火和回火后的棒材的剩余材料获得用于测定热导率的10mm(直径)×2mm的试验片。通过使用激光闪光法测定室温下的热导率。在室温下具有30W/(m·K)以上的热导率的情况评价为“A”，其他情况评价为“B”。

[2.5.磨损试验]

由淬火和回火后的棒材的剩余材料制备30mm×60mm×50mm的冲头。作为回火温度，选择初始硬度最高的温度。使用该冲头，对加热至920℃的未镀覆钢板进行帽形弯曲，并对冲头进行磨损评价。

图1示出了帽形弯曲的示意图。首先，将钢板14放置在模具12上，该模具包括突出部12a、设置在突出部12a的左侧和右侧的可移动部分12b和12b以及支撑可移动部分12b和12b的弹簧12c和12c(图1(A))。接下来，降低设置在突出部12a上方的板16以及设置在板16的左侧和右侧的冲头18和18，以使钢板14的四个点弯曲(图1(B))。帽形弯曲是一项加速试验，间隙(clearance)为-15％。

图2示出由于帽形弯曲而磨损的冲头的表面的外部照片。在上述条件下进行帽形弯曲，将在90次以内出现如图2所示的磨损的情况评价为“B”，将其他情况评价为“A”。

[2.6.烧蚀试验]

以与磨损试验中相同的方式制备冲头。使用该冲头对加热到920℃的镀铝钢板进行帽形弯曲。间隙为-30％。

图3示出了由于帽形弯曲而烧蚀的冲头的表面的外部照片。在上述条件下进行帽形弯曲，将在90次以内出现如图3所示的这种烧蚀的情况评价为“B”，将其他情况评价为“A”。

[3.结果]

结果示于表3至表6。从表3至表6可以看出以下内容。

(1)在比较例1中，初始硬度低，硬度变化大，并且耐磨性低。认为这是因为C的量小且微细碳化物的量小。

(2)在比较例2中，初始硬度低，硬度变化大，并且耐磨性低。认为这是因为C的量过大，并且粗大的碳化物的量较大。

(3)在比较例3中，硬度变化大，热导率低，耐磨性低，并且耐烧蚀性低。认为这是因为，由于Si的含量高，所以热导率低，并且由于Cr的含量高，因此微细(Mo，W)碳化物的量小。

(4)在比较例4中，硬度变化大，热导率低，耐磨性低，并且耐烧蚀性低。认为这是因为，由于C和Cr的量高，因此微细(Mo，W)碳化物的量小，并且Mn的量过大。

(5)在比较例5中，硬度变化大，热导率低，耐磨性低，并且耐烧蚀性低。认为这是因为，由于Cr的量高，因此微细(Mo，W)碳化物的量小。

(6)在比较例6中，硬度变化大，热导率低，耐磨性低，并且耐烧蚀性低。认为这是因为与比较例5相比，Cr的量进一步过量。

(7)在比较例7中，硬度变化大，热导率低，耐磨性低，并且耐烧蚀性低。认为这是因为与比较例5相比，Cr的量进一步过量。

(8)在比较例8中，初始硬度低，硬度变化大，耐磨性低。认为这是因为Mo+W/2的量小。

(9)在比较例9中，初始硬度低，硬度变化大，热导率低，耐磨性低，并且耐烧蚀性低。认为这是因为Mo+W/2的量过大并且碳化物粗大。

(10)在比较例10中，初始硬度低，硬度变化大，并且耐磨性低。认为这是因为V的量过大，并且固溶C的量和微细(Mo，W)碳化物的量小。

(11)在比较例11中，硬度变化大，并且耐磨性低。认为这是因为N的量小。

(12)在比较例12中，硬度变化大，并且耐磨性低。认为这是因为N的量过大。

(13)在比较例13中，初始硬度低，硬度变化大，并且耐磨性低。认为这是因为未进行均热处理而残留了粗大的结晶碳化物，并且固溶C的量和微细(Mo，W)的碳化物的量小。

(14)在所有实施例1至26中，初始硬度为52HRC以上，硬度变化为15HRC以下，并且室温下的热导率为30W/(m·K)以上。另外，所有实施例的耐磨性和耐烧蚀性均优异。因此，当将实施例的合金应用于例如热冲压模具时，可以提高耐磨性。

尽管上面已经详细描述了本发明的实施方案，但是本发明不限于上述实施方案，并且可以在不脱离本发明的主旨的情况下进行各种修改。

本申请基于2019年12月3日提交的日本专利申请No.2019-218621和2020年10月13日提交的日本专利申请No.2020-172572，它们的全部内容通过引用合并于此。

工业实用性

根据本发明的模具用钢可以用作压铸模具、热冲压模具、分区冷却热成形模具等的材料。

Claims

1.一种模具用钢，其由以下元素构成：

0.28质量％≤C≤0.65质量％，

0.01质量％≤Si≤0.30质量％，

1.5质量％≤Mn≤3.0质量％，

0.5质量％≤Cr≤1.4质量％，

1.9质量％≤Mo+W/2≤4.0质量％，

0.2质量％≤V≤1.0质量％，

0.01≤N≤0.10质量％，

Al≤1.5质量％，

Ti≤0.5质量％，

Nb≤0.5质量％，

Zr≤0.5质量％，

Ta≤0.5质量％，

Co≤1.0质量％，

Ni≤1.0质量％，

Cu≤1.0质量％，

S≤0.15质量％，

Ca≤0.15质量％，

Se≤0.35质量％，

Te≤0.35质量％，

Bi≤0.50质量％，和

Pb≤0.50质量％，

余量为Fe和不可避免的杂质，

其中，在淬火和回火后的状态下，所述钢包含：

1.2质量％以上的直径为0.2μm以下的(Mo，W)碳化物，

(Mo，W)碳化物的量与Cr碳化物的量的质量之比为11以上，并且

硬度变化为15HRC以下，

其中，所述硬度变化是指由下式(1)表示的绝对值，

硬度变化＝∣H_b-H_a∣ (1)

H_a表示在以下条件下进行淬火和回火：(a)于1,030℃±20℃的温度下均热处理45分钟±15分钟，然后以9℃/min至30℃/min的冷却速度淬火，以及(b)进行两次回火，其中所述回火为在540℃至600℃的温度下进行均热处理1小时，然后进行空气冷却；并在600℃下进一步保持130小时后，在室温下测定的洛氏硬度；

H_b表示在上述条件下进行淬火和回火后立即在室温下测定的洛氏硬度。

2.根据权利要求1所述的模具用钢，还包含选自由以下组成的组的至少一种元素：

0.005质量％≤Al≤1.5质量％，

0.01质量％≤Ti≤0.5质量％，

0.01质量％≤Nb≤0.5质量％，

0.01质量％≤Zr≤0.5质量％，和

0.01质量％≤Ta≤0.5质量％。

3.根据权利要求1所述的模具用钢，还包含：

0.01质量％≤Co≤1.0质量％。

4.根据权利要求1所述的模具用钢，进一步包含选自由以下组成的组的至少一种元素：

0.30质量％≤Ni≤1.0质量％，和

0.30质量％≤Cu≤1.0质量％。

5.根据权利要求1所述的模具用钢，进一步包含选自由以下组成的组的至少一种元素：

0.01质量％≤S≤0.15质量％，

0.001质量％≤Ca≤0.15质量％，

0.03质量％≤Se≤0.35质量％，

0.01质量％≤Te≤0.35质量％，

0.01质量％≤Bi≤0.50质量％，和

0.03质量％≤Pb≤0.50质量％。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的模具用钢，在淬火和回火后的状态下，初始硬度为52HRC以上。

7.根据权利要求1至5中任一项所述的模具用钢，在淬火和回火后的状态下，在室温下的热导率为30W/(m·K)以上。

8.一种模具，包括权利要求1至7中任一项所述的模具用钢，

其中所述模具包含：

1.2质量％以上的直径为0.2μm以下的(Mo，W)碳化物，

(Mo，W)碳化物的量与Cr碳化物的量的质量之比为11以上，并且

硬度变化为15HRC以下。

9.根据权利要求8所述的模具，其初始硬度为52HRC以上。

10.根据权利要求8或9所述的模具，其在室温下的热导率为30W/(m·K)以上。