TW202421807A - 鋼材及模具 - Google Patents

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Abstract

本發明係關於一種鋼材，其包含：0.25質量% ≤ C ≤ 0.37質量%；0.08質量% ≤ V ≤ 0.28質量%；6.60質量% ≤ Mn + Cr ≤ 7.40質量%；Mn/Cr ≤ 0.150；Mn ≥ 0.60質量%；Cr ≤ 6.60 質量%；Cu + Ni ≤ 0.84質量%；0.40 質量% ≤ Si ≤ 0.90質量%；0.60質量% ≤ Mo ≤ 2.00質量%；0.001質量% ≤ Al ≤ 0.080質量%；及0.003質量% ≤ N ≤ 0.040質量%，餘量為Fe及不可避免的雜質。

Description

鋼材及模具
本發明係關於一種鋼材及模具，及更特定而言係關於一種適合於製造具大質量及大尺寸之模具的鋼材，及一種使用該鋼材的模具。
由於模具在使用期間應力及熱反覆作用於其上，因此模具用鋼材需在諸如硬度、耐衝擊性、耐熱裂性(heat check resistance)、及耐磨性之複數種性質上優異。因此，在相關技術中已提出關於具有此等性質之鋼材的各種提案。
例如，專利文獻 1 揭示一種熱作工具鋼，其含有預定量之C、Si、Mn、Cr、Mo、及V，餘量係Fe及不可避免的雜質。 專利文獻 1 揭示：(A)在將Si的量設定為0.01質量%或以上且低於0.25質量%的情況中，可獲得具有足以在工業上加工成模具形狀之機械加工性且具有高於通用模具鋼(例如，JIS SKD61)之導熱性的熱作工具鋼，及(B)在Mn的量、Cr的量、Mo的量、及V的量經最佳化的情況中，可獲得具高可硬化性及高衝擊值的熱作工具鋼。
模具製造過程通常包括：(a)製造適合於模具製造之鋼材的第一步驟，及(b)由所得鋼材製造模具的第二步驟。
第一步驟(製造模具用鋼材的步驟)包括各種步驟。其主要步驟包括熔融步驟、精煉步驟、鑄造步驟、均質化熱處理步驟、熱加工步驟、正常化(normalizing)步驟、回火步驟、及球化退火步驟。其中，可省略正常化步驟及回火步驟中的任一者或兩者。
第二步驟(由鋼材製造模具的步驟)包括作為其之一步驟的HT步驟。 HT步驟一般包括(a)將經球化退火鋼材機械加工(粗加工)為粗模具形狀的步驟，(b)對經粗加工模具進行淬火(H)及回火(T)的步驟，(c)對經淬火及回火模具進行精加工(finish machining)的步驟，及(d)若需要，對成品模具進行表面修飾的步驟。
待經歷HT步驟之鋼材及經由HT步驟製造之模具所需的性質包括(1)球化退火(SA)性質、(2)機械加工性、(3)低淬火速度時的衝擊值、(4)耐熱裂性、及(5)抗軟化性。
為即使在淬火速度低的情況下仍獲得高衝擊值，需滿足三個因素，亦即，(a)粗異物的量小，(b)在淬火時的細沃斯田鐵晶粒，及(c)高可硬化性。
然而，不易製造滿足所有上述五種性質的鋼材。例如，作為壓鑄模具用通用鋼之SKD61的SA性質及機械加工性優良，但衝擊值、耐熱裂性、及抗軟化性差。 另一方面，經由減少SKD61之缺陷(衝擊值、耐熱裂性、及抗軟化性)而獲得之鋼材的SA性質及機械加工性一般較差。換言之，由於影響上述五種性質之合金元素的影響係相反的，因此很難同時改良五種性質。
專利文獻 1：JP2011-001572A
本發明的一目的係要提供一種SA性質、機械加工性、衝擊值、耐熱裂性、及抗軟化性之所有五種性質均良好的鋼材。 本發明的另一目的係要提供一種鋼材，其中即使在鋼材的質量及尺寸均大的情況中，SA性質、機械加工性、衝擊值、耐熱裂性及抗軟化性之所有五種性質均良好。 此外，本發明的又另一目的係要提供一種由此鋼材製造的模具。
為解決上述問題，根據本發明的鋼材包括： 0.25 質量% ≤ C ≤ 0.37 質量%； 0.08 質量% ≤ V ≤ 0.28 質量%； 6.60 質量% ≤ Mn + Cr ≤ 7.40 質量%； Mn/Cr ≤ 0.150； Mn ≥ 0.60 質量%； Cr ≤ 6.60 質量%； Cu + Ni ≤ 0.84 質量%； 0.40 質量% ≤ Si ≤ 0.90 質量%； 0.60 質量% ≤ Mo ≤ 2.00 質量%； 0.001 質量% ≤ Al ≤ 0.080 質量%；及 0.003 質量% ≤ N ≤ 0.040 質量%， 餘量為Fe及不可避免的雜質。
根據本發明的模具係由根據本發明的鋼材製成並具有2000 kg或更大的質量。
根據本發明的鋼材有兩個主要特徵。第一個特徵係C的量及V的量相對較小。因此，可防止衝擊值因粗異物而降低。另一方面，在C的量及V的量小的情況中，沃斯田鐵晶粒可能會在淬火期間變粗。然而，經由減小C的量及V的量，及同時添加適量的Al及N並調整淬火條件，可防止衝擊值因沃斯田鐵晶粒在淬火期間變粗而降低。
第二個主要特徵係個別地界定Cr的量及Mn的量，並且同時引入參數「Mn + Cr」及「Mn/Cr」以找出Mn的量及Cr的量的最佳範圍。在Mn的量及Cr的量經最佳化的情況中，SA性質獲得改良，防止由於可硬化性降低而引起的衝擊值降低，並且改良抗軟化性。 特定而言，「SA性質」及「可硬化性」、以及「可硬化性」及「抗軟化性」係元素之影響相反的性質。然而，在Cr的量及Mn的量經最佳化的情況中，可實現兩種性質。
另外，「機械加工性」及「耐熱裂性」通常係元素之影響相反的性質。另一方面，在本發明中，除了上述兩種特徵外，亦最佳化Si的量，使得可同時實現機械加工性及耐熱裂性。
以下，將詳細說明本發明的一具體例。 [1. 鋼材] [1.1. 組成] [1.1.1. 主要構成元素] 根據本發明的鋼材包括下列元素，餘量係Fe及不可避免的雜質。添加元素的類型、其組分範圍、及其限制理由如下。
(1) 0.25 質量% ≤ C ≤ 0.37 質量%： 直徑小於0.5μm的微細粒子(碳化物、碳氮化物)作用為在淬火加熱期間阻止沃斯田鐵晶粒生長的「釘扎粒子(pinning particles)」。在C的量過小的情況中，在淬火加熱期間的釘扎粒子量變得不足。結果，晶粒可能變粗，且鋼材性質諸如衝擊值、斷裂韌性值、及延展性可能劣化。 另外，在C的量過小的情況中，麻田散鐵轉變起始溫度(Ms點)變得過高。結果，可硬化性提高，但衝擊值可能降低。
此外，在C的量過小的情況中，難以通過在560℃至600℃下回火來獲得45 HRC或以上的硬度。為確保高耐熱裂性，需要45 HRC或以上的硬度。 因此，C的量需為0.25質量%或以上。C的量較佳為0.26質量%或以上，及更佳為0.27質量%或以上。
另一方面，在C的量過大的情況中，粗碳化物或碳氮化物可能會在鑄造期間結晶。此等結晶物質成為降低衝擊值的「異物」。很難經由熱處理(均質化熱處理、正常化、及球化退火)來溶解及消除粗異物。粗異物即使在淬火及回火後通常會殘留而不會完全溶解。粗異物在均質化熱處理期間溶解並減少尺寸，但仍觀察到直徑超過3μm。未完全溶解而殘留的異物成為斷裂起始點並導致衝擊值及疲勞強度降低。
此外，在經由熱加工將鑄錠形成為塊狀或棒狀鋼材的情況中，當熱加工後的冷卻速率低時，衝擊值可能會降低。在C的量過大的情況中，此現象明顯。 因此，C的量需為0.37質量%或以下。C的量較佳為0.36質量%或以下，及更佳為0.35質量%或以下。
(2) 0.08 質量% ≤ V ≤ 0.28 質量%： V與鋼中之C及/或N結合形成碳化物、碳氮化物及/或氮化物。所有此等皆作用為釘扎粒子。因此，在V的量過小的情況中，淬火加熱期間釘扎粒子的量不足。 此外，在V的量過小的情況中，回火期間的二次硬化程度降低。結果，在560℃至600℃下回火時，難以獲得45 HRC或以上的硬度。 因此，V的量需為0.08質量%或以上。V的量較佳為0.09質量%或以上，及更佳為0.10質量%或以上。
另一方面，在V的量過大的情況中，粗異物增加。此外，在熱加工後之冷卻速度低的情況中，衝擊值降低的現象可能變得明顯。 因此，V的量需為0.28質量%或以下。V的量較佳為0.27質量%或以下，及更佳為0.26質量%或以下。
(3) 6.60 質量% ≤ Mn + Cr ≤ 7.40 質量%： Mn及Cr均會影響可硬化性。在Mn + Cr之量過小的情況中，可硬化性不足。結果，特定而言，在大型模具的內部(淬火速率低的區域)中，衝擊值可能顯著降低。因此，Mn + Cr之量需為6.60質量%或以上。Mn + Cr之量較佳為6.65質量%或以上，及更佳為6.70質量%或以上。
另一方面，在Mn + Cr之量過大的情況中，導熱率顯著降低。結果，由於熱應力增加，因此耐熱裂性劣化。因此，Mn + Cr之量需為7.40質量%或以下。Mn + Cr之量較佳為7.35質量%或以下，及更佳為7.30質量%或以下。
(4) Mn/Cr ≤ 0.150： 鋼中所含之Mn質量與Cr質量之比(Mn/Cr)會影響SA性質。在Mn/Cr過大的情況中，SA性質會劣化。因此，為了在SA中在超過A c3點之加熱溫度下將鋼材軟化至98 HRB或以下，冷卻速度需低於10℃/H。結果，SA步驟變長，並且生產力降低。此外，在晶粒粗且Mn/Cr大的情況中，可能會發生SA失效。 因此，Mn/Cr需為0.150或以下。Mn/Cr較佳為0.148或以下，及更佳為0.145或以下。
(5) Mn ≥ 0.60 質量%： Mn影響可硬化性。在Mn的量過小的情況中，可硬化性劣化。為在Mn的量小之情況中確保可硬化性，需增加Cr的量。然而，在Cr的量過大的情況中，稍後描述的問題可能變得明顯。 因此，Mn的量需為0.60質量%或以上。Mn的量較佳為0.62質量%或以上，及更佳為0.65質量%或以上。
(6) Cr ≤ 6.60 質量%： 在Cr的量過大之情況中，抗軟化性降低。換言之，在使用作為壓鑄模具期間與熔融金屬接觸之模具的表面經加熱至高溫，並且經加熱至高溫之模具的表面可能會軟化。在高溫強度因軟化而降低的情況中，耐熱裂性亦劣化。此外，硬度超過最大硬度之區域的軟化顯著，並且難以調整回火硬度。此係由於硬度對爐溫的變化敏感。
此外，在Cr的量過大的情況中，導熱率降低。結果，熱應力增大且耐熱裂性劣化。此外，在Si的量為0.50質量%或以下的情況中，當Cr的量增加時，機械加工性顯著降低。 因此，Cr的量需為6.60質量%或以下。Cr的量較佳為6.55質量%或以下，及更佳為6.50質量%或以下。
(7) Cu + Ni ≤ 0.84 質量%： 在本發明中，如上所述，藉由Cr與Mn之間的平衡(Cr的量、Mn的量、Mn + Cr之量、Mn/Cr比)確保SA性質、可硬化性、及抗軟化性。另一方面，Cu及Ni均具有改良可硬化性，但使SA性質劣化的效果。此外，Cu及Ni不會顯著影響抗軟化性，但會對SA性質產生顯著的不利影響。在Cu的量大於Ni的量的情況中，熱加工性劣化。因此，限定Cu及Ni的總量，並且將總量的上限限定在對可硬化性及SA性質之影響小的範圍內。
使用「可硬化性性質值」作為合金元素對改良鋼之可硬化性之效果的指標。可硬化性性質值意指該值越大，改良可硬化性的效果就越高。可硬化性性質值係針對每種類型的合金元素及其添加量來確定。具有不同組分之鋼的可硬化性係藉由對應於合金元素之類型及量之可硬化性性質值的加成值來評估。
在此，在添加0.10質量%之Mn的情況中，可硬化性性質值為0.125。另一方面，在添加0.42質量%之Ni的情況中，可硬化性性質值為0.062，及在添加0.42質量%之Cu的情況中，可硬化性性質值亦為0.062。換言之，在添加0.42質量%之Cu及Ni各者(總共添加0.84質量%)的情況中，可硬化性性質值(加成值)為0.124。此值實質上等於添加0.10質量% Mn時的可硬化性性質值(＝0.125)。此事實意謂，在Cu+Ni之量為0.84質量%或以下的情況中，對可硬化性之改良的影響小。在Cu + Ni之量為約0.84質量%的情況中，對高溫強度之增加的影響亦小。
另一方面，在Cu + Ni之量約為0.84質量%的情況中，各種問題變得明顯。具體而言，例如，可能會在熱加工期間產生裂紋，SA性質劣化，且成本增加。因此，Cu + Ni之量需為0.84質量%或以下。由於用於確保可硬化性之Mn + Cr之量為6.60質量%或以上，因此明顯可見，在Cu + Ni之量為0.84質量%或以下的情況中，可硬化性不會受到顯著影響。Cu + Ni之量較佳為0.78質量%或以下，及更佳為0.72質量%或以下。
(8) 0.40 質量% ≤ Si ≤ 0.90 質量%： 在Si的量過小的情況中，機械加工性降低，且難以在工業上在大型模具上穩定地進行機械加工。特定而言，由於本發明的鋼材意欲用來製造大型模具，因此待切割量大，且需要良好的機械加工性。因此，Si的量需為0.40質量%或以上。Si的量較佳為0.45質量%或以上，及更佳為0.50質量%或以上。
另一方面，在C的量、V的量、及N的量大的情況中，當Si的量過大時，粗結晶物質可能會增加。此外，在熱加工後之冷卻速率低的情況中，衝擊值降低的現象可能明顯。此外，由於導熱率降低，因此在將鋼材用作模具之情況中的熱應力可能增加，並且耐熱裂性可能劣化。因此，Si的量需為0.90質量%或以下。Si的量較佳為0.85質量%或以下，及更佳為0.80質量%或以下。
(9) 0.60 質量% ≤ Mo ≤ 2.00 質量%： 在Mo的量過小的情況中，回火期間的二次硬化程度降低。因此，在Mo的量過小的情況中，在560℃至600℃下回火時難以獲得45 HRC或以上的硬度。此外，抗軟化性及高溫強度可能不足，並且耐熱裂性可能劣化。因此，Mo的量需為0.60質量%或以上。Mo的量較佳為0.70質量%或以上，及更佳為0.80質量%或以上。
另一方面，在Mo的量過大之情況中，機械加工性降低。特定而言，在Si的量小的情況中，當Mo的量過大時，機械加工性顯著降低。此外，在Mo的量過大的情況中，斷裂韌性可能降低。此傾向在Si的量大的情況中明顯。因此，Mo的量需為2.00質量%或以下。Mo的量較佳為1.95質量%或以下，及更佳為1.90質量%或以下。
(10) 0.001 質量% ≤ Al ≤ 0.080 質量%： 在根據本發明的鋼材中，C的量及V的量甚小於現有的熱作模具鋼(SKD61)。因此，在淬火加熱期間作為釘扎粒子之V系碳化物、碳氮化物、及氮化物的量比SKD61少。因此，在本發明中，AlN粒子亦用於防止沃斯田鐵晶粒生長。
在Al的量過小的情況中，很難在精煉期間減少氧，且氧化物的量增加，其可降低衝擊值。此外，在Al的量過小的情況中，作為釘扎粒子之AlN的量不足。結果，沃斯田鐵晶粒可能在淬火加熱期間變粗，且衝擊值、斷裂韌性、及/或延展性可能降低。因此，Al的量需為0.001質量%或以上。Al的量較佳為0.002質量%或以上，及更佳為0.003質量%或以上。
另一方面，在Al的量過大的情況中，粗氧化鋁粒子可能增加，且衝擊值及疲勞強度可能降低。此外，導熱率可能降低，且耐熱裂性可能劣化。因此，Al的量需為0.080質量%或以下。Al的量較佳為0.070質量%或以下，及更佳為0.060質量%或以下。 在添加Ca以改良機械加工性的情況中，Al的量對於最佳化化合物的形態非常重要。
(11) 0.003 質量% ≤ N ≤ 0.040 質量%： 在本發明中，為使AlN粒子在淬火加熱期間分散於沃斯田鐵相中，亦與Al的量一起限定N的量。在N的量過小的情況中，用作釘扎粒子之AlN的量不足。結果，沃斯田鐵晶粒可能在淬火加熱期間變粗，且衝擊值、斷裂韌性值、及/或延展性可能降低。此外，在N的量過小的情況中，亦作為釘扎粒子之V系碳氮化物及氮化物的量可能不足。因此，N的量需為0.003質量%或以上。N的量較佳為0.004質量%或以上，及更佳為0.005質量%或以上。
另一方面，為以超過可於正常精煉中調節之量的量添加N，需要使用專用設備主動添加N，此會增加材料成本。此外，在N的量過大的情況中，粗結晶物質可能會增加。此傾向在C的量、Si的量、及V的量大的情況中明顯。此外，在N的量過大的情況中，粗AlN之量可能過大，且衝擊值可能降低。因此，N的量需為0.040質量%或以下。N的量較佳為0.038質量%或以下，及更佳為0.036質量%或以下。
(12) 不可避免的雜質： 根據本發明的鋼材可含有不可避免的雜質。可作為雜質包含於根據本發明之鋼材中的元素及其含量如下。P ≤ 0.03質量%、S ≤ 0.006質量%、O ≤ 0.006質量%、W ≤ 0.30質量%、Co ≤ 0.30質量%、B ≤ 0.0002質量%、Nb ≤ 0.004質量%、Ta ≤ 0.004質量%、Ti ≤ 0.004質量%、Zr ≤ 0.004質量%、Ca ≤ 0.0005質量%、Se ≤ 0.03質量%、Te ≤ 0.005質量%、Bi ≤ 0.01質量%、Pb ≤ 0.03質量%、及Mg ≤ 0.02質量%。
在本發明中，「含量」係指經由將預定質量的鋼材(較佳一種元素之每次分析1 g或以上)(包括具有高偏析的部分、具有低偏析的部分、及具有平均偏析的部分)溶解於酸中，並使用化學分析方法進行推導而獲得的「鋼材中元素的平均量」。
[1.1.2. 子構成元素] 根據本發明的鋼材除了上述的主要構成元素及不可避免的雜質外，還可進一步包含下述的一種或兩種或更多種元素。添加元素的類型、其組分範圍、及其限制理由如下。
[A. A組] (13) 0.30 質量% ＜ W ≤ 2.00 質量%： 在根據本發明的鋼材中，C的量及V的量小於相關技術中之熱作模具鋼的量，因此視應用而定，強度可能不足。在此一情況中，添加W可有效地提高強度。為獲得此一效果，W的量較佳超過0.30質量%。W的量更佳為0.80質量%或以上。
另一方面，在W的量過大的情況中，材料成本增加。此外，偏析的出現可能導致機械性質劣化或各向異性增加。因此，W的量較佳為2.00質量%或以下。W的量更佳為1.50質量%或以下。
(14) 0.30 質量% ＜ Co ≤ 1.00 質量%： 如同W，Co亦具有提高強度的效果。因此，在強度不足的情況中，添加Co可有效提高強度。為獲得此一效果，Co的量較佳超過0.30質量%。Co的量更佳為0.50質量%或以上。
另一方面，在Co的量過大的情況中，材料成本增加。此外，偏析的出現可能導致機械性質劣化或各向異性增加。因此，Co的量較佳為1.00質量%或以下。Co的量更佳為0.90質量%或以下。 根據本發明的鋼材可包含Co及W中的任一者或兩者。
[B. B組] (15) 0. 0002 質量% ＜ B ≤ 0.0080 質量%： 在鋼材中之P的量相對大時，於晶界中偏析的P使晶界強度降低，且衝擊值降低。添加B可有效提高晶界強度。為提高晶界強度，B需單獨存在(不形成化合物)於鋼中。當B形成BN時，B的添加效果喪失。因此，在含有N的鋼材中，在添加B以提高晶界強度的情況中，N需與B以外的元素結合。
具體言之，N較佳與容易形成氮化物的氮化物形成元素諸如Ti、Zr或Nb結合。此等元素即使在雜質水平的含量下亦係有效的，但在該等元素不足的情況中，較佳以超過雜質水平的量添加該等元素。 BN具有改良鋼材之機械加工性的效果。因此，在添加B以改良機械加工性的情況中，不需向鋼材主動添加氮化物形成元素。
為獲得上述效果，B的量較佳為0.0002質量%或以上。B的量更佳為0.0003質量%或以上，及又更佳為0.0004質量%或以上。 另一方面，即使在添加多於所需之B的情況中，其效果亦沒有差別，且沒有實際的益處。在B的量過大的情況中，鋼材的成本上升。因此，B的量較佳為0.0080質量%或以下。B的量更佳為0.0075質量%或以下，及又更佳為0.0070質量%或以下。
[C. C組] (16) 0.006 質量% ＜ S ≤ 0.180 質量%，(17) 0.0005 質量% ＜ Ca ≤ 0.0500 質量%，(18) 0.03 質量% ＜ Se ≤ 0.50 質量%，(19) 0.005 質量% ＜ Te ≤ 0.100 質量%，(20) 0.01 質量% ＜ Bi ≤ 0.50 質量%，及(21) 0.03 質量% ＜ Pb ≤ 0.50 質量%：
在根據本發明的鋼材中，添加易切元素可有效改良機械加工性。易切元素的具體實例包括S、Ca、Se、Te、Bi及Pb。根據本發明的鋼材可包含此等易切元素中的任一者，或可包含其兩者或更多者。
為獲得足夠的易切性質，易切元素的含量較佳分別大於上述下限。 另一方面，在易切元素之含量過大的情況中，可能會在熱加工期間產生裂紋。此外，在易切元素之含量過大的情況中，衝擊值、疲勞強度、耐熱裂性等可能會降低。因此，易切元素的含量較佳分別等於或小於上述上限。
[D. D組] (22) 0.004 質量% ＜ Nb ≤ 0.100 質量%，(23) 0.004 質量% ＜ Ta ≤ 0.100 質量%，(24) 0.004 質量% ＜ Ti ≤ 0.100 質量%，及(25) 0.004 質量% ＜ Zr ≤ 0.100 質量%：
在根據本發明的鋼材中，可添加除V及Al以外的碳氮化物形成元素以增加碳化物、碳氮化物、及/或氮化物的量。碳氮化物形成元素的具體實例包括Nb、Ta、Ti、及Zr。根據本發明的鋼材可包括此等碳氮化物形成元素中的任一者，或可包括其之兩者或更多者。
為防止沃斯田鐵晶粒的過度晶粒生長，碳氮化物形成元素的含量較佳分別大於上述下限。 另一方面，在碳氮化物形成元素之含量過大的情況中，碳化物、碳氮化物、及/或氮化物在鑄造期間以粗狀態結晶。即使在均質化熱處理、SA及淬火期間，粗結晶粒子仍作為異物殘留而未被除去，其導致衝擊值及疲勞強度降低。因此，碳氮化物形成元素的含量較佳分別等於或小於上述上限。
[1.2. 鋼材的性質] [1.2.1. 質量及尺寸] 如上所述，待經歷HT步驟之鋼材及經HT步驟產生之模具所需的性質包括SA性質、機械加工性、衝擊值、耐熱裂性、及抗軟化性等五種性質。在此等五種性質中，大型鋼材的問題係由大型鋼材製造之大型模具內部的低衝擊值。
大型模具中衝擊值降低的第一個原因係大的異物可能會在大型鋼材內部結晶。此係因為，在大型鋼材內部，鑄錠製造期間的固化速率低。 大型模具中衝擊值下降的第二個原因係熱加工後的冷卻速率低，使得碳化物可能沉澱。 大型模具中衝擊值下降的第三個原因係大型鋼材內部的淬火速率降低。
在根據本發明的鋼材中，C的量及V的量小，並且Mn的量及Cr的量經最佳化，及因此大異物、熱加工後之低冷卻速率、或低淬火速率的影響小。換言之，在根據本發明的鋼材中，即使在質量及尺寸大的情況中，可以高水平達成SA性質、機械加工性、衝擊值、耐熱裂性、及抗軟化性等五種性質。
例如，在鋼材之組成及製造條件經最佳化的情況中，除了所有五種性質均達到實用水平的事實外，還可獲得具有3000 kg或以上之質量的鋼材。在鋼材之組成及製造條件經進一步最佳化的情況中，甚至可製造質量為4000 kg或以上或5000 kg或以上的鋼材。
此外，在鋼材之組成及製造條件經最佳化的情況中，可獲得具有上述性質並且具有300 mm或以上之尺寸(L min)(其係縱向尺寸(L 1)、橫向尺寸(L 2)、及高度尺寸(L 3)當中的最小者)的鋼材。在鋼材之組成及製造條件經進一步最佳化的情況中，甚至可製造具有350 mm或以上或400 mm或以上之L min的鋼材。 在此，「縱向尺寸(L 1)」、「橫向尺寸(L 2)」、及「高度尺寸(L 3)」分別係指具有與鋼材外接之最小體積之長方體之三邊的長度。
[1.2.2. 硬度] 在本發明，「鋼材的硬度」係指經由(a)自經歷SA之鋼材之橫截面的中心附近(固化速率低的區域)切割出試件，及(b)使用該試件在室溫下進行測量而得到的洛氏B標度(Rockwell B scale)硬度。
圖13顯示說明試件之切出位置的示意圖。例如，在鋼材為a [mm] × b [mm] × c [mm] (a ≤ b ≤ c，a ≥ 300 mm)之塊材10的情況中，自c軸方向中的端面切割出a [mm] × b [mm] × d [mm]的第一材料12。d的值並無特定限制，但較佳為30 mm至70 mm。 接下來，自第一材料12之ab表面的實質中心切割出e [mm] × f [mm] × d [mm]的第二材料14。e及f的值並無特定限制，但e = 90 mm至120 mm且f = 130 mm至160 mm為較佳。此外，自第二材料14切割出用於硬度測量的試件，並用於測量硬度。
當在適當條件下對根據本發明的鋼材進行SA時，鋼材的硬度適當地降低，並且可進行機械加工。在最佳化鋼材之組成及製造條件(特定而言，SA條件)的情況中，室溫下的硬度為98 HRB或以下。在進一步最佳化鋼材之組成及/或製造條件的情況中，室溫下的硬度為97 HRB或以下或96 HRB或以下。
[1.2.3. 衝擊值] 在本發明，「鋼材的衝擊值」係指經由以下程序獲得的衝擊值：(a)從經歷SA之鋼材之橫截面的中心附近(固化速率低的區域)切出方形棒(12 mm × 12 mm × 55 mm)，(b)經由熱處理將方形棒熱精煉至44.5 HRC至45.5 HRC，(c)自經熱精煉的方形棒製造衝擊試件，及(d)在15℃至35℃下進行衝擊測試。
方形棒的切出位置與用於硬度測量之試件的切出位置相同。換言之，方形棒係從圖13中顯示的第二材料14切出。
用於熱精煉方形棒的「熱處理」係指如下處理，其中在一個循環(a)中，將方形棒在950℃下維持1小時，然後以8℃/min自950℃冷卻至750℃，以5℃/min自750℃冷卻至500℃，以0.5℃/min自500℃冷卻至200℃，及以任何冷卻速率自200℃冷卻至100℃或更低，及(b)隨後，將加熱至560℃至600℃之溫度範圍及冷卻至100℃或更低進行一次或更多次。
「衝擊試件」係指符合JIS Z2242：2018的試件(10 mm × 10 mm × 50 mm，缺口尖端的圓弧半徑：1 mm，缺口深度：2 mm，試件缺口底部之下部處的橫截面積：0.8 cm 2)。 「衝擊值(J/cm 2)」係指經由將吸收能量[J]除以試件缺口底部之下部處的橫截面積(0.8 [cm 2])而得到的值。 「平均衝擊值(J/cm 2)」係指10個或更多個(較佳10至20個)衝擊試件之衝擊值的平均值。 「低衝擊值比率(%)」係指衝擊值小於20 [J/cm 2]之衝擊試件之數目(n)與進行衝擊試驗之衝擊試件之總數(n 0)的比率 (= n × 100/n 0)。
在根據本發明的鋼材中，在最佳化組成及製造條件的情況中，可獲得儘管尺寸大仍展現高衝擊值並且衝擊值之變化小的鋼材。 具體而言，當最佳化組成及製造條件時，可獲得具有25 [J/cm 2]或以上之平均衝擊值及30%或以下之低衝擊值比率的鋼材。 當進一步最佳化組成及製造條件時，平均衝擊值為26 [J/cm 2]或以上或27 [J/cm 2]或以上。 此外，當進一步最佳化組成及製造條件時，低衝擊值比率為20%或以下或10%或以下。
[1.2.4. 先前沃斯田鐵晶粒尺寸] 鋼材的「先前沃斯田鐵晶粒尺寸」係指經由以下程序獲得的值：(a)製造衝擊試件或在與衝擊試件相同的條件下進行熱處理的試件，(b)腐蝕試件以顯現先前沃斯田鐵晶粒邊界，或經由晶體取向分析來確定先前沃斯田鐵晶粒邊界，及(c)在使得在一個視野中包含50個或更多個晶粒的放大倍率下觀察試件，及計算視野內所包含的各先前沃斯田鐵晶粒的當量圓直徑。 「先前沃斯田鐵晶粒尺寸的平均值」係指總面積為0.5 mm 2或以上之一個或兩個或更多個視野中所包含之所有先前沃斯田鐵晶粒之晶粒尺寸的平均值。
由於根據本發明的鋼材包含相對大量的釘扎粒子，因此沃斯田鐵晶粒在淬火加熱期間較不可能變粗。當最佳化鋼材的組成及製造條件時，先前沃斯田鐵晶粒尺寸的平均值為150μm或以下。當進一步最佳化鋼材的組成及製造條件時，先前沃斯田鐵晶粒尺寸的平均值為135μm或以下或120μm或以下。
[2. 模具] 根據本發明的模具係由根據本發明的鋼材製成且具有以下性質。
[2.1. 質量及尺寸] 根據本發明的鋼材即使在質量及尺寸相對較大的情況中，SA性質、機械加工性、衝擊值、耐熱裂性、及抗軟化性仍優異。因此，當使用此一鋼材時，即使在質量及尺寸相對較大的情況中，仍可獲得衝擊值、耐熱裂性及抗軟化性優異的模具。
當最佳化模具的組成及製造條件時，除了衝擊值、耐熱裂性及抗軟化性達到實用水平的事實外，還可獲得質量為2000 kg或以上的模具。當進一步最佳化模具的組成及製造條件時，甚至可製造質量為3000 kg或以上或4000 kg或以上的模具。
此外，在最佳化模具之組成及製造條件的情況中，可獲得具有上述性質並且具有250 mm或以上之尺寸(L' min)(其係縱向尺寸(L' 1)、橫向尺寸(L' 2)及高度尺寸(L' 3)當中的最小者)的模具。當進一步最佳化模具的組成及製造條件時，甚至可製造L' min為300 mm或以上或350 mm或以上的模具。 在此，「縱向尺寸(L' 1)」、「橫向尺寸(L' 2)」、及「高度尺寸(L' 3)」分別係指具有與模具外接之最小體積之長方體之三邊的長度。
[2.2. 硬度] 在本發明，「模具的硬度」係指經由(a)自模具的表面切割出試件，及(b)使用該試件在室溫下進行測量而得到的洛氏C標度硬度。 或者，可使用可攜式硬度測試儀(硬度計)根據洛氏C標度來評估模具的表面。此外，可將藉由可攜式硬度測試儀(硬度計)評估的硬度(例如，蕭氏硬度(Shore hardness))轉換為洛氏C標度硬度。
根據本發明的模具即使在質量及尺寸相對較大的情況中亦可獲得高硬度。當最佳化模具的組成及製造條件時，室溫下硬度為38 HRC至48 HRC。當進一步最佳化模具的組成及製造條件時，室溫下硬度為39 HRC至49 HRC或40 HRC至50 HRC。
[2.3. 衝擊值] 在本發明，「模具的衝擊值」係指經由以下程序獲得的衝擊值：(a)從模具之最厚部分的中心切出符合JIS Z2242：2018的衝擊試件，及(b)在15℃至35℃下進行衝擊測試。 「衝擊值」、「平均衝擊值」及「低衝擊值比率」的細節如上所述，在此省略其描述。
在根據本發明的模具中，當最佳化組成及製造條件時，可獲得儘管尺寸大仍展現高衝擊值並且衝擊值變化小的模具。 具體言之，當最佳化組成及製造條件時，可獲得具有25 [J/cm 2]或以上之平均衝擊值及30%或以下之低衝擊值比率的模具。 當進一步最佳化組成及製造條件時，平均衝擊值為26 [J/cm 2]或以上或27 [J/cm 2]或以上。 此外，當進一步最佳化組成及製造條件時，低衝擊值比率為20%或以下或10%或以下。
[2.4. 先前沃斯田鐵晶粒尺寸] 模具的「先前沃斯田鐵晶粒尺寸」係指經由以下程序獲得的值：(a)自模具之最厚部分的中心製造試件，(b)腐蝕試件以顯現先前沃斯田鐵晶粒邊界，或經由晶體取向分析來確定先前沃斯田鐵晶粒邊界，及(c)在使得在一個視野中包含50個或更多個晶粒的放大倍率下觀察試件，及計算視野內所包含的各先前沃斯田鐵晶粒的當量圓直徑。 「先前沃斯田鐵晶粒尺寸的平均值」係指總面積為0.5 mm 2或以上之一個或兩個或更多個視野中所包含之所有先前沃斯田鐵晶粒之晶粒尺寸的平均值。
由於根據本發明的模具包含相對大量的釘扎粒子，因此沃斯田鐵晶粒在淬火加熱期間較不可能變粗。當最佳化模具的組成及製造條件時，先前沃斯田鐵晶粒尺寸的平均值為150μm或以下。當進一步最佳化模具的組成及製造條件時，先前沃斯田鐵晶粒尺寸的平均值為135μm或以下或120μm或以下。
[3. 鋼材的製造方法] 根據本發明之鋼材的製造方法包括：(a)將經摻混成具有預定組成之原料熔融、精煉熔融金屬、及將熔融金屬澆鑄至模具中的第一步驟，(b)​​對鑄錠進行均質化熱處理的第二步驟，(c)對均質化熱處理後的鑄錠進行熱加工的第三步驟，(d)若需要，對熱加工後的粗材料進行正常化的第四步驟，(e)若需要，使粗材料回火的第五步驟，及(f)對粗材料進行球化退火的第六步驟。
[3.1. 第一步驟] 首先，將經摻混成具有預定組成之原料熔融、精煉熔融金屬、及將熔融金屬澆鑄於模具中(第一步驟)。熔融條件、精煉條件、及澆鑄條件並無特定限制，並且可根據用途選擇最佳條件。
[3.2. 第二步驟] 接下來，使鑄錠進行均質化熱處理(第二步驟)。均質化熱處理係經由稀釋固化時產生的組分偏析並儘可能溶解固化時結晶的異物來進行，以使組分均質化。均質化熱處理的條件並無特定限制，且可根據用途選擇最佳條件。
[3.3. 第三步驟] 接下來，使均質化熱處理後的鑄錠進行熱加工(第三步驟)。進行熱加工以將鑄錠製成為具有期望形狀的粗材料。熱加工的條件並無特定限制，並可根據用途選擇最佳條件。
[3.4. 第四步驟] 接下來，若需要，使熱加工後的粗材料正常化(第四步驟)。正常化係在需要對粗材料之結構進行均質化及精煉的情況中進行。正常化條件並無特定限制，並可根據用途選擇最佳條件。可省略正常化步驟。
[3.5. 第五步驟] 接下來，若需要，使粗材料回火(第五步驟)。回火係在需要對在正常化後之冷卻過程中生成之麻田散鐵或變韌鐵(bainite)進行回火的情況中，或者在需要使碳化物沉澱以準備進行球化退火的情況中進行。回火條件並無特定限制，並可根據用途選擇最佳條件。可省略回火步驟。
[3.6. 第六步驟] 接下來，使粗材料進行球化退火(第六步驟)。藉此，獲得根據本發明的鋼材。 在本發明，「球化退火(SA)」係指如下處理，其中(a)將鋼材在爐中在[A c3點 - 10℃]至[A c3點 + 50℃]之溫度(下文亦稱為「SA處理溫度」)下加熱，以形成「具有沃斯田鐵相中之分散碳化物且極少或沒有肥粒鐵相的結構」，及(b)對具有上述結構之鋼材施行緩慢冷卻法或恆溫維持法。
「緩慢冷卻法」係指如下方法，其中(a)自SA處理溫度以5℃/H至60℃/H進行受控冷卻以使母相轉變為肥粒鐵並生長碳化物，及(b)當沃斯田鐵經移除時，終止受控冷卻，並將鋼材自爐中取出。 在此情況，較佳根據鋼材的組分及晶粒尺寸來選擇受控冷卻之冷卻速率的最佳條件。取決於鋼材的組分及受控冷卻時的冷卻速率，沃斯田鐵經移除時的溫度係約550℃至800℃。
「恆溫維持法」係指如下方法，其中(a)自SA處理溫度以任何冷卻速率進行冷卻，並在620℃至780℃之溫度範圍內進行恆溫維持，以使母相轉變為肥粒鐵並生長碳化物，及(b)當沃斯田鐵經移除時，終止恆溫維持，並將鋼材自爐中取出。 在此情況，取決於鋼材的組分及晶粒尺寸，移除沃斯田鐵期間的維持時間係約1小時至24小時。
取決於鋼材的組分，SA處理溫度通常係830℃至950℃。無論採用緩慢冷卻法或恆溫維持法，SA後的鋼材硬度係約98 HRB或以下(約240 Hv或以下)，且係處於有利於粗加工(經由機械加工加工成為粗模具形狀)的軟狀態。
[4. 製造模具的方法] 根據本發明之模具的製造方法包括：(a)對經球化退火之鋼材進行粗加工的第一步驟；(b)對經粗加工之模具進行淬火及回火的第二步驟；(c)對經淬火及回火之模具進行精加工的第三步驟；及(d)若需要，對成品模具進行表面修飾的第四步驟。 各步驟的方法及條件並無特定限制，並可根據用途選擇最佳方法及條件。
[5. 效果] 待經歷HT步驟之鋼材及經由HT步驟製造之模具所需的性質包括(1)球化退火(SA)性質，(2)機械加工性，(3)低淬火速率時的衝擊值，(4)耐熱裂性，及(5)抗軟化性。以下將主要採用壓鑄作為實例來說明需要這五種性質的理由。
[5.1. SA性質] 較佳進行SA直至沃斯田鐵經完全移除，然後將鋼材自爐中取出。當自爐中取出鋼材時，在鋼材中殘留有未轉變沃斯田鐵的情況中，由於自爐中取出鋼材後的冷卻，沃斯田鐵轉變為變韌鐵或麻田散鐵。
在此一鋼材中，(a)包含變韌鐵或麻田散鐵的硬質部分(400 Hv或以上)及(b)包括SA結構之碳化物分散在肥粒鐵母相中的部分，亦即軟質部分(98 HRB或以下 ≈ 240 Hv或以下)經混合。 硬質部分及軟質部分經混合的狀態稱為「SA失效」，其可能在可硬化性高的鋼材中或在SA加熱時之沃斯田鐵晶粒粗的情況中發生。
在經由HT步驟自具有SA失效之鋼材製造模具的情況中，發生以下三個問題。(A)在粗加工時，硬質部分嚴重磨損機械加工(切割)工具，並且工具壽命縮短。(B)硬質部分在經粗加工模具的表面上呈現為圖案，並且無法獲得平滑表面。(C)在淬火加熱時，在硬質部分附近生成粗沃斯田鐵晶粒，其降低模具的衝擊值並縮短模具壽命。
因此，模具用鋼材需為不具有硬度為400 Hv或以上之「硬質部分」且能夠經由SA處理軟化至240 Hv或以下的鋼材，亦即，「具有良好SA性質的鋼材」。 然而，具有良好SA性質的鋼材通常可硬化性差。此外，具有良好SA性質的鋼材在許多情況中一般具有高C及低Mn。在此一鋼材中，由於碳化物可能在淬火時的冷卻期間沉澱並且亦可能發生肥粒鐵轉變，因此難以獲得變韌鐵或麻田散鐵結構(可硬化性低)。換言之，一般來說，「良好的SA性質」及「高可硬化性」係彼此相反的。 另一方面，根據本發明的鋼材具有最佳量的Cr及Mn。因此，根據本發明的鋼材展現良好的SA性質而不會顯著地減損可硬化性。
[5.2. 機械加工性] 待經歷機械加工的鋼材必需即使在以高速度機械加工時亦不會對機械加工工具造成太大磨損。在工具磨損嚴重的情況中，工具的更換頻率增加，並且機械加工成本增加。另一方面，在降低機械加工速度以避免工具磨損的情況中，機械加工效率降低。基於上述原因，模具用鋼材需要能夠以低成本高效地進行機械加工，亦即，具有「良好的機械加工性」。
另一方面，具有良好機械加工性的鋼材通常包含大量的Si、P及/或S。由此一鋼材製成的模具通常耐熱裂性差。「耐熱裂性差」意指容易發生並且可能發展出熱裂。以下將說明理由。
高Si鋼材具低導熱率。當將由具低導熱率之鋼材製成的模具用於壓鑄時，模具表面的溫度幅度增加，因此所產生的熱應力增加。 由高P鋼材製造的模具具低韌性。因此，當將此一模具用於壓鑄時，可能出現並發展出裂紋。 此外，高S鋼材包含相對大量的硫化物。在由此一鋼材製造的模具中，硫化物成為裂紋的起始點或發展路徑，因此可能出現並發展出裂紋。
換言之，包含相對大量之Si、P及/或S的鋼材具有良好的機械加工性。然而，當將此一鋼材用作模具時，高熱應力作用於基體上。因此，可能出現並發展出作為熱疲勞裂紋的熱裂。換言之，「良好的機械加工性」與「良好的耐熱裂性」彼此相反。 另一方面，根據本發明的鋼材實質上不含P及S並且具有最佳量的Si。因此，根據本發明的鋼材展現良好的機械加工性而不會顯著地減損耐熱裂性。
[5.3. 淬火速率低之情況中的衝擊值] 模具係以經由淬火及回火熱精煉至預定硬度的狀態使用。模具不僅需要硬度並且亦需要高衝擊值。其原因係具高衝擊值的模具較不可能嚴重地龜裂。
為獲得高衝擊值，需滿足以下三項。亦即，(a)少量的粗異物，(b)淬火期間的微細沃斯田鐵晶粒，及(c)高可硬化性。
[5.3.1. 少量的粗異物] 「異物」係具有與基體不同之組成的物質，且係指碳化物、氮化物、碳氮化物、硫化物、氧化物等等。 在本發明，「粗異物」係指具有3μm或以上之尺寸(＝當量圓直徑)的異物。
當應力作用在模具上時，粗異物可能成為裂紋的起始點並且成為所產生裂紋的擴展路徑。因此，為獲得高衝擊值，粗異物的數量越少越好。 異物包括含有一種金屬元素的異物及含有兩種或更多種金屬元素的異物。由於相關技術的壓鑄模具用鋼包含大量的C及V，因此粗異物通常由含有V的碳化物或碳氮化物構成。V系碳化物或碳氮化物的尺寸及量不僅受鋼材的化學組分影響，而且受鑄造期間的固化速率、均質化熱處理的溫度及時間等等影響。
[5.3.2. 淬火期間的微細沃斯田鐵晶粒] 當自沃斯田鐵生成麻田散鐵或變韌鐵時，沃斯田鐵晶粒被分成若干個包(packet)。每個包被分成複數個條形區塊。在此情況，麻田散鐵或變韌鐵區塊越短，裂紋就越難擴展。該區塊不能超過沃斯田鐵晶粒邊界。 因此，當淬火期間的沃斯田鐵晶粒微細時，經轉變結構的區塊亦微細，並且衝擊值提高。淬火期間的沃斯田鐵晶粒尺寸不僅受鋼材的化學組分影響，而且亦受用於淬火之加熱溫度、維持時間等等影響。
[5.3.3. 高可硬化性] 隨著模具的尺寸增加，淬火期間的冷卻速率降低。此趨勢在模具內部尤其顯著。因此，隨著近來模具尺寸的增大，模具內部的冷卻速率降低，衝擊值的降低成為問題。
[5.3.4. 高衝擊值] 基於上述情勢，極需即使在淬火速率低之情況中仍可獲得高衝擊值的鋼材，亦即，「具良好可硬化性的鋼材」。換言之，「良好可硬化性」意指即使在淬火速率低的情況中亦不會生成粗的變韌鐵。
另一方面，具有良好可硬化性的鋼材具有較差的SA性質。一般而言，具有良好可硬化性的鋼材具有低C、高Ni及高Mn。此係因為，在此一鋼材中，由於碳化物難以在SA的緩慢冷卻期間沉澱且肥粒鐵轉變難以進行，因此難以獲得SA結構(碳化物分散在肥粒鐵母相中的結構)。 另一方面，根據本發明的鋼材具有最佳量的Cr及Mn。因此，根據本發明的鋼材展現良好的可硬化性而不會顯著地減損SA性質。
[5.4. 耐熱裂性] 壓鑄模具的表面經歷因與熔融金屬接觸而升溫及因施加脫模劑而冷卻的循環。由於此一溫度幅度而產生熱應力，並且亦施加由於鎖模(mold clamping)或注射而產生的機械應力，以致於模具表面上產生因疲勞而引起的裂紋(熱裂)。當熔融金屬進入裂紋並固化時，此固化部分轉移至鑄件表面，其係減損美觀外觀的原因。
因此，模具需較不易引起熱裂，亦即，具有「良好的耐熱裂性」。 如上所述，「良好的機械加工性」及「良好的耐熱裂性」係彼此相反的。一般而言，具良好耐熱裂性的鋼材含有少量的Si、P及S。然而，此一鋼材可能會黏附至切割工具，包含於切割表面上提供潤滑作用之少量的S化合物，具高韌性，且具黏性，因此機械加工性差。 另一方面，根據本發明的鋼材實質上不含P及S，且具有最佳量的Si。因此，根據本發明的鋼材展現良好的耐熱裂性而不會顯著地減損機械加工性。
[5.5. 抗軟化性] 壓鑄模具的表面溫度因與熔融金屬接觸而升高。在澆鑄射注(casting shots)次數增加的情況中，暴露於高溫的累積時間亦增加，因此模具表面的硬度可能會降低。此軟化導致高溫強度降低，結果，耐熱裂性劣化。
基於上述原因，壓鑄模具需較不易軟化，亦即，具有「高抗軟化性」。然而，需要注意的是，經由減少Cr的量來改良抗軟化性之鋼材的高溫強度較低。此係因為低Cr鋼在高溫下的固溶體強化差。高溫強度降低使得耐熱裂性劣化。亦即，「良好的抗軟化性」及「良好的耐熱裂性」係彼此相反的。 另一方面，根據本發明的鋼材具有最佳量的Cr及Mn。因此，根據本發明的鋼材展現良好的抗軟化性而不會顯著地減損可硬化性及耐熱裂性。 [實施例]
[1. 合適元素量的驗證試驗] [1.1. 概述] 以下，再次說明本發明欲達成的項目。 (1)SA性質 (2)機械加工性 (3)淬火速率低之情況中的衝擊值 (a)少量的粗異物 (b)淬火期間的微細沃斯田鐵晶粒 (c)高可硬化性 (4)耐熱裂性 (5)抗軟化性
在以下的驗證試驗中，以(3)(a)以外的項目為目標。有三個原因。 第一個原因是，(3)(a)僅可利用由固化速率低之工業尺寸(質量8噸或以上)之鑄錠製造的鋼材來準確地驗證。 第二個原因是，在使用8噸或以上之鑄錠來實際生產大型鋼材的情況中，成本及檢查時間過大。 第三個原因是，由於(3)(a)的影響非常大，因此為了準確地驗證(3)(b)或(3)(c)對衝擊值的影響，應排除(3)(a)的影響。
因此，由具高固化速率的鑄錠(質量150 kg的小鑄錠)來生產具有小橫截面(大約直徑：82 mm × 長度：3000 mm)的鋼材。接下來，使由鋼材製成的試件經歷模擬工業製造方法(亦即，製造大型模具鋼材及大型模具的方法)的熱處理。以此方式，據認為能夠適當地評估當由工業尺寸的鑄錠製造模具時，「除(3)(a)以外」的鋼材性質。 另一方面，利用由具工業尺寸且固化速率低的鑄錠(質量8噸或以上的鑄錠)實際製造的鋼材來評估(3)(a)。
[1.2. C量上限的驗證試驗] [1.2.1. 樣品製造] [A. 製造呈SA狀態之圓形棒] 以下驗證當C的量超過0.37質量%時，衝擊值的降低。 將鋼材的組分(質量%)設定為0.90 Si-0.06 Cu-0.13 Ni-0.81 Mn-6.23 Cr-1.79 Mo-0.019 Al-0.028 N-0.28 V，並系統性地改變C的量。將此等類型的鋼鑄造成150 kg的鑄錠。製成鑄錠後，進行均質化熱處理、熱加工、正常化、回火、及SA。在此驗證中，進行正常化及回火，但亦可省略此等處理。通過以上步驟，製得大約直徑：82 mm × 長度：3000 mm之呈SA狀態的鋼材(圓形棒)。
[B. 模擬熱加工之方形棒的熱處理] 由呈SA狀態的圓形棒製造十根12 mm × 12 mm × 55 mm的方形棒。 加熱所獲得的方形棒以再現工業熱加工期間的沃斯田鐵晶粒尺寸。換言之，將方形棒在1240℃的真空中維持2小時。在工業步驟中，熱處理不一定係在真空中進行，但驗證的目的係要模擬溫度史，因此在真空中進行熱處理。
接下來，使方形棒經歷模擬將鑄錠熱加工成大尺寸鋼材後之冷卻的熱處理。亦即，在1240℃下維持2小時後，使方形棒以1℃/分鐘冷卻至1000℃，然後再以0.5℃/分鐘自1000℃冷卻至600℃。 在具大量C之鋼類型的情況中，在此溫度區間，碳化物在沃斯田鐵晶粒邊界處沉澱。碳化物呈棒狀、V字形、W字形或波形，並且長軸方向的尺寸為0.5μm至3μm。沉澱碳化物的尺寸比大型鋼材中固化時結晶的異物小，但斷續地分佈在晶粒邊界從而覆蓋晶粒邊界。在存在此一晶粒邊界碳化物的情況中，易在晶粒邊界處發生斷裂，並且衝擊值顯著地降低。
在600℃或更低的溫度範圍內，將惰性氣體引入至真空爐內以加壓至3托(Torr)至4托(0.40 kPa至0.53 kPa)，並進一步強制惰性氣體對流以快速冷卻方形棒。 在600℃或以下的冷卻速率並未模擬工業生產的大尺寸鋼材。然而，由於此評估的目的係要檢視「熱加工後在高溫範圍內沉澱之晶粒邊界碳化物的影響」，因此即使係在600℃或以下之冷卻史係如上所述之歷程的情況中亦可達成目的。熱加工後即使經由「正常化-回火-SA-淬火及回火」亦未消除晶粒邊界碳化物，並且最終殘留在模具中從而大大地降低衝擊值。
[C. 方形棒的正常化、回火、SA、淬火、及回火] 接下來，使經歷模擬熱加工之熱處理的方形棒根據工業製造方法在真空中進行正常化、回火及SA。 此外，使呈SA狀態的方形棒真空淬火。亦即，將方形棒在真空中在950℃下維持1小時。接下來，將惰性氣體引入至真空爐內以加壓至3托至4托(0.40 kPa至0.53 kPa)，並進一步強制惰性氣體對流，以將方形棒迅速冷卻至100℃或以下。
淬火期間自950℃冷卻至100℃的時間係在60分鐘內。換言之，方形棒的冷卻不同於工業生產的大尺寸鋼材的冷卻。然而，由於此評估的目的係要檢視「熱加工後在高溫範圍內沉澱之晶粒邊界碳化物的影響」，因此即使係在淬火係快速冷卻的情況中亦可達成目的。
隨後，將淬火後的方形棒進一步回火。回火係經由將方形棒在560℃下維持2小時，然後將方形棒冷卻至100℃或以下來進行。 此外，額外地進行回火。亦即，將上述方形棒在560℃至600℃下維持預定時間，然後冷卻至100℃或以下。進行此處理一次或更多次，並將方形棒熱精煉至44.5 HRC至45.5 HRC。維持的溫度及時間、及處理次數係根據鋼類型(C的量)而改變。此係因為當C的量變化時，抗軟化性亦會改變。
[1.2.2. 試驗方法] 自經熱精煉至44.5 HRC至45.5 HRC的方形棒製造衝擊試件。衝擊試件具有符合JIS Z2242：2018的形狀(10 mm × 10 mm × 50 mm，缺口尖端的圓弧半徑：1 mm，缺口深度：2 mm，試件缺口底部之下部處的橫截面積：0.8 cm 2)。使用所獲得的衝擊試件在15℃至35℃下進行衝擊試驗。 使用衝擊值來進行評估。在此提及的衝擊值[J/cm 2]係經由將吸收能量[J]除以試件缺口底部之下部處0.8 cm 2之橫截面積而得到的值，並且係指十個試件的平均值。
[1.2.3. 結果] 壓鑄模具所需的衝擊值對於小負載的模具而言為20 J/cm 2或以上及對於大負載的模具而言為25 J/cm 2或以上。在衝擊值為30 J/cm 2或以上的壓鑄模具中，斷裂的風險顯著降低。 在此評估中，淬火係快速冷卻，但在實際的大型模具中淬火係緩慢冷卻的情況中，衝擊值降低約5 J/cm 2。因此，在此將用於進行品質確定之衝擊值的閾值設定為25 J/cm 2。
圖1顯示C的量與衝擊值之間的關係。不同於大型模具，在試驗中所使用的衝擊試件中，淬火係快速冷卻。然而，在C的量過大的情況中，試件的衝擊值小於20 J/cm 2。由此可見，熱加工後在高溫範圍內沉澱之晶粒邊界碳化物的影響非常大。由圖1可見，C的量為0.37 質量%或以下之鋼類型的衝擊值為25 J/cm 2或以上。
[1.3. V量上限的驗證試驗] [1.3.1. 衝擊試件的製造及衝擊試驗] 以下驗證V的量超過0.28質量%情況中的衝擊值降低。 將鋼材的組分(質量%)設定為0.37 C-0.90 Si-0.04 Cu-0.13 Ni-0.82 Mn-6.21 Cr-1.97 Mo-0.013 Al-0.028 N，且系統性地改變V的量。將此等類型的鋼鑄造成150 kg的鑄錠。其後以與C量之驗證試驗中相同的方式製造衝擊試件，並進行衝擊試驗。
[1.3.2. 衝擊試驗的結果] 圖2顯示V的量與衝擊值之間的關係。不同於大型模具，在試驗中所使用的衝擊試件中，淬火係快速冷卻。然而，在V的量過大的情況中，試件的衝擊值小於20 J/cm 2。由此可見，熱加工後在高溫範圍內沉澱之晶粒邊界碳化物的影響非常大。由圖2可見，V的量為0.28 質量%或以下之鋼類型的衝擊值為25 J/cm 2或以上。
[1.3.3. C量及V量的適宜範圍] 圖3顯示C量及V量的範圍。在本發明，C的量及V的量係考慮「硬度」、「粗異物的量」、「熱加工後沉澱之晶粒邊界碳化物的量」、及「釘扎粒子量」來界定。相關技術中的熱作模具鋼具有0.32質量%或以上的C量及0.30質量%或以上的V量。另一方面，根據本發明的鋼材具有0.37質量%或以下的C量及0.28質量%或以下的V量，因此C量及V量的範圍與相關技術中的鋼不同。 此外，本發明在淬火溫度方面與相關技術中的鋼不同。為充分地溶解C及V，相關技術中之鋼的淬火溫度高達1010℃至1040℃。另一方面，具有少量C及V之本發明的淬火溫度可低至920℃至980℃，其有經淬火模具的變形小且模具中較不可能出現裂紋的優點。
[1.4. Mn + Cr之量之下限的驗證試驗] [1.4.1. 臨界冷卻速率的概述] 以下驗證可硬化性經由最佳化Mn + Cr之量獲得改良，因此即使在淬火速率低的情況中亦可獲得高衝擊值。 通常使用CCT圖來評估可硬化性。轉變點係基於將鋼材自淬火溫度以恆定速率冷卻之步驟期間的尺寸變化(收縮 -＞ 膨脹 -＞ 收縮)來確定。
圖4顯示CCT圖的示意圖。在圖4中，「●」表示根據上述標準所確定的轉變溫度，並且表示自淬火溫度之恆定冷卻速率不同的數據。基於●，繪製對應於轉變溫度的線。實線表示高度準確的線，及虛線表示估計線。在圖4中，通過麻田散鐵與變韌鐵間之邊界的冷卻速率(箭頭線)係臨界冷卻速率X。
臨界冷卻速率X大大地受Mn、Cr等影響。圖5顯示臨界冷卻速率X根據鋼類型之差異的示意圖。在圖5中，鋼B之變韌鐵的位置位在鋼A之變韌鐵位置的右側(長時間側)。此表示鋼B的X小於鋼A的X。 換言之，鋼B即使在X小的情況中亦容易具有微細結構(麻田散鐵或在低溫下轉變的變韌鐵)。以此方式，具有小X的鋼被視為具有「良好的可硬化性」。具有良好可硬化性的鋼即使對於X小的「大型模具」亦容易淬火，且容易具有微細結構。
[1.4.2. 呈SA狀態之圓形棒的製造] 以下驗證Mn + Cr之量對可硬化性及衝擊值的影響。 將鋼材的組分(質量%)設定為0.32 C-0.45 Si-0.08 Cu-0.11 Ni-1.06 Mo-0.18 V-0.028 Al-0.011 N，並系統性地改變Mn的量及Cr的量。將此等類型的鋼鑄造成150 kg的鑄錠。其後，以與C量之驗證試驗中相同的方式製造大約直徑：82 mm × 長度：3000 mm之呈SA狀態的鋼材(圓形棒)。
[1.4.3. 試驗方法] [A. 臨界冷卻速率的測量] 自呈SA狀態的圓形棒製造具有直徑：4 mm × 長度：10 mm之實質形狀的試件。將試件加熱至950℃之淬火溫度並以任何恆定速率冷卻至100℃或以下。基於當時的尺寸變化(收縮 -＞ 膨脹 -＞ 收縮)來確定轉變點。此外，基於所獲得的轉變點來確定臨界冷卻速率X。
[B. 衝擊試驗] 由呈SA狀態的圓形棒製造十根12 mm × 12 mm × 55 mm的方形棒。將方形棒在真空中於950℃下維持1小時，然後淬火。淬火期間的冷卻速率為：自950℃至750℃為8℃/分鐘，自750℃至500℃為5℃/分鐘，及自500℃至200℃為0.5℃/分鐘，並且自200℃至100℃或以下的冷卻速率沒有特別控制。 上述淬火步驟係在使2000 kg或以上之大型模具淬火的情況中採取具有最低冷卻速率之內部的實例之一。由於當溫度達到200℃時相轉變實質上完成，因此不特別控制自200℃至100℃或以下的冷卻速率。
隨後，使方形棒回火。回火係經由將方形棒在560℃下維持2小時，然後將方形棒冷卻至100℃或以下來進行。 此外，額外地進行回火。亦即，將上述方形棒在560℃至600℃下維持預定時間，然後冷卻至100℃或以下。進行此處理一次或更多次，並將方形棒熱精煉至44.5 HRC至45.5 HRC。維持的溫度及時間、及處理次數係根據鋼類型(Mn的量及Cr的量)而改變。此係因為，當Mn的量及/或Cr的量變化時，抗軟化性亦會改變。
自經熱精煉至44.5 HRC至45.5 HRC的方形棒製造衝擊試件。衝擊試件具有符合JIS Z2242：2018的形狀(10 mm × 10 mm × 50 mm，缺口尖端的圓弧半徑：1 mm，缺口深度：2 mm，試件缺口底部之下部處的橫截面積：0.8 cm 2)。使用所獲得的衝擊試件在15℃至35℃下進行衝擊試驗。 使用衝擊值來進行評估。在此提及的衝擊值[J/cm 2]係經由將吸收能量[J]除以試件缺口底部之下部處0.8 cm 2之橫截面積而得到的值，並且係指十個試件的平均值。
[1.4.4. 結果] [A. 臨界冷卻速率] 圖6顯示Mn + Cr之量對臨界冷卻速率的影響。自圖6可看出，隨著Mn + Cr之量的增加，臨界冷卻速率降低，亦即可硬化性提高。
[B. 衝擊試驗] 由上述，經發現可硬化性隨著Mn+Cr之量的增加而提高。以下，基於淬火速率低之情況中的衝擊值實際驗證Mn + Cr之量增加的效果。此係因為，在麻田散鐵轉變點高的情況中，即使可硬化性高(即使X小)，衝擊值也不會增加。
圖7顯示在淬火速率低之情況中Mn + Cr之量對衝擊值的影響。自圖7可見，衝擊值隨Mn + Cr之量的增加而增加。在圖7中，在發生麻田散鐵或變韌鐵轉變之500℃至200℃的溫度範圍內，將冷卻速率設定為0.5℃/分鐘。 Mn + Cr之量為6.60質量%或以上之鋼類型的衝擊值為25 J/cm 2或以上。在Mn + Cr之量為6.60質量%之鋼類型的情況中，十個試件中有一個的衝擊值小於20 J/cm 2。 此外，Mn + Cr之量為6.70質量%或以上之鋼類型的衝擊值為30 J/cm 2或以上。在Mn + Cr之量為6.70質量%之鋼類型的情況中，十個試件中沒有任何一個的衝擊值小於20 J/cm 2。
未在衝擊試件的斷裂表面上觀察到粗異物。但不能保證異物不存在於整個鋼材中。然而，在十個衝擊試件的評估中，衝擊值小於20 J/cm 2之試件的數目為一個或以下，因此據估計即使存在異物，其量亦非常少。 腐蝕衝擊試驗後的斷裂試件以觀察金屬結構。結果，先前沃斯田鐵晶體尺寸的平均值微細至約25μm至80μm。 由上述，可在(3)(a)之影響極小的條件下確認(3)(b)及(3)(c)的效果。
[1.5. Mn/Cr之上限的驗證試驗] [1.5.1. 試件的製造] 以下驗證Mn/Cr對SA性質的影響。 以與Mn + Cr之量之驗證試驗中相同的方式製造呈SA狀態的圓形棒。接下來，由呈SA狀態的圓形棒製造用於SA性質評估的試件(12 mm × 12 mm × 20 mm)。使試件經歷模擬大型模具材料之製造過程中之「熱加工-正常化-回火-球化退火」的真空熱處理，並評估SA性質。在此驗證中，進行正常化及回火，但亦可省略此等處理。
真空熱處理步驟的細節如下。亦即，首先，將試件在1240℃的真空中維持0.5小時。此處理係用於再現經熱加工材料之粗晶粒的處理。在1240℃下維持0.5小時後，向爐內引入氮氣，並加壓氮氣以引起強制對流，從而將試件冷卻至100℃或以下。
隨後，將試件在970℃的真空中維持1小時。此處理模擬正常化。在970℃下維持1小時後，向爐內引入氮氣，並加壓氮氣以引起強制對流，從而將試件冷卻至100℃或以下。 隨後，將試件在680℃的真空中維持6小時。此處理模擬回火。在680℃下維持6小時後，向爐內引入氮氣，並加壓氮氣以引起強制對流，從而將試件冷卻至100℃或以下。
最後，進行SA。亦即，將試件在900℃的真空中維持1小時。其後，將試件在真空中以15℃/H冷卻至600℃。其後，向爐內引入氮氣，並加壓氮氣以引起強制對流，從而將試件冷卻至100℃或以下。 上述真空熱處理步驟與製造大型模具用鋼材的步驟並不完全相同，但用來評估SA性質的重要條件，諸如SA的加熱溫度及冷卻速率，可模擬工業步驟。
[1.5.2. 硬度評估] 在室溫下評估SA後之試件的硬度。圖8顯示Mn/Cr對SA後之試件硬度的影響。由圖8可見，當將Mn/Cr設定為0.150或以下時，SA後的硬度為98 HRB或以下。此外，由圖8可見，當將Mn/Cr設定為0.145或以下時，SA後的硬度為97 HRB或以下。 此外，在Mn/Cr為0.145或以下的情況中，即使將SA後的冷卻速率(自890℃至600℃的冷卻速率)提高至20℃/H，SA後的硬度仍經軟化至98 HRB或以下。
[1.5.3. Mn量及Cr量的適宜範圍] 由上述，確定Mn量及Cr量的適宜範圍。圖9顯示Mn量及Cr量的範圍。圖9中由五條線所包圍的五邊形區域係根據本發明之鋼材的範圍。
在本發明，經由引入諸如Mn量、Cr量、Mn + Cr之量、及Mn/Cr等參數，發現其中(1)SA性質、(3)可硬化性及(5)抗軟化性維持較高之Mn量及Cr量的狹窄範圍。此外，可同時實現其中元素之影響相反的(1)SA性質及(3)可硬化性，以及同時實現其中元素之影響相反的(3)可硬化性及(5)抗軟化性。
[1.6. Si量之下限及上限的驗證試驗] [1.6.1. 製造呈SA狀態之圓形棒] 以下驗證Si量對機械加工性及耐熱裂性的影響。 將鋼材的組分(質量%)設定為0.31 C-0.81 Mn-0.08 Cu-0.11 Ni-6.19 Cr-1.01 Mo-0.18 V-0.028 Al-0.011 N，且系統性地改變Si的量。將此等類型的鋼鑄造成150 kg的鑄錠。其後，以與C量之驗證試驗相同的方式製造大約直徑：82 mm × 長度：3000 mm之呈SA狀態的鋼材(圓形棒)。所有類型的鋼均軟化至98 HRB或更低。
[1.6.2. 試驗方法] [A. 機械加工性之評估] 由呈SA狀態的圓形棒製造53 mm × 53 mm × 200 mm的試件。利用切割工具切割試件，並測量切割工具的磨損量。將切割工具的磨損量達到300μm時的切割距離定義為工具壽命。經確定切割距離越長，機械加工性就越佳。
[B. 耐熱裂性試驗] 由呈SA狀態的圓形棒製造直徑：72 mm × 厚度：50 mm的圓柱形試件。接下來，使圓柱形試件以與圖7中所使用之衝擊試件(Mn + Cr之量的驗證試驗)相同的方式淬火及回火，並熱精煉至約45 HRC。
向位在經熱精煉試件之一側上的端面(直徑72 mm的表面)施加加熱及冷卻的溫度循環。將高頻加熱至580℃及利用噴射水冷卻至100℃或以下設為一個循環，並進行10,000個循環。 將10,000個循環後的試件在其中心附近垂直切割，並評估在經加熱及冷卻表面中產生之裂紋(熱裂)的深度。經由自觀察到的複數個裂紋中按深度下降順序選擇三個裂紋，並將三個裂紋的深度(下文中亦稱為「裂紋深度」)平均來評估耐熱裂性。
[1.6.3. 結果] [A. 機械加工性試驗] 圖10顯示Si之量對機械加工性的影響。在Si之量少於0.40質量%的情況中，工具壽命與經評估為具有「不良機械加工性」的現有鋼相等。在Si之量少於0.40質量%的情況中，機械加工性差，且切割作業的步驟數甚多。特定而言，由於大型模具中的切割量大，因此若機械加工性不良，則難以實現工業作業。 由圖10可見，在Si之量為0.40質量%或以上的情況中，工具壽命為15 m或以上。此外，可見在Si之量為0.80質量%或以上的情況中，可獲得與經評估為具有「極佳機械加工性」之SKD61相等的工具壽命。
[B. 耐熱裂性試驗] 圖11顯示Si之量對耐熱裂性的影響。在Si之量超過0.9質量%的情況中，裂紋深度與具有不良耐熱裂性的現有鋼(SKD61或其類似者)相等。在大型模具中，除了不易修復熱裂的事實外，作用於模具上的負載亦較大，因此可能自熱裂開始產生大裂紋。由圖11可見，Si的量較佳為0.90質量%或以下。
[1.7. Mo量之下限及上限的驗證試驗] [1.7.1. 製造呈SA狀態的圓形棒] 以下驗證Mo之量對斷裂韌性的影響。 將鋼材的組分(質量%)設定為0.28 C-0.48 Si-0.82 Mn-0.07 Cu-0.12 Ni-6.23 Cr-0.18 V-0.026 Al-0.010 N，並且系統性地改變Mo的量。將此等類型的鋼鑄造成150 kg的鑄錠。其後，以與C量之驗證試驗中相同的方式製造大約直徑：82 mm × 長度：3000 mm之呈SA狀態的鋼材(圓形棒)。所有類型的鋼均軟化至98 HRB或更低。
[1.7.2. 斷裂韌性的測量] 由呈SA狀態的圓形棒製造13 mm × 62 mm × 65 mm的板材。接下來，使板材以與圖7中所使用之衝擊試件(Mn + Cr之量的驗證試驗)相同的方式淬火及回火，並熱精煉至約45 HRC。 由該板材製造實質形狀為12.5 mm × 61 mm × 64 mm的斷裂韌性試件(具有缺口及兩個孔的試件)。此外，在室溫下評估斷裂韌性。
[1.7.3. 結果] 圖12顯示Mo對斷裂韌性的影響。在Mo之量過少的情況中及在Mo之量過大的情況中，斷裂韌性值皆降低。為防止模具中生成的裂紋迅速發展，斷裂韌性越高越佳。由圖12可見，在Mo之量為0.60質量%或以上及2.00質量%或以下的情況中，斷裂韌性值為30 MPa·m 0.5或以上。
[2. 使用大鑄錠的驗證試驗] [2.1. 概述] 在適宜元素量的驗證試驗中，使用研究用的小型(150 kg)鑄錠來製造小橫截面的鋼材，並使由該鋼材製成的試件經歷模擬工業製造方法(大型模具用鋼材及大型模具的製造方法)的熱處理。因此，當經由工業製造方法製造鋼材並轉變成模具時，能夠適當地評估「除3(a)外」的性質。
另一方面，在以下的實施例中，經由實際使用質量8噸或以上的鑄錠來確認本發明的效果。在此情況中，使鋼材淬火及回火，並驗證內部衝擊值。亦即，驗證上述的「3(a)」。此係因為已在適宜元素量的驗證試驗中完成其他性質的驗證。
[2.2. 製造樣品] [2.2.1. 製造塊材] 表1顯示驗證其性質之鋼(實施例1至13及比較實施例1至3)的組成。比較實施例1對應於JIS SKD6(AISI H11)。比較實施例2對應於已調整SKD6之Si-Mn-Cr的市售鋼，並且係具有較SKD6佳之可硬化性及耐熱裂性的鋼。比較實施例3係C的量及V的量超過本發明鋼之上限的鋼。儘管表1中未示出，但各鋼均包括不超過上述上限範圍內的雜質元素諸如P。
[表1]
組成 (質量%)
C Si Mn Cu Ni Cr Mo V Al N Mn + Cr Mn/Cr Cu + Ni 選擇性添加
實施例1 0.32 0.50 0.81 0.06 0.13 6.20 1.15 0.15 0.027 0.011 7.01 0.131 0.19
實施例2 0.25 0.61 0.65 0.04 0.07 6.50 0.62 0.22 0.054 0.005 7.15 0.100 0.11
實施例3 0.37 0.42 0.86 0.01 0.02 6.32 1.90 0.28 0.011 0.023 7.18 0.136 0.03
實施例4 0.30 0.80 0.82 0.17 0.16 6.03 0.89 0.08 0.018 0.016 6.85 0.136 0.33
實施例5 0.28 0.71 0.73 0.24 0.26 5.97 1.53 0.10 0.003 0.036 6.70 0.122 0.50
實施例6 0.34 0.90 0.91 0.31 0.39 6.30 0.70 0.26 0.041 0.004 7.21 0.144 0.70
實施例7 0.30 0.50 0.85 0.11 0.51 5.95 0.80 0.12 0.007 0.007 6.80 0.143 0.62 0.0021之 B, 0.025之 Ti
實施例8 0.33 0.66 0.65 0.14 0.43 6.06 0.99 0.18 0.022 0.030 6.71 0.107 0.57 1.49之 W
實施例9 0.35 0.73 0.79 0.35 0.21 5.92 1.85 0.24 0.015 0.020 6.71 0.133 0.56 0.92之 Co
實施例10 0.29 0.75 0.80 0.20 0.30 6.46 1.07 0.22 0.048 0.009 7.26 0.124 0.50 0.023之 Nb
實施例11 0.27 0.58 0.87 0.03 0.34 6.16 1.64 0.14 0.060 0.005 7.03 0.141 0.37 0.046之 Ti
實施例12 0.31 0.80 0.72 0.08 0.58 6.30 1.34 0.26 0.034 0.040 7.02 0.114 0.66 0.024之 S
實施例13 0.28 0.54 0.75 0.27 0.45 6.12 1.44 0.16 0.005 0.023 6.87 0.123 0.72 0.0012之 Ca
比較實施例1 0.39 0.93 0.42 0.07 0.11 5.04 1.20 0.44 0.024 0.009 5.46 0.083 0.18
比較實施例2 0.36 0.50 0.71 0.06 0.12 5.52 1.24 0.58 0.019 0.019 6.23 0.129 0.18
比較實施例3 0.39 0.52 0.79 0.06 0.14 6.21 1.14 0.46 0.027 0.011 7.00 0.127 0.20
將此等鋼鑄造成質量約21噸的鑄錠。21噸的鑄錠具有低於約10噸之鑄錠的固化速率，因此粗異物可能影響衝擊值。在此等不利條件下，驗證C之量及V之量的適當性。
使21噸的鑄錠在高溫下經歷長時間的均質化熱處理，然後經由熱加工形成為塊狀。使此塊材經歷正常化、回火、及球化退火，以最終得到740 mm × 1060 mm × 2440 mm(質量約15噸)的球化退火材料。鑄錠與塊材之間的質量差(約6噸)係由於品質或形狀問題而經移除之部分的質量。
正常化、回火、及球化退火的適宜條件係根據鋼的類型來設定。例如，將正常化及球化退火的加熱溫度設定為A c3點或更高的溫度及存在未溶解碳化物的溫度。此外，將回火溫度設定為低於A c1點。轉變點及未溶解碳化物的量根據鋼類型而改變。
[2.2.2. 製造第二材料] 粗異物多的部分位於固化速率低的中心附近。因此，如圖13所顯示，自塊材10(a = 740 mm，b = 1060 mm，c = 2440 mm，w ≈ 15000 kg)的端部沿c軸方向切割出第一材料12。接下來，自第一材料12之ab表面的實質中心切割出第二材料14。在此實驗中，設定d = 35 mm，e = 95 mm，及f = 135 mm。
[2.3. 試驗方法] [2.3.1. 硬度] 自第二材料14 (95 mm × 135 mm × 35 mm)的隅角部分切割出15 mm × 15 mm × 35 mm的小片。將該小片研磨及拋光，並調整成具有容許硬度測量的平行性及表面粗糙度。使用此小片，在室溫下測量洛氏B標度硬度。
[2.3.2. 衝擊試驗] 由第二材料14(95 mm × 135 mm × 35 mm)製造二十個12 mm × 12 mm × 55 mm的方形棒。使所得之方形棒淬火。
在實施例1至13及比較實施例3中，將方形棒在950℃下在真空中維持1小時，然後淬火。淬火期間的冷卻速率為：自950℃至750℃為8℃/分鐘、自750℃至500℃為5℃/分鐘、及自500℃至200℃為0.5℃/分鐘，並且自200℃至100℃或以下的冷卻速率沒有特別控制。 在比較實施例1及2中，將方形棒在1030℃下在真空中維持1小時，然後淬火。淬火期間的冷卻速率為：自1030℃至750℃為8℃/分鐘，且750℃或以下的冷卻速率與實施例1至13相同。
上述淬火步驟係在使2000 kg或以上之大型模具淬火的情況中採取具有最低冷卻速率之內部的實例之一。由於當溫度達到200℃時相轉變實質上完成，因此不特別控制自200℃至100℃或以下的冷卻速率。
隨後，經由將方形棒在560℃下維持2小時，然後將方形棒冷卻至100℃或以下來進行回火。此外，經由將方形棒維持在560℃至600℃下，然後將方形棒冷卻至100℃或以下來對方形棒額外地進行回火。此額外的回火係進行一次或更多次，並將方形棒熱精煉至44.5 HRC至45.5 HRC。維持的溫度及時間、及處理次數係根據鋼類型而改變。此係因為在合金元素的含量改變的情況中，抗軟化性亦改變。
由經熱精煉至約45 HRC的二十個方形棒製造二十個衝擊試件。此外，在15℃至35℃下進行衝擊試驗。
[2.3.3. 先前沃斯田鐵晶粒尺寸] 腐蝕衝擊試驗後的試件以暴露先前沃斯田鐵晶粒邊界。此外，利用顯微鏡觀察金屬結構以確定先前沃斯田鐵晶粒尺寸。
[2.4. 結果] [2.4.1. 硬度] 在所有的實施例1至13及比較實施例1至3中，SA後的硬度均為98 HRB或以下。再次確認當Mn/Cr ≤ 0.150時，鋼經由球化退火充分地軟化。
[2.4.2. 衝擊試驗] 表2顯示平均衝擊值、衝擊值小於20 [J/cm 2]的試件數量、及低衝擊值比率。在所有的實施例1至13中，平均衝擊值均為25 [J/cm 2]或以上，且低衝擊值比率為30%或以下。在實施例1至13中，除了高可硬化性(Mn + Cr之量大)外，由於C的量及V的量小，因此粗異物的量亦小。結果，即使當使自具低固化速率之大橫截面材料之中心附近切割出的材料經歷緩慢淬火時，衝擊值亦穩定維持在高水平。然而，並非完全不存在源自C或V的粗異物，而且亦存在不包含C或V的異物，因此衝擊值低於20 [J/cm 2]之試件的生成機率低。
另一方面，在比較實施例1至3中，平均衝擊值小於25 [J/cm 2]，並且低衝擊值比率超過30%。在比較實施例1至3中，除了低可硬化性(Mn + Cr之量小)外，由於C的量及V的量大，因此粗異物的量亦增加。結果，當使自具低固化速率之大橫截面材料之中心附近切割出的材料經歷緩慢淬火時，衝擊值降低。 比較實施例3係與實施例1至13相比C的量及V的量增加的鋼。因此，在比較實施例3中，雖然可硬化性高，但粗異物的量增加。結果，比較實施例3的衝擊值小於實施例1至13的衝擊值。亦即，在大橫截面材料的情況中，顯然無法單獨經由可硬化性來評估衝擊值，並且可確認減少C的量及V的量的重要性。
[表2]
平均衝擊值 [J/cm 2] 低於20 [J/cm 2]的數量 低衝擊值比率 [%]
實施例1 30 2 10
實施例2 31 2 10
實施例3 32 1 5
實施例4 29 1 5
實施例5 28 1 5
實施例6 33 3 15
實施例7 29 4 20
實施例8 28 3 15
實施例9 27 2 10
實施例10 28 4 20
實施例11 27 4 20
實施例12 25 6 30
實施例13 25 5 25
比較實施例1 16 15 75
比較實施例2 18 11 55
比較實施例3 21 9 45
[2.4.3. 先前沃斯田鐵晶粒尺寸] 在實施例1至13及比較實施例3中，先前沃斯田鐵晶粒尺寸的平均值為30μm至120μm。另一方面，在比較實施例1及2中，先前沃斯田鐵晶粒尺寸的平均值為25μm至75μm。亦即，沒有一種鋼類型具有對衝擊值產生不利影響的粗晶粒結構(平均晶粒尺寸超過150μm的結構)。
在實施例1至13中，由於C的量及V的量小，因此晶粒可能會變粗。然而，經由最佳化Al的量及N的量並且最佳化淬火溫度，可防止晶粒變粗。此點亦被認為有助於將實施例1至13的衝擊值穩定維持在高水平。然而，實施例1至13中之先前沃斯田鐵晶粒尺寸的平均值傾向於較用於圖7之評估的樣品(由150 kg之鑄錠製造的樣品)大。
[3. 變通性] 如上所述，已採用壓鑄模具來進行驗證，但本發明不僅可應用於壓鑄，還可應用於在各種鑄造類型中所使用的模具及部件。除了鑄造之外，本發明還可應用於用來鍛造、熱沖壓、擠壓、樹脂之射出成型、樹脂之吹塑成型、橡膠或纖維增強塑料之成型或加工的模具及部件，及諸如此類。 在以上驗證中，將鋼材自950℃淬火，在560℃至600℃下回火，並熱精煉至約45 HRC以評估性質，但可根據應用將經調整至寬廣硬度範圍的鋼材應用於在寬廣淬火及回火溫度範圍內的模具及部件。
在性質的驗證中，使用熔融塊材，但根據本發明的鋼材亦可作為粉末、棒材、線材或板材來使用。 例如，在根據本發明的鋼材係作為粉末使用的情況中，本發明可應用於各種順序成形，諸如積層製造(選擇性雷射熔融(SLM)法、雷射金屬沉積(LMD)法、或諸如此類)及電漿粉末焊接(PPW)。 在根據本發明的鋼材係作為熔融棒材使用的情況中，可由鋼材製造模具或部件。或者，在根據本發明的鋼材係作為熔融棒材或線材使用的情況中，可將鋼材應用於焊接積層製造或使用鎢惰性氣體(TIG)焊接或雷射焊接的修復。 在根據本發明的鋼材係作為板材使用的情況中，亦可經由接合鋼材來製造模具或部件。當然，亦可經由接合由根據本發明之鋼材製成的構件來製造模具或部件。
如上所述，根據本發明的鋼材可應用於具有各種形狀的構件。可使用各種方法由根據本發明之鋼材製成之具有各種形狀的材料來製造或修復模具或部件。
雖然以上已詳細說明本發明的具體例，但本發明並不限定於上述具體例，而係可在不脫離本發明之主旨的情況下進行各種修改。 本申請案係基於2022年9月22日提出申請的日本專利申請案第2022-151231號，其內容以引用的方式併入本文。 (工業應用性)
根據本發明的鋼材可使用作為用於諸如鑄造、鍛造、熱沖壓、擠壓、射出成型及吹塑成型之各種加工的模具或其之一部分。
10:塊材 12:第一材料 14:第二材料
圖1係顯示C的量與衝擊值間之關係的圖。 圖2係顯示V的量與衝擊值間之關係的圖。 圖3係顯示C的量及V的量之範圍的圖。 圖4係CCT圖的示意圖。 圖5係顯示取決於鋼類型之臨界冷卻速率X之差的示意圖。 圖6係顯示Mn + Cr之量對臨界冷卻速度之影響的圖。 圖7係顯示在淬火速度低之情況中，Mn + Cr之量對衝擊值之影響的圖。
圖8係顯示Mn/Cr對SA後之試件硬度之影響的圖。 圖9係顯示Mn的量及Cr的量之範圍的圖。 圖10係顯示Si的量對機械加工性之影響的圖。 圖11係顯示Si的量對耐熱裂性之影響的圖。 圖12係顯示Mo的量對斷裂韌性之影響的圖。 圖13係繪示試件之切出位置的示意圖。

Claims (4)

  1. 一種鋼材，其包含： 0.25 質量% ≤ C ≤ 0.37 質量%； 0.08 質量% ≤ V ≤ 0.28 質量%； 6.60 質量% ≤ Mn + Cr ≤ 7.40 質量%； Mn/Cr ≤ 0.150； Mn ≥ 0.60 質量%； Cr ≤ 6.60 質量%； Cu + Ni ≤ 0.84 質量%； 0.40 質量% ≤ Si ≤ 0.90 質量%； 0.60 質量% ≤ Mo ≤ 2.00 質量%； 0.001 質量% ≤ Al ≤ 0.080 質量%；及 0.003 質量% ≤ N ≤ 0.040 質量%， 餘量為Fe及不可避免的雜質。
  2. 如請求項1之鋼材，其進一步包含： 選自由A組、B組、C組及D組組成之群中的至少一組， 其中A組係選自由下列組成之群中的至少一種元素：0.30 質量% ＜ W ≤ 2.00質量%、及0.30質量% ＜ Co ≤ 1.00質量%， B組係0.0002質量% ＜ B ≤ 0.0080質量%， C組係選自由下列組成之群中的至少一種元素：0.006質量% ＜ S ≤ 0.180質量%、0.0005質量% ＜ Ca ≤ 0.0500質量%、0.03質量% ＜ Se ≤ 0.50質量%、0.005質量% ＜ Te ≤ 0.100質量%、0.01質量% ＜ Bi ≤ 0.50質量%、及0.03質量% ＜ Pb ≤ 0.50質量%，及 D組係選自由下列組成之群中的至少一種元素：0.004質量% ＜ Nb ≤ 0.100質量%、0.004質量% ＜ Ta ≤ 0.100質量%、0.004質量% ＜ Ti ≤ 0.100質量%、及0.004質量% ＜ Zr ≤ 0.100質量%。
  3. 如請求項1或2之鋼材，其具有3000 kg以上的質量，並且具有300 mm以上之尺寸(L min)，其係縱向尺寸(L 1)、橫向尺寸(L 2)、及高度尺寸(L 3)當中的最小者。
  4. 一種模具，其係由請求項1之鋼材製成並且具有2000 kg以上的質量。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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JP3838928B2 (ja) * 2002-03-11 2006-10-25 日本高周波鋼業株式会社 熱間工具鋼
JP2011001572A (ja) 2009-06-16 2011-01-06 Daido Steel Co Ltd 熱間工具鋼及びこれを用いた鋼製品
KR20140110720A (ko) * 2013-03-08 2014-09-17 두산중공업 주식회사 열전도도가 향상된 다이케스팅 및 핫스템핑용 자동차용 금형강 및 그 제조방법
US10988823B2 (en) * 2017-03-28 2021-04-27 Daido Steel Co., Ltd. Annealed steel material and method for manufacturing the same
JP2022151231A (ja) 2021-03-26 2022-10-07 太陽誘電株式会社 セラミック電子部品およびその製造方法

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