TW202309308A - 鋼材及使用其之鋼製品 - Google Patents

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Abstract

本發明係關於一種鋼材，以質量%計，其包含：0.310 ≤C ≤ 0.410；0.001 ≤ Si ≤ 0.35；0.45 ≤ V ≤ 0.70；Cr ≤ 6.00；6.25 ≤ Mn+Cr；Mn/Cr ≤ 0.155；Cu+Ni ≤ 0.84；0.002 ≤ P ≤ 0.030；0.0003 ≤ S ≤ 0.0060；P+5S ≤ 0.040；2.03 ＜ Mo ＜ 2.40；0.001 ≤Al ≤ 0.050；及0.003 ≤ N ≤ 0.050，其中剩餘部分係Fe及不可避免的雜質。

Description

鋼材及使用其之鋼製品
本發明係關於一種鋼材及一種使用其之鋼製品。更具體而言，本發明係關於一種在多種鑄造(諸如壓鑄)中、在加熱及處理材料之鍛造中、在熱衝壓(一種對一鋼板進行加熱、成形及淬火之方法)中、在擠壓處理中、在樹脂(塑膠或乙烯基)之射出模製或吹塑模製中、在橡膠或纖維強化塑膠之模製或處理中等等用作材料之鋼材，以及一種使用該鋼材之鋼製品。
用作為一壓鑄模具等之材料的鋼材之製造製程包含「熔化-精煉-鑄造-均質化熱處理-熱加工-(正火-回火)-球化退火」作為主要步驟。至於正火及回火，有時會省略兩者或任一者。 自鋼材製造模具之製程的實施例包含一HT製程，該HT製程以「粗加工(切削成一粗模具形狀)-淬火-回火-完工切削-表面改質」之次序執行。
在以上製程中針對鋼材及模具所需之五個重要性質係(1)球化退火性質(SA性質)，(2)可切削性，(3)可淬火性(當淬火速率較小時之衝擊值)，(4)耐熱裂紋性，及(5)耐軟化性。在鋼材之製造中，(1)SA性質成為之問題。在自鋼材製造模具時，(2)可切削性及(3)可淬火性中之每一者成為問題。而且，在使用模具時，(3)可淬火性、(4)耐熱裂紋性及(5)耐軟化性中之每一者成為問題。在下文中，闡述此5個性質係必要之原因。
＜(1)SA性質＞ SA(球化退火)指示(舉例而言)對「其中碳化物分散於沃斯田鐵(austenite)相中且肥粒鐵相極少或為零之微結構」應用一緩慢冷卻方法，此係藉由在Ac3溫度減去10℃至Ac3溫度加上50℃之溫度範圍內將鋼材在爐中加熱而獲得。Ac3溫度係在鋼之加熱製程中完成自肥粒鐵相轉變為沃斯田鐵相之溫度。 在緩慢冷卻方法中，以5℃/H至60℃/H(冷卻速率取決於成分或粒子直徑)來執行受控冷卻以將基質相轉變為肥粒鐵並同時允許碳化物之生長且當無沃斯田鐵保留時(當冷卻至550℃至800℃時，儘管其取決於成分或冷卻速率)，使受控冷卻停止。然後，自爐中取出鋼材。 加熱溫度通常係自830℃至950℃(儘管其取決於鋼材之成分)，且在SA之後的鋼材具有就維氏(Vickers)硬度而言260 Hv或更小之硬度。
在自爐中取出時未經轉變之沃斯田鐵保留在鋼材中之情形中，由於在自爐中取出之後的冷卻，因此沃斯田鐵被轉變為變韌鐵(bainite)或麻田散鐵(martensite)。此鋼材包含「變韌鐵或麻田散鐵之硬(300 Hv或更大)部分」與「其中碳化物分散於肥粒鐵基質相中之位點，亦即，係一SA微結構之軟(大約260 Hv或更小)部分」的混合物。圖1展示此一SA缺陷之影像。
圖1展示其中具有一SA缺陷之鋼材經受鏡面拋光及化學腐蝕之狀態，且可見一灰色區域與一白色區域混合(色調或對比度取決於化學溶液、腐蝕時間、影像是彩色還是單色等而不同)。藉由將一維氏壓頭壓入每一區域中而量測硬度。在圖1中，由箭頭指示的每一個「
Figure 02_image001
」標記係一凹痕。在灰色區域中，凹痕係大的，且硬度係198 Hv。此係正常SA微結構之硬度，且應理解灰色區域係「其中碳化物分散於肥粒鐵基質相中之位點」，該灰色區域必定由SA軟化。另一方面，在白色區域中，凹痕係小的，且硬度非常高，達到462 Hv。此係其中在完成緩慢冷卻方法之受控冷卻之後當自爐中取出鋼材時被保留之未經轉變沃斯田鐵在後續冷卻期間被轉變為變韌鐵或麻田散鐵之區域。
當具有SA缺陷部分之鋼材由鋸子(如由圖2中之箭頭所指)進行切割時，其中表面粗糙度或光澤不同於周圍事物(圖1之硬部分)之位點顯現於切割表面中。此看起來像「顆粒」之位點係300 Hv或更大之硬(麻田散鐵或變韌鐵)區域。
在其中藉由上文所闡述HT製程自具有如圖2中所展示之SA缺陷之鋼材製造模具之情形中，舉例而言，硬部分不利地對一切削(切割)工具造成顯著磨損且縮短工具壽命。 因此，要求鋼材具有「良好的SA性質」。然而，具有良好的SA性質之鋼材一般具有較差的可淬火性。一般而言，具有良好的SA性質之鋼材通常係一高C-低Mn鋼。在此鋼材中，碳化物在用於淬火之冷卻期間容易沉澱，且肥粒鐵轉變亦可能繼續進行，從而使得難以獲得變韌鐵或麻田散鐵微結構。
＜(2)可切削性＞ 模具之製造製程必要地包含切削。要求在切削中被切割之鋼材即使在以高速被加工時仍對加工工具造成較少磨損。在其中工具顯著磨損之情形中，工具更換頻率增加，從而導致成本升高，且此外，由於必須減小加工速度，因此加工效率降低。期望廉價且快速地完成切削。因此，要求鋼材以低成本高效地被加工，亦即，具有「良好的可切削性」。然而，具有良好的可切削性之鋼材一般在耐熱裂紋性方面較差。此乃因一般而言，具有良好的可切削性之鋼材係一高Si-高P-高S鋼，且此鋼具有低導熱率、係脆的並含有大量的S化合物，此可產生一異常物質，從而導致允許高熱應力作用於容易迅速形成或發展裂縫之材料上。
＜(3)可淬火性(當淬火速率較小時之衝擊值)＞ 模具藉由淬火及回火而被熱精煉至預定硬度，並用於壓鑄。模具不僅需要硬度且亦需要高衝擊值。其原因係由於具有高衝擊值之模具較不可能導致嚴重裂縫。當淬火速率較高時，衝擊值增加，且因此在淬火中，通常期望迅速冷卻。在淬火速率較高時衝擊值增加之原因係由於形成麻田散鐵微結構。在其中淬火速率係低的情形中，形成變韌鐵微結構且因此衝擊值係低的。
近年來，壓鑄模具趨向於增加尺寸。在此趨勢背後，存在如下事實：由於汽車之尺寸增加，因此壓鑄鑄造製品本身正變得越來越大。在其中模具被增大之情形中，在淬火期間之冷卻速率降低(從而使冷卻變得困難)。此趨勢在模具內部尤其顯著。因此，隨著最近模具尺寸之增加，模具內部之衝擊值之減小正成為大問題。在其中用於淬火之冷卻經加強以便即使在大的模具中仍獲得高衝擊值之情形中，淬火裂縫容易在冷卻期間產生且即使不會裂縫，過大的熱變形亦可能發生。 在此等情況下，強烈需求即使在其中淬火速率係低的情形中亦能夠獲得一高衝擊值之鋼材，亦即，具有「良好的可淬火性」之鋼材(即使在其中淬火速率係低的情況下亦不會形成粗糙變韌鐵)。然而，具有良好的可淬火性之鋼材一般具有較差的SA性質。一般而言，具有良好的可淬火性之鋼材係一低C-高Mn鋼。在此鋼材中，碳化物在SA之冷卻期間難以生長，且肥粒鐵轉變亦幾乎不繼續進行，從而使得難以獲得其中碳化物分散於肥粒鐵基質相中之SA微結構。
＜(4)耐熱裂紋性＞ 將一壓鑄模具之表面曝露於由藉由與一熔化金屬接觸之溫度升高及藉由施加一脫模劑之冷卻所組成的循環。此溫度幅度導致熱應力之產生，並與由合模或射出引起之機械應力相結合，使疲勞微裂縫(熱裂紋)出現在模具表面上。看起來像裂縫之熱裂紋通常以網格或柵格圖案分佈於扁平表面或彎曲表面上。當藉由切割模具而觀察到熱裂紋時，熱裂紋開口存在於模具表面上。在其中一熔化金屬進入該開口並凝固之情形中，一凸面在此處形成並轉移至鑄造製品表面。在其中熱裂紋由此轉移至一鑄造製品之情形中，該鑄造製品之表面品質劣化。
出於此等原因，要求模具幾乎不允許發生熱裂紋，亦即，具有「良好的耐熱裂紋性」。然而，具有良好的耐熱裂紋性之鋼材一般具有較差的可切削性。一般而言，具有良好的耐熱裂紋性之鋼材係一低Si-低P-低S鋼。此鋼材容易黏合至一切割工具、含有對切削表面產生潤滑作用之少量S化合物、具有高韌性及高黏性且因此難以研磨。
＜(5)耐軟化性＞ 由於與一熔化金屬接觸，因此壓鑄模具表面之溫度升高。在其中澆鑄次數增加之情形中，曝露於高溫之累積時間增加，且模具表面之硬度可減小。此軟化涉及高溫強度之減小，且繼而耐熱裂紋性劣化。 出於此等原因，要求壓鑄模具較不可能導致軟化，亦即，具有「高的耐軟化性」。然而，具有高的耐軟化性之鋼材一般具有低的高溫強度。一般而言，此乃因具有高的耐軟化性之鋼材係一低Cr鋼，且此鋼材在高溫下會導致較差的固溶體強化。
滿足所有上文所闡述5個性質(1)至(5)之鋼材至今係未知的。作為用於壓鑄模具之一般用途鋼之SKD61所缺少的性質係(3)可淬火性、(4)耐熱裂紋性及(5)耐軟化性。藉由改良SKD61之性質(3)、(4)及(5)而獲得之鋼所缺少的性質係(1) SA性質及(2)可切削性。換言之，很難同時增強元素對其產生衝突效應的性質。
附帶地，關於本發明之相關技術，專利文獻1揭示了一種與一般用途模具鋼相比具有足以使得能夠工業切削成模具形狀之可切割性並具有高導熱率及高衝擊值之熱加工工具鋼。然而，此專利文獻缺少良好平衡地增加本發明意欲達成之所有上文所闡述5個性質之想法，且亦缺少具體滿足本發明之化學組成之實施例之揭示內容。
專利文獻1: JP-A-2011-1572
在此等情況下，本發明之目的係提供一種在球化退火性質、可切削性、可淬火性、耐熱裂紋性及耐軟化性方面優異之鋼材，及一種使用該鋼材之鋼製品。
本發明人已進行諸多研究以便達成以上目的且因此發現以下幾點。 (i)   在熱加工之後的冷卻期間產生以粗糙網路方式分佈之碳化物之情形中，碳化物無法藉由後續熱處理被消除且成為減小模具之衝擊值之因素。可藉由最佳化Si量及V量而抑制此等碳化物之沉澱，且衝擊值可藉此而高度穩定。 (ii)  在其中Mn量及C量由參數「Cr」、「Mn+Cr」、「Mn/Cr」指定在窄範圍內之情形中，可滿足元素對其產生衝突效應之(1) SA性質及(3)可淬火性兩者，且亦可滿足元素對其產生衝突效應之(3)可淬火性及(5)耐軟化性兩者，使得此等(1) SA性質、(3)可淬火性及(5)耐軟化性可被保持為高的。 (iii) 在一低Si鋼材中，難以確保(2)可切削性，但在其中P量及S量由參數「P+5S」指定在窄範圍內之情形中，儘管低Si，亦可能具有能夠耐受實際使用、較不可能導致熱裂紋且使衝擊值之減小最小化之可切削性。
本發明基於以上認識且係關於以下組態(1)至(9)： (1)   一種鋼材，以質量%計，其包含： 0.310 ≤ C ≤ 0.410； 0.001 ≤ Si ≤ 0.35； 0.45 ≤ V ≤ 0.70； Cr ≤ 6.00； 6.25 ≤ Mn+Cr； Mn/Cr ≤ 0.155； Cu+Ni ≤ 0.84； 0.002 ≤ P ≤ 0.030； 0.0003 ≤ S ≤ 0.0060； P+5S ≤ 0.040； 2.03 ＜ Mo ＜ 2.40； 0.001 ≤ Al ≤ 0.050；及 0.003 ≤ N ≤ 0.050， 其中剩餘部分係Fe及不可避免的雜質。
(2)   根據(1)之鋼材，以質量%計，其包含處於以下範圍內之該Cr及該Mn， 5.58 ≤ Cr ≤ 6.00，及 0.60 ≤ Mn ≤ 0.86。
(3)   根據(1)或(2)之鋼材，以質量%計，其進一步包含選自由以下各項組成之群組之至少一種元素 0.30 ＜ W ≤2.00，及 0.30 ＜ Co ≤ 1.00。
(4)   根據(1)至(3)中之任一者之鋼材，以質量%計，其進一步包含， 0.0002 ＜ B ≤ 0.0080。
(5)   根據(1)至(4)中之任一者之鋼材，以質量%計，其進一步包含選自由以下各項組成之群組之至少一種元素 0.004 ＜ Nb ≤ 0.100， 0.004 ＜ Ta ≤ 0.100， 0.004 ＜ Ti ≤ 0.100，及 0.004 ＜ Zr ≤ 0.100。
(6)   根據(1)至(5)中之任一者之鋼材，以質量%計，其進一步包含選自由以下各項組成之群組之至少一種元素 0.0005 ＜ Ca ≤ 0.0500， 0.03 ＜ Se ≤ 0.50， 0.005 ＜ Te ≤ 0.100， 0.01 ＜ Bi ≤ 0.50，及 0.03 ＜ Pb ≤0.50。
(7)   根據(1)至(6)中之任一者之鋼材，其中當由該鋼材製備之12 mm × 12 mm × 55 mm之一方條在一真空爐中藉由下述之熱處理而被熱精煉至45.5 HRC至46.5 HRC之硬度，由該方條製備一衝擊測試樣品，並在15℃至35℃下進行一衝擊測試時，該鋼材具有20 [J/cm 2]或更大之一衝擊值， 在該熱處理中，將該方條在1,250℃下保持0.5 H；然後以2℃/min至10℃/min自1,250℃冷卻至1,000℃、以2℃/min自1,000℃冷卻至600℃，及以2℃/min至10℃/min自600℃冷卻至150℃；然後加熱至Ac3溫度+25℃；在Ac3溫度+25℃下保持1 H；然後以15℃/H自Ac3溫度+25℃冷卻至620℃，及以30℃/H至60℃/H自620℃冷卻至150℃；隨後在1,030℃下保持1 H；然後以60℃/min至100℃/min自1,030℃冷卻至600℃、以45℃/min至100℃/min自600℃冷卻至450℃、以30℃/min至100℃/min自450℃冷卻至250℃，及以5℃/min至30℃/min自250℃冷卻至150℃；隨後，施加一或多次由加熱至580℃至630℃之溫度範圍及冷卻至100℃或更低所組成之循環。
衝擊測試樣品之形狀係根據JIS Z2242:2018 (10 mm × 10 mm × 55 mm，凹口尖端處之圓弧半徑係1 mm，凹口之深度係2 mm，且凹口底部-下方部分中之樣品剖面面積係0.8 cm 2)。衝擊值[J/cm 2]係藉由將吸收能量[J]除以凹口底部-下方部分中之樣品剖面面積(0.8 [cm 2])而獲得之值，且本文中所使用之衝擊值指示10個樣品之衝擊值的平均值。 而且，Ac3溫度係作為其中在以200℃/H之速率加熱樣品時肥粒鐵相之比率變為幾乎0%之溫度而量測之值，且本文中所使用之Ac3溫度指示10個樣品的平均值。關於時間週期及/或速率之單位中之「H」及「min」分別意指小時及分鐘。
(8)   根據(1)至(6)中之任一者之鋼材，其中該鋼材不包括具有超過0.3 μm之最大長度之碳化物，或者 若該鋼材包括具有超過0.3 μm之最大長度之碳化物，則 以50 μm或更小間隔形成一虛線形式不連續串之碳化物具有超過0.3 μm且小於0.6 μm之最大長度，或 當以50 μm或更小間隔之一虛線形式不連續串由具有0.6 μm或更大之最大長度之碳化物形成時，該虛線形式不連續串之長度小於300 μm。
(9)   一種由根據(7)或(8)之鋼材形成之鋼製品。
此處，「鋼製品」囊括用於多種鑄造(諸如壓鑄)中、加熱及處理材料之鍛造中、熱衝壓中、擠壓處理中、樹脂之射出模製或吹塑模製中以及橡膠或纖維強化塑膠之模製或處理中之模具或零件。此外，「鋼製品」亦囊括包含已經受一表面處理或壓花處理之本發明之鋼材之模具或零件。
根據本發明，可提供一種在球化退火性質、可切削性、可淬火性、耐熱裂紋性及耐軟化性方面優異之鋼材，及一種使用該鋼材之鋼製品。
下文詳細地闡述本發明之鋼材。
(產生本發明之發現) 壓鑄模具鋼之代表性實施例係SKD61 (0.40C-1.03Si-0.40Mn-5.00Cr-1.21Mo-0.86V)，其係JIS標準鋼(JIS G 4404: 2015)。關於SKD61，可切削性係良好的，但另一方面，可淬火性係低的，此乃因Mn+Cr僅係5.4%。然後，為了增強可淬火性，使用其中SKD61之Mn及Cr分別增加至0.8%及5.9%之鋼(在下文中，稱為SKD61H)進行了基礎研究。
使用一工業設施及製造方法來產生具有寬度800 mm、厚度350 mm及長度2,300 mm之SKD61H鋼材(在下文中，此材料被稱為塊體材料)。此外，藉由在高於Ac3溫度之920℃下進行加熱之SA而使鋼材軟化至100 HRB或更小之硬度以促進切削。一493 kg模具自塊體材料製造而成，且在1,030℃下進行淬火並藉由在580℃至630℃下進行多次回火而被熱精煉至45.5 HRC至46.5 HRC之硬度。利用自模具中心部分附近切出之材料進行衝擊測試，因此，值係非常低的值11 J/cm 2。對於壓鑄模具需要20 J/cm 2或更大之衝擊值以便避免嚴重裂縫。因此，具有高的可淬火性之SKD61H之低衝擊值被認為係歸因於「可淬火性以外的因素」。
然後，已嘗試藉由使用自塊體材料之中心附近切出之材料以充分大的淬火速率(亦即，在可淬火性不會成為問題之條件下)評估衝擊值而研究SKD61H之低衝擊值(儘管可淬火性高)之原因。 製造十個衝擊測試樣品，且其形狀係根據JIS Z2242:2018(10 mm × 10 mm × 55 mm，凹口尖端處之圓弧半徑係1 mm，凹口之深度係2 mm，且凹口底部-下方部分中之樣品剖面面積係0.8 cm 2)。衝擊值[J/cm 2]係藉由將在室溫下判定之吸收能量[J]除以凹口底部-下方部分中之0.8 [cm 2]之樣品剖面面積而獲得之值且指示10個樣品的平均值。此處所闡述之樣品形狀及評估方法(室溫，將吸收能量除以剖面面積，10個樣品之平均值)亦適用於在下文中所提及之衝擊值。 將自塊體材料之中心附近製得之12 mm × 12 mm × 55 mm之材料(條形材料)在1,030℃下於真空中加熱、保持1H，然後藉由迅速冷卻而淬火以產生一麻田散鐵微結構。極大地影響衝擊值之自450℃冷卻至250℃之冷卻速率高達30℃/min(在一較大壓鑄模具之情形中，自450℃至250℃之冷卻速率一般係自1.2℃/min至10℃/min)。隨後，藉由在580℃至630℃下進行多次回火而將材料熱精煉至45.5 HRC至46.5 HRC之硬度，且一樣品自條形材料產生並針對衝擊值進行評估。因此，衝擊值低至14 J/cm 2，此係比上文所闡述493 kg模具之中心部分中略微高的位準。此樣品之斷裂表面展現出如同粗糙結晶顆粒已脫落般非常粗的狀態。自493 kg模具之中心部分切出之樣品亦展示出此粗的斷裂表面。
儘管淬火迅速冷卻且微結構係麻田散鐵微結構，衝擊值仍低且斷裂表面仍粗糙的原因係由於以粗糙網路方式分佈之碳化物或碳氮化物(在下文中，僅稱為「碳化物」)的存在。在圖3A中示意性地繪示此狀態。沃斯田鐵結晶顆粒在淬火時細微至100 μm或更小之平均顆粒尺寸(在圖3A中，由一柵格中之小正方形表示)。另一方面，在低放大倍率下看起來像多邊形之碳化物網路(在圖3A中，由粗線之分佈狀態界定之六邊形區域)係非常粗糙的。與多邊形之一邊對應之位點之長度有時超過200 μm且在此情形中，作為多邊形之直徑D超過300 μm。此粗糙的碳化物網路用作一斷裂表面單元且儘管麻田散鐵係自細微沃斯田鐵結晶顆粒轉變而來的，但衝擊值非常低，從而產生如同粗糙結晶顆粒已脫落般的粗糙斷裂表面。 碳化物網路並不總是形成邊封閉之多邊形而是通常形成缺失邊之多邊形、不規則形狀、U形或簡單地線性形狀(如圖3B中所圖解說明)，或者圓弧形狀(如圖3C中所圖解說明)。附帶地，在圖3A中，碳化物分佈或網路被繪示為誇大的以幫助理解。
為了闡明「以粗糙網路方式分佈之碳化物」之歷史軌跡，確認了塊體材料之生產製程，並藉由數值分析而估計溫度變換。生產製程係「熔化-精煉-鑄造-均質化熱處理-熱加工-正火-回火-SA」。熱加工係將已經受均質化處理之鑄錠成形為塊體形狀之步驟。具體而言，使已在1,150℃至1,350℃下經受均質化熱處理之鑄錠藉由諸如鍛造之塑性加工而經受成形。在完成熱加工成預定形狀之後，將塊體材料緩慢冷卻，同時避免迅速冷卻以便防止其裂縫。
圖3A中所圖解說明之「以粗糙網路方式分佈之碳化物」極有可能「在完成熱加工之後在冷卻至600℃期間沉澱」。存在兩個依據。第一依據係網路之尺寸及形狀與在熱加工時之沃斯田鐵結晶顆粒之尺寸及形狀非常相似。第二依據係沉澱碳化物所必需之碳擴散在600℃或更高之溫度範圍內活躍地發生。小於600℃之範圍係諸如變韌鐵轉變或麻田散鐵轉變之非擴散轉變發生之溫度範圍，且碳難以擴散至顆粒邊界中並形成碳化物。
基於以上假設，藉由數值分析而估計在完成熱加工之後冷卻至600℃之冷卻速率並發現在寬度係800 mm且厚度係350 mm之塊體材料之中心部分中之冷卻速率係約1℃/min。塊體材料之尺寸自寬度200 mm至1,500 mm且自厚度80 mm至600 mm變化，但通常稱為「大的」塊體材料之塊體材料具有300 mm或更大之寬度及200 mm或更大之厚度(習用地，較小尺寸被視為厚度)。在其中此大的塊體材料在熱加工之後被緩慢冷卻同時避免迅速冷卻以便防止其裂縫之情形中，在中心部分中至600℃之冷卻速率係約1.5℃/min或更小。
然後，檢查在完成熱加工之後冷卻至600℃之冷卻速率對SKD61H之衝擊值的影響。在圖4中圖解說明假定一工業製造方法之熱處理製程。在鋼材之生產製程「熔化-精煉-鑄造-均質化熱處理-熱加工-(正火-回火)-SA」中，模擬了熱加工及後續步驟，且省略了在正火之後的回火。在SA之後的淬火及回火對應於模具之熱精煉。藉由圖4之製程將十個12 mm × 12 mm × 55 mm之條形材料熱精煉至45.5 HRC至46.5 HRC之硬度，且樣品自所得條形材料產生並針對衝擊值進行評估。 附帶地，此處使用真空爐來進行一系列熱處理。而且，圖4中之1,030℃淬火之「迅速冷卻」意指自450℃冷卻至250℃之冷卻速率(其極大地影響衝擊值)高達30℃/min。
在圖5中展示所獲得之衝擊值。橫座標軸上之冷卻速率X係自完成模擬熱加工(參見圖4)之1,250℃加熱冷卻至600℃之冷卻速率。如圖5中所展示，隨著X減小，亦即，當在模擬熱加工之加熱之後的冷卻係緩慢時，衝擊值減小。相應地，在圖4之狀態(a)中，亦即，在其中完成熱加工之後的冷卻之狀態中之「以粗糙網路方式分佈之碳化物」隨著X越小而越顯著。
根據上文所闡述一系列驗證，存在具有一成分之鋼材，其中即使當1,030℃淬火之冷卻速率較大且形成麻田散鐵，但若在熱加工之後冷卻至600℃之冷卻速率X較小，則不會獲得高衝擊值。此現象係習用上尚未被已知的發現。 以上所發現現象係開發本發明之鋼材之誘因，且各種合金元素之含量經指定使得即使當在熱加工之後的冷卻速率較小時，亦可抑制以粗糙網路方式分佈之碳化物之沉澱。
(限制化學成分等之原因) 下文詳細地闡述限制本發明之鋼材中之化學成分等之原因。附帶地，在以下說明中，除非另有規定，否則各別元素之量係就「質量%」來指示且「%」意指「質量%」。
0.310 ≤ C ≤ 0.410： C ＜ 0.310之問題如下。在於1,000℃至1,050℃下淬火加熱時，抑制沃斯田鐵結晶顆粒之生長、具有小於0.6 μm之直徑之細微粒子(碳化物或碳氮化物)，即所謂的「釘紮粒子」之量不足，因此使結晶顆粒粗糙化，且諸如衝擊值、斷裂韌性值及延展性之鋼材性質劣化。在其中Si量、V量及N量較小之情形中，釘紮粒子之量不足之趨勢係顯著的。 另外，在C ＜ 0.310之情形中，在555℃或更高之溫度範圍內執行回火達2 H或更多之情形中，難以獲得52 HRC或更大之硬度。在意欲確保非常高的耐熱裂紋性之情形中，需要52 HRC或更大之高硬度。另外，在555℃或更高下進行回火存在兩個原因。第一原因係抑制軟化。由於與熔化金屬接觸，因此壓鑄模具之表面有時會達到約555℃。為了在被曝露於此高溫時抑制軟化，將經淬火模具提前在555℃或更高下進行回火。在555℃或更高下進行回火之第二原因係所保留沃斯田鐵之分解。若所保留沃斯田鐵在用作壓鑄模具期間分解，則可能產生應力而縮短模具壽命。為了避免此問題，將經淬火模具提前在555℃或更高下進行回火以分解所保留沃斯田鐵。
0.410 ＜ C之問題如下。在鋼材之生產製程「熔化-精煉-鑄造-均質化熱處理-熱加工-(正火-回火)-SA」中，在鑄造中之凝固期間以粗糙狀態結晶之碳化物或碳氮化物之比例增加。藉由透過後續熱處理(均質化熱處理、回火、SA)之固體溶解難以消除此粗糙結晶產物。最終，即使在淬火-回火之後，結晶產物仍未完全固體溶解而殘留(在均質化熱處理中結晶產物部分地固體溶解且變小，但仍在其中直徑超過1 μm之狀態中觀察到)。然後，未完全溶解而殘留之結晶產物成為斷裂之起始點，從而導致衝擊值或疲勞強度之減小。在其中Si量、V量及N量較大之情形中，由粗糙結晶產物引起之問題可能係顯著的。 此外，在0.410 ＜ C之情形中，在熱加工之後的冷卻速率較小(參見圖5)之情形中衝擊值減小之現象變得明顯。在其中Si量、V量及N量較大之情形中，此趨勢可能係顯著的。 範圍較佳地係0.315 ≤ C ≤ 0.405且更佳地係0.325 ≤ C ≤ 0.400。
0.001 ≤ Si ≤ 0.35： Si ＜ 0.001之問題如下。必須使用具有低Si含量之昂貴原材料，且鋼材成本升高。而且，難以減少在精煉期間之氧含量，因此，粗糙氧化鋁或其叢集增加。此氧化鋁成為斷裂之起始點，從而導致衝擊值或疲勞強度之減小。此外，在具有超低Si含量之情況下，可切削性顯著降低，從而使得難以在工業中穩定地執行切削。 0.35 ＜ Si之問題如下。在其中C量、V量及N量較大之情形中，粗糙結晶產物不斷增加地形成。另外，在熱加工之後的冷卻速率較小(參見圖5)之情形中衝擊值減小之現象變得明顯。此外，在具有高Si含量之情況下，由於導熱率降低，因此在鑄造期間之熱應力增加，從而導致耐熱裂紋性之劣化。斷裂韌性值減小且繼而嚴重裂縫之風險增加。 範圍較佳地係0.005 ≤ Si ≤ 0.33且更佳地係0.010 ≤ Si ≤ 0.31。在強調良好的耐熱裂紋性之情形中，範圍適當地係Si ≤ 0.15，在該範圍內，可切削性略有犧牲。
在下文中，自在熱加工之後的冷卻速率較小之情形中的衝擊值之觀點來看，闡述指定Si量之原因。圖6展示藉由改變SKD61之Si量而製備之總共6個類型之鋼材之衝擊值。由於此係在可淬火性不成問題(較小樣品以較大冷卻速率進行淬火)之條件下之驗證，因此將SKD61用作標準鋼。作為12 mm × 12 mm × 55 mm之樣品之條形材料之熱處理製程及條件係根據圖4，且在1,250℃加熱之後的冷卻速率係X = 2℃/min。在其中Si量自SKD61減少之情形中，衝擊值升高。達成壓鑄模具所需之20 J/cm 2或更大之衝擊值之條件係Si ≤ 0.35。出於此原因，將上限指定為Si ≤ 0.35。附帶地，滿足壓鑄模具理想所需之25 J/cm 2或更大之衝擊值之條件係Si ≤ 0.15。
0.45 ≤ V ≤ 0.70： V＜0.45之問題如下。在淬火加熱時之釘紮粒子量減少。與碳化物或碳氮化物一樣，充當釘紮粒子之V氮化物之量亦減少。在其中C量、Si量及N量較小之情形中，釘紮粒子量減少之趨勢係顯著的。而且，在V ＜ 0.45之情形中，回火之二次硬化效能低，因此在555℃或更高下執行回火達2 H或更多之情形中，難以獲得52 HRC或更大之硬度。 0.70 ＜ V之問題如下。粗糙結晶產物不斷增加地形成。在其中C量、Si量及N量較大之情形中，此趨勢係顯著的。而且，在熱加工之後的冷卻速率較小之情形中衝擊值減小之現象變得明顯。此外，作為原材料之V化合物係昂貴的，因此在0.70 ＜ V之情形中，鋼材成本升高。範圍較佳地係0.46 ≤ V ≤ 0.69且更佳地係0.47 ≤ V ≤ 0.68。
在下文中，自在熱加工之後的冷卻速率較小之情形中的衝擊值之觀點來看，闡述指定V量之原因。圖7展示藉由改變SKD61之V量而製備之總共9個類型之鋼材的衝擊值。作為12 mm × 12 mm × 55 mm之樣品之條形材料之熱處理製程及條件係根據圖4，且在1,250℃加熱之後的冷卻速率係X = 2℃/min。在V量自SKD61減少之情形中，衝擊值升高。達成壓鑄模具所需之20 J/cm 2或更大之衝擊值之條件係V ≤ 0.70。出於此原因，將V之上限設定為0.70%。附帶地，滿足壓鑄模具理想所需之25 J/cm 2或更大之衝擊值之條件係V ≤ 0.68。
在V量自0.7%進一步減小之情形中，衝擊值繼續升高，但在其中V變為0.5%或更小之情形中，衝擊值顯著減小。該顯著減小由於在淬火期間因釘紮粒子量之減少所致的結晶顆粒之粗糙化而發生。在V = 0.45%之情形中，雖然就10個樣品之平均值達成壓鑄模具理想所需之25 J/cm 2之衝擊值，但此係由於釘紮粒子量之較小差異而產生粒子直徑之顯著變化的區域且在結晶顆粒粗糙之情形中，衝擊值可變為約20 J/cm 2。出於此原因，將V之下限設定為穩定地獲得壓鑄模具所需之20 J/cm 2或更大的0.45%。
如上文所闡述，發現即使在X = 2℃/min之情形中，亦可藉由最佳化Si量及V量而高度地穩定衝擊值。2℃/min之冷卻速率與在熱加工之後具有200 mm或更大之厚度之較大塊體材料在不會導致裂縫或過度熱變形之條件下迅速冷卻之情形中所獲得之冷卻速率對應。
在圖8中一起展示Si量與V量之協同影響及X之影響。作為12 mm × 12 mm × 55 mm之樣品之材料之熱處理製程及條件係根據圖4。亦即，圖8中之SKD61之資料與圖5中之資料相同。關於由△指示之其中SKD61 (●)之Si量減小至0.11%之樣本(0.11Si鋼)，在10℃/min ≤ X下之衝擊值高達50 J/cm 2或更大且即使在X = 2℃/min之情形中，亦可達成25 J/cm 2之衝擊值。再次確認因Si量之減少所致的影響。
而且，關於由○指示之其中SKD61(●)之V量減小至0.57%之樣本(0.57V鋼)，衝擊值在6℃/min ＜ X下比0.11Si鋼之衝擊值低但在X ≤ 6℃/min下比0.11Si鋼之衝擊值高，因此即使在X = 2℃/min下，亦獲得30 J/cm 2或更大之高衝擊值。再次確認因V量之減少所致的影響且同時表明在X較小之情形中，由低V量所致的影響係顯著的。
此外，關於由▲指示之其中SKD61(●)之Si量及V量分別減小至0.11%及0.57%之樣本(0.11Si-0.57V鋼)，得到具有0.11Si鋼及0.57V鋼兩者之優點的狀態，且在寬廣範圍之X內獲得高衝擊值。即使在X = 1℃/min下，0.11Si-0.57V鋼之衝擊值亦係39 J/cm 2，且此值與在X = 100℃/min之情形中SKD61之衝擊值的45 J/cm 2之衝擊值相當。
圖9展示在給出圖8之衝擊值之情況下樣品之斷裂表面。照片展示針對每一樣本所評估之10個樣品中的兩個樣品，亦即，給出最高衝擊值之樣品及給出最低衝擊值之樣品的狀態。照片下面所闡述之衝擊值係10個樣品的平均值。在SKD61中X = 1℃/min之情形中，SKD61展現出如同粗糙結晶顆粒已脫落般的斷裂表面。由於此粗糙區域用作為斷裂表面單元，因此衝擊值係低的。另一方面，在SKD61中X = 100℃/min之情形中，甚至SKD61展現出平滑斷裂表面且具有高衝擊值。在SKD61之Si量及V量分別減小至0.11%及0.57%之鋼之情形中，即使在X = 1℃/min下亦展現出與在X = 100℃/min下之SKD61之斷裂表面類似的斷裂表面，且衝擊值亦係高的。另外，0.11Si-0.57V-SKD61(0.11Si-0.57V鋼)展現出較佳斷裂表面，其中剪切唇比在X = 100℃/min下之SKD61中之剪切唇更發達。
在製程(圖4中之狀態(a)、(b)及(c))期間追蹤微結構之改變之同時進行圖8及圖9中所展示之實驗。圖10展示在X = 1℃/min下之SKD61之狀態。箭頭指向碳化物且指示碳化物以粗糙網路方式進行分佈。由於碳化物已在1,250℃加熱之後冷卻至600℃期間於沃斯田鐵結晶顆粒邊界處沉澱，因此該分佈與在1,250℃加熱時之沃斯田鐵結晶顆粒之尺寸對應。然後，位於先前沃斯田鐵結晶顆粒邊界處之碳化物即使在後續熱處理中亦未消失且在SA之後保持處於狀態(b)中以及在淬火及回火之後保持處於狀態(c)中。在圖9中，在X = 1℃/min下之SKD61展現出如同粗糙結晶顆粒已脫落般之斷裂表面之原因係由於粗糙碳化物網路用作為斷裂表面單元。
圖11展示在X = 100℃/min下之SKD61之狀態。不同於圖10，幾乎沒有觀察到以粗糙網路方式分佈之碳化物。在圖9中，在X = 100℃/min下之SKD61展現出細微斷裂表面之原因係由於不存在粗糙碳化物網路，因此在1,030℃淬火時之細微沃斯田鐵結晶顆粒用作為斷裂表面單元。因此，衝擊值係高的。 在SKD61之情形中，為了減少在1,250℃加熱之後冷卻至600℃期間碳化物在沃斯田鐵結晶顆粒邊界處之沉澱，必須增加冷卻速率X。另一方面，在其中Si量及V量減少之本發明之鋼之情形中，即使在其中X係較小之情形中，亦抑制碳化物之沉澱，且獲得與圖11類似之微結構。因此，即使在其中X係較小之情形中(參見圖8)，亦獲得高衝擊值。
依據以上論述，闡明即使在熱加工之後的冷卻速率係較小之情形中，若Si及V之量減少，則亦可穩定地達成高衝擊值。只要滿足Si ≤ 0.35且V ≤ 0.70，即使在X = 2℃/min下亦可確保20 J/cm 2或更大之衝擊值(46 HRC)。
附帶地，已藉由單獨實驗而確定，在自模擬熱加工之1,250℃加熱冷卻至600℃之製程中發生碳化物在沃斯田鐵結晶顆粒邊界處之沉澱之溫度範圍係1,000℃或更低。當應用於工業生產製程時，可以說在完成熱加工之後直至在鋼材剖面中以最慢速率冷卻之位點(中心部分)達到1,000℃為止之冷卻速率較小地影響碳化物之沉澱，而在400℃區段中自1,000℃至600℃之冷卻速率極大地影響碳化物沉澱(亦即，衝擊值)。
在下文中，對減小衝擊值之「以粗糙網路方式分佈之碳化物」之模態進行量化。在圖10及圖11中，狀態(a)、(b)及(c)並非同一位點，而是在各別狀態中觀察到不同位點。而且，由於狀態(c)係在回火之後，因此引起問題之碳化物係略微不顯著的。然後，為了確認SA材料(在SA之後的材料)之「以粗糙網路方式分佈之碳化物」在淬火之後殘留，在淬火之前及之後追蹤同一位點。結果展示於圖12中。在圖4之狀態(b)中觀察到SA材料之微結構，將用於維氏硬度量測之壓頭按壓至「以粗糙網路方式分佈之碳化物」之區域中，且待追蹤位點由凹痕標記。位於左上光學顯微圖之四個拐角處之標記「
Figure 02_image001
」係凹痕。
在增加放大倍率之同時觀察SA材料(朝向右側觀察上部照片)時，在中間及右側照片之視域中觀察到三個沃斯田鐵(在圖12中，表示為先前γ)結晶顆粒，且在SA時，碳化物在此等沃斯田鐵結晶顆粒之顆粒邊界處以虛線方式形成一不連續串。此係「以粗糙網路方式分佈之碳化物」之問題。在先前γ結晶顆粒內，如在最右側SEM照片中可見，具有小於0.6 μm之平均粒子直徑之細微碳化物分散於肥粒鐵基質相中。雖然其取決於成分或SA條件，但碳化物之平均粒子直徑通常係自0.15 μm至0.30 μm。適當的SA微結構在整個微結構中皆處於此狀態中且不具有或具有極少數目之「以粗糙網路方式分佈之碳化物」。
圖12之下部三個照片展示其中在SA材料自1,030℃被淬火、輕輕地被拋光同時注意不要導致凹痕消失，然後被再腐蝕之後觀察微結構之狀態。依據左下照片中之凹痕位置，應理解，在淬火之前及之後觀察同一位點。如圖12之下部三個照片中所展示，已證明SA材料之「以粗糙網路方式分佈之碳化物」「即使在淬火之後仍保持不變而不會大大改變其模態」。
在圖13中，儘管係一不同位點，但顯然與圖12一樣，SA材料之「以粗糙網路方式分佈之碳化物」「即使在淬火之後仍保持不變而不會大大改變其模態」。另一特徵係其中粗糙碳化物形成一虛線形式不連續串之線性或圓弧形串之長度延伸300 μm或更大。在圖13中，該串由一虛線環繞，且由此等串形成之網路(亦即，沃斯田鐵結晶顆粒之輪廓)之示意圖係圖3A至圖3C。另外，此網路用作為單元且使衝擊測試中之斷裂表面粗糙(參見圖9)。
如圖14中所展示，「以粗糙網路方式分佈之碳化物」亦個別地較大，且碳化物A係1.3 μm、碳化物B係3.0 μm、碳化物C係0.8 μm及碳化物D係0.6 μm。考慮到分散於SA材料之肥粒鐵基質相中之細微碳化物(圖13之最右側照片)及在淬火時分散於沃斯田鐵基質相中之細微碳化物具有小於0.6 μm之直徑，此等顯然係較大的。此外，0.6 μm或更大之此等較大碳化物以50 μm或更小間隔形成一虛線形式不連續串。該串係呈線性或圓弧形狀且延伸300 μm或更大。在某些情形中，小於0.6 μm之碳化物包含於虛線形式不連續串中。
即使在淬火時之沃斯田鐵結晶顆粒就平均粒子直徑而言細微至100 μm或更小之情形中，若0.6 μm或更大之較大碳化物以50 μm或更小之距離按線性或圓弧形方式形成超過300 μm或更大的虛線形式不連續串，則該串在斷裂時如同結晶顆粒一樣起作用，並產生粗的斷裂表面及低衝擊值。在虛線形式不連續串較短之情形中，不利影響，亦即，斷裂表面之粗化及衝擊值之減小係較小的。因此，碳化物之虛線形式不連續串較佳地係「當以50 μm或更小間隔之一虛線形式不連續串由具有0.6 μm或更大之最大長度之碳化物形成時，該虛線形式不連續串之長度小於300 μm」。 此處，上文所闡述碳化物之尺寸(長度)意指最大尺寸(最大長度)。此係在最大地量測碳化物尺寸之方向上評估之值，且係在一橢圓形或條形之情形中在長軸側上之值。類似地，在碳化物係「急轉彎(dogleg)」(或V形)類型之情形中，簡單地評估了其中經突出長度變為最大之尺寸。另外，具有0.6 μm或更大之最大長度之碳化物中的間隔意指在不考慮最大長度小於0.6 μm之碳化物之狀態中的間隔(圖3B中所圖解說明之間隔δ)。 因此，較佳地，鋼材不含有具有超過0.3 μm之最大長度之碳化物，但若鋼材含有具有超過0.3 μm之最大長度之碳化物，則以50 μm或更小間隔形成虛線形式不連續串之碳化物具有超過0.3 μm且小於0.6 μm的最大長度，或其中具有0.6 μm或更大之最大長度之碳化物以50 μm或更小間隔形成虛線形式不連續串的區域小於300 μm。
如上文所闡述，闡明了應避免之粗糙碳化物之模態以及使粗糙碳化物之沉澱變得困難之Si量及V量。在下文中，論述了使用Cr-Mn-Cu-Ni進行可淬火性驗證之內容。
Cr ≤ 6.00： 6.00 ＜ Cr之問題如下。耐軟化性降低。耐軟化性與鋼材之被稱為分散強度之強化機制對應，且隨著分散之細微粒子數目越多，耐軟化性增加(硬度降低越少)。當被曝露於小於Ac1轉變溫度之高溫時，Cr碳化物與Mo碳化物或V碳化物相比更可能粗糙化，因此隨著鋼材之Cr量越高，耐軟化性越劣化。Ac1轉變溫度係在鋼之加熱製程中自肥粒鐵相至沃斯田鐵相之轉變開始時的溫度。更具體而言，在用作為壓鑄模具期間由於與熔化金屬接觸而曝露於高溫之模具表面容易軟化，且此軟化導致高溫強度之降低，此亦降低耐熱裂紋性。另外，在6.00 ＜ Cr之情形中，導熱率大大降低，且熱應力增加，此亦降低耐熱裂紋性。此外，在低Si之情形中引入高Cr之情形中，可切削性顯著降低。範圍較佳地係Cr ≤ 5.95且更佳地係Cr ≤ 5.90。 Cr量之下限係約5.40%，但Cr量之下限係根據由兩種參數，亦即，控制SA性質之「Mn/Cr」及控制可淬火性之「Mn+Cr」指定之Mn量來判定。Cr量必須與耐軟化性相平衡以便增強SA性質、可淬火性及高溫強度。自增強SA性質之觀點來看，較佳地含有5.58%或更多之Cr。
Mn/Cr ≤ 0.155： 0.155 ＜ Mn/Cr之問題如下。SA性質劣化且在以超過Ac3溫度之加熱溫度之SA中，除非將冷卻速率設定為小於10℃/H，否則鋼材不會被軟化至100 HRB或更小，因此SA製程所花費之時間變長，此降低生產率。而且，在粗糙結晶顆粒之情形中，如圖1及圖2中之此SA缺陷趨向於即使在小於10℃/H之冷卻速率下仍會產生。範圍較佳地係Mn/Cr  ≤ 0.153且更佳地係Mn/Cr ≤ 0.151。
在下文中，闡述Mn/Cr對SA性質之影響。使用研究用小尺寸鑄錠來產生具有較小剖面之方條，且自該方條製備之樣品經受模擬工業製造方法(模具之材料，及模具)之熱處理步驟。
鋼材具有0.37C-0.12Si-0.012P-0.0018S-0.08Cu-0.11Ni-2.36Mo-0.63V-0.023Al-0.020N之主要成分，其中Mn量及Cr量被系統性地改變。自此等鋼材，對150 kg鑄錠進行製備、浸泡，然後熱加工成各自具有80 mm之厚度、85 mm之寬度及2,200 mm之長度之方條。使該等方條冷卻至接近室溫並經受加熱至Ac3溫度+25℃且以15℃/H冷卻至620℃之SA。已藉由單獨的實驗提前掌握每一鋼種類之Ac3溫度。如本文中所使用之Ac3溫度係藉由以200℃/H之速率進行加熱而獲得之值且係10個樣品的平均值。自具有80 mm之厚度、85 mm之寬度及2,200 mm之長度之方條，製備用於SA性質評估之12 mm × 12 mm × 20 mm之樣品。
樣品經受圖15之真空熱處理且針對SA性質進行評估。在鋼材之生產製程「熔化-精煉-鑄造-均質化熱處理-熱加工-(正火-回火)-SA」中，圖15之真空熱處理模擬熱加工及後續步驟，其中省略正火及回火。 另外，將在模擬熱加工之1,250℃加熱之後冷卻至600℃之冷卻速率設定為2℃/min。此與具有200 mm或更大之厚度之較大塊體材料在不會導致裂縫或過度熱變形之條件下迅速冷卻之情形對應。
在圖16中展示已經過圖15之製程之樣品之硬度。在圖16中，由△指示之每一樣本係其中硬度超過100 HRB、SA性質係較差的且發生如圖1或圖2中之SA缺陷之硬位準。此等結果歸因於以下事實：在SA製程期間冷卻至620℃時殘留之未經轉變沃斯田鐵轉變成麻田散鐵或變韌鐵。然而，麻田散鐵或變韌鐵之面積分數取決於位準而係不同的。由●指示之每一樣本係其中硬度被軟化至100 HRB或更小且SA性質係良好的位準。 在圖16中，虛線指示Mn/Cr= 0.155對應於樣本●與樣本△之間的邊界，該邊界係本發明中用於設定Mn/Cr ≤ 0.155之依據。如上文所闡述，範圍較佳地係Mn/Cr ≤ 0.153，且在此範圍內，即使在自Ac3溫度+25℃之冷卻速率增加至18℃/H之情形中，仍達成軟化至100 HRB或更小。更佳範圍係Mn/Cr ≤ 0.151，且在此範圍內，即使在自Ac3溫度+25℃之冷卻速率增加至21℃/H之情形中，仍達成軟化至100 HRB或更小。隨著Mn/Cr越小，則以越大的冷卻速率達成軟化，因此改良熱處理步驟之效率。
6.25 ≤ Mn+Cr： Mn+Cr ＜ 6.25之問題如下。可淬火性不足，且尤其在較大模具內部，衝擊值顯著減小。範圍較佳地係6.27 ≤ Mn+Cr且更佳地係6.30 ≤ Mn+Cr。 在下文中，闡述Mn+Cr對可淬火性之影響。自藉由與在評估SA性質之情形中相同之製造方法所製造的具有80 mm之厚度、85 mm之寬度及2,200 mm之長度之方條製備十個12 mm × 12 mm × 55 mm之材料。鋼材具有0.37C-0.12Si-0.012P-0.0018S-0.08Cu-0.11Ni-2.36Mo-0.63V-0.023Al-0.020N之主要成分，其中Mn量及Cr量被系統性地改變。 如以上所製備之材料經受圖17及圖18之真空熱處理且被熱精煉至45.5 HRC至46.5 HRC之硬度。圖17圖解說明整個熱處理製程，且在鋼材之生產製程「熔化-精煉-鑄造-均質化熱處理-熱加工-(正火-回火)-SA」中，模擬熱加工及後續步驟。省略正火及回火。
在圖17中，SA之前的製程對應於「模具材料之生產」。將在模擬熱加工之1,250℃加熱之後冷卻至600℃之冷卻速率設定為2℃ /min。此與具有200 mm或更大之厚度之較大塊體材料在不會導致裂縫或過度熱變形之條件下迅速冷卻之情形對應。由於冷卻至1,000℃之冷卻速率對如上文所闡述之碳化物之顆粒邊界沉澱(亦即，衝擊值)影響較小，因此將自1,250℃冷卻至600℃之冷卻速率設定為2℃/min以便簡化溫度控制。在SA之後的受控淬火及回火對應於模具之熱精煉。圖18圖解說明受控淬火之細節且模擬在對一較大模具(習用地，300 kg或更大)進行淬火之情形中在模具剖面中以最慢速率進行冷卻之位點。將極大地影響衝擊值之自450℃冷卻至250℃之冷卻速率設定為1.2℃/min。在於模具剖面中以最慢速率進行冷卻之位點處，一較大壓鑄模具之自450℃冷卻至250℃之冷卻速率係自1.2℃/min至10℃/min。
自已經過圖17及圖18之製程之材料製備樣品且針對衝擊值評估該樣品。結果展示於圖19(46 HRC)中。在圖19中，由△指示之每一樣本係其中衝擊值低至小於20 J/cm 2且可淬火性係較差之位準。由●指示之每一樣本係其中衝擊值高達20 J/cm 2或更大且達成良好的可淬火性之位準。在圖19中，虛線指示Mn+Cr = 6.25對應於樣本●與樣本△之間的邊界，該邊界係本發明中用於設定6.25 ≤ Mn+Cr之依據。如上文所闡述，範圍較佳地係6.27 ≤ Mn+Cr，且在此範圍內，即使在其中硬度增加至46.5 HRC至47.5 HRC之範圍之情形中，仍達成20 J/cm 2或更大之衝擊值。更佳範圍係6.30 ≤ Mn+Cr，且在此範圍內，即使在其中硬度增加至47.5 HRC至48.5 HRC之範圍之情形中，仍達成20 J/cm 2或更大之衝擊值。亦即，隨著Mn+Cr越大，使得能夠獲得20 J/cm 2或更大之衝擊值之硬度變得越高。
為了避免嚴重裂縫，要求壓鑄模具具有20 J/cm 2或更大之衝擊值。衝擊值與硬度成反比，因此通常必須降低硬度以獲得高衝擊值。硬度極大地影響耐熱裂紋性，且若硬度係低的，則耐熱裂紋性劣化。亦即，在其中硬度降低之情形中，耐熱裂紋性劣化，而在其中硬度增加之情形中，可能發生嚴重裂縫。因此，難以同時避免發生嚴重裂縫且達成良好的耐熱裂紋性。 另一方面，其中Mn+Cr係較大之本發明之鋼材，由於使得能夠獲得20 J/cm 2或更大之衝擊值之硬度係高的，因此達成抗嚴重裂縫性及良好的耐熱裂紋性兩者。在圖19中，與JIS SKD61(JIS G 4404:2015)對應之位置係Mn = 0.4且Cr = 5.0，並且顯然SKD61之可淬火性係極低的。
(Cr及Mn之範圍) 如上文對Cr之說明中所論述，鑒於耐軟化性，Cr ≤ 6.00係必要的。而且，自圖15至圖19，闡明了Cr及Mn對SA性質及可淬火性之影響。在圖20中展示基於以上資訊而指定之Cr及Mn之範圍。由三個實線(亦即，Cr = 6.00、Mn+Cr = 6.25，及Mn/Cr = 0.155)環繞之三角形區域係本發明之範圍。分別基於耐軟化性、SA性質及可淬火性而指定Cr ≤ 6.00、Mn/Cr ≤ 0.155及6.25 ≤ Mn+Cr。Mn含量較佳地係0.60 ≤ Mn ≤ 0.86，且更佳地係0.64 ≤ Mn ≤ 0.85。Cr含量較佳地係5.58 ≤ Cr ≤ 6.00，且更佳地係5.64 ≤ Cr ≤ 5.90。圖15至圖20中所展示及圖解說明之「Cr及Mn之最佳化」係「本發明之第二特徵」。由於引入參數「Cr」、「Mn+Cr」及「Mn/Cr」，因此已發現(1) SA性質、(3)可淬火性及(5)耐軟化性保持為高的Mn量及Cr量之窄範圍。同時滿足了元素對其產生衝突效應的(1) SA性質及(3)可淬火性，且亦同時滿足了元素對其產生衝突效應的(3)可淬火性及(5)耐軟化性。
Cu+Ni ≤ 0.84： 在本發明中，藉由Cr與Mn之間的平衡而確保(1) SA性質、(3)可淬火性及(5)耐軟化性。Cu及Ni在增強可淬火性方面係有效的，但使可退火性劣化且對耐軟化性幾乎沒有影響。其不利影響相當顯著。然後，藉由使用較小地影響可淬火性及可退火性之範圍作為上限而指定Cu及Ni。下文闡述其含量。 合金元素對增加鋼的可淬火性之效果的指標包含「可淬火性特性值」。隨著其數字越大，增加可淬火性之效果越高。針對每一合金元素及其添加量而判定可淬火性特性值。根據合金元素之類型及量藉由可淬火性特性值之添加值而評估具有不同成分之鋼的可淬火性。 此處，具有0.10%添加量之Mn之可淬火性特性值係0.125。另一方面，具有0.42%添加量之Ni之可淬火性特性值係0.062，且具有0.42%添加量之Cu之可淬火性特性值亦係0.062。更具體而言，在以0.42%添加Cu及Ni中之每一者(總共0.84%添加量)之情形中，淬火特性值(添加值)係0.124，且此值勉強地等效於具有0.10%添加量之Mn之可淬火性特性值的0.125。亦即，Cu+Ni ≤ 0.84%對可淬火性之改良具有較小影響。而且，在其中Cu+Ni係約0.84%之情形中，對高溫強度之增強之影響亦係較小的。 另一方面，在Cu+Ni大於0.84%之情形中，各種問題發生。具體而言，例如裂縫在熱加工時容易發生、SA性質劣化，或成本升高。因此，將此參數指定為Cu+Ni ≤ 0.84%。由於確保可淬火性之Mn+Cr係6.25%或更多，因此顯然Cu+Ni ≤ 0.84%並不會極大地影響可淬火性。鑒於可熱加工性、SA性質及成本，Cu+Ni較佳地係0.60%或更少，且更佳地係0.39%或更少。
(P、S及P+5S) 在Si ≤ 0.35之情形中，鋼材之可切削性不太好。然後，意欲藉由添加適當量之P以便使基質材料略微脆化，以及添加適當量之S以便使MnS略微分散而改良可切削性。最重要的是抑制衝擊值之減小。 自藉由與在評估SA性質及可淬火性之情形中相同之製造方法所製造的具有80 mm之厚度、85 mm之寬度及2,200 mm之長度之方條製備十個12 mm × 12 mm × 55 mm之材料。鋼材具有0.37C-0.11Si-0.75Mn-0.09Cu-0.09Ni-5.77Cr-2.36Mo-0.63V-0.023Al-0.019N之主要成分，其中P量及S量被系統性地改變。 如以上所製備之條形材料經受圖17及圖18之真空熱處理且被熱精煉至45.5 HRC至46.5 HRC之硬度。自該等材料製備樣品並針對衝擊值評估該等樣品。結果展示於圖21(46 HRC)中。在圖21中，由△指示之每一樣本係衝擊值低至小於20 J/cm 2之位準，且由●指示之每一樣本係衝擊值高達20 J/cm 2或更大之位準。雖然本發明之鋼具有即使在X = 2.0℃/min及與一較大模具之淬火速率對應之較小淬火速率下亦發揮高衝擊值之成分系統，但若P量及S量增加，則無法滿足20 J/cm 2或更大之衝擊值。其原因係由於被偏析至顆粒邊界之P量因P量之增加而增加，因此脆化發生，以及由於分散之MnS量亦因S量之增加而增加，因此促進裂縫之形成或擴展。 在圖21中，虛線對應於樣本●與樣本△之間的邊界，在本發明之範圍內採用該邊界。具體而言，P ≤ 0.030、S ≤ 0.0060及P+5S ≤ 0.040。附帶地，滿足壓鑄模具理想所需之25 J/cm 2或更大之衝擊值之條件係P ≤ 0.020、S ≤ 0.0040且P+5S ≤ 0.030。
圖22展示P及S對衝擊測試樣品之斷裂表面狀態之影響。0.018P-0.0021S之斷裂表面具有明顯的不平整度，此表明在改變方向之同時裂縫已形成。因此，0.018P-0.0021S具有高衝擊值。另一方面，0.027P-0.0055S之斷裂表面係扁平的，此表明對裂縫擴展之抵抗性較小。因此，0.027P-0.0055S具有低衝擊值。
0.002 ≤ P ≤ 0.030： P ＜ 0.002之問題如下。必須使用高純度原材料，繼而鋼材之生產成本升高。 0.030 ＜ P之問題係如圖21中所展示，並且不僅減小衝擊值且亦減小斷裂韌性值或延展性。另外，各種性質之各向異性增加。各向異性意指其中性質取決於自材料對樣品進行取樣之方向而變化的狀態。範圍較佳地係0.002 ≤ P ≤ 0.025且更佳地係0.003 ≤ P ≤ 0.020。
0.0003 ≤ S ≤ 0.0060： S ＜ 0.0003之問題如下。必須使用高純度原材料，繼鋼材之生產成本升高。 0.0060 ＜ S之問題係如圖21中所展示，並且不僅減小衝擊值且亦減小斷裂韌性值或延展性。另外，各種性質之各向異性增加。範圍較佳地係0.0003 ≤ S ≤ 0.0050且更佳地係0.0004 ≤ S ≤ 0.0040。
P+5S ≤ 0.040： 範圍較佳地係P+5S ≤ 0.035且更佳地係P+5S ≤ 0.030。
2.03 ＜ Mo ＜ 2.40： Mo ≤ 2.03之問題如下，耐軟化性及高溫強度不足，且耐熱裂紋性較差。 2.40 ≤ Mo之問題如下。可切削性降低。尤其在Si量較小之情形中，導致可切削性之顯著降低。另外，在2.40 ≤ Mo之情形中，斷裂韌性降低。在Si量較大之情形中，此趨勢係顯著的。此外，由於作為原材料之Mo化合物係昂貴的，因此Mo量之過度增加導致成本升高。範圍較佳地係2.05 ≤ Mo ≤ 2.39且更佳地係2.07 ≤ Mo ＜ 2.38。
0.001 ≤ Al ≤ 0.050： 在本發明之鋼材中，將V量指定為0.70%或更小以便即使在熱加工之後的冷卻速率較小之情形中仍獲得高衝擊值。因此，在淬火加熱時充當釘紮粒子之V碳化物、碳氮化物或氮化物之量比SKD61中之該量小。然後，Al以0.001 ≤ Al ≤ 0.050之範圍含有，且AlN粒子以組合方式使用以抑制沃斯田鐵結晶顆粒之生長。 Al ＜ 0.001之問題如下。難以減少在精煉期間之氧含量，且此導致氧含量之增加及衝擊值之減小。充當釘紮粒子之AlN量不足，且沃斯田鐵結晶顆粒在淬火加熱時粗糙化，因此衝擊值、斷裂韌性值或延展性劣化。 0.050 ＜ Al之問題如下。粗糙氧化鋁粒子增加，且衝擊值或疲勞強度減小。導熱率降低，且耐熱裂紋性變低。範圍較佳地係0.002 ≤Al ≤ 0.045且更佳地係0.003 ≤ Al ≤ 0.040。附帶地，在添加Ca以便改良可切削性之情形中，Al量就使化合物模態最佳化而言係非常重要的。
0.003 ≤ N ≤ 0.050： 為了在淬火加熱時將AlN粒子分散於沃斯田鐵相中，將N量與Al量一起指定。 N ＜ 0.003之問題如下。充當釘紮粒子之AlN量不足，且沃斯田鐵結晶顆粒在淬火加熱時粗糙化，因此衝擊值、斷裂韌性值或延展性劣化。另外，釘紮粒子之V碳氮化物或氮化物之量亦不足。 0.050 ＜ N之問題如下。由於超過可由正常精煉調整之N量，因此使用專用設備主動添加N係必要的，且材料成本升高。另外，粗糙結晶產物之量增加。在其中C量、Si量及V量較大之情形中，此趨勢係顯著的。此外，粗糙AlN之量過度增加，且衝擊值減小。範圍較佳地係0.004 ≤ N ≤ 0.045且更佳地係0.005 ≤ N ≤ 0.040。
在以上說明中，已闡述本發明中之鋼材之基本成分，但在本發明中，可根據需要適當地含有以下元素。
0.30 ＜ W ≤ 2.00、0.30 ＜ Co ≤ 1.00： 在本發明之鋼材中，Mo量及V量比市售高效能鋼中之Mo量及V量低，因此取決於使用，強度係不足的。然後，為增加強度，添加選自由W及Co組成之群組之至少一種元素係有效的。關於兩種元素，超過上述範圍之添加會引起材料成本之升高且導致機械性質之劣化或因顯著偏析所致的增加各向異性。
0.0002 ＜ B ≤ 0.0080： 在其中P含量較高之情形中，偏析於顆粒邊界處之P降低顆粒邊界強度，且衝擊值減小。為改良顆粒邊界強度，添加B係有效的。除非B在鋼中單獨存在(不形成化合物)，否則不會發揮改良顆粒邊界強度之效果。亦即，若B形成BN，則添加B係無意義的。然後，在將B添加到含N鋼時，N必須與除了B以外的元素組合。具體而言，使N與可能形成氮化物之元素(諸如Ti、Zr或Nb)組合。此元素即使以雜質位準之量亦係有效的，但若該元素不足，則可以下文所闡述之量來添加。附帶地，在意欲分散BN以改良可切削性之情形中，不必採取措施使N與氮化物形成元素積極地組合。
0.004 ＜ Nb ≤ 0.100、0.004 ＜ Ta ≤ 0.100、0.004 ＜ Ti ≤ 0.100、0.004 ＜ Zr ≤ 0.100： 為了即使在熱加工之後的冷卻速率較小之情形中仍獲得高衝擊值，在本發明之鋼材中，將V量指定為0.70%或更少。因此，在淬火加熱期間充當釘紮粒子之V碳化物、碳氮化物或氮化物之量比SKD61中之該量小。AlN亦可以組合方式用作為釘紮粒子，但在高溫及長時間淬火加熱中，沃斯田鐵結晶顆粒仍可能過度生長。然後，碳化物、氮化物或碳氮化物之量可增加以藉此抑制顆粒生長。具體而言，可添加選自由Nb、Ta、Ti及Zr組成之群組之至少一種元素。關於所有此等元素，在以超過上述範圍添加該等元素之情形中，碳化物、碳氮化物或氮化物在鑄造中之凝固期間以粗糙狀態結晶，且即使在均質化熱處理、SA或淬火中亦不消失，從而導致衝擊值或疲勞強度之減小。另外，導致材料成本之升高。
0.0005 ＜ Ca ≤ 0.0500、0.03 ＜ Se ≤ 0.50、0.005 ＜ Te ≤ 0.100、0.01 ＜ Bi ≤ 0.50、0.03 ＜ Pb ≤ 0.5： 本發明之鋼材係具有不太大的Si量之高Cr鋼，因此取決於切割條件，該鋼材之可切削性可能不足。為改良可切削性，添加選自由Ca、Se、Te、Bi及Pb組成之群組之至少一種元素係有效的。在以超過上述範圍添加此等元素之情形中，出現在熱加工期間容易發生裂縫或者衝擊值或疲勞強度等減小之問題。
此處，在本發明之鋼材中，除了以上元素以外的剩餘部分係Fe及不可避免的雜質。可作為不可避免的雜質而含有下文所闡述之成分。 舉例而言，存在O ≤ 0.005、W ≤ 0.30、Co ≤ 0.30、B ≤ 0.0002、Nb ≤ 0.004、Ta ≤ 0.004、Ti ≤ 0.004、Zr ≤ 0.004、Ca ≤ 0.0005、Se ≤ 0.03、Te ≤ 0.005、Bi ≤ 0.01、Pb ≤ 0.03、Mg ≤ 0.02等。在鋼材中，偏析不可避免地存在，且以上元素量並非係藉由分析(利用EPMA等)如偏析部分之極窄區域而獲得之值，而係自化學分析方法導出之「鋼材之平均元素含量」，在該化學分析方法中，將具有包含強偏析部分、弱偏析部分及中偏析部分之特定體積之鋼材在酸中熔化。
(製造方法) 可透過熔化-精煉-鑄造-均質化熱處理-熱加工-正火-回火-球化退火之各別步驟而製造本發明之鋼材。
在熔化、精煉及鑄造中，將經摻合以提供預定組合物之原材料熔化，且將經熔化金屬澆鑄至模具中以獲得鑄錠。
在均質化熱處理中，將所獲得鑄錠之成分均質化。通常藉由在1,150℃至1,350℃下將鑄錠保持大約自10小時至30小時而執行均質化熱處理。
在熱加工中，使鑄錠在1,150℃至1,350℃下經受塑性加工(諸如鍛造)且藉此形成為預定形狀。在完成熱加工成預定形狀之後，將所形成材料緩慢冷卻同時避免迅速冷卻。此處，在冷卻具有200 mm或更大之厚度、300 mm或更大之寬度及2,000 mm或更大之長度之較大鋼材之情形中，自抑制產生「以粗糙網路方式分佈之碳化物」之觀點來看，將在鋼材剖面中以最慢速率冷卻之位點處自1,000℃冷卻至600℃之冷卻速率較佳地設定為2℃/min或更大。 附帶地，關於在冷卻鋼材時之方法，可使用以下各項中之任一者：藉由向鋼材強制施加空氣或惰性氣體而進行冷卻、藉由將鋼材浸入230℃或更低之液體中而進行冷卻，及藉由將鋼材放置於300℃至600℃下之恆溫浴中而進行冷卻。另外，亦可以組合方式使用此等冷卻方法。
較佳地執行球化退火，使得鋼材之硬度變為就維氏硬度而言260 Hv或更低。藉由將上文所闡述之緩慢冷卻方法等應用於「其中碳化物分散於沃斯田鐵相中且肥粒鐵相分數非常小或為零之微結構」而執行球化退火，藉由在Ac3溫度減去10℃至Ac3溫度加上50℃之溫度範圍內在爐中加熱鋼材而獲得該微結構，如上文所闡述。 附帶地，出於(例如)使結晶顆粒細微化或軟化材料之目的而在熱加工與球化退火之間適當地進行正火或回火亦係可能的。
然後，在本發明中，可使用以上鋼材透過以「粗加工(切削成粗模具形狀)-淬火-回火-完工切削-表面改質」之次序執行之HT製程而製造模具。
藉由將經軟化材料(鋼材)切削成預定形狀而執行粗加工。 執行淬火及回火使得經粗加工材料可具有所要硬度。關於淬火條件及回火條件中之每一者，較佳地根據成分及所需性質而選擇最佳條件。通常藉由使材料在1,000℃至1,050℃下保持0.5小時至5小時，然後迅速冷卻而執行淬火。通常藉由在580℃至630℃下保持1小時至10小時而執行回火。回火可進行複數次以便獲得預定硬度。
在完工切削之後的表面改質包含兩種類型。第一類型係藉由氮化或物理汽相沉積(PVD)等形成具有與鋼材不同成分之層或膜之處理。第二類型係引入殘餘應力、改變表面粗糙度、賦予表面不平整度、藉由珠擊或火花沉積等之處理。有時省略表面改質。 [實施例]
接下來，下文闡述本發明之實施例。此處，使用測試尺寸小鑄錠而非工業大尺寸(1,000 kg或更大)鑄錠來驗證鋼材性質。在驗證鋼材性質時，藉由模擬工業製程而準確地判定在實踐中使用時的效能。 目標係下表1中所展示之實施例及比較實施例之總共29種鋼種類。作為鋼類別，其全部係5.0Cr-6.5Cr熱模鋼。
將此等鋼種類中之每一者鑄造成150 kg鑄錠，且使該鑄錠在1,240℃下經受均質化熱處理達24小時，然後進行熱加工以產生具有80 mm之厚度、85 mm之寬度及2,200 mm之長度的方條。使冷卻至接近室溫之方條經受SA：加熱至Ac3溫度+25℃且以15℃/H冷卻至620℃。此外，由於預測到取決於組成已發生如圖1中所展示之SA缺陷，因此在SA之後添加在低於Ac1溫度之680℃下保持退火達8小時以便將樣品軟化至允許進行切削之硬度。 使用上述方條確認「甚至在其中在模擬熱加工之加熱之後冷卻速率較小之情形中達成高衝擊值」，且此後，使用同一方條檢查(1) SA性質、(2)可切削性、(3)可淬火性(在淬火速率較小之情形中之衝擊值)、(4)耐熱裂紋性及(5)耐軟化性。
[表1]
   化學組成(質量%) (剩餘部分: Fe)
C Si V Mn Cr Mn+Cr Mn/Cr Cu Ni Cu+Ni P S P+5S Mo Al N 選擇性添加
實施例 01 0.371 0.08 0.63 0.75 5.77 6.52 0.130 0.04 0.08 0.12 0.017 0.0020 0.027 2.32 0.017 0.021   
02 0.398 0.15 0.47 0.65 5.66 6.31 0.115 0.05 0.09 0.14 0.015 0.0030 0.030 2.33 0.014 0.019   
03 0.348 0.04 0.57 0.65 5.86 6.51 0.111 0.05 0.10 0.15 0.015 0.0020 0.025 2.36 0.015 0.018   
04 0.385 0.12 0.52 0.85 5.86 6.71 0.145 0.06 0.06 0.12 0.004 0.0004 0.006 2.34 0.018 0.020   
05 0.321 0.01 0.68 0.85 5.66 6.51 0.150 0.03 0.04 0.07 0.013 0.0019 0.023 2.37 0.020 0.020   
06 0.370 0.09 0.62 0.75 5.77 6.52 0.130 0.03 0.07 0.10 0.003 0.0025 0.016 2.07 0.023 0.023   
07 0.336 0.19 0.49 0.75 5.71 6.46 0.131 0.07 0.21 0.28 0.019 0.0008 0.023 2.05 0.010 0.003   
08 0.377 0.004 0.55 0.70 5.81 6.51 0.120 0.08 0.12 0.20 0.024 0.0013 0.031 2.16 0.007 0.013   
09 0.405 0.35 0.58 0.61 5.95 6.56 0.103 0.12 0.17 0.29 0.029 0.0003 0.031 2.39 0.034 0.005   
10 0.315 0.31 0.65 0.64 5.61 6.25 0.114 0.15 0.15 0.30 0.008 0.0035 0.026 2.08 0.028 0.045   
11 0.366 0.23 0.61 0.82 5.77 6.59 0.142 0.17 0.22 0.39 0.017 0.0030 0.032 2.24 0.031 0.040   
12 0.357 0.27 0.60 0.55 5.95 6.50 0.092 0.23 0.09 0.32 0.014 0.0029 0.029 2.20 0.003 0.009   
13 0.390 0.11 0.59 0.45 5.90 6.35 0.076 0.09 0.10 0.19 0.011 0.0038 0.030 2.28 0.040 0.031   
14 0.369 0.09 0.63 0.75 5.77 6.52 0.130 0.04 0.05 0.09 0.013 0.0018 0.022 2.33 0.019 0.007 0.023Ti, 0.0012B
15 0.330 0.09 0.48 0.77 5.82 6.59 0.132 0.03 0.04 0.07 0.017 0.0019 0.027 2.07 0.021 0.004 0.03Nb
16 0.325 0.10 0.50 0.80 5.88 6.68 0.136 0.20 0.03 0.23 0.002 0.0024 0.014 2.12 0.008 0.006 0.06Ti
17 0.351 0.02 0.53 0.89 5.89 6.78 0.151 0.01 0.25 0.26 0.002 0.0011 0.008 2.31 0.003 0.010 1.87W
18 0.362 0.03 0.64 0.62 5.89 6.51 0.105 0.02 0.05 0.07 0.012 0.0016 0.020 2.35 0.012 0.015 0.96Co
19 0.381 0.25 0.66 0.79 5.61 6.40 0.141 0.02 0.02 0.04 0.009 0.0010 0.014 2.38 0.006 0.035 0.0023Ca
20 0.373 0.15 0.67 0.84 5.61 6.45 0.150 0.04 0.06 0.10 0.006 0.0016 0.014 2.32 0.002 0.027 0.28Bi
比較 實施例 01 0.391 1.02 0.91 0.42 5.13 5.55 0.082 0.06 0.09 0.15 0.032 0.0067 0.066 1.22 0.023 0.009   
02 0.359 0.48 0.62 0.69 5.51 6.20 0.125 0.03 0.05 0.08 0.014 0.0019 0.024 1.25 0.021 0.019   
03 0.362 0.49 0.60 0.71 5.50 6.21 0.129 0.48 0.64 1.12 0.015 0.0020 0.025 1.24 0.021 0.019   
04 0.351 0.08 0.89 0.61 5.52 6.13 0.111 0.04 0.04 0.08 0.014 0.0021 0.025 2.97 0.016 0.011   
05 0.343 0.01 0.53 1.11 5.53 6.64 0.201 0.05 0.06 0.11 0.001 0.0002 0.002 2.48 0.020 0.016   
06 0.372 0.19 0.77 0.56 5.32 5.88 0.105 0.06 0.56 0.62 0.009 0.0006 0.012 2.19 0.004 0.021   
07 0.340 0.39 0.61 0.60 5.04 5.64 0.119 0.11 0.63 0.74 0.008 0.0039 0.028 2.97 0.009 0.017   
08 0.407 0.15 0.69 0.62 6.47 7.09 0.096 0.04 0.06 0.10 0.014 0.0018 0.023 1.69 0.021 0.022   
09 0.402 0.14 0.70 0.92 5.99 6.91 0.154 0.03 0.04 0.07 0.014 0.0017 0.023 2.35 0.063 0.019   
＜在模擬熱加工之加熱之後冷卻速率較小之情形中對衝擊值之檢查＞ 自具有80 mm之厚度、85 mm之寬度及2,200 mm之長度之上述經退火方條製備十個12 mm × 12 mm × 55 mm材料，並藉由圖23中所圖解說明之製程將其熱精煉至45.5 HRC至46.5 HRC之硬度，且此後，自該等條形材料製備樣品並評估衝擊值。樣品形狀及評估方法與前文中所闡述之內容相同。在SA之前的製程假定製造用於模具之塊體材料，且在淬火之後的製程假定自該塊體材料製造之模具之熱精煉。圖23之實驗具有與圖4相同但在以下兩點上有差異之理念。 第一個差異係自1,250℃冷卻至1,000℃之冷卻速率。由於如上文所闡述，在超過1,000℃之溫度範圍內之冷卻速率對衝擊值影響不大，因此在圖23中，以2℃/min將樣品自1,250℃冷卻至1,000℃，且控制冷卻至600℃之後續冷卻速率X。 第二個差異係在SA之前省略正火。
冷卻速率X係設定為三個位準1℃/min、2℃/min及30℃/min。X假定在工業熱加工之後冷卻之塊體材料之中心部分中之冷卻速率。在緩慢冷卻具有200 mm或更大之厚度之大塊體材料以便避免裂縫之情形中，冷卻速率係X ≤ 1.5℃/min，在迅速冷卻具有200 mm或更大之厚度之大塊體材料同時避免裂縫之情形中，冷卻速率係2℃/min ≤ X，且在藉由冷卻強度極強之方法冷卻小塊體材料之情形(諸如水冷卻)中，冷卻速率係30℃/min ≤ X。在此驗證中，在假定大塊體材料之情況下，甚至在X = 2℃/min下必須獲得接近於小塊體材料在X = 30℃/min下之衝擊值之高衝擊值，且同時，亦確認在一般冷卻速率X = 1℃/min下之衝擊值。
結果展示於表2中。30 J/cm 2≤衝擊值係「S」級，25 J/cm 2≤衝擊值＜ 30 J/cm 2係「A」級，20 J/cm 2≤衝擊值＜ 25 J/cm 2係「B」級，及衝擊值＜ 20 J/cm 2係「C」級。C級係未能滿足對於壓鑄模具必要之20 J/cm 2或更大之極糟糕位準。A級及S級係滿足壓鑄模具理想所需之25 J/cm 2或更大之位準。 在X ≤ 2℃/min下得到S級及A級之情形中，可判斷樣品係促進關於稍後闡述之可淬火性之有意義論述的鋼材。此次驗證係在可淬火性並非係一問題(在大冷卻速率下對小樣品進行淬火)之條件下執行。具體而言，圖23中1,030℃淬火之「迅速冷卻」意味著自450℃冷卻至250℃之冷卻速率(其會極大地影響衝擊值)高達30℃/min(在難以冷卻之大壓鑄模具之情形中，自1.2℃/min至10℃/min)。因此，除非在驗證中在迅速冷卻下獲得高衝擊值，否則無論Mn+Cr之值多大，自大塊體材料製造之大模具(淬火速率較小)之衝擊值皆不會增加，論述可淬火性係無意義的。
[表2]
   實施例
   01 02 03 04 05 06 07 08 09 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20
X = 1℃/min S S S S S S S S A S S S S S S S S S A S
X = 2℃/min S S S S S S S S S S S S S S S S S S A S
X = 30℃/min S S S S S S S S S S S S S S S S S S A S
[表2] (接續)
   比較實施例
01 02 03 04 05 06 07 08 09
X = 1℃/min C B B C S C B A C
X = 2℃/min C A A B S B A S C
X = 30℃/min S S S S S S A S B
如表2中所展示，在實施例中，在所有X下等級係S或A，且由於低Si及低V而獲得所期望之效果。在實施例09中在X = 1℃/min下給出A級之原因係C及Si之量較大，繼而在X = 1℃/min之緩慢冷卻下在顆粒邊界處沉澱之碳化物之量比其他實施例中的大。然而，由於在應用於工業製程時在X = 2℃/min下得到S級，因此若以2℃/min或更大速率使熱加工之後的塊體材料冷卻同時避免裂縫，則可以說可穩定地達成高衝擊值。
實施例19得到A級之原因係由於添加Ca以便增強可切削性而改變了夾雜物之模態。即便如此，無論X如何，穩定地給出A級。在其他實施例中，甚至在X = 1℃/min下展現高衝擊值。當應用於工業製程時，可以說藉由使熱加工之後的塊體材料經受避免裂縫的緩慢冷卻而獲得高衝擊值。亦即，在應用具有高冷卻強度之冷卻方法之情形中，甚至藉由習用緩慢冷卻在不招致引起裂縫或過度熱變形之風險之情況下獲得高衝擊值。另外，甚至在相同S級之情況下，X越大，衝擊值越高。因此，當確立以2℃/min或更大速率使熱加工之後的塊體材料冷卻同時避免裂縫之方法時，低Si含量及低V含量對穩定地達成高衝擊值之影響可進一步增強。
關於比較實施例，類似於實施例，比較實施例05及比較實施例08具有S級或A級。由於此等鋼種類亦具有低Si量及低V量，且在比較實施例08中，由於C及V之量較大，因此在X = 1℃/min之緩慢冷卻下在顆粒邊界處沉澱之碳化物之量比其他實施例中的大。另一方面，甚至在低Si量及低V量之情況下，在其中Al量較大之比較實施例09中，衝擊值係低的。此情況之原因係由於氧含量高，粗糙氧化鋁及其叢集增加，且裂縫之形成或擴展加速。在其他比較實施例中，由於Si量或V量較大，因此在X = 1℃/min下衝擊值尤其低。在比較實施例07中，由於Mo量過大，衝擊值係低的。在某些鋼中，在X =2℃/min下得到B級或C級，且應理解，即使確立以2℃/min或更大速率使熱加工之後的塊體材料冷卻同時避免裂縫之方法，仍無法獲得高衝擊值。當應用於工業製程時，可以說在除了比較實施例05及比較實施例08之外的比較實施例中，在小塊體材料中獲得高衝擊值，但在大塊體材料中未獲得一高衝擊值。
附帶地，在衝擊測試之後使已經檢查衝擊值之樣品經受拋光及腐蝕且藉由光學顯微鏡、電子顯微鏡或EPMA等觀察或分析該等樣品，並且藉此同時檢查在沃斯田鐵顆粒邊界處沉澱之碳化物。 圖27A至圖27C展示所觀察到的碳化物(包含碳氮化物)。圖27A係在「比較實施例01之X =1℃/min」下衝擊值係13 J/cm 2的樣品。在圖27A至圖27C中，左圖展示分析視域的狀態，且右圖展示根據C濃度添加陰影(實際上，色彩)的狀態。圖27A係本發明意欲避免之次等微結構，且觀察到一串0.6 μm或更大之大的碳化物。 圖27B係在「比較實施例01之X =2℃/min」下衝擊值係17 J/cm 2的樣品。由於比較實施例01係具有大的Si及V量之鋼種類，因此甚至在冷卻速率X增加之情形中，仍無法消除一串0.6 μm或更大的碳化物。 另一方面，圖27C係在「比較實施例01之X =2℃/min」下衝擊值係45 J/cm 2的樣品。儘管觀察到一串碳化物且係不清楚的，但碳化物尺寸係小於0.6 μm。 作為檢查結果，在表2之衝擊值之判斷結果係「S」或「A」之樣品中，當觀察到具有超過0.3 μm之最大長度之碳化物時，以50 μm或更小之間隔形成一虛線形式的不連續串之碳化物之最大長度係超過0.3 μm且小於 0.6 μm，或具有0.6 μm或更大之最大長度之碳化物以50 μm或更小之間隔形成一虛線形式的不連續串之區域係小於300 μm。另一方面，關於判斷結果係除了「S」或「A」之樣品，觀察到上述碳化物跨越300 μm或更大形成一虛線形式的不連續串的區域。
此等結果指示甚至在模擬熱加工之1,250℃加熱之後的冷卻速率係2℃/min或更小之情形中，實施例之樣品具有高衝擊值。然後，在下文中，評估(1) SA性質、(2)可切削性、(3)可淬火性(在淬火速率較小之情形中之衝擊值)、(4)耐熱裂紋性，及(5)耐軟化性。
＜SA性質之評估＞ 使自具有80 mm之厚度、85 mm之寬度及2,200 mm之長度之上述經退火方條製備之12 mm × 12 mm × 20 mm樣品經受圖24之真空熱處理並評估SA性質。圖24之實驗具有與圖15相同之理念(例如，提前掌握Ac3溫度，考慮在SA之前省略正火之想法)，且設定15℃/H及30℃/H兩個位準作為SA之冷卻速率。工業上，期望將SA之冷卻速率設定為高以便縮短處理時間。然後，亦驗證SA之冷卻速率之影響。
首先肉眼觀察在SA之後樣品的切割表面，然後對樣品進行拋光並量測硬度。此外，在腐蝕樣品之後，用顯微鏡觀察微結構，並就微結構及硬度來評估SA性質。 結果展示於表3中。樣品之整個表面不含硬部分(如圖1中所見)且HRB硬度係100或更小的軟狀態係「S」級。「C」級係以下情形：存在如圖1中所見之硬部分(變韌鐵或麻田散鐵)，且由於硬度量測中之壓痕可應用於包含變韌鐵或麻田散鐵之區域，因此可產生HRB硬度超過100之量測點。C級係SA缺陷，如在圖1中，且工業上，必須絕對避免此情況。在SA之後，判定適當微結構或缺陷性微結構，因此，等級亦具有兩個選擇：S或C。
[表3]
   實施例
01 02 03 04 05 06 07 08 09 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20
30℃/H S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S
15℃/H S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S
[表3] (接續)
   比較實施例
01 02 03 04 05 06 07 08 09
30℃/H S S C S C S C S C
15℃/H S S C S C S S S S
在Mn/Cr ≤ 0.155且Cu+Ni ≤ 0.84之實施例中，在兩個冷卻速率下給出S級。確認實施例之樣品具有卓越SA性質。甚至在SA之冷卻速率進一步增加至超過30℃/H以便縮短製程時間之情形中，可預期具有小Mn/Cr之鋼軟化至100 HRB或更小。 關於比較實施例，無論冷卻速率如何，與實施例一樣，給出S級，如比較實施例01、比較實施例02、比較實施例04、比較實施例06及比較實施例08。此等鋼種類中之每一者具有Mn/Cr ≤ 0.125。在比較實施例03中，Mn/Cr小至0.129，但由於Cu+Ni大至1.12，因此在兩個冷卻速率下給出C級。另一方面，對於鋼具有Ni+Cu = 0.74之比較實施例07及鋼具有Mn/Cr = 0.154之比較實施例09之兩種鋼種類，儘管在15℃/H (亦即，一般冷卻速率)下得到S級，但在30℃/H下給出C級，應理解，此等無法對增加SA之冷卻速率以便縮短製程時間之需要做出回應。然而，只要滿足一般冷卻速率15℃/H，便不會發生如圖1中之SA缺陷。
當應用於工業SA製程時，此等結果如下。該製程對應於以下狀況：在一爐中將自1,000 kg或更大之大鑄錠製得之大塊體材料加熱並保持於超過Ac3溫度之一適當溫度，然後以30℃/H或更小之速率進行冷卻，並且當達到620℃時，自該爐移除該塊體材料。在模擬實際生產之此一SA製程中，將實施例之樣品軟化至100 HRB或更小。因此，判定實施例之鋼在用於大模具之塊體材料之實際生產中亦展現良好SA性質。
＜可切削性之評估＞ 自具有80 mm之厚度、85 mm之寬度及2,200 mm之長度之上述經退火方條製備一50 mm × 55 mm × 200 mm材料。藉由在以400 m/min切割速率達到30 m切割距離之一點處切割工具之磨損量判定材料之端銑刀可切削性。結果展示於表4中。 磨損量≤ 0.15 mm係「S」級，0.15 mm ＜磨損量≤ 0.30 mm係「A」級，0.30 mm ＜磨損量≤ 0.50 mm係「B」級，及0.50 mm ＜磨損量係「C」級。C級係不滿足對於切削壓鑄模具必要之可切削性之極糟糕位準，其中磨損量較大，同時經常發生切割工具之崩損。B級亦係不良的，但材料具有足以承受實際使用之可切削性，且一壓鑄模具之切削在工業上係可能的(然而，需要減小工作效率)。A級及S級係具有良好可切削性的狀態，且特定而言，S級係在切削期間幾乎不會引起麻煩或問題的極佳狀態。
[表4]
   實施例
01 02 03 04 05 06 07 08 09 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20
400 m/min， 距離30 m B B B B B B B B B B B B B B B B B B A A
[表4] (接續)
   比較實施例
01 02 03 04 05 06 07 08 09
400 m/min，距離30 m S A A B C B A B B
在除了實施例19及實施例20以外之實施例中，給出B級。0.004Si之實施例08具有得到C級之可能性，但藉由設定P+5S = 0.031而確保可切削性為B級。在Si量增加至高達0.01之實施例05中，儘管P+5S係0.023且低於實施例08，但給出B級。在添加易切割元素之實施例19及實施例20中，給出A級。實施例係低Si類型，因此可切削性不良，但可確認此等具有足以承受實際使用之可切削性。 對於比較實施例，其中鋼具有0.01Si且P+5S = 0.002之比較實施例05得到C級。Si及P+5S兩者皆低，因此可切削性係不良的。其中Si係大約自0.4至0.5之比較實施例02、比較實施例03及比較實施例07得到A級。此外，其中Si量較大之比較實施例01(SKD61)得到S級，且此與SKD61之可切削性極其良好之工業評估一致。在其他比較實施例中，Si量等效於實施例中的，因此等級與實施例相同係B級。
當應用於工業SA製程時，此等結果如下。該製程對應於以下製程：藉由退火使自1,000 kg或更大之大鑄錠產生之大塊體材料軟化，然後藉由切削將其粗加工成壓鑄模具。在模擬實際生產之此一製程中，實施例之樣品展現足以承受實際使用之可切削性。因此，亦判定在藉由自大塊體材料進行切削而加工一模具中，用於對實施例之鋼材進行加工之切割工具之磨損未顯著加速，並在工業上確立了實施例之鋼之切削。
＜可淬火性(在淬火速率較小之情形中之衝擊值)之評估＞ 自具有80 mm之厚度、85 mm之寬度及2,200 mm之長度之上述經退火方條製備十個12 mm × 12 mm × 55 mm材料，並藉由執行圖25、圖26A及圖26B之真空熱處理將其熱精煉至45.5 HRC至46.5 HRC之硬度。在SA之前的製程假定製造用於模具之塊體材料，而在淬火之後的製程假定熱精煉自該塊體材料製造之模具。在1,250℃加熱之後冷卻至600℃之冷卻速率2℃/min對應於在不引起裂縫或過度熱變形之條件下使具有200 mm或更大之厚度之大塊體材料迅速冷卻之情形中的冷卻速率。 圖25、圖26A及圖26B之實驗具有與圖17及圖18相同之理念(例如，自1,250℃冷卻至1,000℃之冷卻速率對碳化物之顆粒邊界沉澱之影響、考慮在SA之前省略正火之想法)，但在一個點上有差異。該差異係亦評估迅速冷卻的材料，如圖26B中所展示。迅速冷卻意味著極大地影響衝擊值之自450℃冷卻至250℃之冷卻速率高達30℃/min及理想情況。在難以冷卻之大壓鑄模具之情形中，自450℃冷卻至250℃之冷卻速率係自1.2℃/min至10℃/min，且此在圖20A中繪示為模擬中之最糟糕狀況。
自在圖25、圖26A及圖26B之製程中經受熱精煉至45.5 HRC至46.5 HRC之硬度之材料製備樣品且評估衝擊值。結果展示於表5中。30 J/cm 2≤衝擊值係「S」級，25 J/cm 2≤衝擊值＜ 30 J/cm 2係「A」級，20 J/cm 2≤衝擊值＜ 25 J/cm 2係「B」級，及衝擊值＜ 20 J/cm 2係「C」級。C級係未能滿足對於壓鑄模具必要之衝擊值20 J/cm 2之極糟糕位準。A級及S級係滿足壓鑄模具理想所需的25 J/cm 2或更大之衝擊值之位準。在一緩慢冷卻的材料具有與一迅速冷卻的材料之衝擊值等效之衝擊值之情形中，鋼可以說具有高可淬火性。
[表5]
   實施例 比較實施例
01 02 03 04 05 06 07 08 09 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 01 02 03 04 05 06 07 08 09
1.2℃/min S S S S S S S S A S S S S S S S S S A S C C C C S C B A C
30℃/min S S S S S S S S A S S S S S S S S S A S C B B C S B B A C
在所有實施例中，緩慢冷卻的材料(1.2℃/min)得到與迅速冷卻的材料(30℃/min)相同的S級或A級，應理解，可淬火性係高的。僅對實施例09及實施例19之兩種鋼種類給出A級，而其他鋼種類得到S級。在C及Si量較大之實施例09中，在模擬熱加工之1,250℃加熱之後以2℃/min進行之冷卻期間在顆粒邊界處沉澱之碳化物之量大於其他實施例中的，且衝擊值稍微減小，因而得到A級。在Si及V量較小且Mn+Cr大至6.40之實施例19中，由於添加Ca以便增強可切削性而改變了夾雜物之模態，且此改變不利地影響衝擊值，因此，給出A級。
在比較實施例中，其中與實施例一樣等級係S或A之比較實施例係比較實施例05及比較實施例08。因為在此等鋼種類中，類似於實施例，Si量及V量較低，且在模擬熱加工之1,250℃加熱之後以2℃/min進行之冷卻期間在顆粒邊界處沉澱之碳化物之量較小，並且Mn+Cr大至6.60或更大。另一方面，在Si量及V量等於比較實施例08中之Si量及V量之比較實施例09中，由於Al量較大，因此粗氧化鋁或其叢集增加，從而加速裂縫之形成或擴展，因此衝擊值係低的。應理解，甚至在Si及V量減小且Mn+Cr增加之情形中，若其他元素之類型及量不適當，亦無法使緩慢冷卻的材料之衝擊值變高。在係SKD61之比較實施例01中，不僅Si及V量較大而且Mn+Cr較小，因此，由於顆粒邊界處之碳化物沉澱及可淬火性兩個問題，衝擊值係極低的。此結果亦與圖5一致。當應用於工業製程時，上述測試製程如下。該製程對應於以下情形：在冷卻藉由自1,000 kg或更大之大鑄錠進行熱加工而製得之大塊體材料時，將塊體材料之中心部分中自1,000℃冷卻至600℃之冷卻速率設定為2℃/min或更大，且藉由退火使塊體材料軟化，然後進行切削以製造大壓鑄模具，此外，藉由將自450℃冷卻至250℃之冷卻速率設定為1.2℃/min或更大而進行淬火並熱精煉至46 HRC。在模擬實際生產之此一製程中，實施例之樣品展現25 J/cm 2或更大之高衝擊值。因此，判定在由實施例之鋼材組成之實際大壓鑄模具中亦獲得高衝擊值。
＜耐熱裂紋性之評估＞ 自具有80 mm之厚度、85 mm之寬度及2,200 mm之長度之上述經退火方條製備兩個具有73 mm × 51 mm直徑之材料，並藉由執行圖25、圖26A及圖26B之真空熱處理而將其熱精煉至45.5 HRC至46.5 HRC之硬度。自該等材料製備具有72 mm × 50 mm直徑之樣品(一側上之端面經受倒角C5)且評估耐熱裂紋性。對倒角側上之端面重複以下熱循環25,000次：藉由高頻輻射在575℃至585℃下加熱，藉由注入水冷卻至40℃至100℃，且在冷卻期間在藉由熱回收返回至120℃至180℃之一點處，再次藉由高頻輻射加熱。達成溫度具有一範圍之原因係鋼材在熱傳導率上有差異。在此熱循環測試中，模擬在實際壓鑄模具中由於熱傳導率而產生達成溫度之差異。在25,000個循環之後，在5個點(表面之中心部分及中心與端部之間在圓周方向中途中以90°為間隔的4個點)處切取樣品之經加熱及冷卻表面且評估裂縫之深度，並且藉由最大裂縫長度判定耐熱裂紋性。 結果展示於表6中。最大裂縫長度＜1.5 mm係「S」級，1.5 mm ≤最大裂縫長度＜ 2.5 mm係「A」級，2.5 mm ≤最大裂縫長度＜ 3.5 mm係「B」級，及3.5 mm ＜最大裂縫長度係「C」級。C級係在實際壓鑄模具之情況下具有導致嚴重裂縫之高風險的極糟糕位準。
[表6]
   實施例 比較實施例
01 02 03 04 05 06 07 08 09 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 01 02 03 04 05 06 07 08 09
1.2℃/min S S S S S S A S A A A A S S S S S S A S C C B A S B C S S
30℃/min S S S S S S A S A A A A S S S S S S A S C B B S S A B S S
在所有實施例中，等級係S或A且提供具有淺裂縫的較佳狀態。甚至在受控淬火速率小至1.2℃/min之情形中，展現與30℃/min之迅速冷卻中相同之效能，且應理解，高可淬火性亦有助於高耐熱裂紋性。另外，Si ≤ 0.15之實施例得到S級，且此表明Si對耐熱裂紋性之影響較大。 給出S級之比較實施例係比較實施例05、比較實施例08及比較實施例09。在此三種鋼種類中，如同實施例，可淬火性係高的(Mn+Cr ≤ 6.25)且S ≤ 0.15。在鋼具有不良可淬火性之情形中，在受控淬火速率小至1.2℃/min之情形中，耐熱裂紋性變得比在30℃/min之迅速冷卻中更糟糕。
＜耐軟化性之評估＞ 自具有80 mm之厚度、85 mm之寬度及2,200 mm之長度之上述經退火方條製備兩個12 mm × 12 mm × 20 mm材料，並藉由執行圖25、圖26A及圖26B之真空熱處理將其熱精煉至45.5 HRC至46.5 HRC之硬度。在真空中在580℃下將此等材料加熱，保持24小時，然後冷卻至室溫，且量測硬度。因在580℃加熱之後硬度減小較小，因此耐軟化性較高，此係較佳的。 結果展示於表7中。硬度減小＜ 2.5 HRC係「S」級，2.5 HRC ≤硬度減小＜ 3.2 HRC係「A」級，3.2 HRC ≤硬度減小＜ 4.0 HRC係「B」級，且4.0 HRC ＜硬度減小係「C」級。C級係在實際壓鑄模具之情況下的極糟糕位準，表面被顯著軟化，且此變成使耐熱裂紋性極大地惡化之因素。
[表7]
   實施例 比較實施例
01 02 03 04 05 06 07 08 09 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 01 02 03 04 05 06 07 08 09
1.2℃/min S S S S S S S S A A A A S S S S S S A S A B B S S S A C B
30℃/min S S S S S S S S A A A A S S S S S S A S B B B S S S B C B
在所有實施例中，等級係S或A，且提供具有小的硬度減小的較佳狀態。甚至在受控淬火速率小至1.2℃/min之情形中，展現與30℃/min之迅速冷卻中相同之效能，且應理解，高可淬火性另外有助於耐軟化性之高穩定化。在實施例中，在判定為A級之5種鋼種類中，Si係0.23或更大，且亦應理解，在其中Si量較大之情形中，C之排放加速以使碳化物粗糙化且硬度可能減小。 其中給出S級之比較實施例係比較實施例04、比較實施例05及比較實施例06。在此三種鋼種類中，Si量較小，Cr量較小，且Mo量較大。因此，碳化物幾乎不會粗糙化，且硬度亦較不可能減小。其中Cr量較大之比較實施例08得到C級，此乃因碳化物之粗糙化加速，因此高Cr鋼之硬度容易地減小。在比較實施例01及比較實施例07中，在1.2℃/min之受控淬火速率下耐軟化性高於在30℃/min之情形中之耐軟化性。此情況之原因係，由於不良可淬火性，在淬火速率較小之情形中，相變成變韌鐵。變韌鐵具有比麻田散鐵高之耐軟化性。
＜性質之總結＞ 表2至表7之結果共同展示於表8中。在實施例中，未對5個重要性質給出「C」。另一方面，在比較實施例中，給出至少一個「C」。以此方式，實施例解決了所有習知問題且提供(1) SA性質、(2)可切削性、(3)可淬火性、(4)耐熱裂紋性及(5)耐軟化性之間的極良好平衡。另外，甚至在熱加工之後的冷卻速率較小之情形中，獲得高衝擊值，此提供「最大化高可淬火性之基礎」。
[表8]
   實施例
01 02 03 04 05 06 07 08 09 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20
熱加工之後的冷 卻速率之影響 X = 1℃/min S S S S S S S S A S S S S S S S S S A S
X = 2℃/min S S S S S S S S S S S S S S S S S S A S
(1) SA性質 30℃/H S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S
15℃/H S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S
(2)可切削性 400 m/min，距離30 m B B B B B B B B B B B B B B B B B B A A
(3)可淬火性 1.2℃/min S S S S S S S S A S S S S S S S S S A S
(4)耐熱裂紋性 1.2℃/min S S S S S S A S A A A A S S S S S S A S
30℃/min S S S S S S A S A A A A S S S S S S A S
(5)耐軟化性 1.2℃/min S S S S S S S S A A A A S S S S S S A S
30℃/min S S S S S S S S A A A A S S S S S S A S
[表8] (接續)
   比較實施例
01 02 03 04 05 06 07 08 09
熱加工之後的冷卻 速率之影響 X = 1℃/min C B B C S C B A C
X = 2℃/min C A A B S B A S C
(1) SA性質 30℃/H S S C S C S C S C
15℃/H S S C S C S S S S
(2)可切削性 400 m/min，距離30 m S A A B C B A B B
(3)可淬火性 1.2℃/min C C C C S C B A C
(4)耐熱裂紋性 1.2℃/min C C B A S B C S S
30℃/min C B B S S A B S S
(5)耐軟化性 1.2℃/min A B B S S S A C B
30℃/min B B B S S S B C B
雖然已詳細地闡述了本發明，但本發明不限於實施例，且可在不背離本發明之主旨之情況下在其中做出各種改變及修改。在實施例中，在假定壓鑄模具之情況下執行驗證，但本發明可應用於不僅用於壓鑄而且用於多種鑄造之模具或零件。並且，除鑄造之外，本發明亦可應用於在藉由加熱及處理材料進行鍛造、熱衝壓(一種對鋼板進行加熱、成形及淬火之方法)、擠壓處理、樹脂(塑膠或乙烯基)之射出模製或吹塑模製或者橡膠或纖維強化塑膠之模製或處理中使用之模具或零件。在驗證中，在46 HRC下評估性質，但當然，本發明可藉由根據使用在一寬廣範圍內調整硬度而應用於模具或零件。
在驗證性質時，闡述自鑄錠形成之塊體材料作為例子，但本發明之鋼材亦可藉由將其成形為粉末、條或線來利用。在將本發明之鋼材成形為粉末之情形中，可將該粉末應用於積層製造(SLM系統、LMD系統等)或多種順序製造，諸如電漿粉末焊接(PPW)。在自鑄錠將本發明之鋼材成形為條之情形中，可自其製造模具或零件。在自鑄錠將本發明之鋼材成形為條或線之情形中，可將該條或線應用於順序製造或堆銲修復(鎢惰性氣體焊接(TIG)、雷射焊接等)。在將本發明之鋼材成形為板形狀之情形中，亦可能藉由對板進行焊接而製造模具或零件。當然，亦可能藉由接合由本發明之鋼材組成之部件而製造模具或零件。如上文所闡述，具有本發明之鋼材之組分之鋼材可應用於各種形狀。另外，可藉由各種方法自各種形狀之材料製造或修復模具或零件，每一材料由本發明之鋼材之組分組成。
本申請案基於在2021年5月24日提出申請之日本專利申請案第2021-087176號，且該日本專利申請案之內容以引用之方式併入本文中。
A:碳化物 B:碳化物 C:碳化物 D:直徑/碳化物 δ:間隔
圖1係展示一SA缺陷部分之微結構的顯微圖。 圖2係包含一SA缺陷部分之鋼材之剖面的照片。 圖3A係具有低衝擊值之鋼材之麻田散鐵微結構的示意圖。 圖3B係圖解說明圖3A之碳化物之例示性模態的示意圖。 圖3C係圖解說明圖3A之碳化物之另一例示性模態的示意圖。 圖4係圖解說明在檢查在熱加工之後的冷卻速率對衝擊值之影響時之熱處理製程的圖式。 圖5係展示在熱加工之後的冷卻速率與衝擊值之間關係的圖。 圖6係展示Si量與衝擊值之間關係的圖。 圖7係展示V量與衝擊值之間關係的圖。 圖8係展示Si及V對衝擊值之協同影響的圖。 圖9包含各自展示在給出圖8之衝擊值之情況下衝擊測試樣品之斷裂表面狀態的照片。 圖10包含各自展示在製程期間在以X=1℃/min冷卻之SKD61材料中之微結構的顯微圖；(a)係在材料於1,250℃下加熱，然後冷卻之後的狀態；(b)係在材料於1,040℃下被正火，然後被球化退火之後的狀態；及(c)係在材料被淬火及回火之後的狀態。 圖11包含各自展示在製程期間在以X=100℃/min冷卻之SKD61材料中之微結構的顯微圖；(a)係在材料於1,250℃下加熱，然後冷卻之後的狀態；(b)係在材料於1,040℃下被正火，然後被球化退火之後的狀態；且(c)係在材料被淬火及回火之後的狀態。 圖12包含展示以X=1℃/min冷卻之SKD61材料中之碳化物模態之改變的顯微圖。 圖13包含展示在不同於圖12之位點處之碳化物模態之改變的顯微圖。 圖14包含放大顯示圖12及圖13中所展示之經淬火材料中之碳化物的顯微圖。 圖15係圖解說明在檢查Mn及Cr對SA性質之影響時之熱處理製程的圖式。 圖16係展示Mn及Cr對SA性質之影響的圖。 圖17係圖解說明在評估可淬火性時之熱處理製程的圖式。 圖18係圖解說明圖17之受控淬火之細節的圖式。 圖19係展示Mn及Cr對可淬火性之影響的圖。 圖20係展示Mn量及Cr量之適當範圍的圖。 圖21係展示P及S對衝擊值之影響的圖。 圖22包含各自展示在給出圖21之衝擊值之情況下衝擊測試樣品之斷裂表面狀態的照片。 圖23係圖解說明在產生用於評估衝擊值之樣品時之熱處理製程的圖式。 圖24係圖解說明在產生用於評估SA性質之樣品時之熱處理製程的圖式。 圖25係圖解說明在產生用於評估可淬火性之樣品時之熱處理製程的圖式。 圖26A係圖解說明圖25之受控淬火(緩慢冷卻)之細節的圖式。 圖26B係圖解說明圖25之受控淬火(迅速冷卻)之細節的圖式。 圖27A係展示比較實施例01中之碳化物模態的照片。 圖27B係展示比較實施例01中之碳化物模態的另一照片。 圖27C係展示實施例01中之碳化物模態的照片。

Claims (9)

  1. 一種鋼材，以質量%計，其包括： 0.310 ≤ C ≤ 0.410； 0.001 ≤ Si ≤ 0.35； 0.45 ≤ V ≤ 0.70； Cr ≤ 6.00； 6.25≤ Mn+Cr； Mn/Cr ≤ 0.155； Cu+Ni ≤0.84； 0.002 ≤ P ≤ 0.030； 0.0003 ≤ S ≤ 0.0060； P+5S ≤ 0.040； 2.03 ＜ Mo ＜ 2.40； 0.001 ≤ Al ≤ 0.050；及 0.003 ≤ N ≤ 0.050， 其中剩餘部分係Fe及不可避免的雜質。
  2. 如請求項1之鋼材，以質量%計，其包括處於以下範圍內之Cr及Mn， 5.58≤ Cr≤6.00，及 0.60 ≤ Mn ≤ 0.86。
  3. 如請求項1或2之鋼材，以質量%計，其進一步包括選自由以下各項組成之群組之至少一種元素 0.30 ＜ W ≤2.00，及 0.30 ＜ Co ≤ 1.00。
  4. 如請求項1或2之鋼材，以質量%計，其進一步包括， 0.0002 ＜ B ≤ 0.0080。
  5. 如請求項1或2之鋼材，以質量%計，其進一步包括選自由以下各項組成之群組之至少一種元素 0.004 ＜ Nb ≤ 0.100， 0.004 ＜ Ta ≤ 0.100， 0.004 ＜ Ti ≤ 0.100，及 0.004 ＜ Zr ≤ 0.100。
  6. 如請求項1或2之鋼材，以質量%計，其進一步包括選自由以下各項組成之群組之至少一種元素 0.0005 ＜ Ca ≤ 0.0500， 0.03 ＜ Se ≤ 0.50， 0.005 ＜ Te ≤ 0.100， 0.01 ＜ Bi ≤ 0.50，及 0.03 ＜ Pb ≤0.50。
  7. 如請求項1或2之鋼材，其中，當由該鋼材製備之12 mm × 12 mm × 55 mm之一方條在一真空爐中藉由下述之熱處理而被熱精煉至45.5 HRC至46.5 HRC之硬度，由該方條製備一衝擊測試樣品，並在15℃至35℃下進行一衝擊測試時，該鋼材具有20 [J/cm 2]或更大之一衝擊值， 在該熱處理中，將該方條在1,250℃下保持0.5 H；然後以2℃/min至10℃/min自1,250℃冷卻至1,000℃、以2℃/min自1,000℃冷卻至600℃，及以2℃/min至10℃/min自600℃冷卻至150℃；然後加熱至Ac3溫度+25℃；在Ac3溫度+25℃下保持1 H；然後以15℃/H自Ac3溫度+25℃冷卻至620℃，及以30℃/H至60℃/H自620℃冷卻至150℃；隨後在1,030℃下保持1 H；然後以60℃/min至100℃/min自1,030℃冷卻至600℃、以45℃/min至100℃/min自600℃冷卻至450℃、以30℃/min至100℃/min自450℃冷卻至250℃，及以5℃/min至30℃/min自250℃冷卻至150℃；隨後，施加一或多次由加熱至580℃至630℃之溫度範圍及冷卻至100℃或更低所組成之循環。
  8. 如請求項1或2之鋼材，其中，該鋼材不包括具有超過0.3 μm之最大長度之碳化物，或者 若該鋼材包括具有超過0.3 μm之最大長度之碳化物，則 以50 μm或更小間隔形成一虛線形式不連續串之碳化物具有超過0.3 μm且小於0.6 μm之最大長度，或 當以50 μm或更小間隔之一虛線形式不連續串由具有0.6 μm或更大之最大長度之碳化物形成時，該虛線形式不連續串之長度小於300 μm。
  9. 一種由請求項7或8之鋼材形成之鋼製品。
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