CN116641001A - 模具用钢和模具 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种模具用钢，并且涉及包含该模具用钢的模具，所述模具用钢包含：以质量％计，0.55％≤C≤0.70％；0.30％≤Si≤0.60％；0.55％≤Mn≤1.2％；5.7％≤Cr≤6.9％；1.2％≤Mo+W/2≤1.6％；0.55％≤V≤0.79％；以及0.005％≤N≤0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质，所述杂质包含以质量％计的Al≤0.020％、Ni≤0.20％、S≤0.0015％和Cu≤0.10％，并且满足P1≥24且4.9≤P2≤7.3，P1和P2分别为基于下式(1)和(2)获得的值，P1＝45‑13.6[Si]‑7.0([Mo]+[W]/2)‑12.9[Ni](1)，P2＝7.4[V]+15.8[N]+38.6[Al](2)，其中[M]表示以质量％计的元素M的含量。

Description

模具用钢和模具

技术领域

本发明涉及模具用钢和模具，更具体而言，本发明涉及用于构成诸如热冲压模具等模具的模具用钢以及这类模具。

背景技术

在构成通过压制成形等加工钢材的模具所用的模具用钢中，从改善模具的耐磨性和耐热冲击性的观点出发，期望模具用钢具有高的硬度和韧性。在诸如温成形、热冲压、温切边和冲孔之类的高温条件下使用的模具中，改善其耐磨性和耐热冲击性是非常重要的。例如，专利文献1公开了一种热加工用工具钢，其包含以重量％计的大于0.35％且小于0.45％的C、1.00％以下的Si、0.1％至1.5％的Mn、0.1％至1.5％的Ni、4.35％至5.65％的Cr、按照W/2+Mo为1.5％至3.5％的W和Mo中的一者或两者、0.5％至1.5％的V、Si和Cr的量满足Si<(18.7/Cr)-3.3的关系式，并且余量为Fe和不可避免的杂质。认为该热加工用工具钢在高硬度范围内具有高韧性。此外，专利文献2公开了一种用于温加工和热加工的工具钢，其包含以重量％计的0.45％以上且小于0.65％的C、0.60％以下的Si、1.50％以下的Mn、3.00％至5.50％的Cr、按照W/2+Mo为2.00％至3.50％的W和Mo中的一者或两者、0.80％至1.60％的V、0.30％至5.00％的Co、0.005％以下的S，并且余量为Fe和不可避免的杂质。认为该工具钢具有优异的高温强度和韧性。

专利文献1：JPH04-308059A

专利文献2：JPH02-11736A

发明内容

在专利文献1中公开的热加工用工具钢中，硬度最高为54HRC。以这种硬度，可能难以确保作为模具用钢的足够高的耐磨性。认为由于C和Cr的含量相对较少，因此专利文献1的热加工用工具钢难以获得高硬度。在C含量增加的情况下，可以提高模具用钢的硬度，但是随着硬度增大，可能产生诸如结晶碳化物之类的粗大碳化物，因此即使在获得了高硬度的情况下，韧性可能会降低。此外，为了改善耐热冲击性，认为除了提高模具用钢的韧性以外，通过提高热导率从而使得难以因局部加热而对模具表面施加大的冲击也是有效的，但在专利文献1和2中没有考虑提高热导率。

本发明的目的是提供具有优异的耐磨性和耐热冲击性的模具用钢和模具。

为了解决上述问题，根据本发明的钢是一种模具用钢，包含：以质量％计，0.55％≤C≤0.70％；0.30％≤Si≤0.60％；0.55％≤Mn≤1.2％；5.7％≤Cr≤6.9％；1.2％≤Mo+W/2≤1.6％；0.55％≤V≤0.79％；以及0.005％≤N≤0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质，所述杂质包含以质量％计的Al≤0.020％、Ni≤0.20％、S≤0.0015％和Cu≤0.10％，并且满足P1≥24且4.9≤P2≤7.3，P1为基于下式(1)获得的值，并且P2为基于下式(2)获得的值，P1＝45-13.6[Si]-7.0([Mo]+[W]/2)-12.9[Ni](1)，P2＝7.4[V]+15.8[N]+38.6[Al](2)，在式(1)和(2)中，[M]表示以质量％计的元素M的含量。

该模具用钢在淬火和回火后的状态下，优选具有58HRC以上61HRC以下的室温硬度、以及20W/(m·K)以上的室温热导率。

该模具用钢还可包含以质量％计的选自由以下元素组成的组中的至少一种元素：0.01％≤Nb≤0.5％、0.01％≤Zr≤0.5％和0.01％≤Ta≤0.5％。该模具用钢还可包含以质量％计的0.10％≤Co≤1.0％。

该模具用钢在淬火后的状态下，优选具有按照JIS G 0551:2020中定义的晶粒度级别数为5以上的结晶粒度。该模具用钢在淬火和回火后的状态下，优选具有粒度小于25μm的结晶碳化物。

根据本发明的模具为包括所述模具用钢的模具。

该模具可为热冲压模具。

根据本发明的模具用钢通过包含上述成分组成，兼具高硬度和高热导率，并且抑制粗大碳化物的形成和晶粒的粗化。作为结果，该模具用钢同时高程度地实现了高耐磨性和高耐热冲击性这两者。特别是在满足P1≥24的情况下，获得了高的热导率改善效果。此外，在满足4.9≤P2≤7.3的情况下，由于晶粒的细化而获得了改善韧性的高效果。作为结果，获得了具有特别优异的耐热冲击性的模具用钢。将Al、Ni、S和Cu的含量限制在预定上限或更低也有助于提高耐热冲击性。此外，通过采用上述成分组成，可以提供耐磨性和耐热冲击性优异的模具，同时将添加合金元素的含量限制为相对较小，并且避免了制造成本高的工艺，例如粉末成形。

在本文中，当模具用钢在淬火和回火后的状态下的室温硬度为58HRC以上61HRC以下、并且室温热导率为20W/(m·K)以上的情况下，能够获得足以提高耐磨性的高硬度，能够防止由于采用提供过高硬度的成分组成而导致的粗大结晶碳化物的产生和晶粒的粗化，从而能够防止与之相关的韧性降低，并且能够确保高的耐热冲击性。此外，由于模具用钢具有足够高的热导率，因此可以防止模具的表面温度升高，减少热量在表面上的集中，从而增强耐热冲击性。

在模具用钢还包含上述特定量的选自由Nb、Zr和Ta组成的组中的至少一种元素的情况下，能够特别地增强模具用钢的韧性。

在模具用钢还包含上述特定量的Co的情况下，模具用钢的高温强度得到改善。

当模具用钢在淬火后的状态下具有按照JIS G 0551:2020中定义的晶粒度级别数为5以上的结晶粒度的情况下，或者当模具用钢在淬火和回火后的状态下具有粒度小于25μm的结晶碳化物的情况下，通过抑制粗大结晶碳化物的形成，可以特别容易地增强模具用钢的耐热冲击性。

由于根据本发明的模具包括如上所述的模具用钢，因此所述模具具有优异的耐磨性和耐热冲击性。由于模具具有这些特性，因此该模具特别适合用作热冲压模具。

附图说明

图1为用于评价耐磨性的帽形弯曲试验的示意性截面图；

图2为示出P1值与热导率之间的关系的图；

图3为示出P2值与结晶粒度之间的关系的图；以及

图4为示出相对于S含量和Cu含量的耐热冲击性试验结果的图。

具体实施方式

下文中，将详细描述根据本发明的实施方案的模具用钢和模具。

根据本发明的实施方案的模具用钢包含以下元素，余量为Fe和不可避免的杂质。添加元素的种类、成分占比、限制理由等如下。成分占比的单位为质量％。在下文中，除非另有特别说明，否则各特性为室温(约25℃)时评价的值。在以9℃/min至100℃/min的冷却速率从淬火温度(例如1,030℃±20℃)至200℃进行淬火以及在500℃至600℃进行回火之后，评价热处理后的状态的待评价特性。

[各成分元素的含量]

0.55％≤C≤0.70％

C在淬火时溶解在基质相中并形成马氏体组织，从而提高模具用钢的硬度。此外，C还通过与Cr、Mo、V等一起形成碳化物提高模具用钢的硬度。

通过将C含量设定为满足0.55％≤C，可以确保C的固溶量和碳化物的形成量，从而获得高硬度。从获得足够的耐磨性的观点出发，模具用钢优选通过淬火和回火具有58HRC以上的硬度，但是在满足0.55％≤C的情况下，容易实现58HRC以上的高硬度。优选地，C含量可满足0.57％≤C。

另一方面，在C含量过多的情况下，粗大碳化物可能会增加，因此模具用钢的韧性可能会降低。此外，热导率也可能会降低。作为结果，模具用钢难以获得高的耐热冲击性。在满足C≤0.70％的情况下，抑制粗大碳化物的产生，并确保高的热导率，因此获得高的耐热冲击性。在提供过高硬度的合金组成中，可能会出现粗大碳化物的产生和热导率的降低，因此，在模具用钢中，优选通过淬火和回火将硬度限制为61HRC以下。在满足C≤0.70％的情况下，硬度被限制为61HRC以下，因此容易确保高的耐热冲击性。优选地，C含量可满足C≤0.65％。更优选地，C含量可满足C≤0.64％。

0.30％≤Si≤0.60％

Si使模具用钢的硬度提高，并且在满足0.30％≤Si的情况下，能够充分获得提高硬度的效果。Si还起到脱氧剂的作用以及在制造模具时改善机械加工性的作用。优选地，Si含量可满足0.40％≤Si。更优选地，Si含量可满足0.42％≤Si。

另一方面，在Si含量过多的情况下，模具用钢的热导率降低。此外，可能产生粗大结晶碳化物。因此，从确保高热导率和抑制形成粗大结晶碳化物的观点出发，将Si设定为满足Si≤0.60％。优选地，Si含量可满足Si≤0.55％。

0.55％≤Mn≤1.2％

Mn具有增强模具用钢的淬火性的作用。此外，Mn还能有效地增强模具用钢的韧性。从获得高的淬火性和韧性的观点出发，将Mn含量设定为满足0.55％≤Mn。优选地，Mn含量可满足0.70％≤Mn。更优选地，Mn含量可满足0.75％≤Mn。

另一方面，Mn是降低模具用钢的热导率的元素。因此，从确保高热导率的观点出发，将Mn含量设定为满足Mn≤1.2％。优选地，Mn含量可满足Mn≤1.1％。

5.7％≤Cr≤6.9％

Cr具有提高模具用钢的硬度的作用。与Mn类似，Cr具有提高模具用钢的淬火性和韧性的作用。从获得高的硬度、淬火性和韧性的观点出发，将Cr含量设定为满足5.7％≤Cr。优选地，Cr含量可满足5.9％≤Cr。

另一方面，与Mn类似，Cr也降低了模具用钢的热导率。因此，从确保高热导率的观点出发，将Cr含量设定为满足Cr≤6.9％。优选地，Cr含量可满足Cr≤6.7％。更优选地，Cr含量可满足Cr≤6.5％。

1.2％≤Mo+W/2≤1.6％

Mo和W通过形成二次碳化物而有助于提高模具用钢的硬度。从确保模具用钢期望的高硬度的观点出发，将Mo和W的含量按照Mo含量和W含量的一半的总和(Mo+W/2)设定为满足1.2％≤Mo+W/2。作为结果，容易获得58HRC以上的高硬度。优选地，Mo和W的含量可满足1.3％≤Mo+W/2。更优选地，Mo和W的含量可满足1.32％≤Mo+W/2。

另一方面，Mo和W是降低模具用钢的热导率的元素。此外，Mo和W是昂贵的元素，因此在模具用钢中包含大量的Mo和W的情况下，材料成本增加。从确保高热导率和降低材料成本的观点出发，将Mo和W的含量设定为满足Mo+W/2≤1.6％。优选地，Mo和W的含量可满足Mo+W/2≤1.55％。

0.55％≤V≤0.79％

V产生钉扎颗粒，其可抑制淬火时晶粒的粗化。作为抑制晶粒粗化的结果，模具用钢的韧性得以提高。在满足0.55％≤V的情况下，有效地抑制淬火时晶粒的粗化，从而使韧性得到增强。优选地，V含量可满足0.57％≤V。

另一方面，在V含量太大的情况下，会析出大量的粗大碳化物。粗大碳化物无助于硬度的提高。此外，由于粗大碳化物是裂纹的起点，因此模具用钢的韧性反而降低。因此，从抑制形成粗大碳化物的观点出发，将V设定为满足V≤0.79％。优选地，V含量可满足V≤0.75％。更优选地，V含量可满足V≤0.72％。

0.005％≤N≤0.1％

N产生具有钉扎效应的氮化物，钉扎效应可抑制淬火时晶粒的粗化。通过抑制淬火时晶粒的粗化，提高模具用钢的韧性。此外，氮化物还可作为结晶碳化物的核，通过微细地分散并形成核，从而具有使结晶碳化物细化的作用。从充分获得这些效果的观点出发，优选将N设定为满足0.005％≤N。优选地，N含量可满足0.01％≤N。

另一方面，在N含量太大的情况下，氮化物聚集，因此钉扎颗粒变大。作为结果，晶粒变粗。此外，作为结晶碳化物的核的氮化物聚集，因此结晶碳化物变大。从避免晶粒粗化和形成粗大结晶碳化物的观点出发，将N设定为满足N≤0.1％。优选地，N含量可满足N≤0.05％。更优选地，N含量可满足N≤0.03％。

根据本发明实施方案的模具用钢包含上述预定量的C、Si、Mn、Cr、V、N，以及Mo和W中的至少一者，余量包含Fe和不可避免的杂质。在本文中，作为不可避免的杂质，可以包含Al、Ni、S和Cu，并且将它们的含量限制在以下范围内。

Al≤0.020％

在模具用钢中，Al容易形成粗大夹杂物，从而降低耐热冲击性。从抑制形成夹杂物以及确保高的耐热冲击性的观点出发，不向模具用钢中添加Al，而仅作为不可避免的杂质包含Al，并且将Al含量限制为0.020％以下。优选地，含量可为0.015％以下。更优选地，含量可为0.010％以下。

Ni≤0.20％

Ni降低模具用钢的热导率。从确保高热导率的观点出发，不向模具用钢中添加Ni，而仅作为不可避免的杂质包含Ni，并且将Ni含量限制为0.20％以下。优选地，含量可为0.16％以下。更优选地，含量可为0.13％以下。

S≤0.0015％

与Al类似，S也容易在模具用钢中形成粗大夹杂物，从而降低耐热冲击性。从抑制形成夹杂物以及确保高的耐热冲击性的观点出发，不向模具用钢中添加S，而仅作为不可避免的杂质包含S，并且将S含量限制为0.0015％以下。优选地，含量可为0.0012％以下。更优选地，含量可为0.0010％以下。

Cu≤0.10％

与Ni类似，Cu也降低模具用钢的热导率。从确保高热导率的观点出发，不向模具用钢中添加Cu，而仅作为不可避免的杂质包含Cu，并且将Cu含量限制为0.10％以下。优选地，含量可为0.08％以下。更优选地，含量可为0.06％以下。

根据本发明实施方案的模具用钢中可以包含的除Al、Ni、S和Cu以外的不可避免的杂质的实例包括P<0.05％、O<0.01％、Co<0.10％、Nb<0.01％、Ta<0.01％、Ti<0.01％、Zr<0.01％、B<0.001％、Ca<0.001％、Se<0.03％、Te<0.01％、Bi<0.01％、Pb<0.03％、Mg<0.02％、以及稀土金属(REM)<0.10％。

除了上述必要元素以外，根据本发明实施方案的模具用钢还可以任选地包含选自以下元素中的一种或多种元素。各元素的成分占比、限制原因等如下。

0.01％≤Nb≤0.5％、0.01％≤Zr≤0.5％、0.01％≤Ta≤0.5％

Nb、Zr和Ta产生析出物，这些析出物可用作抑制淬火时晶粒粗化的钉扎颗粒。抑制淬火时晶粒的粗化并使晶粒变成细粒，由此提高模具用钢的韧性。将各元素含量的下限值限定为获得析出物的量足以表现出钉扎效应时的含量。从抑制析出物聚集而不能有效地发挥作为钉扎颗粒的作用的观点出发，限定上限值。

0.10％≤Co≤1.0％

Co具有提高模具用钢的强度、特别是高温强度的作用。将含量的下限值限定为获得提高高温强度的效果时的含量。从抑制降低热导率并降低材料成本的观点出发，限定上限值。

[成分元素的含量之间的关系]

接下来，将描述成分元素的含量之间的关系。在下文中，在限定成分元素的含量之间的关系的数学式中，[M]表示以质量％计的元素M的含量。此外，在模具用钢中不包含不是必要包含的元素的情况下，在数学式中将其含量设定为0。

P1≥24

基于下式(1)获得P1。

P1＝45-13.6[Si]-7.0([Mo]+[W]/2)-12.9[Ni] (1)

式(1)中包含的Si、Mo、W和Ni都通过固溶于模具用钢中而降低热导率。通过将这些元素的含量限制为少的从而提高P1值，由此获得高的热导率。在以下实例中，也证实了当P1增大时，热导率倾向于提高(参见图2)。在P1≥24的情况下，容易获得20W/(m·K)以上的高热导率。优选地，P1可满足P1≥25。更优选地，P1可满足P1≥26。在模具用钢中，优选热导率较高，因此对于P1值不特别设定上限，只要Si、Mo+W/2和Ni分别不落在上述各自的下限值以下即可。

4.9≤P2≤7.3

基于下式(2)获得P2。

P2＝7.4[V]+15.8[N]+38.6[Al] (2)

式(2)中包含的V、N和Al都有助于形成诸如碳氮化物和氮化物之类的抑制淬火时晶粒的粗化的钉扎颗粒。作为抑制晶粒粗化的结果，模具用钢的韧性得以提高。在满足4.9％≤P2的情况下，有效地抑制了淬火时晶粒的粗化，从而韧性得到增强。优选地，P2可满足5.0≤P2。更优选地，P2可满足5.2≤P2。

另一方面，在V、N和Al的含量太大的情况下，析出大量的粗大析出物。粗大析出物难以成为钉扎颗粒，因此不能有效地抑制粗大晶粒的形成。此外，容易形成粗大结晶碳化物和夹杂物。作为结果，模具用钢的韧性降低。因此，从防止这些现象的观点出发，将P2设定为满足P2≤7.3。优选地，P2可满足P2≤7.0。更优选地，P2可满足P2≤6.5。如下文实施例所示(参照图3)，P2太小或太大时，P2不能有效地实现因产生钉扎颗粒而抑制粗大晶粒的形成，但满足4.9≤P2≤7.3时，在淬火后的状态下，容易实现晶粒的细化，其中获得了按照JIS G0551:2020(在下文中，同样适用晶粒度级别数)中规定的晶粒度级别数为5以上的结晶粒度。

[模具用钢的特性]

由于本发明实施方案的模具用钢包含上述成分组成，因此实现了高耐磨性和高耐热冲击性这两者。具体而言，由于模具用钢在进行热处理后表现出高硬度，因此获得高耐磨性。同时，模具用钢具有高韧性和高热导率。由于模具用钢具有高热导率，因此不易于发生由于局部加热而对模具表面施加大的冲击。因此，通过具有高韧性和高热导率，获得高耐热冲击性。

例如，在模具用钢通过淬火和回火具有58HRC以上、以及进一步地59HRC以上的高硬度的情况下，模具用钢作为模具，特别是作为热冲压用模具，表现出足够高的耐磨性，并且可以防止模具损坏。特别是在待加工钢板的表面具有大量氧化物或经过镀覆处理的情况下，热冲压用模具容易产生磨损，但在这些情况中，如果模具如上所述具有高硬度，则也能够有效地防止模具的磨损。

另一方面，在模具用钢的组成提供过高的硬度的情况下，例如在包含大量C的情况下，由于粗大结晶碳化物的产生，模具的韧性可能会降低。此外，热导率可能会降低。韧性的降低和热导率的降低导致模具的耐热冲击性降低。因此，从通过提高韧性和热导率来确保耐热冲击性的观点出发，优选将模具用钢在淬火和回火后的状态的硬度限制为61HRC以下。作为结果，例如，在淬火和回火后的状态下获得高的热导率，如20W/(m·K)以上，并且由于提高韧性和提高热导率这两种效果，模具用钢获得了优异的耐热冲击性。在诸如热冲压之类的伴随加热的条件下使用模具进行成形时，模具表面的温度在成形期间瞬间上升，因此容易对模具表面施加热负荷(热冲击)。然而，在模具具有高的耐热冲击性的情况下，可以防止由于热冲击在模具中出现裂纹。因此，从避免成形期间的损坏的观点出发，对于诸如热冲压模具之类的机械负荷大且热负荷大的模具，应当包含除了耐磨性以外还具有优异的耐热冲击性的材料。

这样，在提高韧性和提高热导率这两方面，设定模具用钢的成分组成从而使得硬度不会变得太高是提高耐热冲击性的良好指标。进一步地，通过设定成分组成从而使得由上述式(1)和式(2)确定的P1和P2取预定范围内的值，能够有效地提高模具用钢的耐热冲击性。换言之，在满足P1≥24的情况下，在提高热导率方面获得了好的效果。此外，在满足4.9≤P2≤7.3的情况下，通过抑制粗大晶粒的产生，从而在提高韧性方面获得好的效果。通过组合这些效果，获得了优异的耐热冲击性。进一步地，在模具用钢中，将作为不可避免的杂质而包含的Ni和Cu的含量限制在预定的上限以下，这也有助于确保高的热导率，从而提高耐热冲击性。此外，将作为不可避免的杂质而包含的Al和S的含量限制在预定的上限以下，这也有助于抑制粗大夹杂物的形成，从而提高耐热冲击性。

从提高韧性的观点出发，根据本发明实施方案的模具用钢在淬火后的状态下具有按照JIS G 0551:2020中定义的5以上、更优选7以上、以及进一步优选9以上的结晶粒度。例如，可通过对淬火后的模具用钢的截面进行打磨和腐蚀，并测定晶粒的平均粒度，从而进行结晶粒度的评价。此外，在淬火和回火后的状态下，模具用钢中的结晶碳化物的粒度可小于25μm。作为结果，以高水平获得通过抑制粗大结晶碳化物的形成而提高韧性的效果。结晶碳化物的粒度更优选小于20μm。以在对经过淬火和回火的模具用钢的截面进行适当腐蚀后截面中产生的结晶碳化物的直径的最大值评估结晶碳化物的粒度。进一步地，如上所述，模具用钢在淬火回火后的状态下优选具有20W/(m·K)以上的热导率，并且更优选具有24W/(m·K)以上的热导率。

如上所述，根据本发明实施方案的模具用钢包含预定的成分组成，从而实现高耐磨性和高耐热冲击性两者。这些特性是在降低昂贵的添加合金元素如Mo和W的含量的同时实现的，从而降低模具用钢的材料成本。此外，当制造模具时，不需要使用诸如粉末成形之类的制造成本高的制造方法。

从实现上述高硬度、高热导率以及抑制形成粗大晶粒和粗大结晶碳化物的观点出发，作为优选的热处理条件，根据本发明实施方案的模具用钢可例举为以下形式，其中对熔融和铸造后的钢材进行适当锻造，并且在1,030℃±20℃均热45分钟±15分钟，以9℃/min至100℃/min的冷却速率冷却进行淬火，并进一步在500℃至600℃回火。进一步地，从减少结晶碳化物的产生的观点出发，优选在锻造前在1,150℃以上进行均热处理。作为不可避免的杂质的Al、Ni、S和Cu的含量可以通过(例如)精炼时的搅拌时间进行调整。通过使这些包含在熔融金属中的杂质元素逸散至熔融金属的上部，可实现含量的减少。

由于根据本发明实施方案的模具用钢表现出高耐磨性和高耐热冲击性，因此根据本发明实施方案的模具用钢能够适用于诸如温成形、热冲压、温切边和冲孔之类的高温条件下施加大的机械负荷的用途的模具。特别地，本发明优选应用于热冲压用模具。然而，本发明并不限制于此，也可以用于形成诸如树脂或橡胶材料的成形之类的各种用途的模具。

实施例

下文中，通过实施例对本发明进行更详细的说明。

[样品的制备]

制备各自具有表1和表2所示的成分组成的模具用钢。具体而言，将具有各组成比的钢在真空感应炉中熔化，然后铸造锭料。将获得的铸锭热锻，然后在1,150℃进行均热处理以进行各种试验。

[试验方法]

在下文中，将描述各试验的方法。除非另有说明，否则各评价均在室温于空气中进行。

<硬度测定>

将各样品的合金在1,030℃均热60分钟，然后以9℃/min的速率冷却进行淬火。然后，进行两次回火，其中在500℃至600℃进行1小时的均热，然后进行空气冷却。然后，收集10mm×12mm的试样。在切割出试样的截面后，对切割表面进行平面打磨，并在室温通过洛氏C标度(HRC)测定硬度。记录在500℃至600℃的回火温度范围内显示的硬度最高值。在硬度为58HRC以上61HRC以下的情况下，可以评价为硬度在适当的范围内。

<结晶碳化物的粒度评价>

使用硬度测定后的试样来评价结晶碳化物的粒度。在评价中，用腐蚀溶液腐蚀样品的截面，然后在显微镜下观察。以200倍的放大倍数观察十个视野，并测量总共15mm²的观察视野中的结晶碳化物的粒度。在粒度的估算中，通过二值化对观察图像中观察到的白色结晶碳化物进行增强(emphasized)，并将结晶碳化物的粒度折算为等效圆直径。然后，记录观察图像中的结晶碳化物的粒度的最大值。在获得的粒度的最大值小于25μm的情况下，可以认为充分抑制了粗大结晶碳化物的产生。

<热导率的测定>

从用于硬度测定的剩余材料中切出直径为10mm×2mm的区域，以获得用于测定热导率的试样。通过激光闪光法测定试样的热导率。在热导率为20W/(m·K)以上的情况下，可以评价为热导率足够高。

<结晶粒度的评价>

将各试样在1,050℃均热5小时，然后以30℃/min的速率冷却以进行淬火。将试样的截面切出、打磨并腐蚀，并且用显微镜观察面积为450mm²的区域。该区域中的平均粒度根据“钢的奥氏体结晶粒度的试验方法”的JIS G 0551:2020中规定的晶粒度级别数进行评价，并且评价有无淬火导致的晶粒粗化。在获得的结晶粒度按照晶粒度级别数为5以上的情况下，可以评价为充分抑制了粗大晶粒的产生。

<耐磨性的评价>

为了评价模具用钢的耐磨性，制备30mm×60mm×50mm的块状冲头作为部件模拟使用各样品的模具用钢的模具。在硬度测定试验中获得最高硬度的条件下，对冲头进行淬火和回火。如图1所示，使用通过淬火和回火获得的冲头1和冲模2对加热后的钢板3进行帽形弯曲。通过将冲头1和冲模2之间的间隙设定为-15％的加速试验，评价冲头1的耐磨性。作为待处理的钢板3，使用板厚为1.2mm并加热至980℃的热冲压钢板。钢板3的表面上形成氧化物。未对钢板3进行镀覆处理。在更换钢板3的同时进行多次加工，并且当冲头1磨损到在90次以内的加工中造成冲压加工的问题的程度时，将耐磨性评价为“C”，即耐磨性低。另一方面，当冲头1磨损，但在冲压加工中没有问题时，将耐磨性评价为“A”，即耐磨性高。进一步地，当冲头1几乎没有产生视觉上可辨识的磨损时，将耐磨性评价为“AA”，即耐磨性特别高。

<耐热冲击性的评价>

将各试样切割成直径为15.5mm×15.5mm的尺寸，并在与评价耐磨性相同的条件下进行淬火和回火处理，以制备试样。利用以下过程重复施加热负荷来评价获得的试样的耐热冲击性：通过高频加热来加热试样的表面然后进行水冷却作为一个循环。直至进行200个循环，在产生大裂纹的情况下，将耐热冲击性评价为“C”，即耐热冲击性低。另一方面，在仅产生微小裂纹的情况下，将耐热冲击性评价为“A”，即耐热冲击性高。进一步地，在没有产生裂纹的情况下，将耐热冲击性评价为“AA”，即耐热冲击性特别高。

[试验结果]

表1和表2示出根据各个实施例和比较例的各模具用钢的成分组成、基于成分组成计算的P1和P2的值、以及上述各试验的结果。

表1

表1(续)

表2

表2(续)

<各成分元素的含量和模具用钢的特性>

根据表1所示的各实施例的模具用钢包含上述本公开中规定的成分组成。P1和P2的值也在预定范围内。根据各个实施例的各模具用钢具有58HRC以上61HRC以下的硬度、20W/(m·K)以上的热导率以及5以上的晶粒度级别数。此外，结晶碳化物的最大粒度被限制为小于25μm。进一步地，根据这些特性，在耐磨性试验和耐热冲击性试验中获得了高的评价结果。

当将各个实施例进行比较时，硬度和耐磨性之间存在高度相关性，并且在硬度超过60.5HRC的各实施例中获得了特别高的耐磨性(AA)。通常，在表现出提高硬度的效果的元素(如C、Si、Cr、Mo和W)的含量大的实施例中，证实了表现出高硬度的趋势。另一方面，在热导率为约28W/(m·K)的各样品中，获得了特别高的耐热冲击性(AA)。如随后将参照图2详细描述的，P1和热导率之间存在高度相关性，在P1的值大的区域中趋于获得高热导率。

另一方面，根据表2所示的各比较例的模具用钢不包含上述本公开中规定的成分组成。相应地，不能同时实现高耐磨性和高耐热冲击性。在各个比较例中，在比较例1至16中，实质上包含的各元素的含量在预定范围以外。在这些比较例中，以主要的比较例为例，对各元素的含量与特性之间的关系进行说明。

在比较例1中，C含量过小。相应地，硬度没有达到58HRC，因此耐磨性低。另一方面，在比较例2中，C含量过大。相应地，硬度超过61HRC，并且形成粒度为25μm以上的结晶碳化物，因此耐热冲击性也低。

在比较例3中，Si含量过小。相应地，硬度没有达到58HRC，因此耐磨性低。另一方面，在比较例4中，Si含量过大。相应地，热导率没有达到20W/(m·K)，因此耐热冲击性也低。

在比较例5、6和7中，Mn、Cr和Mo+W/2的含量均过小。相应地，这些样品中的任何一个的硬度都没有达到58HRC，因此耐磨性低。另一方面，在比较例8中，Mo+W/2的含量过大。相应地，形成了粒度为25μm以上的结晶碳化物，并且热导率没有达到20W/(m·K)。作为结果，耐热冲击性低。

在比较例9中，N含量过小。相应地，结晶粒度小于5，因此耐热冲击性低。另一方面，在比较例10中，N含量过大。在这种情况下，结晶粒度也小于5。同样形成了粒度为25μm以上的结晶碳化物。作为结果，耐热冲击性也低。

在比较例12中，V含量过小。相应地，结晶粒度小于5，因此耐热冲击性也低。另一方面，在比较例13中，V含量过大。相应地，形成了粒度为25μm以上的粗大结晶碳化物，因此结晶粒度也小于5。耐热冲击性也低。

<P1与热导率之间的关系>

此处，将讨论P1与热导率之间的关系。在图2中，除了各实施例以外，还绘制了一些比较例的P1与热导率之间的关系。此处，作为图2所示的比较例，选择作为式(1)中P1的定义中包括的元素Si、Mo、W和Ni中的至少一者的含量和/或P1本身的值在预定范围以外的比较例。换言之，图2除了示出各实施例以外，还示出了比较例3、4、7至13、27和28。

根据图2，P1值和热导率之间存在相关性，尽管存在变化，但热导率倾向于随着P1增大而提高。这与引起热导率降低的Si、Mo、W和Ni的含量对由式(1)定义的P1具有负向贡献的事实相符。根据图2中虚线所示，可以看出，当P1为24以上时，热导率为20W/(m·K)以上。

<P2与结晶粒度之间的关系>

接下来，将讨论P2与结晶粒度之间的关系。在图3中，除了各实施例以外，还绘制了一些比较例的P2与结晶粒度之间的关系。此处，作为图3所示的比较例，选择作为式(2)中P2的定义中包括的元素V、N和Al中的至少一者的含量和/或P2本身的值在预定范围以外的比较例。换言之，图3除了示出各实施例以外，还示出了比较例4、7至16、27和29。

根据图3，P2值与结晶粒度之间存在相关性，并且在P2小的区域和P2大的区域中结晶粒度小，而在P2为中值的区域中结晶粒度大。这与有助于产生钉扎颗粒的V、N和Al的含量包括在由式(2)定义的P2中的事实相符。在这些元素的含量过小的情况下，不能充分产生有助于抑制晶粒粗化的钉扎颗粒，反之，在这些元素的含量过大的情况下，也会产生粗大晶粒。因此，在P2不太小且不太大的区域中结晶粒度大，并促进晶粒细化。如图3中虚线所示，可以看出在P2在4.9以上7.3以下的范围内的情况下，结晶粒度为5以上。

<S含量和Cu含量与耐热冲击性之间的关系>

最后，将对作为不可避免的杂质而包含的S和Cu的含量与耐热冲击性之间的关系进行说明。图4示出了各实施例和各比较例(比较例17至26)中S和Cu的含量与耐热冲击性的评价结果之间的关系，其中各比较例仅是S含量和/或Cu含量超过预定上限的比较例。在横轴上绘制S含量，在纵轴上绘制Cu含量，并且在相应的坐标位置处用对应于耐热冲击性评价的符号AA、A和C表示耐热冲击性的评价结果。

根据图4，具有高耐热冲击性的点表示对应于耐热冲击性评价为A和AA的符号，这些点集中在左下区域中，其中S≤0.0015％且Cu≤0.10％。在S和Cu中的至少一者的含量超过上述范围的区域中，分布有对应于耐热冲击性评价为C的符号，因此耐热冲击性低。因此，在提高S和Cu的含量的情况下，会降低模具用钢的耐热冲击性，但是在将作为不可避免的杂质的S和Cu的含量限制为S≤0.0015％且Cu≤0.10％的范围的情况下，确保了高的耐热冲击性。

以上已经描述了本发明的实施方案和实例。本发明并不特别限于这些实施方案和实例，并且可以进行各种修改。

本申请基于在2022年2月24日提交的日本专利申请No.2022-026456，并且该日本专利申请的内容通过引用并入本文。

1：冲头

2：冲模

3：钢板。

Claims (8)

1.一种模具用钢，包含：

以质量％计，

0.55％≤C≤0.70％；

0.30％≤Si≤0.60％；

0.55％≤Mn≤1.2％；

5.7％≤Cr≤6.9％；

1.2％≤Mo+W/2≤1.6％；

0.55％≤V≤0.79％；以及

0.005％≤N≤0.1％，

余量为Fe和不可避免的杂质，所述杂质包含，以质量％计，Al≤0.020％、Ni≤0.20％、S≤0.0015％和Cu≤0.10％，并且

满足P1≥24且4.9≤P2≤7.3，P1为基于下式(1)获得的值，并且P2为基于下式(2)获得的值，

P1 ＝ 45 - 13.6[Si] - 7.0([Mo]+[W]/2) - 12.9[Ni] (1)

P2 ＝ 7.4[V] + 15.8[N] + 38.6[Al] (2)

在式(1)和(2)中，[M]表示以质量％计的元素M的含量。

2.根据权利要求1所述的模具用钢，其中

在淬火和回火后的状态下，所述钢具有58HRC以上61HRC以下的室温硬度，以及20W/(m·K)以上的室温热导率。

3.根据权利要求1或2所述的模具用钢，

还包含，以质量％计，选自由以下元素组成的组中的至少一种元素：

0.01％≤Nb≤0.5％、

0.01％≤Zr≤0.5％和

0.01％≤Ta≤0.5％。

4.根据权利要求1或2所述的模具用钢，还包含以质量％计的0.10％≤Co≤1.0％。

5.根据权利要求1或2所述的模具用钢，其中所述钢在淬火后的状态下具有按照JIS G0551:2020中定义的晶粒度级别数为5以上的结晶粒度。

6.根据权利要求1或2所述的模具用钢，其中所述钢在淬火和回火后的状态下具有粒度小于25μm的结晶碳化物。

7.一种模具，包含根据权利要求1至6中任一项所述的模具用钢。

8.根据权利要求7所述的模具，其中所述模具为热冲压模具。