TWI500781B

TWI500781B - 模具用鋼及其製造方法

Info

Publication number: TWI500781B
Application number: TW103105380A
Authority: TW
Inventors: Ryuuichiroh Sugano; Takaaki Sekiyama; Yasuhiro Hosoda; Hitoshi Kataoka
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2013-02-28
Filing date: 2014-02-19
Publication date: 2015-09-21
Also published as: TW201441387A; CN108624826A; JP5648947B1; CN105026595A; US20160010189A1; EP2963137B1; US10196719B2; EP2963137A4; EP2963137A1; JPWO2014132868A1; KR101688759B1; KR20150110716A; WO2014132868A1

Description

模具用鋼及其製造方法

本發明主要是有關於一種對於塑膠(plastic)成形用途而言最佳的模具用鋼及其製造方法。

先前，特別是對於塑膠成形中所使用的模具用鋼，主要要求如下：(1)鏡面精加工性良好，產生針孔(pin hole)或其他微細凹坑(pit)的傾向小；(2)壓紋加工性良好；(3)強度、耐磨耗性、韌性良好；(4)被切削性良好；(5)耐蝕性、耐生鏽性良好；(6)導熱性良好。

其中，耐生鏽性與導熱性的提高對於最近的模具用鋼而言逐漸成為重要的要求特性。即，於生產的間歇或維護(maintenance)等模具未使用時，有因結露而於模具表面產生鏽的問題。若於模具表面產生鏽，則於開始再次使用時需要磨光等脫鏽的步驟，成為生產性降低的要因。因此，對模具用鋼強烈要求耐生鏽性的提高。另外，於反覆進行加熱與冷卻的塑膠成形中，模具用鋼的導熱性的提高是用以縮短其熱循環(thermal cycle)而提高生產性的重要的改善特性。

因此，本申請人提出了一種耐生鏽性及導熱性優異的模具用鋼，其是以質量%(以下，表述為%)計含有C：0.07%~0.15%、Si：超過0%~小於0.8%、Mn：超過0%~小於1.5%、P：小於0.05%、S：小於0.06%、Ni：超過0%~小於0.9%、Cr：2.9%~4.9%、Mo與W以單獨或複合計(Mo+1/2W)：超過0%~小於0.8%、V：超過0%~小於0.15%、Cu：0.25%~1.8%，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成的鋼，且硬度為30HRC~42HRC(專利文獻1)。

另外，提出了一種塑膠成形模具用鋼，其具有C：0.03%~0.25%、Si：0.01%~0.40%、Mn：0.10%~1.50%、P：≦0.30%、S：≦0.050%、Cu：0.05%~0.20%、Ni：0.05%~1.50%、Cr：5.0%~10.0%、Mo：0.10%~2.00%、V：0.01%~0.10%、N：≦0.10%、O：≦0.01%、Al≦0.05%，且滿足下式(Cr+Mo)≦10%、及7≦(Cr+3.3Mo)，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成(專利文獻2)。

[現有技術文獻]

[專利文獻]

[專利文獻1]國際公開第2012/090562號說明書

[專利文獻2]日本專利特開2010-024510號公報

專利文獻1的模具用鋼的耐生鏽性及導熱性優異。但是，關於耐生鏽性，雖然於高濕度的環境下長時間放置後的生鏽的絕對量少，但於達到該生鏽量的過程中，有自放置初期起開始生鏽的傾向。另外，關於耐生鏽性，專利文獻2的模具用鋼亦有自放置初期起開始生鏽的傾向。實際上，於模具的保管中，若其保管環境的溫度或濕度高，則有自放置起數十分鐘內開始生鏽的情況。因此，在以相對較短的時間的放置進行評價的情況下，可能成為即便生鏽的絕對量本身少，但其生鏽量亦多於其他模具用鋼的結果，而尚有改善的餘地。

本發明的目的在於提供一種兼具優異的導熱性與耐生鏽性的模具用鋼。並且，提供一種模具用鋼、及對於獲得該模具用鋼而言較佳的製造方法，關於該模具用鋼的耐生鏽性，於長時間的放置下生鏽量少，而且可於放置初期抑制生鏽本身，而使生鏽的開始延遲。

本發明者對專利文獻1的模具用鋼的成分組成進行了重新研究。其結果查明，於該成分組成的範圍外，存在可於維持優異的導熱性的狀態下，達成上述耐生鏽性的進一步提高的成分組成，從而完成了本發明。

即，本發明是一種模具用鋼，其特徵在於：上述模具用鋼是以質量%計含有C：0.07%~0.15%、Si：超過0%~小於0.8%、Mn：超過0%~1.0%、P：小於0.05%、S：小於0.02%、Ni：超過 0%~0.5%、Mo與W以單獨或複合計(Mo+1/2W)：超過0%~小於0.8%、V：超過0%~小於0.15%、Cu：0.25%~1.5%，且剩餘部分包含Fe、Cr及不可避免的雜質的組成的鋼，上述Cr的含量超過4.9%且為5.3%以下，硬度為30HRC~42HRC。較佳為限定作為不可避免的雜質的Al小於0.1%，N小於0.06%，O小於0.0055%。

並且，較佳為於上述的鋼的組成中，以質量%計由下述式1求出的值滿足1.70以下，且由式2求出的值滿足6.90以下的模具用鋼。

式1：70×[C%]+6×[Si%]-[Cr%]-3×[(Mo+1/2W)%]-3×[V%]-0.5×[Cu%]

式2：[Cr%]+3.3×[(Mo+1/2W)%]

此處，[]括號內表示各元素的含量(質量%)。

另外，本發明是一種模具用鋼的製造方法，其特徵在於：其是藉由淬火與利用530℃以上的溫度的回火將鋼的硬度調整為30HRC~42HRC，該鋼是以質量%計含有C：0.07%~0.15%、Si：超過0%~小於0.8%、Mn：超過0%~1.0%、P：小於0.05%、S：小於0.02%、Ni：超過0%~0.5%、Mo與W以單獨或複合計(Mo+1/2W)：超過0%~小於0.8%、V：超過0%~小於0.15%、 Cu：0.25%~1.5%，且剩餘部分包含Fe、Cr及不可避免的雜質的組成的鋼，並且上述Cr的含量超過4.9%且為5.3%以下。較佳為限定作為不可避免的雜質的Al小於0.1%，N小於0.06%，O小於0.0055%。

並且，較佳為於上述的鋼的組成中，以質量%計由下述式1求出的值滿足1.70以下，且由式2求出的值滿足6.90以下的模具用鋼的製造方法。

式1：70×[C%]+6×[Si%]-[Cr%]-3×[(Mo+1/2W)%]-3×[V%]-0.5×[Cu%]

式2：[Cr%]+3.3×[(Mo+1/2W)%]

此處，[]括號內表示各元素的含量(質量%)。

根據本發明，可提供一種導熱性優異的模具用鋼。並且，關於耐生鏽性，可具有高再現性地實現於長時間的放置下生鏽量少，而且可於放置初期使生鏽本身的開始延遲的模具用鋼。因此，成為對於模具的技術提高而言有效的技術。

本發明的特徵在於：針對構成專利文獻1的模具用鋼的元素種，特別指定出對放置初期的生鏽性造成重大影響的元素種。即，發現，S、Cr除了對最終的生鏽的絕對量造成重大影響以外，對其生鏽的開始時期(放置後，何時開始產生鏽)亦會造成重大影響。另外，發現，Mn亦為對上述生鏽的開始時期造成重大影響的元素種。並且，藉由特別指定出該等元素種，而重新研究專利文獻1的模具用鋼的成分組成，藉此可維持優異的導熱性，且達成上述的進一步的耐生鏽性。以下，對本發明的構成要件進行說明。

．C：0.07%~0.15%

C為提高淬火性且於回火中藉由Cr、Mo(W)、V碳化物的析出達成組織強化的元素，且為用以維持下述30HRC~42HRC的淬火回火硬度所必需的基本添加元素。並且，為了抑制於切削加工時等所產生的加工應變，理想的是預先減小鋼中的殘留應力，為此，必須使上述的回火溫度高。因此，對於本發明鋼，重要的是添加與即便以例如530℃以上的回火亦可穩定地達成30HRC以上的硬度相應的充分的C量。

但是，若隨著添加量的增加，因形成Cr碳化物而使基體中的固溶Cr減少，則耐生鏽性降低，因此於本發明中設為0.15%以下。另一方面，固溶Cr成為降低模具用鋼的導熱率的重大要因，因此形成Cr碳化物的C若過少，則會使模具用鋼的導熱性劣化。並且，亦無法獲得所必需的硬度，因此設為0.07%以上。關於下限，較佳為0.08%以上，更佳為0.10%以上。關於上限，較佳為0.13%以下，更佳為0.12%以下。

．Si：超過0%~小於0.8%

Si為提高對於例如於塑膠成形時自被成形材產生的氣體等模具使用時的氛圍的耐蝕性的元素。但是，若過多，則會使模具用鋼所具有的導熱率顯著降低，使導熱性劣化。另外，若減少Si，則可減輕機械特性的各向異性，亦可減少條紋狀偏析，從而可獲得優異的鏡面加工性。因此，於本發明中設為小於0.8%。關於下限，較佳為0.1%以上，更佳為0.15%以上，進而較佳為0.20%以上。尤佳為0.25%以上。關於上限，較佳為0.6%以下，更佳為0.5%以下。

．Mn：超過0%~1.0%

Mn為提高淬火性，且抑制鐵氧體(ferrite)的生成，賦予適度的淬火回火硬度的元素。但是，於構成本發明的模具用鋼的元素種之中，Mn對導熱性的影響度大，若過多，則會使模具用鋼的導熱性嚴重劣化。本發明的模具用鋼因下述Cr量的增加而使導熱性劣化。因此，Mn的上限管理特別重要。進而，若過多，則不僅使導熱性顯著受損，而且會與下述S鍵結而生成非金屬夾雜物(inclusion)MnS，亦成為產生鏽或針孔的要因。MnS成為生鏽的起點，為提早開始生鏽的重大要因。因此，就該方面而言，Mn的上限管理亦特別重要。另外，由於提高基體的黏度而使被切削性降低，故而設為1.0%以下。關於下限，較佳為0.1%以上，更佳為 0.2%以上，進而較佳為0.3%以上。關於上限，較佳為0.9%以下，更佳為0.8%以下，進而較佳為0.6%以下。

．P：小於0.05%

P為不可避免地含於鋼中的元素。並且，為若過多則會使熱加工性或韌性降低的元素。因此，於本發明中設為小於0.05%。較佳為0.03%以下。

．S：小於0.02%

S為即便在不添加的情況下亦不可避免地含於鋼中的元素。並且，藉由以非金屬夾雜物的MnS的形式存在，而對被切削性的提高具有很大效果。但是，大量的MnS的存在會助長機械特性、特別是韌性的各向異性等而成為使模具本身的性能降低的要因。並且，MnS成為產生鏽或針孔的起點，其成為提早開始生鏽的重大要因，使作為對於本發明鋼而言為重要特性的耐生鏽性或研磨精加工性嚴重劣化。因此，於本發明中，為了減少MnS的形成量，而特別限定Mn的上限。並且，關於S，即便在添加的情況下，亦必須限定為小於0.02%。較佳為0.01%以下。此外，較佳的下限為0.005%。

．Ni：超過0%~0.5%

Ni亦提高本發明鋼的淬火性，且抑制鐵氧體的生成。並且，為提高本發明鋼的耐生鏽性的元素。但是，與Mn同樣地，Ni亦對導熱性的影響度大，若過多，則會使導熱率大幅降低。因此，對於增加Cr量的本發明的模具用鋼而言，Ni的上限管理亦重要。另外，提高基體的黏度而亦會使被切削性降低。因此，Ni是設為0.5%以下。關於下限，較佳為0.1%以上，更佳為0.15%以上。關於上限，較佳為0.3%以下，更佳為0.2%以下。

．Mo與W以單獨或複合計(Mo+1/2W)：超過0%~小於0.8%

Mo、W於回火處理時使微細碳化物析出、凝聚，提高本發明鋼的強度。另外，增大回火時的軟化阻力。並且，與Cr同樣為藉由固溶於基體中而提高本發明鋼的耐生鏽性的元素，因此為單獨或複合地含有的元素。進而，Mo或W的一部分藉由部分固溶於模具表面的氧化皮膜中，亦具有提高對於模具使用中的例如自塑膠中產生的腐蝕性氣體的耐蝕性的作用效果。但是，若過多，則會招致被切削性的降低。並且，若上述固溶量增加，則會使導熱率顯著降低。W顯示出與Mo同樣的效果，但在以相同的添加量比較其效果的情況下，為Mo的一半。因此，於本發明中設為Mo與W以由(Mo+1/2W)的關係式定義的單獨或複合量計小於0.8%。關於下限，較佳為0.1%以上，更佳為0.3%以上。關於上限，較佳為0.6%以下，更佳為0.5%以下。

．V：超過0%~小於0.15%

V提高回火軟化阻力，並且抑制晶粒的粗大化，有助於韌性的提高。另外，具有微細地形成硬質的碳化物，提高耐磨耗性的效果。但是，若過多，則會招致被切削性的降低，因此設為小於0.15%。關於下限，較佳為0.03%以上，更佳為0.05%以上，進而較佳為0.07%以上。關於上限，較佳為0.13%以下，更佳為0.10%以下。

．Cu：0.25%~1.5%

Cu為於回火處理時使Fe-Cu固溶體析出、凝聚，提高本發明鋼的強度的元素。但是，若過多，則會使熱加工性顯著降低。並且，為延遲生鏽的開始而有效地發揮作用的元素。但是，與Mn及Ni同樣為對導熱性的影響度大的元素，若過多，則導熱率亦大幅降低，使本發明鋼的導熱性劣化。因此，Cu的上限管理亦重要。因此，本發明的Cu是設為0.25%~1.5%。關於下限，較佳為0.40%以上，更佳為0.70%以上。關於上限，較佳為1.2%以下，更佳為1.0%以下。

．Cr：超過4.9%~5.3%

並且，對於含有以上元素種且剩餘部分包含Fe、Cr及不可避免的雜質的組成的模具用鋼，於本發明中，重要的是調整上述Cr的含量。Cr為用以減少絕對的生鏽量，以及使生鏽的開始本身延遲的重要元素。Cr為藉由回火處理使微細碳化物析出、凝聚而提高本發明鋼的強度的元素。並且，另一方面，為藉由固溶充分量於基體中，不僅可減少最終的生鏽量，而且亦可使生鏽的開始本身延遲，從而提高本發明鋼的耐生鏽性的元素。於專利文獻1中，Cr僅被理解為減少最終的生鏽量的元素。但是，本發明者發現，增加Cr量可進一步使生鏽的開始延遲而抑制初期的生鏽。進而在進行氮化處理的情況下，亦具有提高氮化層的硬度的效果。但是，若過多，則不僅會使上述的固溶Cr量增加，使導熱率顯著降低，而且亦會使軟化阻力降低。因此，本發明的Cr是設為超過4.9%~5.3%。關於下限，較佳為5.0%以上。關於上限，較佳為5.2%以下。

．較佳為Al：小於0.1%

作為不可避免的雜質的Al通常用作熔製時的去氧元素。並且，關於處於調整硬度後的狀態下的本發明鋼，若於該鋼中存在大量Al₂ O₃ ，則會使鏡面加工性劣化。另外，可認為，因於模具用鋼的組織中不可避免的夾雜物的存在量(不可避免的雜質量)增加而容易提前產生鏽。因此，本發明的Al較佳為限定為小於0.1%。更佳為小於0.05%。進而較佳為小於0.01%。

．較佳為N(氮)：小於0.06%

作為不可避免的雜質的N為於鋼中形成氮化物的元素。若形成過多的氮化物，則會使模具的韌性、被削性及磨光性顯著劣化。另外，可認為，因於模具用鋼的組織中不可避免的夾雜物的存在量(不可避免的雜質量)增加而容易提前產生鏽。因此，鋼中的N較佳為限定為低。因此，於本發明中，較佳為將N限定為小於0.06%。更佳為小於0.03%，進而較佳為0.01%以下。

．較佳為O(氧)：小於0.0055%

作為不可避免的雜質的O為於鋼中形成氧化物的元素。過多的氧化物成為使冷製下的塑性加工性及磨光性顯著劣化的要因。另外，可認為，因於模具用鋼的組織中不可避免的夾雜物的存在量(不可避免的雜質量)增加而容易提前產生鏽。並且，於本發明中，特別重要的是抑制上述的Al₂ O₃ 的形成。因此，本發明的O較佳為限定為小於0.0055%。更佳為小於0.0030%。

．較佳為由下述式1求出的值滿足1.70以下，且由式2求出的值滿足6.90以下([]括號內表示各元素的含量(質量%))。

式1：70×[C%]+6×[Si%]-[Cr%]-3×[(Mo+1/2W)%]-3×[V%]-0.5×[Cu%]

式2：[Cr%]+3.3×[(Mo+1/2W)%]

於滿足了強度或軟化阻力、被削性等基本特性的基礎上，為了達成作為本發明的特徵的優異的耐生鏽性及導熱性，必須將構成本發明鋼的多種元素種的含量調整為上述的成分範圍內。但是，該等各種元素對耐生鏽性及導熱性所造成的影響的程度不同。因此，為了維持基本特性，進而同時實現優異的耐生鏽性與導熱性，有效的是相互管理構成元素種的含量。因此，於專利文獻1中，針對鋼的各種構成元素，調查其對耐生鏽性及導熱性的影響的程度，藉由多元回歸分析(multiple regression analysis)以相關係數表示各構成元素的影響度。並且，此次，本發明者進行進一步的研究，結果發現，為了無損導熱率且使生鏽的開始本身延遲，而有可使各構成元素的比率進一步最佳化的餘地。

即，為用以平衡(balance)良好地滿足使本發明鋼的生鏽開始的時間點(timing)延遲的效果與優異的導熱率的指標，為可總括評價各構成元素對該兩特性的平衡的影響度的有效的參數(parameter)。並且，該參數可以下述新的式1、式2相互地表述。

式1：70×[C%]+6×[Si%]-[Cr%]-3×[(Mo+1/2W)%]-3×[V%]-0.5×[Cu%]

式2：[Cr%]+3.3×[(Mo+1/2W)%]

於式1、式2中，對上述兩特性的平衡的提高而發揮作用的元素的係數是以負數(minus)表述。另外，對上述兩特性的平衡的降低而發揮作用的元素的係數是以正數(plus)表述。並且，各自的係數的絕對值越大，其影響度越大。並且，在本發明鋼的情況下，式1的值滿足1.70以下的條件對維持上述兩特性的平衡較佳。更佳為1.65以下，進而較佳為1.60以下。另外，式2的值滿足6.90以下的條件對維持上述兩特性的平衡較佳。更佳為6.80以下，進而較佳為6.70以下。於本發明中，若該等式1、式2的值中的任一者的值滿足上述條件，則可發揮出維持上述兩特性的平衡的效果。並且，若兩個式的值滿足上述條件，則可更有效地發揮出上述維持效果。

．模具用鋼的硬度為30HRC~42HRC。

若模具用鋼的硬度過低，則製作模具時的鏡面加工性降低。並且，作為模具製品的耐磨耗性亦降低。另一方面，若模具用鋼的硬度過高，則模具製作時的被切削性降低。並且，作為模具製品的韌性亦降低。因此，本發明的模具用鋼的硬度是設為30HRC~42HRC。關於下限，較佳為35HRC以上。關於上限，較佳為40HRC以下。本發明的模具用鋼可藉由淬火回火熱處理調整為該硬度後，切削加工成模具形狀，而用作所謂的預硬鋼(prehardened steel)。

並且，本發明鋼即便以530℃以上的高溫回火亦可穩定地達成上述的30HRC以上、進而35HRC以上的硬度。以540℃以上的回火亦可達成。為了抑制於切削加工時等所產生的加工應變，如上所述，有利的是可減少鋼中的殘留應力的高溫下的回火。本發明的模具用鋼被調整為兼具優異的耐生鏽性與導熱性以及上述回火特性的最佳的成分組成。此外，關於此時的淬火溫度，無需特別設定。可應用例如自900℃以上的溫度起的淬火。

[實施例1]

鑄造調整為指定的成分組成的鋼液而製作10噸(ton)的鋼塊。將成分組成示於表1。比較鋼B為相當於專利文獻1的Cr為4.9%以下的模具用鋼。

其次，將該等鋼塊加熱至1100℃後，進行鍛造，製成厚度650mm×寬度1000mm的鋼材，對其進行利用自950℃起的空氣冷卻的淬火處理與回火處理而調整硬度。其結果，本發明鋼A及比較鋼B於對減少鋼材中的殘留應力有利的560℃的高溫回火下獲得37HRC的硬度。繼而，對調整硬度後的各個鋼材進行加工，選取5mm×10mm×15mm的耐生鏽性評價用與直徑10mm×厚度1mm的導熱性評價用這兩種尺寸形狀的試片。並且，對該等試片實施以下試驗。

(耐生鏽性的評價)

對耐生鏽性評價用的試片，作為假定實際的保管模具的環境的條件，於溫度40℃、濕度87%的生鏽環境的氛圍下進行曝露試驗。並且，確認自暴露開始起經過10分鐘、20分鐘、30分鐘、 60分鐘、120分鐘時的試片的表面所產生的鏽的程度，評價自放置初期起的鏽的產生狀況。鏽的程度的確認是對試片的10mm×15mm的表面算出其中央部的265μm×350μm的區域所產生的鏽的面積率([鏽的面積/中央部的區域的面積]×100)。將確認鏽的區域設為中央部的原因在於，試片的端部因加工瑕疵等的存在而容易產生鏽，因此儘可能排除成分組成以外的鏽的產生要因。

(導熱性的評價)

藉由雷射閃光法(laser flash method)測定導熱性評價用的試片的導熱率。所謂雷射閃光法，是指由對試片的表面照射雷射光時的溫度上升量求出試片的熱擴散率或導熱率的方法。將求出的導熱率的結果與算出的鏽面積率的結果一併示於表2。

根據表2的結果，成分組成調整為最佳的本發明鋼A與比較鋼B同樣為超過30W/m/K的導熱率，達成優異的導熱性。並且，關於耐生鏽性，本發明鋼A成為如下結果：長時間的放置試驗結束時的最終的生鏽量少，而且於自試驗開始起初期的時間點，生鏽本身並未產生。相對於此，在比較鋼B的情況下，為如下結果：導熱性優異，最終的生鏽量亦為可充分地容許的量，但自試驗開始的初期起開始產生鏽。

[實施例2]

鑄造調整為指定的成分組成的鋼液而製作10kg的鋼塊。使鋼塊的重量(鋼液量)小於實施例1的原因在於，一般認為若鋼塊變大，則會使組織中不可避免的夾雜物的存在量(不可避免的雜質量)增加等，因此容易產生鏽，故而儘可能排除成分組成以外的鏽的產生要因。將成分組成示於表3。比較鋼1為相當於專利文獻1的模具用鋼，比較鋼2~比較鋼4為相當於專利文獻2的模具用鋼。

其次，將該等鋼塊加熱至1150℃後，進行鍛造，製成剖面尺寸為30mm×30mm的鋼材，將其於860℃下進行退火處理。並且，對各個退火處理材進行加工，選取10mm×10mm×10mm的硬度評價用、5mm×8mm×15mm的耐生鏽性評價用、及直徑10mm×厚度2mm的導熱性評價用這三種尺寸形狀的試片。並且，對該等試片實施以下試驗。

(硬度的評價)

使用硬度評價用的試片，對其進行利用自950℃起的空氣冷卻的淬火處理與回火處理。關於回火處理，對減少試片中的殘留應力有利的高溫回火是設為550℃下2小時的條件。於上述回火處理後的試片中，本發明鋼1~本發明鋼4達成35HRC以上的硬度。

(耐生鏽性的評價)

對耐生鏽性評價用的試片進行與在上述硬度的評價時為相同條件的淬火回火處理。並且，以與實施例1相同的方式，於溫度40℃、濕度87%的生鏽環境的氛圍下進行曝露試驗。並且，確認自暴露開始起經過10分鐘、20分鐘、30分鐘、60分鐘、120分鐘、240分鐘時的試片的表面所產生的鏽的程度，評價自放置初期起的鏽的產生狀況。鏽的程度的確認是對試片的8mm×15mm的表面算出其中央部的265μm×350μm的區域所產生的鏽的上述面積率。將確認鏽的區域設為中央部的原因在於，試片的端部因加工瑕疵等的存在而容易產生鏽，因此儘可能排除成分組成以外的鏽的產生要因。

(導熱性的評價)

對導熱性評價用的試片進行與在上述硬度的評價時為相同條件的淬火回火處理。並且，以與實施例1相同的方式藉由雷射閃光法測定上述淬火回火處理後的試片的導熱率。將求出的導熱率的結果與550℃的回火硬度、算出的鏽面積率的結果一併示於表4。

若將表4的結果與實施例1(表2)的結果相比，則鏽的產生的進行整體而言緩慢。其理由在於，本發明鋼1~本發明鋼4的成分組成中，該式1的值滿足1.70以下且式2的值滿足6.90以下。並且，可認為理由亦在於，藉由縮小最初的鋼塊而排除了夾雜物等成分組成以外的鏽的產生要因。並且，於表4中，產生鏽的面積率(%)的欄的「<0.01%」的記載可確認鏽的產生本身，但表示其程度小而難以算出面積率。

根據表4的結果，將成分組成調整為最佳的本發明鋼1~本發明鋼4除超過30W/m/K的導熱率以外，亦達成自試驗開始的初期起抑制生鏽的優異的耐生鏽性。並且，關於式1、式2的值，各值被調整為較低的本發明鋼1、本發明鋼4的上述導熱率與耐生鏽性的平衡優異。

另一方面，比較鋼1為Cr低的模具用鋼。並且，達成超過30W/m/K的導熱率。但是，與本發明鋼相比，在暴露於生鏽環境後30分鐘的時間點確認到鏽。

比較鋼2、比較鋼3、比較鋼4為Cu低的模具用鋼。其中，比較鋼3、比較鋼4的導熱率良好，但在暴露於生鏽環境後30分鐘的時間點確認到鏽，並發展為在暴露後120分鐘的時間點可定量的程度的鏽。此外，比較鋼2中Mo高，導熱率亦低於30W/m/K的值。

比較鋼5與比較鋼2、比較鋼3、比較鋼4相比為Cu更低的模具用鋼。並且，由於Ni高且Cr亦低，故而耐生鏽性降低，產生在暴露於生鏽環境後60分鐘的時間點可定量的程度的鏽。另外，導熱率亦低於30W/m/K的值。

比較鋼6、比較鋼7、比較鋼8為Cr高的模具用鋼。並且，耐生鏽性良好，但導熱率低於30W/m/K的值。此外，比較鋼7、比較鋼8無法以550℃的回火達成30HRC的硬度(軟化阻力降低)。

[產業上之可利用性]

本發明鋼亦滿足作為該模具用的基本特性，因此除塑膠成形用模具以外，亦可應用於橡膠(gum)成形用、或小批量(lot)生產中所使用的熱加工用、壓鑄(die cast)用等的模具。

Claims

一種模具用鋼，其特徵在於：上述模具用鋼是以質量%計含有C：0.07%~0.15%、Si：超過0%~小於0.8%、Mn：超過0%~1.0%、P：小於0.05%、S：小於0.02%、Ni：超過0%~0.5%、Mo與W以單獨或複合計(Mo+1/2W)：超過0%~小於0.8%、V：超過0%~小於0.15%、Cu：0.25%~1.5%，且剩餘部分包含Fe、Cr及不可避免的雜質的組成的鋼，上述Cr的含量超過4.9%且為5.3%以下，硬度為30 HRC~42 HRC，其中鋼的組成是以質量%計由下述式1求出的值滿足1.70以下，且由式2求出的值滿足6.90以下，式1：70×[C%]+6×[Si%]-[Cr%]-3×[(Mo+1/2W)%]-3×[V%]-0.5×[Cu%]式2：[Cr%]+3.3×[(Mo+1/2W)%]此處，[]括號內表示各元素的含量(質量%)。
如申請專利範圍第1項所述的模具用鋼，其中限定以質量%計，作為不可避免的雜質的Al小於0.1%，N小於0.06%，O小於0.0055%。
一種模具用鋼的製造方法，其特徵在於：其是藉由淬火與利用530℃以上的溫度的回火將鋼的硬度調整為30 HRC~42 HRC，上述鋼是以質量%計含有C：0.07%~0.15%、Si：超過0%~小於0.8%、Mn：超過0%~1.0%、P：小於0.05%、S：小於0.02%、Ni：超過0%~0.5%、Mo與W以單獨或複合計(Mo+1/2W)：超過0%~小於0.8%、V：超過0%~小於0.15%、Cu：0.25%~1.5%，且剩餘部分包含Fe、Cr及不可避免的雜質的組成的鋼，並且上述Cr的含量超過4.9%且為5.3%以下，其中鋼的組成是以質量%計由下述式1求出的值滿足1.70以下，且由式2求出的值滿足6.90以下，式1：70×[C%]+6×[Si%]-[Cr%]-3×[(Mo+1/2W)%]-3×[V%]-0.5×[Cu%]式2：[Cr%]+3.3×[(Mo+1/2W)%]此處，[]括號內表示各元素的含量(質量%)。
如申請專利範圍第3項所述的模具用鋼的製造方法，其中限定以質量%計，作為不可避免的雜質的Al小於0.1%，N小於0.06%，O小於0.0055%。