CN1445379A - 机加工性能优异的热加工工具钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

热加工工具钢，其含有(以wt.％计)：C：大于0.30至0.60％，Si：0.02－2.00％，Mn：0.1－3.0％，P：0.001－0.050％，S：大于0.005至0.050％，Cr：大于3.5至6.5％，Mo+1/2W：0.3－5.0％，V：0.05－2.50％，Al：0.0010－0.0200％，Ca：0.0005－0.0100％，O：0.0005－0.0100％，N：0.003－0.040％，余者主要是Fe，并且含有双层结构的夹杂物粒子，该粒子的结构包括含钙硫化物夹杂和其中作为核心存在的含CaO的氧化物夹杂，每3.5mm²视场中的夹杂物粒子的数目为5.0个或更多。

Description

机加工性能优异的热加工 工具钢及其制备方法

发明领域

本发明涉及用作热锻模具、热压模具、压铸模具和热挤压模具等的热加工工具钢及其制备方法。更具体地，本发明涉及机加工性能改善，同时仍具有未受损害的与模具寿命有关的性能如韧性和抗热震性，并且，因此有可能减少模具生产时间的热加工工具钢，以及这种钢的制备方法。

发明背景

在诸如热锻模具、热压模具、压铸模具和热挤压模具等应用场合，迄今普遍使用的是5％-Cr热加工工具钢，例如SKD61，SKD6和SKD62。

制备上述应用场合的模具的一般步骤(a)包括：对已退火材料进行粗机加工，随后进行淬火-回火处理，以使其具有给定硬度，然后，对材料进行精加工，获得所要求的模具。

在每批制备的产品数量少或者类似情形时，由于要求的模具寿命不很长，有时采用下面的步骤(b)。即，硫作为易切削元素大量(约0.1％)添加到SKD61中，并且，在钢厂对该钢进行淬火-回火处理，以使硬度(HRC)为约40。如此处理的钢作为预硬化钢发货，用户直接对该钢进行从粗加工到精加工的机械加工。

相反，当模具可以通过机加工将少量钢去除来制备，即：模具的制备不需要深度刻制时，最近正在尝试步骤(c)，该步骤中，用户购买退火材料，例如SKD61，而且，用户对该材料进行淬火-回火处理，以获得给定硬度，并且直接对其进行从粗加工到精加工(直接刻制)的机械加工。

然而，步骤(a)存在如下问题，即：模具制备需要许多步骤和大量时间，而且，切削刀具相当昂贵。在这种情况下，越来越需要减少模具制备的机加工时间和降低刀具成本。

即：越来越需要改善退火态或淬火-回火态的机加工性能。

步骤(b)的优点是不需要输送模具进行淬火-回火处理，因此，能够缩短模具交货时间期限。

然而，已添加大量硫(0.1％)的钢存在下述问题：其含有拉长的MnS夹杂物粒子，而且，这会缩短模具寿命。

即：当采用步骤(b)制备模具时，需要提高模具寿命。

另一方面，对于步骤(c)，其中迄今没有一种专用钢，而且，目前机加工时间的减少是以相当大的牺牲刀具寿命为代价获得的。

步骤(c)还存在下述问题：由于对已进行淬火-回火处理并且硬度高的材料实施从粗加工到精加工的机械加工，因此，难于将该步骤应用于其制备需要深度刻制的模具。

本发明人已进行广泛研究，以便消除此类问题。本发明人的想法是：通过添加硫获得机加工性能，诸如韧性和抗热裂性等性能的降低通过添加其它元素和由此形成球形硫化物加以抑制。此项研究的结果已经公开。

由此发展的钢的实例包括在JP-A-10-60585中公开的热加工工具钢和在日本专利申请2000-280290中公开的热加工工具钢。

在JP-A-10-60585中公开的钢基于如下想法：硫、碲和钙联合添加，由此形成球形硫化物。然而，可以预料的是，由于环境问题，碲的使用将受到控制，因此，将这种钢投入实际应用有点困难。

在日本专利申请2000-280290中公开的钢基于如下想法：硫和锆，或者硫、锆和钙共同添加，由此形成球形硫化物。然而，硫化物球形成的程度随生产时间波动，需要进一步改善。

在根据传统技术的上述钢中，氧化物如CaO和ZrO₂起硫化物核心作用。然而，在上述钢中，不存在包括CaO-Al₂O₃氧化物的作为核心的具有双层结构的夹杂物，这种夹杂物是此后将述及的本发明的特征之一。在前述专利文件中，没有声明涉及这种夹杂物。

发明概述

为了解决前述问题，本发明提供下述机加工性能优异的热加工工具钢及其制备方法。

即：本发明提供(1)一种机加工性能优异的热加工工具钢，其组成中含有如下元素(以wt.％计)：C：大于0.30至0.60％，Si：0.02-2.00％，Mn：0.1-3.0％，P：0.001-0.050％，S：大于0.005至0.050％，Cr：大于3.5至6.5％，Mo+1/2W：0.3-5.0％，V：0.05-2.50％，Al：0.0010-0.0200％，Ca：0.0005-0.0100％，O：0.0005-0.0100％，N：0.003-0.040％，余者主要是Fe，并且含有夹杂物粒子，该粒子的结构包括含钙硫化物夹杂和其中作为核心存在的含CaO的氧化物夹杂，每3.5mm²视场中的夹杂物粒子的数目为5.0个或更多。

本发明还提供(2)一种机加工性能优异的热加工工具钢，其组成中含有如下元素(以wt.％计)：C：大于0.30至0.60％，Si：0.02-2.00％，Mn：0.1-3.0％，P：0.001-0.050％，S：大于0.005至0.050％，Cr：大于3.5至6.5％，Mo+1/2W：0.3-5.0％，V：0.05-2.50％，Al：0.0010-0.0200％，Ca：0.0005-0.0100％，O：0.0005-0.0100％，N：0.003-0.040％，余者主要是Fe，并且含有夹杂物粒子，该粒子的结构包括含钙硫化物夹杂和其中作为核心存在的含CaO的氧化物夹杂，每3.5mm²视场中夹杂物粒子所占面积为0.5×10^-3mm²或更大。

上述钢(1)或(2)优选是(3)氧化物夹杂中CaO含量为8-62wt.％，以及，硫化物夹杂中钙含量为1.0wt.％或更高的钢。

上述钢(1)、(2)或(3)优选是(4)一种还含有一种或多种下述元素的钢，所述元素分别为：Ni：≤2.0％，Cu：≤1.0％，Co：≤5.0％，B：≤0.010％，Nb：≤1.0％，Ta：≤1.0％。

上述钢(1)、(2)、(3)或(4)优选是(5)一种其中硫被硒和/或碲替代的钢，各元素比例满足如下关系：

S+0.4Se+0.25Te：大于0.005至0.050％。

上述钢(1)、(2)、(3)、(4)或(5)优选是(6)一种还含有下述元素之一种或两种的钢，所述元素为：Ti：≤0.030％和Zr：≤0.030％。

本发明进一步提供(7)：一种机加工性能优异的热加工工具钢的制备方法，包括：熔炼含有如上述(1)-(6)中之任何一项所示组元的合金，并且调整该熔体的组成，其中，在组成调整中，向合金中添加硫、铝和钙，以使熔体的组成满足如下关系：

[S]/[O]：8-40，[Ca]×[S]：1×10^-5～1×10^-3，[Ca]/[S]：0.01-20，[Al]：0.001-0.020％。

附图简述

图1A和1B分别示出的是本发明实施例中获得的夹杂物形式以及现有钢中获得的夹杂物形式以进行比较。

参考数字描述

10夹杂物

12氧化物夹杂

14硫化物夹杂

发明详述

本发明人已发现：当在热加工工具钢中适量添加硫、铝、钙和氧时，能够在钢中产生具有双层结构的近乎球形的夹杂物粒子。

对这些具有双层结构的近乎球形的夹杂物粒子进行分析，发现：每个这种夹杂物粒子均包含一个主要由CaO-Al₂O₃构成、作为核心的氧化物夹杂以及已在该核心的周边上结晶并沉积的(Ca，Mn)S。

而且，当使用的含Mg耐火材料溶解时，Mg可能会取代用作核心的CaO-Al₂O₃氧化物中的部分Ca。

对于已加入硫作为易切削组元的含硫钢，钢中会产生MnS夹杂，该MnS夹杂能够改善钢的机加工性能。

然而，这种含硫钢虽然具有改善的机加工性能，但是其与模具寿命有关的性能，例如韧性和抗热裂性相当差。

其原因可能如下所述。这种MnS夹杂粒子在锻造引起的钢的拉伸方向呈拉长状延伸，后面将对此详细介绍，而且，裂纹容易于所述粒子处产生。此外，一旦产生裂纹，裂纹很容易沿着拉长的MnS夹杂物粒子扩展。

相反，在根据本发明的热加工工具钢中，已产生的夹杂物粒子是具有双层结构、近乎球形的粒子，其包含作为核心的含CaO的氧化物夹杂和包围该核心周边的含钙硫化物夹杂。据认为，这类夹杂物粒子能够抑制与模具寿命有关的性能，例如韧性和抗热裂性下降。

然而，为使夹杂物产生上述作用，每3.5mm²视场中存在的这种夹杂物粒子的数目必须为5.0个或更多(钢(1))。

或者，每3.5mm²视场中这种夹杂物粒子所占面积必须为0.5×10^-3mm²或更大(钢(2))。

上述本发明的热加工工具钢具有与硬度相同的现有钢相同或者只是稍有下降的热裂性，但其退火态或者淬火-回火态的机加工性能远优于现有钢。

结果，当本发明的热加工工具钢应用于步骤(a)(该步骤是一个常规方法)时，能够缩短机加工时间并且降低刀具费用。

当所述热加工工具钢应用于步骤(b)，即：该钢作为预硬化钢供货时，能够缩短模具交货时间，并且，也能确保模具寿命。

此外，当所述热加工工具钢应用于步骤(c)，即：该钢作为直接刻制的热加工工具钢供货时，能够以较低的刀具代价缩短模具交货时间。而且，所述热加工工具钢的使用能够使步骤(c)适用于制备需要深度刻制的模具。

本发明中，氧化物夹杂中CaO的含量最好为8-62wt.％，构成外层的硫化物夹杂中的钙含量最好为1.0wt.％或更高(钢(3))。

本发明的钢可以还含有一种或多种下述元素作为合金元素，所述元素分别为：Ni：≤2.0％，Cu：≤1.0％，Co：≤5.0％，B：≤0.010％，Nb：≤1.0％，Ta：≤1.0％(钢(4))。

所述钢也可以是一种其中硫被硒和/或碲替代的钢，各元素比例满足如下关系(钢(5))：

S+0.4Se+0.25Te：大于0.005至0.050％。

所述钢还可以含有下述元素之一种或两种作为合金元素，所述元素为：Ti：≤0.030％和Zr：≤0.030％(钢(6))。

根据上述本发明的热加工工具钢的制备方法，当采用该方法制备热加工工具钢时，能够令人满意地形成具有上述双层结构的近乎球形的夹杂物粒子。

下面，详细介绍限制本发明中各化学组元含量的原因。

C：大于0.30至0.60％

碳是确保硬度和耐磨性的必需元素。为了确保热加工工具钢要求的足够硬度和耐磨性，必须添加碳，使碳含量超过0.30％。然而，由于碳的过多添加会导致热加工强度下降，因此，碳含量上限为0.60％。

Si：0.02-2.00％(优选0.15-0.60％)

硅是一种脱碳必需元素，而且，还是一种为提高回火软化抗力应添加的元素。

然而，硅含量太低会导致机加工性能明显下降，而硅添加量过高会导致抗热裂性下降或韧性下降。因此，硅的最佳含量为0.15-0.60％。

Mn：0.1-3.0％

锰是确保淬透性和硬度的必需元素。而且，它还是一种本发明形成双层结构夹杂物的必需元素，因为锰以(Ca，Mn)S的形式在CaO-Al₂O₃核心上结晶和沉积。为了在夹杂物形成期间充分形成(Ca，Mn)S，必须添加锰，且其含量为0.1％或更高。

然而，由于锰的过量添加会导致加工性下降，因此，锰含量的上限为3.0％。

P：0.001-0.050％

磷降低韧性和抗热裂性。因此，尽管磷是一种希望减少的元素，但它却是一种钢中不可避免存在的元素。

优选将磷含量降至0.015％或更低。

S：大于0.005至0.050％

硫是一种提高机加工性能所必需的元素，原因是它能够以(Ca，Mn)S的形式在CaO-Al₂O₃核心上结晶和沉积。为了改善机加工性，必须添加硫，且其含量超过0.005％。

然而，由于硫的过量添加会导致抗热裂性的下降或者韧性下降，因此，硫含量的上限为0.050％。从权衡机加工性能和抗热裂性或韧性的角度考虑，优选硫含量为0.015-0.035％。

Cr：大于3.5至6.5％

铬是通过形成碳化物强化基体和改善耐磨性以及确保淬透性的必需元素。

为了获得上述效果，必须添加铬，且其含量超过3.5％。然而，由于铬的过量添加会导致淬透性下降或热加工强度降低，因此，铬含量的上限为6.5％。

Mo+1/2W：0.3-5.0％

钼和钨是通过形成碳化物强化基体和改善耐磨性以及确保淬透性的必需元素。为了获得上述效果，必须添加钼和钨，且使Mo+1/2W为0.3％或更高。然而，由于钼和钨的过量添加会导致韧性下降，因此，Mo+1/2W的上限为5.0％。

钼和钨的作用相同。由于钨的原子量约为钼原子量的两倍，因此，采用钼当量表示钨量。钼和钨可以单独添加或者一起添加。

V：0.05-2.50％

钒是通过形成碳化物强化基体和改善耐磨性的必需元素。而且，由于钒形成细小碳化物粒子，因此，它是一种能有效减小晶粒尺寸并且因此改善韧性的元素。为了获得上述效果，必须添加钒，且其含量为0.05％或更高。然而，由于钒的过量添加会导致韧性下降，因此，钒含量的上限为2.50％。

Al：0.0010-0.0200％

铝是一种形成CaO-Al₂O₃氧化物的必需元素，该氧化物作为双层结构夹杂物的核心，此为本发明的一个特征。

为了形成所述氧化物，必须添加铝，且其含量为0.0010％或更高。然而，由于铝添加量过多时，会单独形成硬的Al₂O₃，这会损害抗热裂性和韧性，因此，铝含量的上限为0.0200％。

Ca：0.0005-0.0100％

钙是一种形成CaO-Al₂O₃氧化物的必需元素，该氧化物作为双层结构夹杂物的核心，此为本发明的一个特征。而且，钙作为(Ca，Mn)S结晶并沉积在所述核心周围，这种(Ca，Mn)S比单独的MnS能更有效改善机加工性能。

然而，为了形成CaO-Al₂O₃氧化物和(Ca，Mn)S硫化物，必须添加钙，且其含量为0.0005％或更高。另一方面，由于钙的过量添加会形成CaS，这会在浇注步骤引起水口堵塞，使生产难于进行。因此，钙含量的上限为0.0100％。

O：0.0005-0.0100％

氧是一种形成CaO-Al₂O₃氧化物的必需元素，该氧化物作为双层结构夹杂物的核心，此为本发明的一个特征。

然而，当氧的添加量过小时，核心数目下降，并且，近乎球形的硫化物粒子的数目也下降，从而导致抗热裂性或韧性下降。因此，必须添加氧，且其含量为0.0005％或更高。

另一方面，氧的过量添加会形成大量的硬氧化物，例如Al₂O₃，这会损害抗热裂性和韧性，因此，氧含量的上限为0.0100％。

为了进一步提高抗热裂性和韧性，理想的是添加的氧含量为0.0010-0.0050％。

N：0.003-0.040％

氮是钢中不可避免存在的一种元素。氮含量的下限为0.003％。

氮是一种有效获得硬度和耐磨性的元素，原因是它能够与碳、铬、钼、钨、钒等结合，形成碳氮化物。

然而，氮的过量添加会导致粗大碳氮化物粒子的形成，损害韧性或抗热裂性。因此，氮含量的上限为0.040％。

Ni：≤2.0％

镍能有效改善淬透性和强化基体，而且可以根据需要添加。然而，由于过量添加会导致加工性下降，因此，镍含量的上限为2.0％。

Cu：≤1.0％

铜能有效强化基体，而且可以根据需要添加。然而，由于过量添加会导致韧性下降，因此，铜含量的上限为1.0％。

Co：≤5.0％

钴能有效强化基体，而且可以根据需要添加。然而，由于过量添加会导致加工性下降，因此，钴含量的上限为5.0％。

B：≤0.010％

硼是一种有效改善淬透性的元素，而且可以根据需要添加。然而，由于过量添加会导致热加工性下降或韧性下降，因此，硼含量的上限为0.010％。

Nb：≤1.0％

铌能形成有效防止淬火期间晶粒长大的碳氮化物。然而，过量添加会导致粗大碳氮化物粒子的形成，损害韧性或抗热裂性。因此，铌含量的上限为1.0％。

Ta：≤1.0％

钽能形成有效防止淬火期间晶粒长大的碳氮化物。然而，过量添加会导致粗大碳氮化物粒子的形成，损害韧性或抗热裂性。因此，钽含量的上限为1.0％。

S+0.4Se+0.25Te：大于0.005-0.050％

硒和碲是与硫性质相同的元素，可以用作硫的替代元素。由于硒和碲的原子量分别约为硫的原子量的2.5倍和4倍，因此，这些元素的量采用S+0.4Se+0.25Te所代表的硫当量表示。

为了改善机加工性能，所述硫当量必需高于0.005％。然而，由于硫当量太高会导致抗热裂性或韧性下降，因此，该硫当量的上限为0.050％。

Ti：≤0.030％

钛形成TiO氧化物，并且起MnS结晶核心的作用。它还有助于减小非双层结构硫化物的尺寸并改善性能。然而，过量添加会导致粗大氧化物或氮化物粒子的形成，降低抗热裂性。因此，钛含量的上限为0.030％。

Zr：≤0.030％

锆形成ZrO₂氧化物，并且起MnS结晶核心的作用。它还有助于减小非双层结构硫化物的尺寸并改善性能。然而，过量添加会导致粗大氧化物或氮化物粒子的形成，降低抗热裂性。因此，锆含量的上限为0.030％。

双层结构的夹杂物粒子的数目为：每3.5mm²视场中5.0个或更多。

双层结构的夹杂物粒子的面积：每3.5mm²视场中0.5×10^-3mm²或更大。

为了获得足够的机加工性能、韧性和抗热裂性，必须满足上述两个要求中的至少一个。

应该注意掌握如下机制。

机加工性：就通过夹杂物改善机加工性而言，一般认为存在下述机制。

MnS基于由应力集中引起的缺口效应和润滑效应提高机加工性，而含钙氧化物夹杂通过抑制刀具与加工材料之间的扩散磨损来提高机加工性能。

假定根据本发明的双层结构夹杂物兼有上述两种组元的性能，因此，能够获得更高的机加工性能改善效果。

韧性，抗热裂性：当存在拉长的夹杂物粒子时，裂纹容易沿夹杂物粒子扩展。相反，本发明产生的每一个双层结构夹杂物粒子在其中心处都含有比MnS硬的CaO-Al₂O₃氧化物或者MgO-CaO-Al₂O₃氧化物，并且呈近乎球形。可以认为，由于这些近乎球形的夹杂物粒子的存在，韧性或抗热裂性的下降得到抑制。

在熔体的组成调整中硫、铝和钙的添加方法

[S]/[O]：8-40

[Ca]×[S]：1×10^-5-1×10^-3

[Ca]/[S]：0.01-20

[Al]：0.001-0.020％

为了获得作为双层结构夹杂物粒子核心的CaO-Al₂O₃氧化物，必须向已进行适度脱氧的钢熔体中添加钙。

其原因如下。当氧含量太低时，产生CaS，但不易产生CaO。另一方面，当氧含量太高时，会产生过多的Al₂O₃，而不易产生CaO。

甚至当氧适量存在时，如果硫含量较高，则会产生CaS，而不易产生CaO.

而且，为了产生Al₂O₃，必须存在至少0.001％铝。然而，铝量过高趋于单独形成Al₂O₃。

当为了形成双层结构的夹杂物粒子添加硫、铝和钙时，应该考虑上述效应。前面已给定了[S]/[O]，[Ca]×[S]，[Ca]/[S]和[Al]量之间的平衡。

如上所述，本发明的热加工工具钢由具有上述特定组成的合金制成，结果，在钢中能够产生给定的夹杂物粒子，即：具有包含含钙硫化物夹杂和其中作为核心存在的含CaO的氧化物夹杂的结构的夹杂物粒子，而且，每3.5mm²视场中存在的夹杂物粒子的数目为5.0个或更多。

下面详细介绍本发明的实施例。

实施例1

(1)在真空熔炼炉中分别熔炼出化学组成如表1和2所示、重150kg的SKD61，SKD62和SKD8，之后，进行浇注。(2)将所获每种铸件锻造成边长  63mm的材料(63mm的方材)。(3)在870℃×3h条件下，对这些方材进行退火，随后逐渐冷却。

                                                                     表1  化学组成(wt％)

钢种	分类	编号	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	W	Mo+1/2W	V
													SKD61	现有钢	1	0.40	0.95	0.46	0.022	0.001	5.33	1.24	-	1.24	0.87
2	0.37	0.92	0.44	0.025	0.11	5.30	1.23	-	1.23	0.85
											3	0.39			0.07	0.45	0.025	0.026	5.32	1.25	-	1.25	0.83
4	0.39	0.44	0.43	0.023	0.023	5.34	1.27	-	1.27	0.85
											5	0.37			0.42	0.43	0.026	0.024	5.32	1.25	-	1.25	0.84
本发明钢	6	0.38	0.93	0.46	0.024	0.026	5.32	1.25	-	1.25														0.84
											7	0.39		0.05	0.44	0.015	0.023	5.33	1.22	-	1.22	0.86
	8	0.39	0.17	0.45	0.016	0.024	5.34	1.24	-	1.24													0.86
											9	0.38		0.45	0.45	0.011	0.009	5.31	1.26	-	1.26	0.84
	10	0.40	0.44	0.45	0.012	0.024	5.33	1.22	-	1.22													0.85
											11	0.37		0.43	0.46	0.010	0.045	5.34	1.25	-	1.25	0.83
	12	0.38	0.45	0.46	0.012	0.025	5.32	1.27	-	1.27													0.85
											13	0.39		0.43	0.46	0.010	0.027	5.34	1.25	-	1.25	0.83
	14	0.37	0.43	0.44	0.013	0.024	5.35	1.24	-	1.24													0.84
											15	0.38		0.46	0.44	0.012	0.024	5.34	1.24	-	1.24	0.86
	16	0.39	0.44	0.46	0.011	0.027	5.30	1.22	-	1.22													0.85
											17	0.40		0.45	0.45	0.014	0.023	5.33	1.27	-	1.27	0.84
	18	0.37	0.46	0.44	0.012	0.007	5.32	1.26	-	1.26													0.83
											19	0.38		0.44	0.42	0.013	0.026	5.34	1.25	-	1.25	0.84
	20	0.38	0.47	0.45	0.012	0.025	5.32	1.25	-	1.25													0.84
											21	0.39		0.45	0.43	0.015	0.015	5.30	0.43	1.62	1.24	0.86
	22	0.38	0.47	0.43	0.012	0.025	5.33	1.26	-	1.26													0.86
											对照钢	23		0.38	0.45	0.45	0.012	0.025	5.32	1.27	-	1.25		0.84
24	0.38	0.44	0.43	0.011	0.003	5.35	1.23	-	1.23	O.86
												25		0.37	0.43	0.44	0.012	0.060	5.33	1.22	-	1.22	0.84
26	0.39	0.47	0.44	0.014	0.023	5.30	1.21	-	1.21	0.84
												27		0.37	0.45	0.45	0.013	0.025	5.35	1.23	-	1.23	O.85
28	0.38	0.46	0.46	0.013	0.025	5.32	1.25	-	1.25	0.83
												29		0.39	0.45	0.45	0.010	0.027	5.32	1.24	-	1.24	O.83
30	0.40	0.46	0.43	0.011	0.026	5.30	1.25	-	1.25	O.85
												31		0.39	0.36	0.43	0.010	0.026	5.34	1.23	-	1.23	0.85
SKD62	现有钢	32	0.37	0.91	0.45	0.015	0.001	5.49	1.25	1.36														1.93	O.44
											本发明钢	33	0.38	0.92	0.47	0.014	0.036	5.50	1.22	1.36	1.90	0.43
	34	0.39	0.55	0.46	0.016	0.036	5.48	1.24	1.35	1.92													0.43
												对照钢	35	0.38	0.56	0.46	0.015	0.034	5.50	1.25	1.33	1.91		0.44
	SKD8	现有钢	36	0.41	0.34	0.33	0.009	0.002	4.46	O.41	4.20												2.51		2.02
本发明钢												37	0.41	0.35	0.36	0.008	0.041	4.44	0.43	4.24	2.57	2.10
		对照钢	38	0.40	0.36	0.34	0.008	0.040	4.41	0.42	4.25												2.51	2.06

                                              表2  化学组成(wt％)

钢种	分类	编号	Al	Ca	O	N	其他元素
								SKD61	现有钢	1	0.012	-	0.0012	0.012	-
2	0.015	-	0.0013	0.010	-
						3	0.017			0.0007	0.009	0.011	-
4	0.013	0.0018	0.015	0.016	Te＝0.007
						5	0.016			0.0013	0.012	0.010	Zr＝0.025
本发明钢	6	0.010	0.0015	0.0021	0.013									-
						7	0.007		0.0021	0.0023	0.010	-
	8	0.005	0.0019	0.0036	0.011								-
						9	0.007		0.0018	0.0030	0.011	-
	10	0.009	0.0020	0.0032	0.014								-
						11	0.006		0.0024	0.0024	0.010	-
	12	0.005	0.0017	0.0031	0.008								Ni＝0.84
						13	0.010		0.0016	0.0021	0.010	Cu＝0.37
	14	0.007	0.0012	0.0033	0.013								Co＝2.38
						15	0.008		0.0024	0.0023	0.018	B＝0.0035
	16	0.008	0.0021	0.0025	0.017								Nb＝0.26
						17	0.009		0.0019	0.0021	0.010	Ta＝0.47
	18	0.006	0.0009	0.0027	0.016								Se＝0.018   Te＝0.043
						19	0.009		0.0013	0.0038	0.019	Ti＝0.015
	20	0.007	0.0031	0.0030	0.012								Zr＝0.018
						21	0.008		0.0013	0.0037	0.014	Ni＝0.012    Cu＝0.18Co＝0.12     B＝0.0008Nb＝0.013    Ta＝0.012Se＝0.012    Te＝0.024Ti＝0.005    Zr＝0.009
	22	0.008	0.0023	0.0027	0.017								Mg＝0.0003
						对照钢	23		0.007	0.0018	0.0030	0.012		-
24	0.008	0.0020	0.0029	0.007	-
							25		0.006	0.0019	0.0032	0.012	-
26	-	0.0016	0.0035	0.013	-
							27		0.025	0.0019	0.0025	0.009	-
28	0.006	-	0.0028	0.010	-
							29		0.007	0.012	0.0024	0.014	-
30	0.006	0.0011	0.0003	0.008	-
							31		0.007	0.0016	0.0127	0.019	-
SKD62	现有钢	32	0.019	-	0.0008									0.008	-
						本发明钢	33	0.002	0.0015	0.0021	0.012	-
	34	0.003	0.0017	0.0019	0.013								-
							对照钢	35	0.003	0.0026	0.0019	0.014		-
	SKD8	现有钢	36	0.015	-	0.0015							0.018		Co＝4.04
本发明钢							37	0.010	0.0040	0.0041	0.016	Co＝4.01
		对照钢	38	0.009	0.0036	0.0039							0.018	Co＝4.02

(4)接下来，通过粗加工(至于用于机加工性能测试的试样，用于机加工性能评价的退火试样，需进行精加工)，获得用于夹杂物检测的试样、用于机加工性能测试的试样、夏氏测试的试样以及用于抗热裂性测试的试样。(5)之后，在如表4所示条件下，对每个试样进行淬火-回火处理，以将试样硬度调整至表中所示结果。

(6)对每个试样进行精加工，使其具有下述形状和尺寸。

·用于夹杂物检测的试样：□10×10mm

·用于机加工性能测试的试样：□60×200mm

·用于夏氏测试的试样：JIS No.3

·用于抗热裂性测试的试样：φ15×5mm

分别采用下述方法对用于夹杂物检测的试样、用于机加工性能测试的试样、夏氏测试的试样以及用于抗热裂性测试的试样进行夹杂物评价、机加工性能试验、夏氏试验和热裂试验。(7)夹杂物评价

根据锻造引起的钢拉伸方向进行检测。即：将试样抛光，然后采用EPMA检测，确定夹杂物的组成。之后，采用光学显微镜拍摄同一区域的显微照片。纪录双层结构的夹杂物粒子的数目，并且采用图像分析仪测量夹杂物粒子的面积。

采用光学显微镜评价夹杂物的条件如下。

·检测中的放大倍数：200倍

·检测区域：12.6mm²(0.42mm²×30个视场)

·纪录的夹杂物粒子：最大长度为3μm或更长的粒子

·测试的特性：夹杂物粒子的数目；夹杂物粒子的面积；纵横比(夹杂物粒子的长宽比)。(由于球形夹杂物粒子的形成能有效抑制韧性和抗热裂性下降，因此，采用纵横比作为球形夹杂形成的一个指数。由包括双层结构夹杂物粒子在内的所有夹杂物粒子来确定纵横比。)(8)机加工性能试验

通过采用超硬整体立铣刀(近来，其使用不断增加)进行高速切削来评价机加工性能。具体地，在下述条件下进行线性切削，以测量立铣刀由于摩擦显著增大(产生火花)而碎裂或变得不能切削之前，试样被切削过的距离。

采用每种材料的切削距离与SKD61钢，SKD62钢和SKD8钢中的一种标准现有钢(例如，SKD61钢中的1#现有钢)的切削距离之比，评价其机加工性能，其中，每种标准钢的切削距离看作是1。然而，对于被确定为一种现有预硬化钢的2#钢，仅仅对淬火-回火态的材料进行了评价。

·刀具：φ10mm的超硬整体立铣刀(6刃铣刀；(Ti-Al)N涂层)

·切削速度：302m/min

·进刀量：0.1mm/每刃

·轴向切削深度：10mm

·径向切削深度：0.5mm

·冷却剂：喷雾冷却(9)夏氏实验沿钢材宽度方向(T方向)制取试样，并且根据JIS Z 2242测定夏氏冲击值。(10)热裂性试验

通过使用高频加热和水冷却的热裂实验评价抗热裂性。具体地，将包括加热表面层部分至710℃并且用水冷却该部分的循环重复进行1000次。之后，测量在试样表面产生的裂纹的深度和个数。采用平均裂纹长度评价抗热裂性。

上述结果示于表3中。

                                表3  结果

钢种	分类	编号	制备方法	粒子数目	面积(10-3mm2)	纵横比	机加工性能(退火态)	机加工性能(淬火-回火态)	夏氏冲击值(J/cm2)	裂纹平均长度(μm)	备注
												SKD61	现有钢	1	-	0	0	-	1	1	28	28	SKD61
2	-	0	0	13.5	未测	7.1	9	73	现有预硬化钢
										3	A			0	0	4.9	1.4	1.5	25	24	JP-B-3-53384
4	A	2.3	0.3	2.3	1.7	1.8	26	26	JP-A-10-60585
										5	A			3.5	0.4	2.8	1.6	1.9	25	27	日本专利申请2000-280290
本发明钢	6	B	42.6	3.5	2.0	2.3	2.4	22	28													-
										7	B		41.3	3.4	2.2	2.0	2.1	28	22	-
	8	B	39.8	3.2	1.6	2.1	2.2	27	23												-
										9	B		8.1	0.6	1.9	2.1	2.1	32	24	-
	10	B	42.0	3.3	2.4	2.5	2.6	24	25												-
										11	B		48.3	5.2	2.3	2.9	3.0	23	28	-
	12	B	43.3	3.4	2.2	2.3	2.4	25	25												-
										13	B		42.0	3.4	2.1	2.6	2.5	23	27	-
	14	B	45.4	3.3	2.4	2.2	2.3	26	26												-
										15	B		39.5	3.4	2.5	2.5	2.5	25	24	-
	16	B	41.8	3.3	2.4	2.3	2.2	24	27												-
										17	B		40.8	3.2	1.9	2.3	2.4	25	26	-
	18	B	44.6	3.8	2.6	2.5	2.6	23	25												-
										19	B		48.9	3.5	1.6	2.4	2.5	24	24	-
	20	B	49.1	3.6	1.8	2.6	2.6	25	26												-
										21	B		47.1	3.7	1.9	2.3	2.4	22	28	-
	22	B	43.4	3.4	2.3	2.6	2.7	25	25												-

SKD61	对照钢	23	A	1.7	0.3	4.8	1.5	1.6	19	31	对应10#钢
												24	B	7.1	0.2	1.5	1.2	1.3	34	24	S量低
		25	B	46.7	6.2	2.8	2.8	2.7	18	34	S量高
												26	-	0	0	4.5	1.6	1.7	20	32	无Al
		27	B	48.4	3.8	1.8	2.1	2.0	16	33	Al量高
												28	-	0	0	4.7	1.4	1.6	17	31	无Ca
		29	B	54.5	3.7	1.9			21	35	Ca量高
												30	B	2.6	0.4	4.2	1.8	1.9	22	30	O量低
		31	B	56.1	4.4	1.8	2.2	2.0	17	37	O量高
												SKD62	现有钢	32	-	0	0	-	1	1	36	42	SKD62
本发明钢	33	B	38.8	4.5	2.8	2.7	2.7	30	47	-
											34		B	40.7	4.6	2.5	2.4	2.6	32	41	-
	对照钢	35	A	1.9	0.3	4.8	1.7	1.8	24	54												对应34#钢
SKD8											现有钢		36	-	0	0	-	1	1	26	32		SKD8
	本发明钢	37	B	53.7	5.1	3.1	2.7	2.8	22	34		-
											对照钢		38	A	2.6	0.4	5.1	1.7	1.9	18	40	对应37#钢

1)制备方法：A；普通方法，B；本发明方法

2)机加工性能目标值至少是标准钢的200％，夏氏冲击值和抗热裂性的目标值至少是标准钢的80％。表4  淬火/回火条件和硬度

钢种	淬火	回火	硬度
				SKD61	1030℃×30分钟，之后，油冷	600-620℃×1小时，之后，空冷，两次	HRC48
2#钢	1030℃×30分钟，之后，油冷	650℃×1小时，之后，空冷，两次	HRC40
				SKD62	1030℃×30分钟，之后，油冷	635-645℃×1小时，之后，空冷，两次	HRC33
SKD8	1175℃×30分钟，之后，油冷	660-670℃×1小时，之后，空冷，两次	HRC45

表3中，夹杂物粒子的数目指的是每3.5mm²的视场中的粒子数目，夹杂物粒子的面积指的是每3.5mm²的视场中的粒子面积。

每个纵横比均为平均结果。

机加工性能目标值至少是标准钢的200％(用指数表示至少是2)，而夏氏冲击值和抗热裂性的目标值至少是标准钢的80％。

含有硫、铝和钙，并且在表3中的制备方法一列用B表示的每种材料，均是通过在熔体组成调整中添加硫、铝和钙，以使熔体组成满足根据本发明方法的要求制备而成的热加工工具钢。另一方面，用A表示的每种材料均是采用迄今一直使用的普通方法，即：在低氧含量状态([S]/[O]＞40)添加钙的方法制备而成的热加工工具钢。

由表3所示结果可明显看出，根据本发明的热加工工具钢的机加工性能显著改善，同时又令人满意地保持了韧性(夏氏冲击值)和抗热裂性(裂纹平均长度)，这些均是与模具寿命相关的性能。

上述结果归因于下述事实，即：在根据本发明钢中产生的夹杂物粒子是近乎球形的夹杂物粒子，其具有包括作为核心的含CaO的氧化物夹杂和包围该核心的(Ca，Mn)S的双层结构。

在这方面，图1A是采用显微镜检测根据本发明的10#钢的锻造拉长方向剖面观察到的真实夹杂物粒子的例图。

该图中，数字10表示夹杂物，12表示起核心作用、主要组元为CaO-Al₂O₃的氧化物夹杂，14表示主要组元为(Ca，Mn)S、已在核心上结晶和沉积的硫化物夹杂。

另一方面，图1B是采用显微镜检测23#对照钢的锻造拉长方向剖面观察到的MnS夹杂物例图。

如图1A和1B所示，在本发明的热加工工具钢中，产生了近乎球形的夹杂物粒子10，其具有包括含钙的硫化物夹杂14和其中作为核心存在的含CaO的氧化物夹杂12的双层结构。

相反，23#对照钢中存在沿锻造拉伸方向呈拉长状伸展的MnS夹杂物粒子16。

可以认为：基于夹杂物粒子形式的这种差别，根据本发明的热加工工具钢具有改善的机加工性能，同时又令人满意地保持了模具要求的性能。

顺便提一句，图1A和1B是采用光学显微镜拍摄的显微照片的如实例证。

实施例2

(1)在下述条件下，通过根据前述普通步骤(a)对分别具有表5所示化学组成的热加工工具钢进行热锻来制备模具。分别进行了夹杂物检测、机加工性能评价和模具寿命评价。所获结果示于表6和表7中。

                                                          表5 化学组成(wt.％)

分类	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	V	Al	Ca	O	N	备注
														现有钢	0.38	0.94	0.46	0.007	0.001	5.33	1.23	0.81	0.013	-	0.0026	0.016	SKD61
本发明钢	0.36	0.41	0.62	0.009	0.026	5.51	1.61	0.75	0.006	0.0027	0.0031	0.014	-

(2)制备

以大规模生产方式，在电熔炉中熔炼出3.6t的每种材料，并且锻造成335×345mm的方材。将该材料在870℃下退火处理。

(3)模具粗加工

将所获材料切制成1010mm长，并且对其六个面进行铣削，以使尺寸为325×335×1000mm。之后，采用立铣刀将一个335×1000mm面粗刻制成汽车曲轴形状，根据铣削完成之前所要求得刀片更换数目评价退火态的机加工性能。

(4)淬火/回火

采用热处理装置，在1030℃×4小时的条件下对钢进行淬火，然后，在580-590℃×8小时的条件下进行回火。该处理进行两次，以将钢硬度调整为HRC45。

(5)模具精加工

采用立铣刀将钢精加工成曲轴形状。根据精加工要求的立铣刀数目评价淬火-回火态的机加工性能。

(6)气体碳氮共渗处理

在525℃下进行气体碳氮共渗处理达25小时。

(7)锻造

通过热压锻造制备曲轴。根据在因模具中产生热裂或者因磨损导致锻造不能继续之前进行的锻造冲击次数，评价模具寿命。

表6  夹杂物检测结果

分类	粒子数目	面积(mm2)	纵横比
				现有钢	0	0	-
本发明钢	37	3.1×10-3	1.8

表7  结果

分类	退火态机加工性能(刀片更换数目)	淬火-回火态机加工性能(立铣刀使用数目)	模具寿命
				现有钢	1	3	1.5×104锻造冲击次数
本发明钢	0(第一个刀片)	2	2.0×104锻造冲击次数

由表7明显看出，含有近乎球形的双层结构夹杂物粒子的本发明钢具有令人满意的机加工性能，由此获得的热锻模具具有令人满意的模具寿命。

实施例3

(1)在与实施例2同样条件下，通过根据前述的直接刻制步骤(c)将具有与实施例2相同化学组成的热加工工具钢制备成压铸模具，以检测机加工性能和模具寿命。所获结果示于表8中。

(2)切割，淬火/回火

将钢切割成110×60×170mm的方材。采用热处理装置，在1030℃×1小时的条件下对钢进行淬火，然后，在570-580℃×2小时的条件下进行回火。该处理进行两次，以将钢硬度调整为HRC52。

(3)模具粗加工到精加工

对钢的六个面进行铣削。之后，将一个110×170mm面刻制成袖珍电话外壳形状。根据机加工和精加工所要求的立铣刀数目评价淬火-回火态的机加工性能(直接刻制加工性能)。

(4)铸造

袖珍电话外壳采用镁触变模压方法铸造而成。根据在因热裂或者熔化损耗导致铸造不能继续之前进行的铸造冲击次数评价模具寿命。

表8  结果

分类	淬火-回火态机加工性能(立铣刀使用数目)	模具寿命
			现有钢	8	5.3×104铸造冲击次数
本发明钢	4	7.2×104铸造冲击次数

由表8明显看出，由现有钢制备的压铸模具的模具寿命为5.3×10⁴冲击次数，而由根据本发明的钢制备的压铸模具则具有7.2×10⁴冲击次数的令人满意的模具寿命。

而且，在根据本发明的钢中，所使用的立铣刀数目小，只有4个，而现有钢为8个。即：本发明的钢在模具生产中具有改善的机加工性能。

实施例4

(1)在下述条件下，根据前述步骤(b)，采用分别具有表9所示化学组成的热加工工具钢制备预硬化钢，并且然后制备锻造模具。对其性能进行了评价，所获结果示于表10和表11中。

                                                       表9  化学组成(wt.％)

分类	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	V	Al	Ca	O	N	备注
														现有钢1	0.38	0.94	0.46	0.007	0.001	5.33	1.23	0.81	0.013	-	0.0026	0.016	SKD61
现有钢2	0.39	0.91	0.45	0.015	0.13	5.55	1.21	0.83	0.014	--	0.0015	0.013	预硬化钢
														本发明钢	0.36	0.41	0.62	0.009	0.026	5.51	1.61	0.75	0.006	0.0027	0.0031	0.014	-

(2)制备

以大规模生产方式，在电熔炉中熔炼出3.6t的每种材料，并且锻造成150×350×1500mm的方材。在钢厂，又采用热处理炉，在1030℃×5小时的条件下对钢进行淬火，然后，在580-600℃的条件下进行回火。该处理进行两次，以将钢硬度调整为HRC43。

(3)模具粗加工到精加工

由如此处理的每种钢切制出150×165×360mm的材料。在对该材料的六个面进行铣削之后，将一个165×360mm面刻制成汽车摇臂杆形状。根据机加工和精加工所要求的立铣刀数目评价淬火-回火态(预硬化态)的机加工性能。

(4)锻造

摇臂杆采用热压锻造制备。根据在因模具产生热裂或者因磨损导致锻造不能继续之前进行的锻造冲击次数评价模具寿命。

表10  夹杂物检测结果

分类	粒子数目	面积(mm2)	纵横比
				现有钢1	0	0	-
现有钢2	0	0	12.8
				本发明钢	41.8	3.3×10-3	2.0

表11  结果

分类	淬火-回火态机加工性能(立铣刀使用数目)	模具寿命
			现有钢1	6	5800锻造冲击次数
现有钢2	3	1500锻造冲击次数
			本发明钢	4	7800锻造冲击次数

如表11所示，现有钢1和现有钢2的模具寿命分别为5800锻造冲击次数和1500锻造冲击次数，而本发明钢的模具寿命令人满意，达7800锻造冲击次数。而且，在由本发明钢获得的锻造模具中，所使用的立铣刀数目少，仅为4个，而现有钢1却为6个。即：本发明的钢具有令人满意的机加工性能。

虽然已参照本发明的具体实施方案对本发明进行了详细描述，但是，对于本领域的专业人员显而易见的是，只要不偏离本发明的精神和范围，可以对其进行各种改变和修正。

Claims (7)

1.一种机加工性能优异的热加工工具钢，其组成中含有如下元素(以wt.％计)：C：大于0.30至0.60％，Si：0.02-2.00％，Mn：0.1-3.0％，P：0.001-0.050％，S：大于0.005至0.050％，Cr：大于3.5至6.5％，Mo+1/2W：0.3-5.0％，V：0.05-2.50％，Al：0.0010-0.0200％，Ca：0.0005-0.0100％，O：0.0005-0.0100％，N：0.003-0.040％，余者主要是Fe，并且含有夹杂物粒子，该粒子的结构包括含钙硫化物夹杂和其中作为核心存在的含CaO的氧化物夹杂，每3.5mm²视场中的夹杂物粒子的数目为5.0个或更多。

2.一种机加工性能优异的热加工工具钢，其组成中含有如下元素(以wt.％计)：C：大于0.30至0.60％，Si：0.02-2.00％，Mn：0.1-3.0％，P：0.001-0.050％，S：大于0.005至0.050％，Cr：大于3.5至6.5％，Mo+1/2W：0.3-5.0％，V：0.05-2.50％，Al：0.0010-0.0200％，Ca：0.0005-0.0100％，O：0.0005-0.0100％，N：0.003-0.040％，余者主要是Fe，并且含有夹杂物粒子，该粒子的结构包括含钙硫化物夹杂和其中作为核心存在的含CaO的氧化物夹杂，每3.5mm²视场中夹杂物粒子所占面积为0.5×10^-3mm²或更大。

3.根据权利要求1或2机加工性能优异的热加工工具钢，其中，氧化物夹杂中CaO含量为8-62wt.％，硫化物夹杂中钙含量为1.0wt.％或更高。

4.根据权利要求1-3中之任何一项的机加工性能优异的热加工工具钢，其还含有一种或多种下述元素的钢，所述元素分别为：Ni：≤2.0％，Cu：≤1.0％，Co：≤5.0％，B：≤0.010％，Nb：≤1.0％，Ta：≤1.0％。

5.根据权利要求1-4中之任何一项的机加工性能优异的热加工工具钢，其中，硫已被硒和/或碲替代，各元素比例满足如下关系：S+0.4Se+0.25Te：大于0.005至0.050％。

6.根据权利要求1-5中之任何一项的机加工性能优异的热加工工具钢，其还含有下述元素之一种或两种，所述元素为：Ti：≤0.030％和Zr：≤0.030％。

7.一种机加工性能优异的热加工工具钢的制备方法，包括：熔炼含有如权利要求1-6中之任何一项所示组元的合金，并且调整该熔体的组成，其中，在组成调整中，向合金中添加硫、铝和钙，以使熔体的组成满足如下关系：

[S]/[O]：8-40，[Ca]×[S]：1×10^-5～1×10^-3，[Ca]/[S]：0.01-20，[Al]：0.001-0.020％。

Images