CN1811004A - 冷加工工具钢 - Google Patents

冷加工工具钢 Download PDF

Info

Publication number
CN1811004A
CN1811004A CNA2006100008511A CN200610000851A CN1811004A CN 1811004 A CN1811004 A CN 1811004A CN A2006100008511 A CNA2006100008511 A CN A2006100008511A CN 200610000851 A CN200610000851 A CN 200610000851A CN 1811004 A CN1811004 A CN 1811004A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
cold working
carbide
working tool
hardness
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CNA2006100008511A
Other languages
English (en)
Other versions
CN100564569C (zh
Inventor
清水崇行
池内康贵
藤井利光
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Daido Steel Co Ltd
Original Assignee
Daido Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Daido Steel Co Ltd filed Critical Daido Steel Co Ltd
Publication of CN1811004A publication Critical patent/CN1811004A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN100564569C publication Critical patent/CN100564569C/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium

Abstract

本发明的目的在于提供一种退火后硬度低、容易实施冷加工(锻造、冲压)及切削加工(铣削、钻孔、端铣、研削、旋削)的冷加工工具钢。解决上述问题，本发明之冷加工工具钢，其成分以重量％而言含有0.6％≤C≤1.60％、0.10％≤Si≤1.20％、0.10％≤Mn≤0.60％、5.5％≤Cr≤13.0％、0.80％≤Mo+0.5W≤2.10％、0.10％≤V≤0.40％、0.0002％≤O≤0.008％、0.001≤Al≤0.10，其残部由Fe及不可避免的不纯物组成，变态点Ar3在750℃以上850℃以下，以(Ar3+50℃)以上1050℃以下的温度做保持加热的球状化退火处理后，以组织断面观察到，其相当圆径的范围在0.1μm以上3μm以下的碳化物的平均相当圆径是在0.25μm以上0.8μm以下，上述球状化退火处理后的勃氏硬度(Brinell Hardness)在HB179以上HB235以下，而且在JIS G0555中规定的B系中介物以及C系中介物中，钢的清净度为(dB+dC)60×400≤0.05％，K值＝Cr(％)－6.8×C(％)时，K值为0.1以上3.5以下。

Description

冷加工工具钢
技术领域
本发明有关于一种冷加工工具钢，用于冷加工中锻造、冲压加工的冷加工模具或构造组件、要求耐磨耗性的机械组件、冷锻冲压模、高张力钢板的成形模、弯曲模、冷作锻造模具、锻造模、螺杆旋转模、冲压构件、切条机刀具、标准框冲模、表计、深抽冲压、弯曲模冲压、剪切刀片、不锈钢的弯曲模、深抽模、锻造等的塑性加工工具、齿轮用冲压、橡胶构件、冲压模、顺序动作冲压模、土石供给装置的密封板、螺旋构件、水泥吹付机用旋转板、IC封装模、尺寸精度要求高的精密冲压模、实施CVD处理·PVD处理·TD处理等的表面处理所使用的上述用途的金属模具。
背景技术
冷加工工具钢向来是JIS4404的高合金冷加工模的代表钢种的SKD11或SKD12等使用。该等冷加工工具钢是在热加工后(锻造、延压等)，从渥斯田化温度Ar3点到Ar3点+50℃的温度范围中加热而缓缓冷却的退火处理作为冷加工的软化处理。由该退火处理条件所得到的退火硬度为大约为勃式硬度HB241～HB255。
又在专利文献1所揭露者为退火温度比习知的温度高而却比习知的退火硬度低。虽然低硬度化使切削加工容易，但表2中的发明钢的硬度为HV262～278(HB换算约250～265)，难谓低硬度。而且，若退火温度比淬火温度高而实施，即使有一般淬火回火后硬度降低的问题，但是对于淬火回火的硬度却未提及。
专利文献1特开平6-322439号公报
发明所要的解决的问题
近年来，越发要求制造过程的缩短及成本降低，试图缩短构造组件、机械零件的制作时间，因此要求退火材料的切削性优良及易于进行冷加工的机械加工性优良的冷加工工具钢。但是，冷加工工具钢在其成分上，难以由退火得到低硬度。
又，特别是模具或治具、机械组件的耐磨特性是必要的用途下，从其耐磨耗性的观点而言，虽然多利用包含结晶粗大的碳化物的材料，重视耐磨耗性，但是无法避免韧性降低的材料特性的劣化。另一方面，欲被提升切削性，则添加减少结晶粗大的碳化物或多量的S等的快削元素，但是会导致耐磨耗性降低。于此，结晶粗大的碳化物(一次碳化物)所指的是相当圆径约10μm以上的物体。
有鉴于此，本发明的目的在于提供一种退火后硬度低、容易实施冷加工(锻造、冲压)及切削加工(铣削、钻孔、端铣、研削、旋削)的冷加工工具钢。
解决问题的手段、发明的效果
为解决上述问题，本发明的权利要求1所述的冷加工工具钢，其成分以重量％而言含有0.6％≤C≤1.60％、0.10％≤Si≤1.20％、0.10％≤Mn≤0.60％、5.5％≤Cr≤13.0％、0.80％≤Mo+0.5W≤2.10％、0.10％≤V≤0.40％、0.0002％≤0≤0.008％、0.001≤Al≤0.10，其残部由Fe及不可避免的不纯物组成，变态点Ar3在750℃以上850℃以下，以(Ar3+50℃)以上1050℃以下的温度做保持加热的球状化退火处理后，以组织断面观察到，其相当圆径的范围在0.1μm以上3μm以下的碳化物的平均相当圆径是在0.25μm以上0.8μm以下，上述球状化退火处理后的勃氏硬度(Brinell Hardness)在HB179以上HB235以下，而且在JIS G0555中规定的B系中介物以及C系中介物中，钢的清净度为(dB+dC)60×400≤0.05％，K值＝Cr(％)-6.8×C(％)时，K值为0.1以上3.5以下。
上述本发明主要有以下的特征。
(1)退火后的硬度降低
退火后硬度由相当圆径范围为0.1μm以上3μm以下的碳化物(以下称为二次碳化物)的分布状态所决定，由于该二次碳化物的平均相当圆径在0.2μm以上0.8μm以下，表现低硬度。该平均相当圆径的范围大于二次碳化物的尺寸。即，由于退火所产生的二次碳化物的绝对量相同，若平均相当圆径变大，比较大的二次碳化物存在而使硬度降低。相反地，若平均相当圆径变小，比较小的二次碳化物密集，使硬度变大。具体而言，藉由二次碳化物的平均相当圆径在上之范围内，可得到勃氏硬度HB179以上且HB235以下的低硬度(习知材料为勃氏硬度HB241～HB255)，切削加工及冷加工的效率可特别地提升。
(2)二次碳化物的尺寸由退火条件控制
二次碳化物的大小由(Ar3+50℃)以上1050℃以下的温度做保持加热的球状化退火处理而控制。详细地说，首先，加热保持于比习知的退火温度(Ar3～Ar3+50℃)高的温度(Ar3+50℃～淬火温度(1050℃))使其固溶于二次碳化物多的母材中。而且，加热保持的温度比淬火温度(1050℃)低，使淬火回火后的硬度降低。之后，固溶的二次碳化物变大而成长，以比60℃/h慢的冷却速度慢冷750℃以下(慢冷法)。其它的处理方法为650℃～变态点Ar1与变态点Ar3～1050℃的温度之间，做二次以上的反复加热冷却的「反复加热慢冷法」、在比Ar3低的温度长时间做保持的「长时间加热法」、在慢冷法的慢冷途中在一定温度下做保持的「等温变态法」等。使用任一种方法均可控制二次碳化物的大小。又，在上述球状化退火实施前，在Ar1以下的温度实施低温退火，减低退火后的硬度误差，可得到更低的硬度。而且，针对影响作为模具或治具用途所必须的耐磨耗性的粗大的结晶碳化物(一次碳化物)，即使实施上述之球状化退火处理，也不使其尺寸及个数产生大的变化。
于此，变态点「Ar3」表示冷却时A3变态点(渥斯田化温度)，「r」意指冷却(refroidissement)。在球状化退火处理中，为了使二次碳化物充分地固溶于母材中，使加热保持温度比习知的温度高，而且该温度在淬火温度以下，以求足够低的变态点Ar3。换言之，变态点Ar3与淬火温度的差足够大，因此，为了使变态点Ar3为750℃～850℃必须做成分调整，若变态点Ar3变高，与一般的淬火温度(1050℃)的差会变小，退火温度无法提高而二次碳化物无法充分地固溶(与习知的退火相同)。另一方面，若Ar3降低，二次碳化物的析出、成长需要极长的时间。而且，对于退火温度而言，变态点Ar3用DTA(differential Thermal Analysis)等的装置测定，藉此决定较佳的温度(Ar3+50℃～淬火温度(1050℃))。
(3)关于氧化物系中介物对被切削性的影响
B系及C系(特别是氧化物系)的中介物(根据JIS G 0555)，中介物的量愈大则被切削性会愈低。该等中介物，自身的硬度相当高，远超过母材的硬度。那么，若在切削加工时与工具刀刃接触，会使工具刀刃产生碎片(chipping)而降低工具寿命。由于B系及C系的中介物愈0接近对被切削性的影响愈小，为了得到充分的被切削性，B系与C系中介物中钢的清净度(dB+dC)60×400≤0.05％是必要的。而且，上述清净度主要是使O及Al的含有量在后述的范围中。
以下针对本发明之各数值限定理由做说明。
(4)0.6％≤C≤1.60％
C是在淬火时提高母材硬度所必须的元素。藉由与Cr、Mo、V等的碳化物形成元素结合而形成碳化物，使结晶粒细微化。又，藉由碳化物而提升耐磨耗性。为了使淬火回火硬度在HRC55以上，必须添加至下限以上。另一方面，过度的添加会使碳化物变多而导致任性降低，因此添加至上限以下。
(5)0.10％≤Si≤1.20％
添加Si作为脱氧元素。又，由于实施高温回火而使硬度提高，欲得到此效果添加下限以上。另一方面，过度的添加会使热加工性降低，同时使淬火回火后的韧性降低，因此添加至上限以下。
(6)0.10％≤Mn≤0.60％
添加Mn作为脱氧元素。又，淬火性提高，为了使硬度提高且强度提高，添加至0.10％以上。另一方面由于过度的添加会使热加工性降低，其上限为0.6％。
(7)5.5％≤Cr≤13.0％
Cr系提高固溶于母材中的淬火性，在硬度提高之同时，形成碳化物而耐磨耗性提升。为了得到此效果，必须添加至下限以上。另一方面，过度的添加系形成超过必要的碳化物，为了降低淬火回火后的韧性、被切削性，添加至上限以下。
(8)0.80％≤Mo+0.5W≤2.10％
Mo及W系提高固溶于母材中的淬火性，在硬度提高之同时，形成碳化物而耐磨耗性提升。又，也具有提高淬火回火的软化抵抗性的效果。为了得到该效果，Mo(％)+0.5W(％)所记载的Mo当量必须添加至下限以上。另一方面，过度的添加会使热加工性、韧性、被切削性降低，因此添加上限以下。
(9)0.10％≤V≤0.40％
V具有形成稳定的碳化物并防止结晶粗大化的结果。又，形成微细碳化物而提升耐磨性与硬度。为了得到如此的效果，必须添加至0.10％以上。另一方面，过度的添加会使碳化物量增加而降低被切削性及热加工性，因此上限为0.40％。
(10)0.0002％≤O≤0.0080％、0.001≤Al≤0.10
O及Al是无法避免地包含于钢中。B系及C系的中介物的构成元素，若钢中含有多量则降低韧性，必须添加至上限以下。又，兼考虑制造成本而积极地降低该等元素，可维持稳定且高韧性。而且，即使过度降低，仅会导致制造成本的上升，而对韧性的影响已经饱和，因此添加至下限以上。
(11)变态点Ar3在750℃以上850℃以下
当变态点Ar3在该范围内时，由于从实施球状化退火处理的Ar3+50℃到淬火温度1050℃的范围变大，确保使二次碳化物充分固溶的温度。但是，当Ar3过度高时，从Ar3+50℃到淬火温度1050℃的范围变窄，无法确保退火温度。结果，二次碳化物的固溶量变小，无法得到提升被切削性所必要的低硬度。又，若Ar3过度低，慢冷至Ar3以下的温度而使二次碳化物西出、成长的时间过长，而使工业成本非常高。而且，Ar3的测定虽然是以DTA等进行，Ar3的温度是由测定条件变化，冷却速度为5℃/h以上，在60℃/h做测定。
(12)球状化退火处理后的组织断面观察的相当圆径范围在0.1μm以上3μm以下的碳化物的平均相当圆径为0.25μm以上0.8μm以下。
碳化物的平均相当圆径为钢的研磨表面上对组织断面做影像解析而计算出的。具体而言，以扫瞄式电子显微镜或光学显微镜做放大观察时，存在于视野中的相当圆径为0.1μm以上3μm以下的碳化物全体，分别算出其相当圆径，然后求出平均值作为平均相当圆径。放大观察系除了材料表面及中心部外，在任意选择的位置上，必须至少1mm2以上的面积，或者是在一视野中，属于相当圆径0.1μm以上3μm以下的碳化物存在20个到500个，可将该视野用于20视野以上的测定。0.1μm以上3μm以下的碳化物，即形成硬度的碳化物(二次碳化物)。若此碳化物的平均粒径未满0.25μm，无法得到硬度提高，且被切削性提高的效果(相当于习知实施的退火处理的情况)。另一方面，当过大时，由于退火的慢冷时成长的碳化物的个数极少，在冷却过程中不易析出波来铁，反而使硬度变高，因此碳化物的平均相当圆径必须以0.8μm为其上限。
(13)球状化退火处理后勃氏硬度为HB179以上HB235以下
由于球状化退火处理后，勃氏硬度为HB235以下，可得到比习知优良的被切削性及冷加工性。另一方面，当过度低时，由于会提高工业成本，以HB179以上较佳。
(14)JIS G 0555所规定的B系中介物及C系中介物中，刚的清净度为(dB+dC)60×400≤0.05％
B系中介物系指在加工方向上使不连续地排列的粒状的中介物(主要是铝)聚集的物质，C系中介物是指不使产生黏性变形而不规则分散的物体(粒状氧化物)。由于该等中介物过多会使被切削性降低，JIS G 0555所规定的试验方法来决定B系及C系中介物的钢的清净度(dB+dC)60×400≤0.05％，可得到良好的被切削性。
(15)K值＝Cr(％)-6.8×C(％)时，该K值为0.1以上3.5以下
K值表示在适当淬火温度时固溶于母材的Cr量。在上述范围内，藉由淬火回火所得的硬度大约相等，可对应于冷加工工具钢所要求的耐磨耗性或韧性、被切削性而调整结晶碳化物量。但是，若K值在上述范围以外，由于回火中析出而产生硬度的二次碳化物的量不够，无法维持冷加工工具钢的硬度。在第1图中，表示C的含有量与Cr的含有量的关系。从纸面左下朝向右上的直线与K值有关，从纸面左上朝向右下的直线与后数的L值有关。
又本发明之冷加工工具钢，其钢成分更可含有0.0030％≤N≤0.0500％、0.001％≤P≤0.040％其中一种或两种。
该等元素是在钢所不可避免的。由于在钢中含量多会使韧性降低，因此最好在上限以下。。又，兼考虑制造成本而积极地降低该等元素，可维持稳定且高韧性。而且，即使过度降低，仅会导致制造成本的上升，而对韧性的影响已经饱和，因此添加至下限以上。
又本发明之冷加工工具钢，其钢成分更可包括0.01％≤Cu≤1.0％、0.01％≤Ni≤1.0％、0.2％≤Co≤1.0％、0.0003％≤B≤0.010％其中一种或两种以上。
该等元素具有固溶于母材中而提升淬火性的效果。关于韧性，藉由使冲击迁移温度降低而使韧性提升，以及藉此达到防止焊接性劣化的结果。又，关于Co，其具有提高高温强度的效果。为了得到该等效果，添加至下限以上较佳。另一方面，过度的添加会使效果达到饱和，因此添加至上限以下较佳。
又本发明之冷加工工具钢，其钢的成分更包括：0.001％≤S≤0.20％、0.005％≤Se≤0.10％、0.005％≤Te≤0.10％、0.0002％≤Ca≤0.010％、0.005％≤Pb≤0.10％、0.005％≤Bi≤0.10％其中一种或两种以上。
S可添加作为快速切削元素。虽然可与Cr、Mo、V等的碳化物形成元素合并，但为了得到被切削性提升的效果，最好添加至0.04％以上。过度的添加会使韧性降低或放电加工、切削加工后的表面粗度劣化等的机械性的特性也大大的降低，因此上限最好是0.20％。如此，在重视被切削性的用途中，考虑机械特性的平衡而添加。一方面，机械特性比被切削性受重视的用途中，考虑制造成本的平衡，S添加量在0.02％以下，0.01％以下更好。实际操作上在0.001％以上0.02％以下可满足机械特性。由以上得到上述S添加量。
关于Se、Te、Ca、Pb、Bi，可为了提升被切削性的目的而添加。Se、Te可利用为Mn硫化物中S的替代元素。Ca藉由氧化物的形成或固溶于Mn硫化物中，在切削加工时在工具表面形成保护膜而使被切削性提高。Pb、Bi会偏析出于晶界，使晶界强度降低而提高被切削性。为了得到该等效果，必须添加至下限以上。另一方面，过度的添加会导致机械特性恶化，因此添加至上限以下。
又，本发明之冷加工工具钢，钢的成分更可包括：0.01％≤Nb≤0.12％、0.005％≤Ta≤0.10％、0.005％≤Ti≤0.10％、0.005％≤Zr≤0.10％、0.005％≤Mg≤0.10％、0.005％≤REM≤0.10％其中一种或两种以上。
该等元素可添加以得到碳化物细微化或结晶粒细微化而提高韧性的结果。又，Mg及REM形成氧化物。产生低氧化而减少粗大的氧化物。另一方面，过度的添加会使韧性及焊接性降低，最好是添加至上限以下。而且，在REM中可使用一种或两种以上的稀土类元素。
接着，根据权利要求2所述的冷加工工具钢，其中上述钢成分为0.60％≤C≤0.80％、0.10％≤Si≤1.20％、0.10％≤Mn≤0.60％、5.5％≤Cr≤8.5％、0.80％≤Mo+0.5W≤2.10％、0.10％≤V≤0.40％、0.0002％≤O≤0.0080％、0.001≤Al≤0.10。即，在申请专利范围第1项的钢成份中，加入更进一步的限制条件C、Si、Cr、Mo。
冷加工工具钢，特别是需要韧性及微细加工的模具，必须减少结晶碳化物。即藉由将C、Si、Cr、Mo调整至上述范围内，不必极力形成以M7C3为主体的结晶碳化物(M为Cr、Mo、V)。结晶碳化物的量相当于重量％0.01～5％。又，表示结晶碳化物的量的指标，在L值＝Cr(％)+15.5×C(％)时，相当于1.49≤L值≤21.0。(参照第1图)
接着，根据权利要求3所述的冷加工工具钢，其中上述钢成分为0.90％≤C≤1.10％、0.8％≤Si≤1.20％、0.10％≤Mn≤0.60％、7.0％≤Cr≤9.0％、1.50％≤Mo+0.5W≤2.10％、0.10％≤V≤0.40％、0.0002％≤Al≤0.0080％、0.001≤Al≤0.10。即在申请专利范围第1项的钢成份中，加入更进一步的限制条件C、Si、Cr、Mo。
冷加工工具钢，特别是需要耐磨耗性及韧性的平衡的模具，必须确保结晶碳化物在某程度的量。即藉由将C、Si、Cr、Mo调整至上述范围内，形成以M7C3为主体的结晶碳化物。结晶碳化物的量相当于重量％5～10％。又21.0≤L值≤27.0。(参照第1图)
接着，根据权利要求4所述的冷加工工具钢，其中上述钢成分为1.40％≤C≤1.60％、0.10％≤Si≤0.40％、0.10％≤Mn≤0.60％、11.0％≤Cr≤13.0％、0.80％≤Mo+0.5W≤1.20％、0.10％≤V≤0.40％、0.0002％≤Al≤0.0080％、0.001≤Al≤0.10。即在申请专利范围第1项的钢成份中，加入更进一步的限制条件C、Si、Cr、Mo。
冷加工工具钢，特别是需要耐磨耗性及韧性的平衡模具，必须多含结晶碳化物。即藉由将C、Si、Cr、Mo调整至上述范围内，多形成以M7C3为主体的结晶碳化物。结晶碳化物的量相当于重量％10～15％。又27.0≤L值≤37.8。(参照第1图)
附图说明
第1图为C含有量与Cr含有量的关系(K值、L值)的图。
用于实施发明的优选形式
表1所表示的本发明的钢材与比较钢材的成份组成的200kg的钢材，以高周波真空溶解炉熔解后，做成块状，将所得到的钢块做热加工锻造而形成一边70mm的角棒。之后，以表2所示的温度做退火处理(慢冷速度18℃/h)。
而且，在表1中的比较钢材的组成中，脱离本发明所规定的组成范围时，超过下限给予向下的箭号，超过上限则给予向上的箭号。
表1.成分(wt％)
  No.   C   Si   Mn   P   S   Cu   Ni   Cr   Mo   W   V   Al   O   N   K值   L值   其它
  1   比较钢   0.71   0.38   ↑0.93   0.028   ↑1.32   0.11   7.03   0.84   0.35   0.028   0.0009   2.202   18.035
  2   发明钢   1.23   0.53   0.34   0.06   0.43   10.32   1.44   0.15   0.093   0.0053   1.956   29.385
  3   比较钢   0.71   0.38   0.37   0.028   0.002   0.09   ↑1.55   7.03   0.84   ↑1.34   0.028   0.0009   0.019   2.202   18.035
  4   比较钢   0.66   0.42   0.32   0.013   0.001   0.23   0.53   10.5   0.32   0.11   0.033   0.0021   0.011   ↑6.012   20.73
  5   发明钢   0.61   0.95   0.47   0.004   0.063   0.05   0.13   5.7   2.01   0.21   0.008   0.0023   0.015   1.552   15.155
  6   发明钢   0.78   0.75   0.21   0.035   0.035   0.85   0.53   5.81   2.09   0.39   0.03   0.0053   0.004   0.506   17.9
  7   发明钢   0.93   0.23   0.15   0.021   0.001   0.34   0.43   6.53   0.82   0.11   0.09   0.0003   0.0033   0.206   20.945
  8   发明钢   0.79   0.35   0.32   0.003   0.003   0.23   0.03   8.82   0.93   0.12   0.053   0.0009   0.0085   3.448   21.065
  9   发明钢   0.62   0.11   0.11   0.028   0.058   0.53   0.84   7.53   1.56   0.11   0.08   0.0004   0.009   3.314   17.14
  10   发明钢   0.72   0.69   0.55   0.013   0.008   0.13   0.08   7.03   1.03   0.14   0.032   0.0063   0.013   2.134   18.19
  11   发明钢   0.78   1.17   0.59   0.018   0.17   0.25   0.31   6.53   0.81   0.02   0.33   0.021   0.0078   0.024   1.226   18.62
  12   发明钢   0.71   1.18   0.58   0.022   0.008   0.023   0.89   8.2   0.88   0.83   0.13   0.012   0.0013   0.012   3.372   19.205   B＝0.0032
  13   发明钢   0.83   0.11   0.42   0.006   0.004   0.14   0.67   5.96   1.65   0.22   0.096   0.0043   0.048   0.316   18.825   Zr＝0.022，Ta＝0.07，Mg＝0.09
  14   比较钢   0.93   0.89   0.31   0.022   ↑0.25   0.08   0.33   ↑13.94   1.83   0.22   0.053   0.0031   0.011   ↑7.616   28.355
  15   比较钢   0.99   0.89   0.52   0.012   0.003   0.35   0.415   6.34   1.93   0.32   0.023   0.0039   0.016   ↓-0.392   21.685
  16   发明钢   0.94   0.93   0.41   0.011   0.001   0.02   0.04   6.63   1.84   0.31   0.011   0.0019   0.009   0.238   21.2
  17   发明钢   1.19   0.83   0.22   0.001   0.14   0.75   0.23   8.32   1.74   0.11   0.21   0.022   0.0043   0.0395   0.228   26.765
  18   发明钢   1.07   0.85   0.39   0.013   0.003   0.05   0.13   10.71   1.63   0.25   0.034   0.0041   0.0312   3.434   27.295
  19   发明钢   0.81   0.93   0.18   0.032   0.002   0.13   0.45   8.83   1.99   0.03   0.33   0.048   0.0077   0.0213   3.322   21.385
  20   发明钢   0.92   1.05   0.59   0.021   0.095   0.34   0.63   8.21   2.03   0.29   0.028   0.0063   0.0183   1.954   22.47
  21   发明钢   0.88   1.17   0.11   0.009   0.103   0.23   0.09   7.58   1.54   0.19   0.035   0.0031   0.018   1.596   21.22
  22   发明钢   0.99   1.08   0.58   0.013   0.003   0.02   0.75   9.03   2.08   0.37   0.059   0.0019   0.031   2.298   24.375
  23   发明钢   0.99   0.42   0.11   0.023   0.38   0.08   0.09   8.25   0.97   0.18   0.001   0.0002   0.0035   1.518   23.595   Nb＝0.02，Ti＝0.043，REM＝0.05
  24   发明钢   0.86   0.93   0.11   0.025   0.001   0.011   0.98   9.32   1.55   0.39   0.032   0.0079   0.01   3.472   22.65 Ca＝0.0053，Te＝0.026，Bi＝0.024
  25   比较钢   ↑1.83   0.32   0.53   0.001   0.09   0.31   11.95   ↓0.43   0.34   0.009   0.0009   ↓-0.494   40.315
  26   比较钢   1.53   0.13   0.43   0.011   0.001   0.21   0.33   9.31   0.88   0.31   0.25   0.008   0.0019   0.011   ↓-1.094   33.025
  27   发明钢   1.23   0.29   0.46   0.018   0.001   0.04   0.08   8.53   0.83   0.22   0.27   0.005   0.0023   0.014   0.166   27.595
  28   发明钢   1.58   0.11   0.23   0.005   0.11   0.32   0.32   11.44   0.95   0.16   0.008   0.0003   0.0185   0.696   35.93
  29   发明钢   1.56   0.18   0.12   0.029   0.002   0.03   0.98   12.98   0.93   0.31   0.33   0.005   0.0053   0.0045   2.372   37.16
  30   发明钢   1.44   0.21   0.18   0.003   0.08   0.09   0.75   12.84   1.18   0.23   0.093   0.0005   0.0093   3.048   35.16
  31   发明钢   1.08   0.31   0.22   0.002   0.002   0.21   0.63   10.73   1.09   0.38   0.053   0.0078   0.023   3.386   27.47
  32   发明钢   1.43   0.37   0.34   0.009   0.083   0.85   0.15   12.59   1.05   0.09   0.11   0.083   0.0015   0.0075   2.866   34.755
  33   发明钢   1.23   0.23   0.57   0.028   0.052   0.43   0.44   10.39   1.02   0.32   0.053   0.0034   0.0053   2.026   29.455
  34   发明钢   1.45   0.97   0.36   0.038   0.034   0.88   0.1   12.78   0.76   1.33   0.25   0.012   0.0035   0.011   2.92   35.255 Co＝0.36
  35   发明钢   1.3   0.29   0.43   0.024   0.27   0.91   0.06   12.01   1.85   0.33   0.004   0.0031   0.013   3.17   32.16 Pb＝0.09，Se＝0.09
对于本发明的钢材与比较钢材，进行以下的试验与评价。其结果表示于表2。
(a)碳化物的测定评价
对材料的研磨表面进行影像解析，并测定碳化物的平均粒径。影像解析系使用SEM观察照片进行，以500～5000中合适的倍率，观察1mm2的面积。然后，对于存在于显示视野中的0.1μm以上3.0μm以下的碳化物全体，分别计算出相当圆径而求出平均值。而且，研磨表面以苦味酸(Pikrin)乙醇溶液，蚀刻至在0.1μm左右的碳化物不会剥离的情况下可观察的深度。
(b)B系及C系中介物量
JIS G 0555所规定的试验方法测定(dB+dC)60×400。
(c)被切削性试验
从所制造的本发明的钢材及比较钢切出的试验片，在以下的条件下进行被切削性的试验。
端铣加工试验条件
工具：超硬solid end mill(10mm)，6片刀刃
速度：120m/min
进给量：0.06mm/rev
切削宽度：0.5mm高10mm
切削油：吹气排屑
切削距离：切削至60000mm
判定：在切削途中，无工具折损判定为○，有折损或中途产生火花则判定为×。
(d)冷加工加工性
从所制造的本发明的钢材及比较钢材切出12×18mm的试验片，以600t油压冲床做一气压缩加工至试验片高度的60％。在各钢材中，观察10个加工后的试验片，检查哪一个产生破裂。
(e)最高硬度
变化淬火回火的热处理条件，以洛氏(Rockwell)硬度计做测定。
(f)比磨耗量
用pin-on-disc摩擦磨耗测试机进行测试。从制造的本发明的钢材与比较钢材切出两根直径8mm的销。盘片(disc)是从S45C切出的。本发明的钢材与比较钢一同进行淬火回火以得到最高硬度。试验条件为滑动速度1.6m/s，滑动距离5000m，压重10.5kgf，无润滑油。测定试验前后销的重量，并测定磨耗重量。比较钢材1的磨耗重量为1时，将其它的本发明的钢材与比较钢的磨耗重量作为比磨耗量。
(g)锤式冲击值
从已制造的本发明的钢材及比较钢材切出10R notch-Charpy测试片。将材料的长度方向作为Charpy试验片的长度方向而排列整齐。热处理系根据JIS Z 2242所记载的方式实施。而且，试验是在室温下进行。
表2
No.  Ar3温度(℃)   平均粒径(μm)   中介物dB+dC 退火温度   SA后硬度(HB)   最高硬度(HRC) 冷作加工性 切削性 比磨耗量   Charpy冲击性(J/cm2)
  1   比较钢   ↓740   ↓0.21   0.005   ↓750   ↑269   60.3 ×8个 ×   1   53
  2   发明钢   793   0.71   0.002   980   204   63.2 ○ ○   0.32   21
  3   比较钢   ↓733   ↑1.53   ↑0.41   ↑1140   ↓170   60.4 ○ ×   1.03   46
  4   比较钢   831   0.53   0.003   950   204   54.3 ○ ○   5.93   53
  5   发明钢   805   0.45   0.001   970   212   61.3 ○ ○   0.92   63
  6   发明钢   822   0.58   0.034   1020   208   63.3 ○ ○   0.93   68
  7   发明钢   803   0.38   0.027   960   198   63.5 ○ ○   0.89   73
  8   发明钢   755   0.35   0.046   960   199   62.9 ○ ○   0.93   58
  9   发明钢   790   0.26   0.003   970   203   64.2 ○ ○   0.89   66
  10   发明钢   809   0.44   0.002   970   203   63.8 ○ ○   0.88   67
  11   发明钢   833   0.58   0.011   990   185   62.8 ○ ○   0.84   93
  12   发明钢   813   0.65   0.001   1030   204   62.7 ○ ○   0.93   81
  13   发明钢   836   0.28   0.006   1030   233   62.9 ○ ○   0.99   88
  14   比较钢   ↑876   0.39   ↑0.39   970   226   51.1 ○ ×   6.33   67
  15   比较钢   843   0.67   0.008   950   193   53.2 ○ ○   6.29   93
  16   发明钢   848   0.52   0.003   990   198   62.5 ○ ○   0.63   43
  17   发明钢   845   0.78   0.048   990   183   64.3 ○ ○   0.55   44
  18   发明钢   833   0.47   0.036   990   195   64.1 ○ ○   0.59   48
  19   发明钢   828   0.36   0.021   930   199   64.8 ○ ○   0.63   53
  20   发明钢   773   0.31   0.012   840   225   63.8 ○ ○   0.73   41
  21   发明钢   819   0.63   0.001   930   203   63.7 ○ ○   0.72   39
  22   发明钢   835   0.65   0.003   980   211   63.2 ○ ○   0.72   46
  23   发明钢   832   0.71   0.007   890   191   62.8 ○ ○   0.73   52
  24   发明钢   825   0.68   0.001   930   200   62.7 ○ ○   0.72   37
  25   比较钢   ↑883   ↓0.11   0.002   ↓900   ↑266   48.7 ×10个 ×   3.14   11
  26   比较钢   817   0.73   0.004   980   213   51.3 ○ ○   3.82   13
  27   发明钢   795   0.71   0.002   890   200   62.7 ○ ○   0.32   19
  28   发明钢   808   0.68   0.043   1000   201   63.3 ○ ○   0.31   23
  29   发明钢   813   0.57   0.007   1000   205   63.2 ○ ○   0.46   22
  30   发明钢   803   0.55   0.011   940   209   64.7 ○ ○   0.49   28
  31   发明钢   755   0.49   0.028   920   205   62.1 ○ ○   0.28   27
  32   发明钢   761   0.68   0.032   990   217   61.8 ○ ○   0.38   17
  33   发明钢   783   0.73   0.003   910   218   63.3 ○ ○   0.37   19
  34   发明钢   796   0.41   0.006   870   231   63.6 ○ ○   0.31   20
  35   发明钢   807   0.29   0.007   860   223   64.4 ○ ○   0.45   29
根据表2所表示的试验结果，比较钢材1由于其成分在本发明所规定的组成范围外，Ar3温度降低。在与习知相同的退火条件下实施热处理时，碳化物无法充分地固溶，由于将碳化物慢冷也无法变大，碳化物的尺寸也小，硬度也高。因此冷作加工性不佳，10个试验片中有8个产生破裂。比较钢材3由于其成分在本发明所规定的组成范围外，Ar3温度降低。又，由于退火温度是高温，碳化物的尺寸变大，硬度降低而冷作加工性优良，由于硬度降低，材料的延展性，被切削性则相反地降低。比较钢材4，在成分上虽然是在本发明所规定的组成范围内，但是K值大而在范围之外。因此，用淬火回火的热处理无法使最高硬度达到HRC60以上，无法得到冷加工工具钢必要的硬度。又，硬度降低而比磨耗量也增大。比较钢14、15、25、26同样地，K值在范围之外。那么，最高硬度降低，比磨耗量增大。

Claims (9)

1.一种冷加工工具钢，其特征在于，其成分以重量％而言含有0.6％≤C≤1.60％、0.10％≤Si≤1.20％、0.10％≤Mn≤0.60％、5.5％≤Cr≤13.0％、0.80％≤Mo+0.5W≤2.10％、0.10％≤V≤0.40％、0.0002％≤O≤0.008％、0.001≤Al≤0.10，其残部由Fe及不可避免的不纯物组成，变态点Ar3在750℃以上850℃以下，以(Ar3+50℃)以上1050℃以下的温度做保持加热的球状化退火处理后，以组织断面观察到，其相当圆径的范围在0.1μm以上3μm以下的碳化物的平均相当圆径是在0.25μm以上0.8μm以下，上述球状化退火处理后的勃氏硬度(Brinell Hardness)在HB179以上HB235以下，而且在JIS G0555中规定的B系中介物以及C系中介物中，钢的清净度为(dB+dC)60×400≤0.05％，K值＝Cr(％)-6.8×C(％)时，K值为0.1以上3.5以下。
2.根据权利要求1所述的冷加工工具钢，其特征在于上述钢成分为0.60％≤C≤0.80％、0.10％≤Si≤1.20％、0.10％≤Mn≤0.60％、5.5％≤Cr≤8.5％、0.80％≤Mo+0.5W≤2.10％、0.10％≤V≤0.40％、0.0002％≤O≤0.0080％、0.001≤Al≤0.10。
3.根据权利要求1所述的冷加工工具钢，其中上述钢成分为0.90％≤C≤1.10％、0.8％≤Si≤1.20％、0.10％≤Mn≤0.60％、7.0％≤Cr≤9.0％、1.50％≤Mo+0.5W≤2.10％、0.10％≤V≤0.40％、0.0002％≤O≤0.0080％、0.001≤Al≤0.10。
4.根据权利要求1所述的冷加工工具钢，其中上述钢成分为1.40％≤C≤1.60％、0.10％≤Si≤0.40％、0.10％≤Mn≤0.60％、11.0％≤Cr≤13.0％、0.80％≤Mo+0.5W ≤1.20％、0.10％≤V≤0.40％、0.0002％≤O≤0.0080％、0.001≤Al≤0.10。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的冷加工工具钢，其中钢的成分更包括：0.0030％≤N≤0.0500％、0.001％≤P≤0.040％其中一种或两种。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的冷加工工具钢，其中钢的成分更包括：0.01％≤Cu≤1.0％、0.01％≤Ni≤1.0％、0.2％≤Co≤1.0％、0.0003％≤B≤0.010％其中一种或两种以上。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的冷加工工具钢，其中钢的成分更包括：0.001％≤S≤0.20％、0.005％≤Se≤0.10％、0.005％≤Te≤0.10％、0.0002％≤Ca≤0.010％、0.005％≤Pb≤0.10％、0.005％≤Bi≤0.10％其中一种或两种以上。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的冷加工工具钢，其中钢的成分更包括：0.01％≤Nb≤0.12％、0.005％≤Ta≤0.10％、0.005％≤Ti≤0.10％、0.005％≤Zr≤0.10％、0.005％≤Mg≤0.10％、0.005％≤REM≤0.10％其中一种或两种以上。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的冷加工工具钢，其中上述球状化退火处理在保持加热后，以低于60℃/h的冷却速度慢冷至750℃以下。
CNB2006100008511A 2005-01-14 2006-01-13 冷加工工具钢 Expired - Fee Related CN100564569C (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005007198 2005-01-14
JP2005007198A JP2006193790A (ja) 2005-01-14 2005-01-14 冷間工具鋼

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1811004A true CN1811004A (zh) 2006-08-02
CN100564569C CN100564569C (zh) 2009-12-02

Family

ID=36682651

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB2006100008511A Expired - Fee Related CN100564569C (zh) 2005-01-14 2006-01-13 冷加工工具钢

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20060157163A1 (zh)
JP (1) JP2006193790A (zh)
KR (1) KR20060083142A (zh)
CN (1) CN100564569C (zh)
TW (1) TW200624570A (zh)

Cited By (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101563470B (zh) * 2006-12-27 2011-05-11 日立金属株式会社 工具钢的制造方法
CN101538685B (zh) * 2008-03-21 2011-11-23 宝山钢铁股份有限公司 一种高强韧性刀片钢及其冶金制造方法
CN102251190A (zh) * 2011-03-26 2011-11-23 萍乡市德博科技发展有限公司 铬钼镍钛钒涡轮增压器密封环
CN102978517A (zh) * 2012-12-14 2013-03-20 江苏天工工具有限公司 一种冷作模具钢及其制备方法
CN103173681A (zh) * 2013-03-16 2013-06-26 江阴润源机械有限公司 一种用skd-11钢材的冷轧钢工作辊及其生产工艺
CN103403207A (zh) * 2011-02-21 2013-11-20 日立金属株式会社 冷加工用模具的制造方法
CN103403206A (zh) * 2011-02-21 2013-11-20 日立金属株式会社 切削性优异的冷作工具钢
CN103774049A (zh) * 2014-01-18 2014-05-07 山西百一机械设备制造有限公司 高韧性高耐磨高铬莱氏体冷作模具钢及其制备方法
CN103820716A (zh) * 2014-02-26 2014-05-28 常熟市长江不锈钢材料有限公司 一种9Cr13MoVCo不锈钢带钢及制备方法
CN104640654A (zh) * 2012-08-20 2015-05-20 日立金属株式会社 冷作工具钢的切削方法和冷作模具材料的制造方法
CN104942879A (zh) * 2015-07-08 2015-09-30 安徽华天机械股份有限公司 一种平圆刀及其制造方法
CN106191703A (zh) * 2016-08-16 2016-12-07 安徽瑞泰新材料科技有限公司 一种高铬耐磨钢球及其制备方法
CN107208221A (zh) * 2015-02-04 2017-09-26 日立金属株式会社 冷作工具材料、冷作工具及其制造方法
CN108220808A (zh) * 2017-11-28 2018-06-29 昆山邦泰汽车零部件制造有限公司 一种制造冲压加工设备冲头的钢
CN108251758A (zh) * 2018-01-15 2018-07-06 苏州健雄职业技术学院 一种高硬高韧耐久刀具钢
CN110029283A (zh) * 2018-06-08 2019-07-19 中南大学 一种Co韧化铸铁及其制造与热处理方法
CN110184540A (zh) * 2019-06-06 2019-08-30 南通聚星铸锻有限公司 一种电渣锭及其冶炼方法
CN111235490A (zh) * 2020-03-12 2020-06-05 梵肯金属材料(上海)有限公司 一种高品质刀具用高合金钢材料
CN113215482A (zh) * 2021-03-22 2021-08-06 武汉钜能科技有限责任公司 耐磨冷作工具钢
CN116043106A (zh) * 2022-11-08 2023-05-02 湖北楠田工模具科技有限公司 一种高纯净度高韧性长服役周期冷作模具钢及其制备方法

Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101153374B (zh) * 2006-09-27 2010-09-08 宝山钢铁股份有限公司 一种切纸机刀片用钢及其制造方法
US9132567B2 (en) 2007-03-23 2015-09-15 Dayton Progress Corporation Tools with a thermo-mechanically modified working region and methods of forming such tools
US8968495B2 (en) 2007-03-23 2015-03-03 Dayton Progress Corporation Methods of thermo-mechanically processing tool steel and tools made from thermo-mechanically processed tool steels
JP5143531B2 (ja) * 2007-11-13 2013-02-13 株式会社神戸製鋼所 冷間金型用鋼および金型
JP5276330B2 (ja) * 2008-01-10 2013-08-28 株式会社神戸製鋼所 冷間金型用鋼および冷間プレス用金型
KR20140039416A (ko) * 2012-09-21 2014-04-02 한국기계연구원 뜨임저항성이 우수한 냉간공구강
EP2979772B1 (en) 2013-03-29 2018-09-05 Hitachi Metals, Ltd. Process for producing steel material for die, process for producing prehardened steel product for die, and process for producing cold working die
CN103233187B (zh) * 2013-05-28 2015-02-18 滁州迪蒙德模具制造有限公司 冷作模具用钢及其生产方法
EP3006601B1 (en) * 2013-05-30 2019-12-11 Hitachi Metals, Ltd. Method for manufacturing mold for cold working use
JP6337524B2 (ja) * 2014-03-07 2018-06-06 大同特殊鋼株式会社 金型用鋼
JP6472174B2 (ja) * 2014-05-27 2019-02-20 山陽特殊製鋼株式会社 低温焼入れ可能な高硬度高靭性の冷間工具鋼
JP6057141B2 (ja) * 2014-09-26 2017-01-11 日立金属株式会社 冷間工具材料および冷間工具の製造方法
CN104480400B (zh) * 2014-12-18 2016-08-24 钢铁研究总院 一种c-n-b复合硬化高耐磨冷作模具钢
JP6484086B2 (ja) * 2015-03-31 2019-03-13 株式会社木村鋳造所 工具鋼鋳鋼品の製造方法
CN105112791A (zh) * 2015-09-21 2015-12-02 无锡清杨机械制造有限公司 一种新型金属材料及其制备方法
EP3305934B1 (en) 2016-03-18 2020-02-19 Hitachi Metals, Ltd. Cold working tool material and cold working tool manufacturing method
JP6772915B2 (ja) * 2017-03-20 2020-10-21 愛知製鋼株式会社 冷間工具鋼
JP7343738B2 (ja) * 2018-11-15 2023-09-13 株式会社シザーストリート 毛髪仕上げコーム及びコーミング方法
CN110306122B (zh) * 2019-08-06 2021-05-11 鄱阳县黑金刚钓具有限责任公司 一种新型高强度材料鱼钩
CN110938774A (zh) * 2019-12-17 2020-03-31 贾宁 一种环保炼钢炉炼钢工艺
CN112011740B (zh) * 2020-08-31 2021-11-02 天津钢研海德科技有限公司 一种高韧性高硬度模具钢及其制备方法
CN114381657A (zh) * 2020-10-22 2022-04-22 浙江叶晓针织机械有限公司 一种skd11合金材料的制备方法
CN115627419B (zh) * 2022-10-25 2023-11-28 攀钢集团江油长城特殊钢有限公司 一种高强高韧Cr8冷作模具钢及其制备方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4604145A (en) * 1984-01-13 1986-08-05 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Process for production of steel bar or steel wire having an improved spheroidal structure of cementite
JPS60224754A (ja) * 1984-04-19 1985-11-09 Daido Steel Co Ltd 合金工具鋼
JPH0717986B2 (ja) * 1985-03-16 1995-03-01 大同特殊鋼株式会社 合金工具鋼
ATE206485T1 (de) * 1998-01-06 2001-10-15 Sanyo Special Steel Co Ltd Die herstellung von einem kaltarbeitswerkzeugstahl
TW567233B (en) * 2001-03-05 2003-12-21 Kiyohito Ishida Free-cutting tool steel
JP2003055743A (ja) * 2001-08-17 2003-02-26 Daido Steel Co Ltd 被削性にすぐれた冷間ダイス金型用鋼
JP2004169177A (ja) * 2002-11-06 2004-06-17 Daido Steel Co Ltd 合金工具鋼及びその製造方法、並びにそれを用いた金型

Cited By (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101563470B (zh) * 2006-12-27 2011-05-11 日立金属株式会社 工具钢的制造方法
CN101538685B (zh) * 2008-03-21 2011-11-23 宝山钢铁股份有限公司 一种高强韧性刀片钢及其冶金制造方法
CN103403206B (zh) * 2011-02-21 2015-11-25 日立金属株式会社 切削性优异的冷作工具钢
CN103403207B (zh) * 2011-02-21 2016-06-15 日立金属株式会社 冷加工用模具的制造方法
CN103403206A (zh) * 2011-02-21 2013-11-20 日立金属株式会社 切削性优异的冷作工具钢
CN103403207A (zh) * 2011-02-21 2013-11-20 日立金属株式会社 冷加工用模具的制造方法
CN102251190A (zh) * 2011-03-26 2011-11-23 萍乡市德博科技发展有限公司 铬钼镍钛钒涡轮增压器密封环
CN104640654A (zh) * 2012-08-20 2015-05-20 日立金属株式会社 冷作工具钢的切削方法和冷作模具材料的制造方法
CN102978517A (zh) * 2012-12-14 2013-03-20 江苏天工工具有限公司 一种冷作模具钢及其制备方法
CN102978517B (zh) * 2012-12-14 2015-04-22 江苏天工工具有限公司 一种冷作模具钢的制备方法
CN103173681A (zh) * 2013-03-16 2013-06-26 江阴润源机械有限公司 一种用skd-11钢材的冷轧钢工作辊及其生产工艺
CN103774049A (zh) * 2014-01-18 2014-05-07 山西百一机械设备制造有限公司 高韧性高耐磨高铬莱氏体冷作模具钢及其制备方法
CN103774049B (zh) * 2014-01-18 2015-12-09 山西百一机械设备制造有限公司 高韧性高耐磨高铬莱氏体冷作模具钢及其制备方法
CN103820716A (zh) * 2014-02-26 2014-05-28 常熟市长江不锈钢材料有限公司 一种9Cr13MoVCo不锈钢带钢及制备方法
CN103820716B (zh) * 2014-02-26 2016-06-01 常熟市长江不锈钢材料有限公司 一种9Cr13MoVCo不锈钢带钢及制备方法
CN107208221A (zh) * 2015-02-04 2017-09-26 日立金属株式会社 冷作工具材料、冷作工具及其制造方法
CN104942879A (zh) * 2015-07-08 2015-09-30 安徽华天机械股份有限公司 一种平圆刀及其制造方法
CN106191703A (zh) * 2016-08-16 2016-12-07 安徽瑞泰新材料科技有限公司 一种高铬耐磨钢球及其制备方法
CN108220808A (zh) * 2017-11-28 2018-06-29 昆山邦泰汽车零部件制造有限公司 一种制造冲压加工设备冲头的钢
CN108251758A (zh) * 2018-01-15 2018-07-06 苏州健雄职业技术学院 一种高硬高韧耐久刀具钢
CN110029283A (zh) * 2018-06-08 2019-07-19 中南大学 一种Co韧化铸铁及其制造与热处理方法
CN110184540A (zh) * 2019-06-06 2019-08-30 南通聚星铸锻有限公司 一种电渣锭及其冶炼方法
CN111235490A (zh) * 2020-03-12 2020-06-05 梵肯金属材料(上海)有限公司 一种高品质刀具用高合金钢材料
CN113215482A (zh) * 2021-03-22 2021-08-06 武汉钜能科技有限责任公司 耐磨冷作工具钢
CN113215482B (zh) * 2021-03-22 2022-05-20 武汉钜能科技有限责任公司 耐磨冷作工具钢
CN116043106A (zh) * 2022-11-08 2023-05-02 湖北楠田工模具科技有限公司 一种高纯净度高韧性长服役周期冷作模具钢及其制备方法
CN116043106B (zh) * 2022-11-08 2023-12-15 湖北楠田工模具科技有限公司 一种高纯净度高韧性长服役周期冷作模具钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP2006193790A (ja) 2006-07-27
CN100564569C (zh) 2009-12-02
TW200624570A (en) 2006-07-16
KR20060083142A (ko) 2006-07-20
US20060157163A1 (en) 2006-07-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1811004A (zh) 冷加工工具钢
JP4403875B2 (ja) 冷間工具鋼
CN1258611C (zh) 高速工具钢及其制造方法
CN1173067C (zh) 热工具钢
CN1263170A (zh) 具有优良的机加工性能的高强度模具用钢
CN1420197A (zh) 机械结构用钢
CN101029373A (zh) 切削性及韧性优异的预硬钢及其制造方法
JP2006328521A (ja) 精密加工用の工具および工具鋼
CN1445379A (zh) 机加工性能优异的热加工工具钢及其制备方法
JP2008189982A (ja) 工具鋼
JP2005226150A (ja) 工具鋼の焼きなまし方法、及び工具鋼の焼きなまし材の製造方法、工具鋼の焼きなまし材、並びにそれを用いた工具鋼、工具
US6663726B2 (en) High-hardness prehardened steel for cold working with excellent machinability, die made of the same for cold working, and method of working the same
CN1179059C (zh) Ni基合金，Ni基合金的制备方法及锻模
JP4997721B2 (ja) 疲労特性に優れた熱間鍛造品の製造方法
JP5376302B2 (ja) 被切削性に優れた金型用鋼
JP6465959B2 (ja) 時効硬化性鋼及び時効硬化性鋼を用いた部品の製造方法
JP5459197B2 (ja) 機械構造用合金鋼鋼材
JP5472063B2 (ja) 冷間鍛造用快削鋼
JP2005336553A (ja) 熱間工具鋼
JP6772915B2 (ja) 冷間工具鋼
JP4322239B2 (ja) 冷間工具鋼及びその製造方法
JP3780690B2 (ja) 被削性および工具寿命に優れた熱間工具鋼
JP5565696B2 (ja) 孔加工性に優れた金型用鋼およびその製造方法
CN106282782B (zh) 高合金热轧穿孔顶头
JP2002003988A (ja) 被削性に優れる冷間工具鋼

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
REG Reference to a national code

Ref country code: HK

Ref legal event code: DE

Ref document number: 1094811

Country of ref document: HK

C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
C17 Cessation of patent right
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20091202

Termination date: 20110113

REG Reference to a national code

Ref country code: HK

Ref legal event code: WD

Ref document number: 1094811

Country of ref document: HK