TW201416462A - 具有優異導熱性、鏡面拋光性能和韌性之成型模具用鋼材 - Google Patents

Abstract

本發明提供一種導熱性、鏡面拋光性能和韌性優異之成型模具用鋼材。本發明之鋼材包含(以質量%計)，0.040＜C＜0.100，0.03＜Si＜0.28，1.11＜Mn＜1.45，0.30＜Cu＜0.77，0.30＜Ni＜1.78，3.23＜Cr＜9.00，及0.10＜Al＜0.50；且進一步包含以下至少一者：0.04＜Mo＜1.00及0.02＜V＜0.50，其餘為Fe及無可避免的雜質。

Description

具有優異導熱性、鏡面拋光性能和韌性之成型模具用鋼材

本發明係關於一種導熱性、鏡面拋光性能和韌性優異之成型模具用鋼材，及特定言之係關於一種適合作為塑膠成型模具用材料之成型模具用鋼材。

用於成型塑膠產品之模具材料需要多種特性。特定而言，在塑膠產品需具有包括表面光滑度及光澤度之良好外觀的情況中，模具材料需具有高鏡面拋光性能，此使得在構造模具時，可將成型表面加工成為光滑的鏡樣表面。

此外，近年來，急需改良塑膠產品之生產率。為達成此需求，急需使塑膠產品以「高周次」成型，亦即，減少每個成型循環的循環時間。用於成型塑膠產品之模具材料需滿足此需求。

另一方面，愈來愈需要減少模具成本，為此，急需減少材料成本及加工成本。

此外，較長模具壽命可減少每個產品的模具成本(亦即，可減少產品成本)，因此亦需要達成長模具壽命所需的韌性。

雖然本文存在多種塑膠產品，但作為其中一者，在電視螢幕之四邊上存在框架，其需要表面美觀性。近年來，此種框架之尺寸隨著近來電視螢幕尺寸的增長而增長，且用於成型此種框架之模具 的尺寸亦必然跟著增長。

舉例而言，用於成型此一成型產品之模具有時變大，以致其寬度超過1米且其厚度為數十公分以上。

用於此一大尺寸模具之材料必需在淬火期間具高硬化性。

實際情況係習知之模具材料尚未充分滿足此等需求。

為將模具(尤其係其成型表面)加工成為美觀的鏡樣表面，模具材料需具有高鏡面拋光性能。

為此，需減少添加至模具材料中的C量。

當C量大時，於鋼材中形成之碳化物量亦增加。碳化物易出現在由此鋼材製得之模具的表面上。在此情況，當鏡面拋光模具表面時，碳化物會掉落而於該處形成作為掉落痕跡的孔洞，且當成型塑膠產品時，該等孔洞會轉移至產品側而引起減損產品表面美觀性的缺點，因而損失其商品價值。

然而，當C量減少時，無法獲得模具所需的硬度。

因此，近來已發展出容許Cu、Ni及Al之金屬間化合物沉澱及藉由其之沉澱硬化以確保模具硬度的材料並作為隨C量減少而確保硬度之方式。

舉例而言，以下專利文件1展示「塑膠成型模具用之耐腐蝕性鋼(Corrosion-Resistant Steel for Plastic Molding Die)」之發明，且揭示容許Cu、Ni及Al之金屬間化合物在回火時沉澱，其中C量減少至低至0.02至0.2%，因而增進鋼硬度。

然而，根據專利文件1之揭示，Cu及Ni係大量地添加，且特定而言，Al係以大至0.5%以上之量添加，因而容許金屬間化合物大量地沉澱。在此情況，成本因合金組分之添加量的增加而增加，且韌性因 添加大量Al而變得不足。

此外，專利文件1之揭示內容未提及模具之冷卻效能的增進，此對於以高周次(減少循環時間)成型產品至為重要，且未對其採取特別對策。

明確言之，在冷卻模具時扮演重要角色的Si含量大(雖然在申請專利範圍中描述為1.5%以下，但在實施例中其下限為0.3%，且其中未揭示低於此限值之含量)。

當Si之含量大至0.3%以上時，模具於注入後的冷卻效能變得不足，且難以以高於從前的周次完成成型。

再者，以下專利文件2展示「機器加工性優異之高強度模具用鋼(Steel for High-Strength Die Excellent in Machinability)」之發明，且揭示一種用於成型塑膠產品及其類似物之模具用鋼，其中鋼之硬度藉由Cu之沉澱效應及Ni及Al之金屬間化合物的沉澱獲得增進，且C量減小至低至0.005至0.1%。

然而，根據專利文件2之揭示，亦容許Ni及Al之金屬間化合物大量地沉澱。

明確言之，在專利文件2之揭示內容中，在申請專利範圍中Ni經描述為4.0%以下且Al經描述為0.1至2.0%。然而，在實施例中Al之下限為0.74%，且在所有實施例中，Al之量大於此限值。此外，亦關於Ni，在實施例中其下限為1.78%，且在所有實施例中，Ni係以大於此限值之量添加。

再者，亦關於Cu，在申請專利範圍中其下限經描述為3.5%以下。然而，在實施例中其下限為0.77%，且在所有實施例中，Cu之量大於此限值。

此外，專利文件2之揭示內容亦未提及模具之冷卻效能的增進，此對於以高周次成型產品至為重要，且未對其採取特別對策。

明確言之，在專利文件2之揭示內容中亦包含大量的Si(雖然在申請專利範圍中描述為1.5%以下，但在實施例中其下限為0.28%，且其中未揭示低於此限值之含量)。

[專利文件1]JP-A-11-140591

[專利文件2]JP-A-2000-297353

基於如前所述之情勢的背景，已進行本發明來提供一種具高導熱性、優異鏡面拋光性能且亦具優異韌性的成型模具用鋼材。

換言之，本發明提供以下各項。

1.一種成型模具用鋼材，該鋼材包含(以質量%計)，0.040<C<0.100，0.03<Si<0.28，1.11<Mn<1.45，0.30<Cu<0.77，0.30<Ni<1.78，3.23<Cr<9.00，及0.10<Al<0.50；及進一步包含以下至少一者：0.04<Mo<1.00及0.02<V<0.50，其餘為Fe及無可避免的雜質。

2.如以上第1項之成型模具用鋼材，其進一步包含以下至少一者(以質量%計)：0.30<W≦4.00及0.30<Co≦3.00。

3.如以上第1或2項之成型模具用鋼材，其進一步包含以下至少一者(以質量%計)：0.004<Nb≦0.100，0.004<Ta≦0.100，0.004<Ti≦0.100及0.004<Zr≦0.100

4.如以上第1至3項中任一項之成型模具用鋼材，其進一步包含(以質量%計)0.0001<B≦0.0050。

5.如以上第1至4項中任一項之成型模具用鋼材，其進一步包含以下至少一者(以質量%計)：0.003<S≦0.050，0.0005<Ca≦0.2000，0.03<Se≦0.50，0.005<Te≦0.100，0.01<Bi≦0.30及0.03<Pb≦0.50。

6.如以上第1至5項中任一項之成型模具用鋼材，其在室溫下具有在35至45HRC範圍內之平均硬度。

7.如以上第6項之成型模具用鋼材，其具有在200℃下藉由雷射閃光法量測為26W/(m．K)以上的導熱性。

8.如以上第6或7項之成型模具用鋼材，其滿足(以質量%計)5.00<Mn+Cr+0.5Ni<6.20。

9.如以上第6至8項中任一項之成型模具用鋼材，其滿足(以質量%計)0.19<0.5Mo+V<0.45。

本發明之特徵在於一種鋼材，其中藉由Cu、Ni及Al之老化沉澱確保硬度，且C之添加量減少，Cu、Ni及Al之添加量減少，並基於Mo及V之添加而產生二次硬化。

本發明人檢測獲得具有預定硬度之鋼材所需之Cu、Ni及Al的添加量。結果，發現即使當將Cu、Ni及Al之添加量減少超過習知鋼材之添加量，仍可充分地獲得諸如35至45HRC之期望硬度。

本發明已基於此發現而完成。

因此，當可減少Cu、Ni及Al之添加量時，材料成本可降低，且鋼材之機器加工性獲得改良，此使得可降低加工成本。

特定而言，本發明之特徵在於將作為用於形成金屬間化合物之元素的Al限制為低至少於0.50%。

當添加特定量或更多的Al時，韌性因金屬間化合物之老化沉澱而減小。此外，不用於老化沉澱之Al固態溶解至基質中而使基質本身的韌性減小。

在鋼材之韌性減小的情況中，利用鋼材所構造的模具變得易龜裂。

因此，在本發明，藉由將Al限制為小添加量，而確保鋼材的高韌性。

本發明之特徵亦在於可藉由減少作為與Al一起形成金屬間化合物之元素之Ni的添加量，而增進鋼材的鏡面拋光性能。

Ni係易於鋼材中以帶狀形式偏析之元素，且當Ni以此形式發生偏析時，於鋼材中交替地生成富Ni部分及貧Ni部分。

在此情況中，富Ni部分與貧Ni部分的不同處在於諸如硬度及韌性之機械性質，以致在進行鏡面拋光時於鋼材中產生帶狀(條紋狀)不均勻。

因此，當利用此鋼材構造模具時，此帶狀不均勻會轉移至成型產品諸如塑膠產品中，其大大地減損產品外觀，因而損失其之商品價值。

在本發明，藉由將Ni添加量之上限限制為較低而防止發生此問題。

上述亦適用於Cu。與Ni類似地，Cu易偏析。因此，將Cu添加量之上限限制為較低可有效作為用於防止在進行鏡面拋光時產生帶狀不均勻的方式。在本發明，將Ni及Cu減少超過含有Ni及Cu之習知鋼材，以致在進行鏡面拋光時難以發生帶狀不均勻。

本發明之特徵進一步大大地在於Si之添加量減少，因而確保鋼材的高導熱性。

當利用具有高導熱性(高導熱效能)之鋼材構造射出成型用模具時，模具之冷卻效能增進而改善模具在射出成型時的散熱，因而可減少每個成型循環的時間。換言之，可以高周次進行利用射出成型的產品成型，藉此可提高生產率。

附帶一提，本發明之鋼材尤其適用於形成塑膠產品用模具之材料，但亦適用於除塑膠成型用模具外之模具的材料，例如，用於製造(成型)橡膠產品用模具之材料。

圖1係顯示工具磨損量與Si量之間關係的圖。

圖2係顯示導熱性與Si量之間關係的圖。

圖3係顯示回火硬度與Al量之間關係的圖。

圖4係顯示衝擊值與Al量之間關係的圖。

圖5係顯示Mn+Cr+0.5Ni與衝擊值之間關係的圖。

圖6係顯示Mn+Cr+0.5Ni與導熱性之間關係的圖。

圖7係顯示0.5Mo+V與HRC硬度之間關係的圖。

圖8係顯示0.5Mo+V與衝擊值之間關係的圖。

圖9係用於說明模擬水冷卻孔龜裂之試驗方法的圖解。

圖10係顯示模擬水冷卻孔龜裂之試驗結果的圖。

圖11係顯示回火硬度與回火溫度之間關係的圖。

以下將詳細說明限制本發明之化學組成及其類似條件的理由。

文中，與不等號(或帶有等號之不等號)相關聯的各數值及各元素意指以質量%計之元素量。例如，0.040<C<0.100表示C量高於0.040質量%且低於0.100質量%。同理適用於他處。

[以上第1項之化學組分] C：0.040<C<0.100

當C≦0.040時，難以獲得確保高鏡面性質所需之35HRC以上的硬度，尤其係當回火溫度高時。當C≧0.100時，耐腐蝕性減低，且可焊性亦劣化。其較佳範圍係0.060<C<0.095，其中此等特性之平衡優異。

Si：0.03<Si<0.28

當Si≦0.03時，機器加工性顯著地劣化。當Si≧0.28時，導熱性大大地降低。較佳範圍係0.05<Si<0.27，其中機器加工性及導熱性之平衡優異。

圖1及表1顯示於0.078C-1.19Mn-0.72Cu-1.21Ni-4.02Cr-0.40Mo-0.10V-0.40Al-Si鋼材在900℃下進行均熱處理3小時且其後淬火，接著在510℃下回火5小時後之機器加工性相對於Si量的關係。用於評估機器加工性之材料具有39至42HRC之硬度，且其形狀為55毫米×55毫米×200毫米之方形棒。將切割工具之主要側面最大磨損量達到300微米的時間點判定為壽命(機器加工性)。較長的切割距離因較好的切割而為佳。

當Si≦0.03時，切割距離極短。為穩定地抑制切割工具之磨損，需要Si>0.03。當Si>0.05時，可更穩定地抑制磨損。

圖2及表2顯示於本發明之鋼材在900℃下進行均熱處理3小時且其後淬火，接著在510℃下回火5小時後在室溫下之導熱性 相對於Si量的關係。鋼材為以下三種：

鋼材S1：0.077C-1.19Mn-0.69Cu-1.21Ni-4.00Cr-0.39Mo-0.11V-0.41Al-Si鋼材

鋼材S2：0.068C-1.20Mn-0.70Cu-1.19Ni-5.13Cr-0.40Mo-0.10V-0.39Al-Si鋼材

鋼材S3：0.058C-1.20Mn-0.71Cu-1.22Ni-7.93Cr-0.40Mo-0.11V-0.41Al-Si鋼材

用於評估導熱性之材料具有39至42HRC之硬度，及其形狀為10毫米直徑×2毫米之小圓盤。導熱性係藉由雷射閃光法於200℃下測量。換言之，使室溫下之試樣垂直照射發射自雷射振盪器之雷射光，且利用紅外偵測器測量此時自試樣背面輻射的熱量，以測定比 熱及熱擴散性。最後，計算導熱性(=比熱×熱擴散性×密度)。

較高的導熱性為較佳，因所形成之模具的冷卻效能更優異。雖然導熱性根據鋼材之組分而改變，但導熱性隨Si減少而提高的趨勢係相同的。

在所有鋼材等級系統中，導熱性提高之反曲點係出現在Si<0.28。換言之，為維持該組分系統之高導熱性，需要Si<0.28。當Si<0.27時，更穩定地獲得高導熱性。當Si≦0.05時，導熱性顯現飽和趨勢。

判定形成模具之冷卻效能是否高的一種量度係鋼材在200℃下之導熱性是否為26W/(m．K)以上。關注200℃的理由係在射出成型過程中，在許多情況中，模具表面之溫度係在30至300℃範圍內，尤其係在200℃左右。在本發明，在200℃下具有28W/(m．K)以上之導熱性的鋼材為較佳。此外，即使當導熱性為26W/(m．K)以上時，冷卻效能亦相當高。在就強度、耐腐蝕性等等而言高度合金化的組分系統中，導熱性變得稍低。然而，鋼材較佳在200℃下具有26W/(m．K)以上之導熱性。

在作為本發明之應用領域的塑膠射出成型中，對於改良生產率有強烈的需求。為此，需減少每個產品的固化時間。換言之，模具必需快速地冷卻。因此，嘗試將適當的冷卻回路安裝於模具內部。然而，由模具結構之觀點來看，有時無法安裝冷卻孔。此外，當冷卻孔太靠近模具表面時，其會成為模具早期龜裂的原因。

另一方面，亦嘗試藉由在迄今為止無法安裝冷卻孔的部位層壓(燒結或接合)粉末或板來安裝冷卻回路，因而大大地改良模具的冷卻力。然而，其製造需要特殊設備，且其亦昂貴。此外，當冷卻孔太靠近模具表面時，其會成為模具早期龜裂的原因。

根據本發明，上述問題獲得解決，且可有效率地冷卻模具。換言之，藉由提高模具之導熱性，可獲得充分的冷卻效果，而不用使冷卻孔極靠近模具表面。因此，幾乎不會發生模具早期龜裂的問題。此外，模具之製造無需特殊設備，且可以用習知的相同製程製造模具。本發明之一傑出特徵為平衡導熱性與如前所述的其他特性。

當然，當將本發明之鋼材應用於「藉由層壓(燒結或接合)粉末或板來製造模具」之方法時，獲得更大的冷卻效果。

Mn：1.11<Mn<1.45

當Mn≦1.11時，淬火期間的硬化性不足。當Mn≧1.45時，導熱性顯著降低。此外，Mn易在凝聚時偏析，且顯著的分隔在由鋼材形成模具之情況中會對鏡面拋光性能具有不利影響。其較佳範圍係1.15<Mn<1.39，其中淬火期間的硬化性、導熱性及鏡面拋光性能的平衡優異。

Cu：0.30<Cu<0.77

當Cu≦0.30時，因Cu之老化沉澱而提高強度的效應小。當Cu≧0.77時，在熱加工時易發生龜裂。其較佳範圍係0.40<Cu<0.75，其中強度增加及熱加工性的平衡優異。

在低C鋼中，當回火溫度低時難以獲得足夠的強度。此係由於因碳化物之二次沉澱所致的強化程度小。Cu之老化沉澱係確保低C鋼之強度的有效方式。利用Cu之老化沉澱的習知鋼材在許多情況中含有1至3%之Cu。在本發明，可藉由碳化物之二次沉澱與金屬間化合物(由Ni及Al組成)之老化沉澱的組合來獲得足夠強度。

Ni：0.30<Ni<1.78

當Ni≦0.30時，於淬火期間改良硬化性的效果小。當Ni≧1.78時，材料成本極度增加。此外，Ni易在凝聚時偏析，且顯著的分隔在由鋼材形成模具之情況中會對鏡面拋光性能具有不利影響。其較佳範圍係0.39<Ni<1.55，其中淬火期間的硬化性、成本及鏡面拋光性能的平衡優異。

Cr：3.23<Cr<9.00

當Cr≦3.23時，改良耐腐蝕性的效果小。當Cr≧9.00時，導熱性顯著地降低。其較佳範圍係3.50<Cr<8.60，其中耐腐蝕性及導熱性的平衡優異。當耐腐蝕性重要時，較佳範圍係4.50<Cr<8.60，雖然導熱性會稍微降低。

Mo：0.04<Mo<1.00

當Mo≦0.04時，難以獲得35HRC以上的所需硬度，尤其係當回火溫度高時。當Mo≧1.00時，斷裂韌性值顯著下降。其較佳範圍係0.10<Mo<0.90，其中硬度及斷裂韌性值的平衡優異。

V：0.02<V<0.50

當V≦0.02時，難以獲得確保高鏡面性質所需之35HRC以上的硬度，尤其係當回火溫度高時。當V≧0.50時，衝擊值及機械疲勞強度顯著地下降。其較佳範圍係0.05<V<0.40，其中硬度及衝擊值的平衡優異。

Al：0.10<Al<0.50

當Al≦0.10時，因由Ni及Al所組成之金屬間化合物之老化沉澱所致的強度增加效應小。當Al≧0.50時，衝擊值顯著地下降。其較佳範圍係0.14<Al<0.47，其中硬度及韌性的平衡優異。

圖3顯示於0.080C-0.19Si-1.23Mn-0.72Cu-1.20Ni-4.01Cr-0.38Mo-0.12V-Al鋼材在900℃下進行均熱處理3小時且其後淬火，接著在525℃下回火5小時後之室溫下的HRC硬度相對於Al量的關係。為獲得確保高鏡面性質所需之35HRC或更高的硬度，需要Al>0.10，及當Al>0.14時，更穩定地獲得硬度。

在低C鋼中，當回火溫度低時，難以獲得足夠的強度。此係由於因碳化物之二次沉澱所致的強化程度小，且Ni及Al之金屬間化合物的老化沉澱係用於確保低C鋼之強度的有效方式。

圖4顯示藉由使用10毫米×10毫米×55毫米之JIS 3號衝擊試樣，於使0.080C-0.19Si-1.23Mn-0.72Cu-1.20Ni-4.01Cr-0.38Mo-0.12V-Al鋼材之11毫米×11毫米×55毫米方形棒在900℃下進行均熱處理3小時且其後藉由快速冷卻進行淬火，接著在500至550℃下回火5小時以獲得39至42HRC之硬度後進行夏比(Charpy)衝擊試驗所評估之衝擊值，相對於Al量的關係。測試溫度係室溫。較大的衝擊值因較高的耐龜裂性而為較佳。

在自其中使由Ni及Al組成之金屬間化合物沉澱的鋼材(含有約1%之Al)中，低衝擊值會產生問題。在本發明之鋼材中，為解決此問題，已研究減少Al。衝擊值藉由減少Al而增加，且其效果在Al<0.5時變得明顯。當Al<0.47時，更穩定地獲得高衝擊值。

在本發明，藉由利用三種類型的分散強化機制來有效地獲得硬度，明確言之，(1)主要由Mo或V組成之碳化物的二次沉澱，(2)Cu之老化沉澱及(3)由Ni及Al組成之金屬間化合物的老化沉澱。在許多情況中，利用金屬間化合物之習知鋼材包含2至3%之Ni及1至2%之Al。在本發明，當利用(1)與(2)之組合而不利用該等大量的Ni及Al可有效地獲得硬度時，可達成高衝擊值。

[以上第2項之化學組分]

本發明之鋼材包含少量的C，以致很難根據回火溫度確保強度。在此情況，選擇性地添加W及/或Co以維持強度。W藉由使碳化物沉澱而增加強度。Co藉由使其固態溶解至基質中來增加強度，且同時透過改變碳化物形態來促進沉澱硬化。明確言之，容許包含0.30<W≦4.00及0.30<Co≦3.00之至少一者。

關於兩種元素，其添加量超過預定量皆會引起特性飽和及成本增加。其較佳範圍分別係0.40≦W≦3.00及0.40≦Co≦2.00。

[以上第3項之化學組分]

在本發明之鋼材中，不存在相當多在淬火時會抑制沃斯田鐵系晶粒成長的分散顆粒。因此，當藉由意料之外的設備問題或類似因素提高淬火加熱溫度或延長淬火加熱時間時，會存在各種特性因晶粒粗化而劣化的顧慮。對於此一情況，選擇性地添加Nb、Ta、Ti及/或Zr，且可藉由由此等元素所形成之微細沉澱物抑制沃斯田鐵系晶粒之粗化。明確言之，容許包含0.004<Nb≦0.100、0.004<Ta≦0.100、0.004<Ti≦0.100及0.004<Zr≦0.100中之至少一者。

關於所有元素，其添加量超過預定量會過度地形成碳化物、氮化物或氧化物，此會引起衝擊值或鏡面拋光性能劣化。

[以上第4項之化學組分]

近年來，模具尺寸傾向於隨尺寸增加及零件整合而變大。很難冷卻大尺寸的模具。因此，當使在淬火期間具有低硬化性之鋼材的大尺寸模具淬火時，肥粒鐵、波來鐵(pearlite)或粗變靭鐵(bainite)在淬火期間沉澱而使各種特性劣化。本發明之鋼材在淬火期間具有相當高的硬化性，因此較不可能出現此顧慮。然而，萬一藉由冷卻強度弱的淬火方法處理極大模具，則可藉由添加B進一步增進淬火期間的硬化性。

明確言之，容許包含0.0001<B≦0.0050。

附帶一提，當B形成BN時，將喪失改良淬火期間之硬化性的效果。因此，需容許B獨立地存在於鋼材中。明確言之，容許與N之親和力較B強的元素形成氮化物，以避免B與N結合。該等元素的實例包括於以上第3項中列舉的各別元素。於以上第3項中列舉的元素即使當以雜質含量存在時，亦具有固定N的效果。然而，取決於可能包含於製程中之N量，其較佳以在以上第3項中定義的範圍添加。

[以上第5項之化學組分]

本發明之鋼材的Si量稍低於具有極優異機器加工性之鋼材(Si>0.4)。因此，存在很難進行機器加工成模具組態或製造孔洞的顧慮。在此情況中，選擇性地添加S、Ca、Se、Te、Bi及/或Pb以改良機器加工性。

明確言之，容許包含0.003<S≦0.050、0.0005<Ca≦0.2000、0.03<Se≦0.50、0.005<Te≦0.100、0.01<Bi≦0.30及0.03<Pb≦0.50中之至少一者。

關於所有元素，其添加量超過預定量皆會引起機器加工性飽和、熱加工性(在製造模具材料時)劣化及衝擊值或鏡面拋光性能劣化。

[以上第8項之化學組分]

在本發明，當Mn、Cr及Ni之添加量為其下限時，滿足Mn+Cr+0.5Ni=4.52。然而，當尤其需要淬火期間之硬化性時，採用Mn+Cr+0.5Ni>5.00，因而可進一步降低肥粒鐵、波來鐵或粗變靭鐵在淬火期間沉澱的風險。

此外，在本發明，當以上限量添加此等組分時，滿足Mn+Cr+0.5Ni=11.32。然而，當尤其需要導熱性時，採用Mn+Cr+0.5Ni<6.20。在淬火期間之硬化性及導熱性之平衡尤其優異的範圍為5.00<Mn+Cr+0.5Ni<6.20，及更佳範圍為5.20<Mn+Cr+0.5Ni<6.05。在此範圍內，可穩定地獲得適當的硬化結構，且在200℃下之導熱性成為28W/(m．K)以上。

圖5顯示在本發明之鋼材於900℃下進行均熱處理3小時且其後進行淬火，接著在520℃下回火5小時以獲得39至41HRC之硬度之狀態中在室溫下之夏比衝擊試驗之衝擊值(2毫米U形缺口)，相對於Mn+Cr+0.5Ni量的關係。關於材料，使用所有以下22種鋼材等級：鋼材L：0.072C-0.22Si-0.72Cu-0.40Mo-0.11V-0.40Al---3.24Cr-1.12Mn-0.31Ni鋼材， 鋼材M：0.074C-0.20Si-0.71Cu-0.38Mo-0.12V-0.41Al---8.99Cr-1.44Mn-1.77Ni鋼材，R1系統：0.072C-0.21Si-0.68Cu-0.40Mo-0.10V-0.40Al---3.52Cr-Mn-Ni

鋼材，R2系統：0.072C-0.20Si-0.70Cu-0.41Mo-0.09V-0.40Al---4.03Cr-Mn-Ni鋼材，R3系統：0.073C-0.20Si-0.72Cu-0.41Mo-0.10V-0.38Al---5.49Cr-Mn-Ni鋼材，及R4系統：0.073C-0.21Si-0.70Cu-0.41Mo-0.10V-0.39Al---4.03Cr-Mn-Ni鋼材

鋼材L具有以下限量添加Mn、Cr及Ni的組成，及鋼材M具有以上限量添加Mn、Cr及Ni的組成。此外，鋼材R1至R4系統係由以在以上第8項中定義之範圍內任意添加Mn及Ni的20種鋼材等級組成。此處以模擬大截面模具的過程進行淬火。換言之，冷卻速率為15℃/分鐘自900℃至600℃，及3℃/分鐘自600℃至室溫。

即使利用此種緩慢淬火提供高衝擊值之材料在淬火期間的硬化性優異，且亦可放心地用於大模具。

如由圖5可見，鋼材L亦具有21焦耳/平方公分(J/cm²)之相當高的衝擊值，其顯示本發明鋼材之組分系統於淬火期間的硬化性優異。在市售鋼材中，有許多鋼材具有15焦耳/平方公分以下之衝擊值。此處注意Mn+Cr+0.5Ni>5.00，觀察到衝擊值的增加，且明顯可見此係淬火期間之硬化性尤其優異的區域。當Mn+Cr+0.5Ni>5.20時，進一步穩定地獲得高衝擊值(適當地為25焦耳/平方公分以上)。

圖6顯示200℃下之導熱性與Mn+Cr+0.5Ni間之關係。關於材料，使用如圖5之相同的22種鋼材等級。一般而言，導熱性隨合金元素之增加而減小。鋼材M亦具有24.4W/(m．K)之相當高的導熱 性，其顯示本發明鋼材之組分系統的導熱性優異。在市售鋼材中，有許多鋼材具有24W/(m．K)以下之導熱性。此處注意Mn+Cr+0.5Ni<6.20，觀察到28W/(m．K)以上，且明顯可見此係尤其高導熱性的區域。當Mn+Cr+0.5Ni<6.05時，進一步穩定地獲得高導熱性。

另一方面，取決於對耐腐蝕性、氮化作用等等的需求，當Cr>4.50時，可採用Mn+Cr+0.5Ni≧6.20。可將該情況中之淬火期間之硬化性稱為稍微過度。然而，衝擊值增加，且此外，亦可放心地使較大模具淬火。然而，其導熱性低於Mn+Cr+0.5Ni<6.20之鋼材。然而，當導熱性為26W/(m．K)以上時，作為模具的冷卻力夠大。換言之，關於Mn+Cr+0.5Ni≧6.20，選擇一種導熱性在200℃下變為26W/(m．K)以上的組分系統。

[以上第9項之化學組分]

在本發明，在Mo及V係以下限量添加的組成物中，滿足0.5Mo+V=0.06。然而，為穩定地獲得硬度，採用0.5Mo+V>0.19，此使得可更容易地獲得35HRC以上的硬度。此外，在本發明，在Mo及V係以上限量添加的組成物中，滿足0.5Mo+V=0.98。然而，當尤其需要斷裂韌性值、衝擊值或機械疲勞強度時，採用0.5Mo+V<0.45。上述特性之平衡尤其優異的範圍為0.19<0.5Mo+V<0.45。更佳範圍為0.22<0.5Mo+V<0.42。在此範圍內，可穩定地獲得35HRC以上的硬度，且斷裂韌性值、衝擊值或機械疲勞強度無顯著下降。

另一方面，回火有時必然係在高溫下於諸如氮化的後過程中進行。在此情況中，可採用0.5Mo+V≧0.45。

圖7顯示於本發明之鋼材在900℃下進行均熱處理3小 時且其後淬火，接著在535℃下回火5小時後於室溫下之HRC硬度相對於0.5Mo+V量的關係。關於材料，使用所有以下22種鋼材等級：鋼材L2：0.072C-0.19Si-1.21Mn-0.70Cu-1.18Ni-4.01Cr-0.39Al---0.05Mo-0.03V鋼材，鋼材M2：0.073C-0.20Si-1.20Mn-0.71Cu-1.17Ni-4.00Cr-0.39Al---0.99Mo-0.49V鋼材，V1系統：0.072C-0.21Si-1.19Mn-0.70Cu-1.20Ni-3.98Cr-0.40Al---0.15Mo-V鋼材，V2系統：0.074C-0.21Si-1.20Mn-0.73Cu-1.21Ni-4.03Cr-0.41Al---0.40Mo-V鋼材，V3系統：0.072C-0.20Si-1.19Mn-0.70Cu-1.20Ni-4.00Cr-0.40Al---0.65Mo-V鋼材，及V4系統：0.072C-0.22Si-1.20Mn-0.68Cu-1.22Ni-3.99Cr-0.41Al---0.90Mo-V鋼材

鋼材L2包含下限量的Mo及V，及鋼材M2包含上限量的Mo及V。此外，鋼材V1至V4系統係由以在以上第9項中定義之範圍內任意添加V的20種鋼材等級組成。

觀看圖7，即使係鋼材L2亦具有超過35HRC之硬度，此顯示根據本發明鋼材之組分系統，可穩定地獲得模具所需之硬度。此處注意0.5Mo+V>0.19，觀察到硬度增加，且明顯可見此係在目標為增加硬度之情況中的期望區域。當0.5Mo+V>0.22時，進一步穩定地獲得硬度(適 當地為36HRC以上)。

圖8顯示衝擊值與Mo+V之間的關係。關於材料，使用如圖7之相同的22種鋼材等級。比較圖5至7，關聯性並不單純。其原因為結構細度、基質脆性及結晶化材料的影響相互重疊。在增加Mo量的情況中，由於結構細度，衝擊值增加直至特定添加量。另一方面，固態溶液量之增加使基質脆化，以致衝擊值因過度添加Mo而減小。當添加V時，晶粒經細化直至其特定添加量，導致衝擊值增加。當過度添加V時，在鋼錠製造中於凝聚時生成主要由V、C或N組成的粗結晶化材料。此等材料作為起始點，以致衝擊值減低。此外，在過量包含V的鋼材中，VC在淬火冷卻時於γ晶界中沉澱，此亦促成衝擊值減小。

然而，儘管衝擊值根據Mo及V之量而減小，但兩者皆超過25焦耳/平方公分之值。在市售鋼材中，有許多鋼材具有15焦耳/平方公分以下之衝擊值。此顯示本發明之鋼材穩定地具有高韌性。

可見本發明鋼材之衝擊值穩定地在26至32焦耳/平方公分之範圍內。然而，此處注意Mo+V<0.45，此可被視為衝擊值穩定的區域。當Mo+V<0.42時，此趨勢變得更顯著。

在此方面，關於包含在本發明鋼材中之各元素，根據一具體例，其最小量可為如表3中概述之任何一種發明鋼材的量。根據另一具體例，其最大量可為如表3中概述之任何一種發明鋼材的量。再者，關於根據本發明鋼材的各配方(Mn+Cr+0.5Ni及0.5Mo+V)，根據一具體例，其最小值可為如表3中概述之任何一種發明鋼材的值。根據另一具體例，其最大值可為如表3中概述之任何一種發明鋼材的值。

順帶一提，塑膠產品用之射出成型模具具有許多用於減少製造時間(以高周次成型)的水冷卻孔。水冷卻孔之內部由於水而處於腐蝕環境中，此外，有拉伸應力作用於其上。拉伸應力之來源為當樹脂注射時的熱應力或因模具在模具夾緊或注射時之偏斜所致的機械應力。

當拉伸應力持續在如前所述的腐蝕環境下作用時，自腐蝕部分開始產生裂紋，且朝設計表面(成型表面)行進。當裂紋到達設計表面時，發生漏水，導致無法進行樹脂之射出成型。

此現象稱為水冷卻孔龜裂。發生水冷卻孔龜裂的模具必需更換，此導致模具成本增加或生產率減低。換言之，水冷卻孔龜裂係嚴重的問題，且應避免。

基於以上原因，應評估模具之水冷卻孔龜裂的敏感性。以下將說明模擬水冷卻孔龜裂的試驗。

圖9顯示當拉伸應力於腐蝕環境下作用時，測試鋼材是否易龜裂的方法。試樣係圓柱形且具有6毫米直徑，及於其中心附近形成缺口。缺口部分具有4毫米直徑。

材料具有如稍後說明之發明鋼材1、比較鋼材2及比較鋼材3的相同合金組分。

以懸臂形式支撐試樣，其後自與固定側相對的末端懸掛重物，因而對試樣添加彎曲力。此時，拉伸應力始終作用於缺口部分的上側。接著，於此狀態中，使水持續滴落至缺口部分。藉由以上步驟，產生拉伸應力作用於因水所致之腐蝕環境中的情況。此模擬模具的水冷卻龜裂。

在此試驗方法中，評估自懸掛重物起至試樣斷裂止的時 間。當斷裂時間較長時，可將其判定為難以發生水冷卻龜裂的更優異模具材料。

在試驗中，將試樣逐一設置於5個測試裝置上，且同時於所有5個測試裝置上進行相同鋼材等級的評估。接著，將5個試樣中之一者斷裂的時間記錄為「斷裂時間」，且結束試驗(即使其餘4個試樣未斷裂)。

圖10顯示在將44[牛頓(N)]負荷置於3種經精製為39HRC之鋼材等級之各者上之情況中的斷裂時間。發明鋼材1具有比較鋼材2之約1.5倍及比較鋼材3之約300倍的斷裂時間。換言之，當拉伸應力在腐蝕環境下作用於其上時，發明鋼材1難以斷裂，因此可將其判定為難以發生水冷卻龜裂的優異模具材料。

如前所述，本發明鋼材之特徵在於難以發生水冷卻龜裂。此係由於耐腐蝕性高，其使得難以產生腐蝕部分，且韌性高，其使得難以快速生成裂紋。此外，鋼材被自水進入之氫脆化而促進斷裂。本發明之鋼材難以斷裂的主要原因亦在於捕獲氫而使其無害之沉澱物(由Ni及Al組成之金屬間化合物、老化沉澱的Cu及MnS、及其類似物)的種類及量恰當。

此外，本發明鋼材之特徵在於可容易地調整熱處理硬度，且其難以背離嚴苛的硬度標準。此處將舉需要在39至41HRC之狹窄範圍內之硬度標準的情況作為實例進行說明。

材料具有如稍後說明之發明鋼材1及比較鋼材1的相同合金組分。

圖11顯示發明鋼材1及比較鋼材1之硬度對回火溫度的變化。在比較鋼材1中，為滿足39至41HRC之標準，需使鋼材在自550至560℃之10℃範圍內進行均熱處理。因此，待設定的回火條 件為555℃×5小時。

在於熱處理爐中之均熱處理期間的溫度波動範圍一般係5至15℃。此外，即使當均熱處理期間之溫度波動範圍極小時，亦會在爐中的不同位置之間產生5至15℃的溫度差。兩種溫度差加成導致產生至高約30℃之溫度差。

因此，即使當預計在555℃下進行均熱處理時，比較鋼材1實際上係於540至570℃下加熱。觀看圖11，此加熱條件對應於產生37至42HRC之條件。換言之，極難提升鋼材1以與39至41HRC之狹窄範圍相比較，且橫截面的硬度成為37至42HRC。

當硬度根據於鋼材中之位置改變時，機器加工性及鏡面拋光性能不利地劣化。

另一方面，發明鋼材1可在527℃以下之溫度區域中加熱，以滿足39至41HRC之標準。待設定的回火條件為，例如，510℃×5小時。由上述爐溫變化之問題，本發明之鋼材實際上係在495至525℃下加熱。然而，獲得大約40HRC之硬度。

如前所述，本發明鋼材之特徵在於可容易地將硬度控制於狹窄範圍內。此係使含Cr、Mo或V之碳化物、由Ni及Al組成之金屬間化合物、及經由調整C-Cr-Mo-V-Cu-Ni-Al之平衡而沉澱之Cu的量恰當，因而降低硬度對回火溫度之變化的效應。

[實施例]

將39種具有表3所示之組成的鋼材(表3中之空白欄位指示化學組分為雜質含量)於大氣中熔融，且各鑄造為7噸之鋼錠。於在1,200至1,300℃下之均質熱處理後，在900至1,250℃之表面溫度範圍內將各鋼材之鋼錠鍛造成210×1,020×3,500(毫米)之塊狀形式。

將此塊狀物於900℃下再加熱。於維持3小時後，將塊狀物浸泡於40至100℃之油中以進行淬火。此外，將塊狀物於350至560℃之溫度區域中維持5小時，以藉由精製將硬度調整至35至43HRC。使用於精製後自靠近塊狀物中心切割出的材料，評估機器加工性、衝擊值、導熱性、鏡面性質、可焊性、耐腐蝕性、水冷卻孔龜裂敏感性及硬度變化。此外，亦評估製造成本。

導熱性係藉由雷射閃光法於200℃下量測的值。較大的數值為較佳，因所形成之模具的冷卻效能更優異。

鏡面拋光性能意指當利用研磨劑拋光並改變其晶粒大小時，不會在鋼材表面上產生瑕疵(諸如波紋、銹蝕及針孔)的上限晶粒大小。此數值愈大，則研磨劑之研磨劑晶粒愈小，其意指可精細地拋光鋼材。此鋼材因可用於較高等級模具而為較佳。

雖然程度不及導熱性及鏡面拋光性能，但其他特性因與模具之生產率、維持性能及成本相關而仍係重要的。此等以相對比較符號表示。評價依◎→○→△→×之次序降低。

機器加工性係當切割1,000毫米之切割距離時，藉由切割工具之磨損狀態，將切割量及進給速率標準化來判定。將切割工具之磨損量小(≦150微米)及磨損正常的情況指示為◎，將磨損量大(<300微米)的情況指示為○，將磨損量進一步增加(≧300微米)且觀察到異常磨損的情況指示為△，及將除異常磨損外，工具缺損的情況指示亦為×。

衝擊值係藉由在室溫下之2毫米U缺口試樣(JIS No.3)之值來判定。換言之，將衝擊值為40焦耳/平方公分以上的情況指示為◎，將衝擊值為30至低於40焦耳/平方公分的情況指示為○，將衝擊值為20至低於30焦耳/平方公分的情況指示為△，及將衝擊值低於20焦耳/平 方公分的情況指示為×。

可焊性係自經由使用適用於C量的適當焊棒進行多程焊接，切割經焊接部分，及檢查硬度分佈及裂紋所得的結果來判定。換言之，將不存在裂紋且不存在硬度顯著降低之部位的情況指示為◎，將不存在裂紋但存在硬度降低之部位的情況指示為○，將不存在裂紋但存在硬度大幅降低之部位的情況指示為△，及將產生裂紋的情況指示為×。

耐腐蝕性(耐天候性)係自當使經鏡面拋光之材料在暴露至雨水的環境中靜置於邊上歷時1個月時的生銹程度來判定。換言之，將材料幾乎未生銹或輕微觀察到點狀腐蝕部分的情況指示為◎，將點狀腐蝕部分顯著的情況指示為○，將腐蝕部分連接在一起形成寬廣分佈之銹斑的情況指示為△，及將生銹區域進一步擴展而減少金屬光澤部分的情況指示為×。

水冷卻孔龜裂敏感性係藉由上述試驗方法來評估。試驗係將彎曲斷裂強度之90%的負荷置於所有材料上來進行。將此情況中之斷裂時間評估為水冷卻孔龜裂敏感性。

硬度變化係在塊狀材料表面上之5個位置(靠近4個角落及中心)測得之HRC硬度之最大值與最小值之間的差。

塊狀材料之各別部位在爐溫變化的影響下不具有相同硬度。評估硬度變化作為上述「控制硬度之容易度」的指標。較小的硬度變化意指即使當爐溫波動時，硬度亦落在較狹窄範圍內，以致此材料係可容易控制硬度的鋼材。

其結果顯示於表4。

首先，將說明本發明鋼材。尤其應注意的是導熱性之高硬度，其穩定地為26W/(m．K)以上。特定而言，除發明鋼材19至22外之鋼材獲致28 W/(m．K)以上之硬度。換言之，難以發生模具之冷卻效能的缺失。此外，亦關於鏡面拋光性能，滿足#8,000以上的晶粒大小，以致可將本發明之鋼材用於具有高表面品質程度的模具。本發明之鋼材關於其他特性不具有「×」，其係藉由符號定性地評估，且掃視一下明顯可見各種特性的平衡良好。雖然僅一些鋼材的機器加工性及成本具有「△」，但無論如何，由與其他特性之平衡的觀點來看沒有問題。換言之，本發明之鋼材具有高導熱性及鏡面拋光性能作為基本效能，且其他特性及成本效能亦優異。此外，室溫下之平均硬度亦係在35至45HRC之範圍內。

再者，在所有本發明之鋼材中，在模擬水冷卻孔龜裂之試驗中的斷裂時間超過100小時。不存在於數小時或數十小時內斷裂之本發明鋼材，因此認為難以發生水冷卻孔龜裂。

此外，硬度變化落在3內。特定而言，在除發明鋼材18至22外之所有鋼材中，硬度變化係在2內。換言之，即使當需要狹窄硬度標準時，本發明之鋼材亦可符合。

以下將說明比較鋼材。比較鋼材1之鏡面拋光性能優異，且導熱性及機器加工性亦高。另一方面，其之衝擊值及耐腐蝕性具有缺失，此導致龜裂及生銹問題。比較鋼材2之鏡面拋光性能優異且可焊性亦良好。另一方面，其之導熱性及衝擊值具有缺失，此導致模具之冷卻效能不足及龜裂的問題。比較鋼材3係相當平衡的鋼材。然而，模具之冷卻效能因其低導熱性而不足。在需要以高周次成型的現今，此係一項致命缺失。此外，成本不低廉，且對於鋼材特性而言昂貴。比較鋼材4之導熱性高且機器加工性亦良好。另一方面，其之耐腐蝕性及鏡面拋光性能具有缺失，因此其之應用範圍相當有限。比較鋼材5之鏡面拋光性能優異且耐腐蝕性亦良好。另一方面，其之機器加工性及導熱性具有缺失，此導致模具機器 加工困難及模具之冷卻效能不足的問題。比較鋼材6之鏡面拋光性能優異且耐腐蝕性亦良好。另一方面，其之機器加工性、衝擊值、可焊性及導熱性具有缺失，此導致模具機器加工或修復困難，此外模具之冷卻效能不足的問題。

此外，在一些比較用鋼材中，在模擬水冷卻孔龜裂之試驗中的斷裂時間極度低至少於40小時。此等鋼材被認為具有發生水冷卻孔龜裂的高風險。

再者，在一些鋼材中，硬度變化超過3，且當需要狹窄硬度標準時，此等鋼難以符合。

如前所述，比較鋼材具有特性及成本的問題。發明鋼材具有高導熱性及鏡面拋光性能，同時確保35HRC以上之硬度，且其他特性及成本效能亦優異。

此等係藉由使Si量恰當且恰當組合3種類型之分散強化機制所達成的效果。

該3種類型之分散強化機制為(1)主要由Mo或V組成之碳化物的二次沉澱，(2)Cu之老化沉澱及(3)由Ni及Al組成之金屬間化合物的老化沉澱。此外，本發明之特徵亦在於在合金元素量少於習知鋼材之狀態中達成(2)及(3)，因而平衡強度與其他特性。

雖然本發明已經詳細說明並參照其之特定具體例，但熟悉技藝人士當明瞭可不離開其範疇而於其中進行各種變化及修改。

Claims (9)

1. 一種成型模具用鋼材，該鋼材包含(以質量%計)，0.040<C<0.100，0.03<Si<0.28，1.11<Mn<1.45，0.30<Cu<0.77，0.30<Ni<1.78，3.23<Cr<9.00，及0.10<Al<0.50；及進一步包含以下至少一者：0.04<Mo<1.00及0.02<V<0.50，其餘為Fe及無可避免的雜質。
2. 如申請專利範圍第1項之成型模具用鋼材，其進一步包含以下至少一者(以質量%計)：0.30<W≦4.00及0.30<Co≦3.00。
3. 如申請專利範圍第1或2項之成型模具用鋼材，其進一步包含以下至少一者(以質量%計)：0.004<Nb≦0.100，0.004<Ta≦0.100，0.004<Ti≦0.100及0.004<Zr≦0.100。
4. 如申請專利範圍第1至3項中任一項之成型模具用鋼材，其進一步 包含(以質量%計)0.0001<B≦0.0050。
5. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之成型模具用鋼材，其進一步包含以下至少一者(以質量%計)：0.003<S≦0.050，0.0005<Ca≦0.2000，0.03<Se≦0.50，0.005<Te≦0.100，0.01<Bi≦0.30及0.03<Pb≦0.50。
6. 如申請專利範圍第1至5項中任一項之成型模具用鋼材，其在室溫下具有在35至45HRC範圍內之平均硬度。
7. 如申請專利範圍第6項之成型模具用鋼材，其具有在200℃下藉由雷射閃光法量測為26W/(m．K)以上的導熱性。
8. 如申請專利範圍第6或7項之成型模具用鋼材，其滿足(以質量%計)5.00<Mn+Cr+0.5Ni<6.20。
9. 如申請專利範圍第6至8項中任一項之成型模具用鋼材，其滿足(以質量%計)0.19<0.5Mo+V<0.45。