CN1831181B

CN1831181B - 具有高硬度和优异镜面加工表面性能的不锈钢以及生产这种不锈钢的方法

Info

Publication number: CN1831181B
Application number: CN2006100547625A
Authority: CN
Inventors: 井上义之; 远山文夫
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2005-03-10
Filing date: 2006-03-10
Publication date: 2010-12-08
Anticipated expiration: 2026-03-10
Also published as: US7513960B2; KR100794157B1; US20090110588A1; DE102006010782A1; KR20060099469A; CN1831181A; US8097097B2; US20060201593A1

Abstract

公开了一种不锈钢，包含质量百分比为，0.05％或更少的碳，1.5％至少于3.5％的Si，3.0％或更少的Mn，6.0至12.0％的Cr，4.0至10.0％的Ni，10.0％或更少的Co，6.0％或更少的Cu，0.5至3.0％的Ti，0至2.0％的A1，不多于1.0％的Mo，不多于0.01％的氮，以及Fe和不可避免的杂质。优选的是，其具有不少于59HRC的硬度并可包括不多于1.0％的Nb和/或不多于1.0％的Ta。另外，不锈钢可进一步包括不多于1.0％的Zr。生产该钢的工艺包括通过自耗电极重熔工艺生产具有上述组成的钢，然后对钢进行温度在1000至1150℃的固溶处理和温度在400至550℃的时效处理，由此将不锈钢时效达到不少于59HRC的硬度。

Description

具有高硬度和优异镜面加工表面性能的不锈钢以及生产这种不锈钢的方法

技术领域

本发明涉及一种用于要求具有极高表面精度的树脂部件和玻璃部件(尤其是，例如光盘和光学透镜)的超镜面加工表面成形的最佳耐腐蚀性和耐磨性模具等的不锈钢，具有优异耐腐蚀性的该不锈钢在镜面加工表面性能方面被改进，本发明还涉及生产这种不锈钢的方法。

背景技术

由JIS SUS420J2的不锈钢等通过机加工或研磨制成的模具已经用于形成树脂制成的光盘(例如CD或DVD介质)，树脂或玻璃制成的光学透镜，或其他树脂制成的光学部件(例如液晶光导板)的领域。当光学部件等由树脂制成时，要求具有极高的精度，对应于上述JISSUS420J2的钢在进行非晶形Ni-P镀覆后有时会在其非晶形电镀覆后利用金刚石切削工具进行机加工以修整成形表面。有时具有少量杂质的Cu合金同样利用机加工修整。

另一方面，已知依照JIS SKD11系统的钢和JIS SUS400C系统的钢，高耐腐蚀性和高硬度两项性能都可兼容地实现。另外，已经建议，例如，已经建议了包含质量百分比不超过0.08％(此后仅提及为“％”)的碳，2.0至5.0％的Si和6.0至10.0的Cr的析出硬化不锈钢。根据JP-A-2001-107194(此后称为专利文件1)，通过添加合适量的一种或多种的Mn，Ni，Mo，Cu，Nb，Ta，Ti和Co而对析出硬化不锈钢进一步改进以获得更高硬度。

发明内容

在上述所描述的用于形成光盘或光学部件的模具中，由JISSUS420J2不锈钢制成的模具在一点上即可获得一定水平的耐腐蚀性能和高硬度方面是有利的，但是出现的问题是其最大硬度至多为55HRC并且当反复使用时耐磨性能不满意。具有Ni-P镀层或由Cu合金制成的模具由于更低的硬度而在长时间的稳定形成操作方面是不利的。

还有一个问题是，当JIS SUS420J2不锈钢制成的模具被用于成形光盘同时水冷模具时，或被用于期间会产生腐蚀性气体的树脂成形时，以及它们被长时间用于大规模生产时，它们的耐腐蚀性能不十分令人满意。另外，由JIS SUS420J2不锈钢制成的模具具有一个问题是，由于JIS SUS420J2具有包含微米级尺寸的碳化铬的大析出物的显微组织而使得它们难于获得精确的光滑镜面。这对于实现下一代具有亚纳米级平均表面粗糙度的高密度光盘来说是个大问题。

另一方面，对于JIS SKD11系统的和JIS SUS400C系统的熔/铸钢，或粉末冶金钢，已经被常规地使用于要求高硬度(不低于58HRC)和耐腐蚀性能的应用中，由它们制成的模具当用于成形光盘同时水冷模具时，或使用于期间会产生腐蚀性气体的树脂成形时，并且当它们被长时间用于大规模生产时，同样是不令人满意的。由于它们包含硬的合金碳化物而需要对这些材料的超镜面加工表面性能进行改进。

在专利文件1中公开的改进钢是一种在高耐腐蚀性和高硬度的兼容性能方面比常规钢更优异的材料，但是即使是在可有利地获得材料高硬度的水淬冷却条件下固溶处理的20mm直径圆棒小坯锭，其可获得的最大硬度也限制在大约58HRC。困难的是考虑固溶处理的冷却条件生产形成光盘或光学部件的实际模具，关于该冷却条件，为了限制热应变的出现可取的是慢速冷却(例如空冷)。对于专利文件1中公开的改进钢，如果模具是由在上述生产条件下的钢制成，其可获得硬度实际上少于58HRC。

另外，虽然在专利文件1中所示的改进钢的镜面表面性能优于常规钢的镜面表面性能，但是其具有包含大量软于碳化物的Laves相析出的金属组织。考虑到获得模具的优异镜面性能的一重要因素是获得具有高硬度的金属组织，当模具用于形成光盘或光学部件，所述模具要求具有优异镜面加工表面性能时，需要对专利文件1中示出的改进钢进一步改良。

本发明的目的是提供具有高硬度和优异镜面加工表面性能的不锈钢和生产该不锈钢的方法，所述钢在生产工具和部件(包括用于形成需要极高表面精度的树脂或玻璃部件的模具)的技术领域尤其最佳。

在上述背景下，本发明者发现了一种不锈钢，该不锈钢包含最优量的Si，控制其中的Mo量，并且该不锈钢最适合应用于上述特殊模具材料，该模具材料要求具有优异的耐腐蚀性能、高硬度并特别是成形后极其光滑的镜面，其中该极其光滑镜面在其它模具应用中是空前的性能。根据如此发现的不锈钢具有特定的化学组成，即使在固溶处理的慢速冷却条件例如空冷的情况下也可获得不低于59HRC的高硬度，或在固溶处理中淬火例如水冷的情况下最高达到61HRC。另外，本发明者发现该不锈钢尤其适合于通过自耗电极重熔法进行生产以实现上述的本发明有利效果。

因此，根据本发明的第一方面，提供一种具有高硬度和优异镜面加工表面性能的不锈钢，其组成质量百分比为多于零至不多于0.05％的C(碳)，从1.5％至少于3.5％的Si，从多于零至不多于3.0％的Mn，6.0至12.0％的Cr，4.0至10.0％的Ni，从多于零至不多于10.0％的Co，从多于零至不多于6.0％的Cu，0.5至3.0％的Ti，从零到不多于2.0％的Al，可选的从不多于1.0％的Nb、不多于1.0％的Ta和不多于0.1％的Zr三种元素构成的组中选择出至少一种元素，最高达1.0％的极限的Mo，最高达0.01％的极限的N(氮)，以及Fe和不可避免的杂质。优选的是，Si量限制在从2.0至少于3.0％的范围内，或进一步将Mo量限制在不多于0.5％。优选的是，不锈钢具有不少于59HRC的硬度。

根据本发明的第二方面，提供一种生产具有高硬度和优异镜面加工表面性能的不锈钢的方法，其包括步骤：

制备由自耗电极重熔工艺获得的不锈钢工件，该不锈钢组成质量比为多于零至不多于0.05％的C(碳)，从1.5％至少于3.5％的Si，从多于零至不多于3.0％的Mn，6.0至12.0％的Cr，4.0至10.0％的Ni，从多于零至不多于10.0％的Co，从多于零至不多于6.0％的Cu，0.5至3.0％的Ti，从零到不多于2.0％的Al，可选地从不多于1.0％的Nb、不多于1.0％的Ta和不多于0.1％的Zr三种元素构成的组中选择出至少一种元素，最高达1.0％的极限的Mo，最高达0.01％的极限的N(氮)，以及Fe和不可避免的杂质；和

对该工件进行热处理使得其具有不少于HRC59的硬度。

优选的是，热处理包括温度在1000至1150℃的固溶处理和温度在400至550℃的时效处理。

根据本发明，具有高硬度和优异耐腐蚀性能的不锈钢的超镜面加工表面性能和耐磨性能可极大的改进。因此，作为实现需要极高表面精度例如光盘或光学透镜的树脂或玻璃部件的长期稳定成形必不可少的装置，该不锈钢尤其可有利地应用于模具。

附图说明

图1是示出了根据本发明的钢的显微组织实例的显微照片；

图2是示出了根据本发明的钢的显微组织另一实例的显微照片；

图3是示出了根据本发明的钢的显微组织的进一步实例的显微照片；

图4是示出了对比钢的显微组织实例的显微照片；

图5是示出了对应于JIS SUS440C的粉末冶金用钢的镜面加工表面(参考镜面加工表面)的微观照片；

图6是示出了根据本发明的钢的镜面加工表面(评估为A)的一实例的微观照片；和

图7是示出了对比钢的镜面加工表面(评估为B)的一实例的微观照片。

如上所述，本发明的重要特征是该不锈钢具有优秀的耐腐蚀性，并包含最优量的Si以及其他选定的元素，每一元素具有最优量，该不锈钢是对Mo的效果或功能的重新评估的结果，借此获得高硬度和超镜面加工表面性能而极大地改进了耐磨性，该重要特征还在于该不锈钢的生产方法是最优的。

具体实施方式

此下，将提供本发明不锈钢的合金成分的说明。

如上所述，如果不锈钢依靠金属组织中硬碳化物的析出效果以高度硬化，则难以获得钢的超镜面加工表面性能。因而，在本发明的不锈钢中，适度地软于碳化物的金属间化合物细微地析出在不锈钢的金属组织中，并且碳化物量减少并细微地分散，借此提供超镜面加工表面性能和高硬度。为此，不锈钢中的碳量的调节很重要。通过将碳量控制到0.05％或更少，钢组织中硬碳化物的量可减少，并且所析出的碳化物的尺寸可控制到约为亚微米，借此实现了超镜面加工表面性能。碳量优选不多于0.02％，并尤其优选低于0.01％。

Si是给本发明的不锈钢提供强度的主要元素，并且是实现镜面加工表面性能的必要元素，该镜面加工表面性能对于甚至是用于本发明所设想的模具应用很重要。即，通过Si对析出强化机制的贡献提供了优异的镜面加工表面性能，在上述贡献中Si与Cr，Ni，Co以及Ti一起形成G相，而不需依靠溶解在基体中的碳化物Si所提供的常规析出强化机制，该镜面加工表面性能还具有增强耐腐蚀性能(尤其是，耐硫酸)的效果。如果Si量低于1.5％，其效果是不够的，但是如果Si量等于或高于3.5％，可析出约几十微米大的许多Laves相，并且它们自身损坏了镜面加工表面性能，并且Si和其他增强元素也被捕捉入Laves相。为此，即使加入了过多的Si，也不会有效果。因此，在本发明中，将Si量限制到1.5％至低于3.5％的范围。优选的是，Si量处于2.0至3.0％的范围。

Mn起到钢的脱氧剂的作用，并优选含量不少于0.05％。如果Mn量太大，则金属组织中的奥氏体增加太多，从而难于提供预定的硬度。因此，Mn量设定为不多于3.0％，优选不多于0.8％。

Cr是确保不锈钢的耐腐蚀性的必要元素，并且如果考虑将本发明应用到模具上，如果Cr量低于6.0％，则耐腐蚀性能是不够的。Cr与Si、Ni、Co和Ti一起形成G相有助于析出强化。然而，如果Cr量超过12.0％，则难于提供预定的硬度，理想的硬度等于和高于59HRC。为此，Cr量设定在6.0至12.0％的范围内。

Ni是一种为钢提供耐腐蚀性能的元素，并具有在Ni和Cr含量保持平衡的关系下提供相变到理想的形态，就是在固溶热处理的冷却期间从单相奥氏体转变到单相低碳马氏体。Ni也可与Si、Cr、Co和Ti一起形成G相而有助于析出强化。然而，如果Ni量太大，则奥氏体的量增加太大，从而难于提供预定的硬度。因此，本发明钢中的Ni量设定为4.0至10.0％的范围。

Co是与Si、Cr、Ni和Ti一起形成G相并有助于析出强化的重要元素，另外还改进了耐腐蚀性。然而过多的Co含量导致降低了可加工性，因此Co量设定在不超过10.0％。

Cu有助于固溶处理后的时效中的析出硬化并增强了耐腐蚀性。然而过多的Cu含量导致可加工性降低并因此Cu也是控制收缩(restriction)的重要元素。在本发明中，Cu量设定为不超过6.0％，但是理想的是设定为不超过2.0％以适应实际模具所需的材料的尺寸。

Ti是有助于硬度(通过固溶处理和时效处理形成)的热处理中的时效硬化的主要元素之一。即，Ti是与Si、Cr、Ni和Co一起形成G相并有助于析出强化的重要元素。因此，所包含的Ti的量等于和高于0.5％。然而，如果所含的Ti量过大，则韧性降低并进一步的，约为几十微米大小的Laves相的量增加。此外，Laves相使得镜面加工表面性能降低，并且Ti和其它增强元素被捕入Laves相。为此，添加过多量的Ti是没有作用的。另外，过多量的Ti导致形成碳化物、氮化物等，因此对镜面加工表面性能施加了不利效果。因此，在本发明中，Ti量设定为0.5至3.0％的范围内并且理想的范围为1.0至2.5％。

Al是作为钢的脱氧剂的元素。尤其特别的是，在本发明中所采用的强化机制不依赖于硬碳化物的夹杂，并相反的是，碳化物对镜面加工表面性能施加不利性能。为此，必须的是减少碳化物的量并因此将碳含量限制在0.05％和更少并理想的是低于0.01％。因此，碳的脱氧作用无法实现并因此Al的脱氧作用起效。然而，由于所含过量的Al损害了韧性，故而本发明的Al量设定为不多于2.0％并理想的不多于0.5％。

另一方面，由于考虑到Al形成Al₂O₃和Al/Mg复合氧化物而损害了不锈钢的镜面加工表面性能，因此理想的是将Al从脱氧的钢水中去除使之尽可能的少。可选的，通过积极的利用自耗电极型重熔法使得可以省略铝脱氧工艺本身。

Mo是作为增强耐腐蚀性并有助于热处理中的时效硬化的常规添加的元素。然而，当添加Mo时，约为几十微米大小的Laves相的量增加，这导致损害了镜面加工表面性能。除Mo之外的其它强化元素被捕入Laves相，从而为硬度的增加施加不利效果。因此，在本发明中，重要的是，Mo量被限制在不多于1.0％。理想的是，Mo量设定为不多于0.5％，而更理想的是低于0.4％。

氮与Ti等一起形成氮化物和碳氮化物从而对镜面加工表面性能有不利作用。为此，必须的是，将氮量限制在不多于0.01％。理想的是，氮量被限制在不多于0.005％，并尤其理想的是不多于0.003％。

在本发明的组分组成中尤其重要的是Si和Mo的量的复合控制，使得Si量控制在低范围，并限制Mo量。即，可通过仔细考虑Mo的功能效果而将Mo量限制在不多于1.0％并通过发现Si的最佳量范围在1.5至低于3.5％而抑制大Laves相的析出。可通过空冷条件获得足够的使用硬度和特别是59HRC的较高硬度而无须在固溶处理的冷却条件中使用水冷和油冷，并且热处理应变的问题也可减小。当然，可以利用水冷和油冷，这样可获得进一步较高硬度达到61HRC。

本发明不锈钢可以根据需要包含Nb和/或Ta。Nb具有增加由时效处理所提供的不锈钢硬度的效果，但是如果包含过多量的Nb，则约为几十微米大小的Laves相的量增加，因此镜面加工表面性能同样受到损害，并且Nb和其它强化元素被捕入Laves相。为此，添加过量的Nb是无效的。因此，Nb量(如果添加或包含)理想的是不多于1.0％，尤其理想的是，不多于0.5％。为了提供上述效果，理想的是Nb量等于或大于0.1％。

与Nb一样，Ta具有提高由时效处理所提供的不锈钢硬度的效果，但是包含过量的Ta同样会导致对镜面加工表面性能不利的效果。因此，Ta量(如果添加或包含)理想的是不多于1.0％，更理想的是不多于0.5％。为了提供上述效果，理想的是Nb量等于或大于0.1％。

另外，本发明的不锈钢可以根据需要包含Zr。通过由ZrO₂替代镜面抛光期间引起针孔的Al₂O₃和Al/Mg复合氧化物，Zr具有防止针孔的产生的效果。然而，如果包含有过量的Zr，则约为几十微米大小的Laves相的量和Zr基夹杂物的量增加，因此镜面加工表面性能同样受到损害。因此，Zr量(如果添加或包含)理想的是不多于0.1％，更理想的是不多于0.08％，但是为了提供上述效果，理想的是Zr量等于或大于0.01％。

另外，如上所述，根据本发明理想的是，采用具有硬度等于或大于59HRC的不锈钢。本发明具有的一个重要特征是，可以获得这种水平的硬度。等于或大于59HRC的硬度确保在镜面抛光的粗抛光时难于在不锈钢的表面造成缺陷，以及促进镜面加工，并且同时可改进耐磨性。为了获得该高硬度，不锈钢的上述组分组成是重要因素。因此，如果将本发明的不锈钢应用到用于形成需要极高表面精度的产品例如树脂和玻璃部件的模具时，具有上述水平的硬度的模具成形表面在热处理和机加工例如切削或磨光/抛光以及研磨后具有优异的超镜面加工表面性能以及在模铸期间的耐磨性。

理想的是，本发明的不锈钢除了上述用于形成该不锈钢的组分组成之外，还是例如用自耗电极重熔工艺生产。更具体的，通过实施自耗电极重熔工艺例如真空电弧重熔工艺(VAR)和电渣重熔工艺(ESR)所生产的本发明的不锈钢包含减少量的非金属夹杂物例如氧化铝，在镜面加工期间当将对不锈钢进行机加工时氧化铝会导致产生针孔，且因此，可以实现更稳定的超镜面加工表面性能。自耗电极重熔工艺可实施一次或多次，而如此生产的坯锭可进行锻造、轧制等热加工。

为了使具有本发明的化学组成的坯锭进行热处理以生产具有优异镜面加工表面性能和等于或高于59HRC的高硬度的不锈钢，理想的是在温度范围为1000至1150℃的固溶处理之后进行温度范围在400至550℃的时效处理。在温度低于1000℃的固溶处理中，Laves相没有溶解，从而对镜面加工表面性质和硬度的增加施加不利效果。在温度超过1150℃的固溶处理中，晶粒变粗，导致韧性降低。在温度低于400℃的时效处理中，没有析出强化相析出，并且为此，难于提供等于或高于59HRC的硬度。在温度超过550℃的时效处理中，会出现过时效，并因此，同样难于提供等于或高于59HRC的硬度。在本发明实施的回火中，可以在固溶处理之后的冷(subzero treatment)处理后再进行时效处理。

实例1

为了示出本发明不锈钢的效果，在该实例1中，对利用在固溶处理的冷却条件下通常使用的水冷的情况提供了评估。首先，对在真空感应炉中熔化而生产的坯锭(4号样本由真空电弧重熔工艺熔炼而生产)进行热加工，制备的样本(具有15×14×30mm的尺寸)包括表1中给出的化学组分(质量％)，余量为Fe和不可避免的杂质。对这些样本进行热处理工艺，包括固溶处理(在1100℃)，冷处理(在-78℃)和时效处理(480℃)，并评估了每一样本所获得的硬度。10号样本是如此生产的大尺寸样本，将由真空电弧重熔所生产的坯锭进行热加工以提供具有直径200mm的坯锭，然后通过固溶处理(在1100℃)和时效处理(在490℃)将坯锭回火。11号样本是一大尺寸样本，11号样本除了不进行铝脱氧之外由基本上与10号样本相同的方式生产。用于实例2和实例3的评估的10号和11号样本将在下文中描述。

除了为水冷之外，固溶处理的冷却在调节到在对应于15分钟的半冷时间(half-cooling time)的冷却速度的冷却条件下进行。半冷时间理解为将样本从固溶处理温度冷却到(固溶处理温度+室温)的二分之一所需要的进行冷却的时间。在实例1中，也可利用15分钟的半冷时间的条件，其对应于当本发明的不锈钢被用于实际模具时在具有直径为300mm的钢材的油冷中所提供的冷却速度。每一样本所获得的硬度在表2中给出。利用15分钟的半冷时间所提供的1、2、3和12号样本的时效处理后的显微组织分别在图1至4中示出。

为了评估具有调整的硬度的每一样本的镜面加工表面性能，在假定为加工形成光盘的模具的成形表面而使用镜面抛光的条件(由氧化铝进行镜面加工)下对样本进行镜面加工，并且对镜面加工所形成的表面的镜面加工水平进行了评估。镜面加工水平评估的基准是对应于JIS SUS440C示出的镜面加工水平的粉末冶金用钢(59.8HRC)的镜面加工水平(900倍放大率的放大显微照片在图5中示出)。在评估中，样本示出的镜面加工水平比该基准更优异的在表2中用“A”(图6)示出，而样本具有的镜面加工水平比该基准略差但是对于使用可以接受的在表2中用“B”(图7)表示。在实例1所制备的样本中，没有其镜面加工水平对于使用完全无法接受的样本。结果在表3中示出。

表3

表1中的1至9号样本是符合本发明的钢，而5和6号样本是包含了分别在其中添加Nb和Ta的钢。在这些样本中，甚至在固溶处理中的冷却条件对应于这种情况下，即为15分钟的半冷时间，由于将Si量控制在较低范围并限制Mo量，也获得等于或高于60HRC的硬度的优异性能，并且在水冷的情况下，2、3和4号每一样本的硬度达到了约61HRC。另外，9号样本在对应于水冷的冷却条件下进行固溶处理时，获得高达61.4HRC的硬度。甚至对于其中包含有所添加的Nb和Ta的5号和6号样本，如果在1150℃的温度下进行固溶处理，也可获得与2、3和4号样本的硬度相当的硬度。在符合本发明的钢中，通过采用根据本发明的同时控制Si和Mo而基本上抑制了大Laves相的析出，1、2和3号样本的显微组织在图1、2和3中示出，并且获得了甚至对于超镜面加工表面性能的优异结果，如表3中所示。

12号样本具有高含量的Si和Mo，但是在固溶处理的冷却条件对应于15分钟的半冷时间时，11号样本的硬度约等于57HRC，并且即使在水冷的情况下，不能获得59HRC的硬度。另外，即使在固溶处理中温度上升到最高1150℃时进行水冷，也限制硬度达到59HRC。11号样本在镜面加工表面性能方面比常规钢例如JISSUS420J2更优异，但是约为几十微米大小的大量Laves相在11号样本中析出，其显微组织在图4中示出。这降低了超镜面加工表面性能，如表3中所示。

在13和14号样本中，控制了12号样本的Si量，但是Mo量仍然较大。在13号样本中，当固溶处理中的冷却条件对应于水冷时，硬度没有达到57HRC，这是由于Si量较小此外Ti量相对小。在14号样本中，由于Ti量大于13号样本中的Ti量，当固溶处理中的冷却条件对应于15分钟的半冷时间时，可满足59HRC的硬度，并且当为水冷时可获得60HRC的硬度。这样，对于硬度，所获得的结果充分满足对实际模具的应用。对于镜面加工表面性能，与12号样本相比通过将Si量控制到较小水平而可限制大量Laves相的析出，但是由于所包含的大量Mo而使得不能满足高水平的镜面加工表面性能。

实例2

在实例2中，对在固溶处理的冷却条件中利用空冷的情况进行了评估。在实际模具的制造中，该空冷作为抑制热处理应变的有效冷却条件。对于表1中的2号和3号样本，在固溶处理(在1100℃)之后进行时效处理(在480℃)。不进行冷处理。作为固溶处理中冷却条件使用的是：基于15分钟半冷时间和对应于较慢冷却速度的70分钟半冷时间的条件，其中15分钟半冷时间假定为用作实际模具(具有300mm的直径)钢的油冷，而70分钟半冷时间为具有直径为200mm并同样用作实际模具的成形的钢材的空冷。每一冷却条件下所提供的硬度在表4中给出。对于200mm直径的10和11号样本，从在固溶处理的冷却条件中利用空冷的事实上看，冷却速度对应于70分钟半冷时间。

表4

为了评估具有调整的硬度的每一样本的镜面加工表面性能，进行镜面加工处理，并且评估镜面加工所形成的表面的镜面加工水平。如实例1的情况下进行了镜面加工的评估，即基准是在实例1中所使用的对应于JIS SUS440C的粉末冶金用钢(具有59.8HRC)的镜面加工水平。结果在表5中给出。

表5

示出的满足本发明的2号和3号样本使得无需冷处理而获得等于或高于59HRC的硬度，如表2和4中所示。另外，即使冷却速度(对应于70分钟半冷时间)低于假定实际模具的固溶处理中空冷的冷却速度，也可获得等于或高于59HRC的硬度。甚至在这些显微组织中，如同图1至3中所示的1至3号样本一样，限制了约为几十微米大小的Laves相的析出，并也可获得超镜面加工表面性能，如表5中所示。在10号样本中，实际利用了空冷，但是获得了高于60RHC的硬度。对于显微组织，限制了约为几十微米大小的Laves相的析出，并也可获得超镜面加工表面性能，如表5中所示。

实例3

在实例3中，对满足本发明的10号样本(具有60.5HRC)和对应于具有良好硬度和良好镜面加工表面性能并用作对比样本的粉末冶金用钢进行了耐腐蚀性的评估。对于耐腐蚀性的评估，进行了盐雾测试和腐蚀重量损失测试。在腐蚀重量损失测试中，每一样本(具有10mm的直径和20mm的长度)被浸入在50℃的200ml的具有1％质量百分比的酸(盐酸、硫酸和硝酸)的溶液中4小时，而浸入后的重量的减少量确定为腐蚀重量损失。在实例3中，利用分级工序(JIS-Z-2371-附件：一种用数字0-10对每一测试工件的有效表面中的腐蚀缺陷的尺寸和数量进行评估的方法，其中所腐蚀工件的腐蚀面积比率超过50％的定为0，而根本没有被腐蚀的测试工件定为10)进行评估，并且结果在表6中给出，而腐蚀重量损失测试的结果在表7中给出。

表6

表7

在表格6中的盐雾测试的结果中，对应于JIS SUS440C的粉末冶金钢用显示，在喷洒盐水经过5小时后腐蚀面积比率超过25％，而在经过24小时或更长时间后腐蚀面积比率超过50％。然而，可以看到本发明的10号样本在经过240小时后甚至根本没有腐蚀并具有优异的耐腐蚀性。在表7的腐蚀重量损失测试中，可以看出，与对应于JISSUS440C的粉末冶金用钢相比，显然的是，本发明的10号样本对于每一种酸具有耐腐蚀性。

具有高耐腐蚀性和镜面加工表面性能以及高硬度的本发明的不锈钢适用于所谓的特种工程塑料例如包括增强材料(例如要求类似特性的玻璃纤维)的PPS树脂的成型模具，还用于光盘和光学透镜的成型模具。不锈钢也可应用于利器、压片冲头、精确机械部件等。

Claims

1.一种具有高硬度和优异镜面加工表面性能的不锈钢，组成按质量百分比为，多于零至不多于0.05％的碳，从1.5％至少于3.5％的Si，从多于零至不多于3.0％的Mn，6.0至12.0％的Cr，4.0至10.0％的Ni，从多于零至不多于10.0％的Co，从多于零至不多于6.0％的Cu，0.5至3.0％的Ti，从零到不多于2.0％的Al，任选的从由不多于1.0％的Nb、不多于1.0％的Ta和不多于0.1％的Zr的三种元素构成的组中选择出至少一种元素，最高达1.0％的极限的Mo，最高达0.01％的极限的氮，以及Fe和不可避免的杂质，其中该不锈钢具有不少于HRC59的硬度。

2.如权利要求1所述的不锈钢，其中Si含量的质量百分比从2.0至少于3.0％。

3.如权利要求1所述的不锈钢，其中Mo含量的质量百分比限制在不多于0.5％。

4.如权利要求2所述的不锈钢，其中Mo含量的质量百分比限制在不多于0.5％。

5.一种生产具有高硬度和优异镜面加工表面性能的不锈钢的方法，其包括步骤：

制备由不锈钢制成的自耗电极，该不锈钢的组成按质量百分比为，多于零至不多于0.05％的碳，从1.5％至少于3.5％的Si，从多于零至不多于3.0％的Mn，6.0至12.0％的Cr，4.0至10.0％的Ni，从多于零至不多于10.0％的Co，从多于零至不多于6.0％的Cu，0.5至3.0％的Ti，从零到不多于2.0％的Al，任选的从由不多于1.0％的Nb、不多于1.0％的Ta和不多于0.1％的Zr的三种元素构成的组中选择出至少一种元素，最高达1.0％的极限的Mo，最高达0.01％的极限的氮，以及Fe和不可避免的杂质；

通过熔化自耗电极的方法重熔该自耗电极，以获得工件；并

对通过重熔获得的该工件进行热处理使得其具有不少于HRC59的硬度，该热处理包括固溶处理和时效处理，

其中，热处理包括温度在1000至1150℃的固溶处理和温度在400至550℃的时效处理。