TWI766454B

TWI766454B - 模具用鋼材及模具

Info

Publication number: TWI766454B
Application number: TW109141672A
Authority: TW
Inventors: 梅森直樹; 樋口成起
Original assignee: 日商大同特殊鋼股份有限公司
Priority date: 2019-12-03
Filing date: 2020-11-27
Publication date: 2022-06-01
Also published as: KR20210069584A; TW202129025A; KR102495092B1; JP2021091954A

Abstract

本發明係關於一種模具用鋼材，其包含：0.28質量%≦C≦0.65質量%，0.01質量%≦Si≦0.30質量%，1.5質量%≦Mn≦3.0質量%，0.5質量%≦Cr≦1.4質量%，1.9質量%≦Mo+W/2≦4.0質量%，0.2質量%≦V≦1.0質量%，及0.01質量%≦N≦0.10質量%，其餘係Fe及無可避免的雜質，其中，在淬火及回火後之狀態中，該鋼材具有：具有0.2μm以下之直徑之(Mo, W)碳化物之量為1.2質量%以上，(Mo, W)碳化物之量對Cr碳化物之量的比(質量比)為11以上，及硬度變化為15 HRC以下。

Description

模具用鋼材及模具

本發明係關於模具用鋼材及模具，及特定言之係關於展現高抗軟化性之模具用鋼材及使用該模具用鋼材的模具。

「壓鑄(die-casting)」係指經由在高壓下將熔融金屬注入至模腔中來產生具高尺寸準確度之鑄造物的鑄造方法。壓鑄被用來生產由具相當低熔點之金屬(例如，Al、Zn、Mg、或其合金)製成的鑄造物。

「熱沖壓(hot stamping)」係指利用模具將經加熱至高溫之板材壓製成型，及在板材成型的同時，利用冷卻水冷卻模具使板材快速冷卻(淬火)的成型方法。熱沖壓被用於壓製成型具低冷成型性及大回彈之鋼板(例如，超高強度鋼板)。

「裁縫式模頭淬火(tailored die quenching)」係指經由使用其設計表面經熱源部分加熱之模具將經加熱至高溫之板材壓製成型，及在板材成型的同時，藉由使設計表面保持於低溫來部分及快速冷卻(淬火)板材的成型方法。裁縫式模頭淬火被用於壓製成型需要強度分佈的部件(例如，構成汽車骨架的構件)。

在加工高溫工作材料的方法，諸如壓鑄、熱沖壓、及裁縫式模頭淬火中，模具於使用期間經歷熱循環。因此，此類型之模具需要具有高抗軟化性及抗熱裂性(heat check resistance)。

因此，迄今為止已作出各種提案來解決此問題。舉例來說，專利文獻1揭示一種高韌度熱加工工具鋼材，(a)其以質量%計，包含：C: 0.30%至0.45%，Si: 多於0.3%至1.0%，Mn: 0.6%至1.5%，Ni: 0.6%至1.8%，Cr: 1.4%至低於2.0%，Mo+W/2: 多於1.0%至1.8%，及V+Nb/2: 0.2%以下，其餘係Fe及無可避免的雜質，其中(b)於組分之間維持預定的關係式。

相同文獻揭示以下三點：(A)抗軟化性經由最佳化組分間之平衡而改良；(B)經由將N之量降低至0.015質量%以下而防止粗碳氮化物形成及改良韌度；及(C)經由最佳化碳化物之大小及每單位面積之碳化物數目而改良機器加工性及抗軟化性。

專利文獻2揭示一種熱加工工具鋼材，(a)其以質量%計，包含：C: 0.34%至0.40%，Si: 0.3%至0.5%，Mn: 0.45%至0.75%，Ni: 0%至低於0.5%，Cr: 4.9%至5.5%，Mo及W單獨或以(Mo+1/2W)之組合: 2.5%至2.9%，及V: 0.5%至0.7%，其餘係Fe及無可避免的雜質，其中(b) 其於淬火期間的橫截面結構包括塊狀結構及針狀結構，塊狀結構(A%)係45面積%以下，針狀結構(B%)係40面積%以下，及殘留沃斯田鐵(C%)係5體積%至20體積%。

相同文獻揭示以下三點：(A)於淬火後的結構對韌度及高溫強度具有重大影響；(B)為防止韌度減小，較佳將塊狀結構及針狀結構各減小至預定面積比以下，及(C)較少殘留沃斯田鐵對於防止強度性質退化為較佳，但適度保留沃斯田鐵可改良韌度。

專利文獻3揭示一種溫熱加工的氮化模具，(a)其以質量%計，包含：C: 0.25%至0.55%，Si: 1.2%以下，Mn: 1.5%以下，Ni: 2.0%以下，Cr: 6.0%至8.0%，1/2W+Mo: 5.0%以下，及Cr/Mo≦3，其餘係Fe及無可避免的雜質，其中(b)結構表面中具有0.1μm以上之粒度之未固化碳化物的面積比係1%以上，及(c)至少在與工作材料接觸之表面上包含氮化層，及在距氮化層之表面25μm位置處的硬度係1,100 HV以上。

相同文獻揭示以下兩點：(A)氮化模具磨損的其中一個主要因素係表面層被模具表面與高溫工作材料間之摩擦所產生的熱軟化，從而引起塑性流動，及(B)可經由藉由氮化處理及增加未固化碳化物之量改良表面之硬度而協同減少伴隨著熱產生的磨損。

此外，專利文獻4揭示一種空氣淬火冷工具鋼材，其以重量比計，包含：C: 0.60%至0.85%，Si: 0.50%至1.50%，Mn: 1.70%至2.30%，Cr: 0.70%至2.00%，Mo: 0.85%至1.50%，及V: 0.10%以下，其餘係Fe及無可避免的雜質元素。

相同文獻揭示以下三點：(A)經由相較於習知情況降低C之量及Cr之量，碳化物的量經減少，碳化物的粒度經細化，及可雕刻性(engravability)及冷滾削(cold hobbing)性質經改良；(B)將V之量調整至0.10%以下，可淬火性經改良，可防止條紋狀碳化物形成，及可雕刻性經改良；及(C)Si具有在約200℃下賦予抗回火軟化性的作用。

於專利文獻1中描述的高韌度熱加工工具鋼材歸因於大量的Si而具有低導熱性。此外，Mo+W/2之量小，及因此其之抗軟化性亦低。於專利文獻2中描述的熱加工工具鋼材具有過量的Cr，使得Cr碳化物在含有Mo及/或W之碳化物(以下亦稱為「(Mo, W)碳化物」沉澱之前沉澱。結果，Mo+W/2之量適當，但(Mo, W)碳化物之沉澱量降低，且無法獲得高抗軟化性。

類似於專利文獻2中描述的熱加工工具鋼材，專利文獻3中描述的溫熱加工氮化模具亦具有過量的Cr，使得無法獲得高抗軟化性。此外，專利文獻4中描述的空氣淬火冷工具鋼材具有小量的Mo+W/2，及因此在高於200℃之高溫範圍內具有低的抗回火軟化性。

專利文獻1：JP-A-2016-166379 專利文獻2：JP-A-2008-095190 專利文獻3：JP-A-2001-073087 專利文獻4：JP-A-H06-256895

本發明之一目的係提供一種具高抗軟化性的模具用鋼材。本發明之另一目的係提供一種具高起始硬度及/或高導熱性之模具用鋼材。本發明之又另一目的係提供一種使用該模具用鋼材的模具。

為解決上述問題，根據本發明之模具用鋼材具有以下組態： (1) 該模具用鋼材包含： 0.28質量%≦C≦0.65質量%， 0.01質量%≦Si≦0.30質量%， 1.5質量%≦Mn≦3.0質量%， 0.5質量%≦Cr≦1.4質量%， 1.9質量%≦Mo+W/2≦4.0質量%， 0.2質量%≦V≦1.0質量%，及 0.01質量%≦N≦0.10質量%，其餘係Fe及無可避免的雜質， (2) 就在淬火及回火後之狀態中的模具用鋼材而言，具有0.2μm以下之直徑的(Mo, W)碳化物之量為1.2質量%以上， (Mo, W)碳化物之量對Cr碳化物之量的比(質量比)為11以上，及硬度變化為15 HRC以下。較佳地，該模具用鋼材在淬火及回火後之狀態中具有： 52 HRC以上之起始硬度，及/或 30 W/(m．K)以上之室溫下導熱性。

根據本發明之模具具有以下組態： (1) 該模具包括根據本發明之模具用鋼材， (2) 就該模具而言具有0.2μm以下之直徑的(Mo, W)碳化物之量為1.2質量%以上， (Mo, W)碳化物之量對Cr碳化物之量的比(質量比)為11以上，及硬度變化為15 HRC以下。較佳地，該模具具有： 52 HRC以上之起始硬度，及/或 30 W/(m．K)以上之室溫下導熱性。

由於Cr之量相對地降低且Mo+W/2之量相對地增加，因此大量的細(Mo, W)碳化物沉澱，且防止Cr碳化物之沉澱。結果，抗軟化性獲得改良。

以下將詳細說明本發明之具體例。 [1. 模具用鋼材] [1.1. 主要組成元素] 根據本發明之模具用鋼材包含以下元素及其餘為Fe及無可避免的雜質，且可係鑄錠材料或用於積層製造的粉末。添加元素的種類、其組分範圍、及限制理由如下。

(1) 0.28質量%≦C≦0.65質量%：Ｃ係獲得高硬度所需的元素。在Ｃ之量小的情況中，固溶體Ｃ之量及碳化物之量小，且無法獲得諸如52 HRC以上的高硬度。因此，C之量需為0.28質量%以上。鑄錠材料中之C的量較佳為0.50質量%以上，及更佳為0.55質量%以上。

另一方面，在C之量過高的情況中，粗碳化物的量增加且殘留沃斯田鐵的量亦增加，以致無法獲得諸如52 HRC以上的高硬度。此外，在C之量過高的情況中，當經由使用積層製造方法來製造模具時，模具可能會於積層製造期間龜裂。因此，C之量需為0.65質量%以下。用於積層製造之粉末中之C的量較佳為0.40質量%以下，及更佳為0.35質量%以下。

(2) 0.01質量%≦Si≦0.30質量%：在Si之量過高的情況中，導熱性降低。當導熱性降低時，當加工高溫工作材料時，模具的表面溫度過度上升，且可能發生熔執(seizure)。因此，Si之量需為0.30質量%以下。Si之量較佳為0.15質量%以下，及更佳為0.10質量%以下。

(3) 1.5質量%≦Mn≦3.0質量%：在Mn之量過小的情況中，可淬火性降低。因此，Mn之量需為1.5質量%以上。Mn之量較佳為1.55質量%以上。另一方面，在Mn之量過高的情況中，導熱性降低。因此，Mn之量需為3.0質量%以下。Mn之量較佳為2.0質量%以下，及更佳為1.8質量%以下。

(4) 0.5質量%≦Cr≦1.4質量%：在Cr之量過小的情況中，可淬火性降低。因此，Cr之量需為0.5質量%以上。Cr之量較佳為0.6質量%以上，及更佳為0.7質量%以上。

另一方面，在Cr之量過高的情況中，於回火期間產生大量Cr碳化物，且(Mo, W)碳化物之量減小。結果，抗軟化性降低。此外，在Cr之量過高的情況中，導熱性降低。此外，當經由使用含有過多Cr之模具加工高溫工作材料時，於模具之表面上產生高硬度Cr氧化物，且夾帶氧化物及模具因此可能磨損。此外，Cr氧化物係不均勻地形成於模具之表面上，且可能發生工作材料(例如，電鍍鋼板)的熔執。因此，Cr之量需為1.4質量%以下。Cr之量較佳為1.3質量%以下，及更佳為1.2質量%以下。

(5) 1.9質量%≦Mo+W/2≦4.0質量%： Mo+W/2促成高硬度及高抗軟化性。在Mo+W/2之量過小的情況中，由於二次沉澱碳化物之量減少而無法獲得諸如52 HRC以上的高硬度。此外，(Mo, W)碳化物之量亦減小，且抗軟化性降低。因此，Mo+W/2之量需為1.9質量%以上。

另一方面，在Mo+W/2之量過高的情況中，粗(Mo, W)碳化物之量增加且固溶體C之量減小。結果，無法獲得諸如52 HRC以上之高硬度及高抗軟化性。此外，由於昂貴的Mo及/或W之量增加，因此熔融成本亦增加。因此，Mo+W/2之量需為4.0質量%以下。Mo+W/2之量較佳為3.0質量%以下，及更佳為2.7質量%以下。

(6) 0.2質量%≦V≦1.0質量%： V有助於防止淬火期間晶粒的粗化。在V之量小的情況中，釘扎顆粒(pinning particles)(VC顆粒)的數目小，且晶粒於淬火期間變粗。結果，韌度低。因此，V之量需為0.2質量%以上。V之量較佳為0.3質量%以上，及更佳為0.4質量%以上。

另一方面，在V之量過高的情況中，不會改良硬度之粗碳化物的量增加。此外，由於固溶體C之量及(Mo, W)碳化物之量減少，因此硬度降低且無法獲得高抗軟化性。因此，V之量需為1.0質量%以下。V之量較佳為0.85質量%以下，及更佳為0.8質量%以下。

(7) 0.01質量%≦N≦0.10質量%：在N之量小的情況中，用作碳化物核心之細氮化物的量減少，且無法獲得預定量的(Mo, W)碳化物。因此，N之量需為0.01質量%以上。另一方面，在N之量過高的情況中，產生大量粗氮化物且無法獲得細(Mo, W)碳化物。因此，N之量需為0.10質量%以下。N之量較佳為0.05質量%以下。

(8) 無可避免的雜質：在本發明中，當以下元素低於以下上限值時，將其視為無可避免的雜質。 (a) Al ＜ 0.005質量%， (b) P ＜ 0.05質量%， (c) S ＜ 0.01質量%， (d) Cu ＜ 0.30質量%， (e) Ni ＜ 0.30質量%， (f) O ＜ 0.01質量%， (g) Co ＜ 0.10質量%， (h) Nb ＜ 0.10質量%， (i) Ta ＜ 0.10質量%， (j) Ti ＜ 0.10質量%， (k) Zr ＜ 0.01質量%， (l) B ＜ 0.001質量%， (m) Ca ＜ 0.001質量%， (n) Se ＜ 0.03質量%， (o) Te ＜ 0.01質量%， (p) Bi ＜ 0.01質量%， (q) Pb ＜ 0.03質量%， (r) Mg ＜ 0.02質量%，及 (s) REM ＜ 0.01質量%。

[1.2. 輔助組成元素] 根據本發明之模具用鋼材除了主要組成元素外，可進一步包含一或多種下列元素。添加元素的種類、其組分範圍、及限制理由如下。

(9) 0.005質量%≦Al≦1.5質量%： (10) 0.01質量%≦Ti≦0.5質量%： (11) 0.01質量%≦Nb≦0.5質量%： (12) 0.01質量%≦Zr≦0.5質量%： (13) 0.01質量%≦Ta≦0.5質量%： Al、Ti、Nb、Zr、及Ta皆有助於防止淬火期間的晶粒粗化。所有此等元素形成作用為釘扎顆粒的沉澱物。結果，晶粒成為細顆粒且韌度獲得改良。為獲得該等效應，此等元素各者的含量較佳為上述下限值以上。

另一方面，在此等元素各者之含量過高的情況中，沉澱物聚集且無法作用為釘扎顆粒。因此，此等元素各者的含量較佳為上述上限值以下。模具用鋼材可包含此等元素中之任一者，或可包含此等元素中之兩者或兩者以上。

(14) 0.01質量%≦Co≦1.0質量%： Co有助於改良高溫強度。為獲得該效應，Co之量較佳為0.01質量%以上。Co之量較佳為0.3質量%以上，及更佳為0.5質量%以上。另一方面，在Co之量過高的情況中，熔融成本增加且導熱性降低。因此，Co之量較佳為1.0質量%以下。Co之量更佳為0.9質量%以下。

(15) 0.30質量%≦Ni≦1.0質量%： (16) 0.30質量%≦Cu≦1.0質量%： Cu及Ni皆延遲波來鐵(pearlite)之形成且有助於改良可淬火性。為獲得該等效應，Ni之量及Cu之量各者較佳為0.30質量%以上。

另一方面，在Ni或Cu之量過高的情況中，熔融成本增加且導熱性降低。此外，在Ni之量過高的情況中，殘留沃斯田鐵的量增加且硬度降低。因此，Ni之量及Cu之量各者較佳為1.0質量%以下。模具用鋼材可包含Ni或Cu，或可包含兩者。

(17) 0.01質量%≦S≦0.15質量%： (18) 0.001質量%≦Ca≦0.15質量%： (19) 0.03質量%≦Se≦0.35質量%： (20) 0.01質量%≦Te≦0.35質量%： (21) 0.01質量%≦Bi≦0.50質量%： (22) 0.03質量%≦Pb≦0.50質量%： S、Ca、Se、Te、Bi、及Pb皆有助於改良機器加工性。為獲得該效應，此等元素中各者之含量較佳為上述下限值以上。

另一方面，在此等元素中各者之含量過高的情況中，可能會形成夾雜物。夾雜物作用為破裂的起始點並導致韌度降低。因此，此等元素中各者之含量較佳為上述上限值以下。模具用鋼材可包含此等元素中之任一者，或可包含此等元素中之兩者以上。

[1.3. 性質] [1.3.1. 熱處理條件] 由於根據本發明之模具用鋼材的組分經最佳化，因此模具用鋼材在淬火及回火後的狀態中展現高性質。在此，表述語「在淬火及回火後的狀態」係指於 (a) 在1,030℃± 20℃下均熱處理(soaking) 45分鐘±15分鐘然後在9℃/分鐘至30℃/分鐘之冷卻速率下淬火，及(b)進行兩次在540℃至600℃下均熱處理1小時然後空氣冷卻之回火後的狀態。

除了將組分最佳化之外，當在前述條件下進行淬火及回火時，可控制Cr碳化物的量及(Mo, W)碳化物的量。由於在一些情況中於熔體鑄造後可產生結晶碳化物，因此較佳在熔體鑄造之後及在熱鍛之前於1,200℃或更高溫度下進行均熱處理。特定而言，在C之量係在0.55質量%至0.65質量%範圍內的情況中，較佳進行均熱處理。當進行均熱處理時，可減少粗結晶碳化物，於淬火及回火後可沉澱出大量的細(Mo, W)碳化物，並改良抗軟化性。

在淬火溫度過低的情況中，固溶體元素的量小，且硬度及抗軟化性降低。因此，淬火溫度較佳為1,010℃或更高。另一方面，在淬火溫度過高的情況中，固溶體元素的量過大，殘留沃斯田鐵增加，且硬度降低。此外，晶粒變粗。因此，淬火溫度較佳為1,050℃或更低。由使淬火溫度均勻的觀點來看，在淬火溫度下的保持時間較佳為45分鐘±15分鐘。為使結構完全為麻田散鐵，冷卻速率較佳為9℃/分鐘，及為防止淬火裂痕較佳為30℃/分鐘以下。

在回火溫度過低的情況中，Cr碳化物之量增加且(Mo, W)碳化物之量減少。因此，回火溫度較佳為540℃或更高。另一方面，在回火溫度過高的情況中，碳化物變粗且改良起始硬度及抗軟化性的效用降低。因此，回火溫度較佳為600℃或更低。由包括溫度及時間之回火參數的觀點來看，在回火溫度下的保持時間較佳為約1小時，以致可獲得最大硬度。回火次數較佳為兩次，因為在第一次回火期間需使結構回火以從殘留沃斯田鐵轉變為麻田散鐵。

[1.3.2. (Mo, W)碳化物之量] 在本發明，表述語「(Mo, W)碳化物之量」係指於鋼中含有Mo及/或W且細小(具有0.2μm以下之直徑)之碳化物的質量比。術語「直徑」係指等效圓直徑。細(Mo, W)碳化物有助於改良起始硬度及抗軟化性。一般而言，(Mo, W)碳化物之量越大，起始硬度就越高及/或抗軟化性就越高。為獲得該等效應，在淬火及回火後之狀態中，(Mo, W)碳化物之量需為1.2質量%以上。

[1.3.3. (Mo, W)碳化物之量對Cr碳化物之量的比] 表述語「(Mo, W)碳化物之量對Cr碳化物之量的比(以下亦稱為「碳化物比」)」係指具有0.2μm以下之直徑之(Mo, W)碳化物之質量對具有0.2μm以下之直徑之Cr碳化物之質量的比(細(Mo, W)碳化物之量/細Cr碳化物之量)。細(Mo, W)碳化物及細Cr碳化物皆有助於起始硬度。然而，在Cr碳化物之量相對過多的情況中，C被Cr碳化物吸收，以致(Mo, W)碳化物之量減小且無法獲得高抗軟化性。因此，在淬火及回火後之狀態中，碳化物比需為11以上。

[1.3.4. 起始硬度] 「起始硬度」係指於淬火及回火後立即於室溫下測量的洛氏硬度(Rockwell hardness)(C標度)。由於根據本發明之模具用鋼材具有相對少量的Cr及相對大量的Mo+W/2，因此當於適當條件下對其進行淬火及回火時，大量細(Mo, W)碳化物於基質中沉澱。結果，獲得高起始硬度。當製造條件經最佳化時，在淬火及回火後之狀態中，起始硬度可為52 HRC以上。當製造條件經進一步最佳化時，起始硬度可係53 HRC以上，或54 HRC以上。

[1.3.5. 硬度變化(抗軟化性)] 「硬度變化」係指由以下方程式(1)表示的絕對值。硬度變化指示抗軟化性的量值，且硬度變化越接近零，抗軟化性就越高。硬度變化= | H_b – H_a | (1) 其中 H_a 表示於在前述條件下淬火及回火且進一步於600℃下保持130小時後於室溫下測量的洛氏硬度(C標度)，及 H_b 係於在前述條件下淬火及回火後立即於室溫下測量的洛氏硬度(C標度)。

由於根據本發明之模具用鋼材具有相對小量的Cr及相對大量的Mo+W/2，因此當在適當條件下對其進行淬火及回火時，大量的細(Mo, W)碳化物於基質中沉澱。細(Mo, W)碳化物不僅改良起始硬度，並且亦有助於改良抗軟化性。當製造條件經最佳化時，硬度變化可為15 HRC以下。當製造條件經進一步最佳化時，硬度變化可為12 HRC以下，或10 HRC以下。

[1.3.6. 導熱性] 一般而言，添加Si係為了作為去氧劑或為了改良硬度、改良機器加工性、改良抗氧化性、改良在約200℃下之抗回火軟化性等等。然而，在Si含量過高的情況中，導熱性顯著地降低。根據本發明之模具用鋼材由於Si之量經最小化而具有高導熱性。明確言之，當製造條件經最佳化時，在室溫下之導熱性可為30 W/(m．K)以上。當製造條件經進一步最佳化時，在室溫下之導熱性可為35 W/(m．K)以上。

[2. 模具] 根據本發明之模具具有以下組態： (1) 該模具包括根據本發明之模具用鋼材， (2) 就該模具而言具有0.2μm以下之直徑的(Mo, W)碳化物之量係1.2質量%以上， (Mo, W)碳化物之量對Cr碳化物之量的比(質量比)係11以上，及硬度變化係15 HRC以下。較佳地，該模具具有， 52 HRC以上之起始硬度，及/或 30 W/(m．K)以上之在室溫下的導熱性。

[2.1. 模具用鋼材] 根據本發明之模具係由根據本發明之模具用鋼材製成。由於模具用鋼材的細節係如前所述，因此在此將其說明省略。

[2.2. 性質] 根據本發明之模具係經由使根據本發明之模具用鋼材在預定條件下淬火及回火而獲得。因此，在於淬火及回火後之狀態中，該模具具有： (a) 具有0.2μm以下之直徑之(Mo, W)碳化物的含量係1.2質量%以上， (b) (Mo, W)碳化物之量對Cr碳化物之量的比(質量比)係11以上，及 (c) 15 HRC以下之硬度變化。較佳地，該模具進一步具有： (d) 52 HRC以上之起始硬度及/或 (e) 30 W/(m．K)以上之在室溫下的導熱性。由於模具性質的細節係如前所述，因此在此將其說明省略。

[2.3. 應用] 根據本發明之模具尤其適合作為用來進行熱加工的模具。根據本發明之模具的應用實例包括壓鑄模具、熱沖壓模具、裁縫式模頭淬火模具等等。

[3. 製造模具的方法] 根據本發明之模具可藉由各種方法來製造。舉例來說，可透過以下方法製造根據本發明之模具： (a) 熔融鑄造經摻混成具有預定組分的原料以形成鑄錠， (b) 進行均熱處理以溶解作為固溶體的結晶碳化物， (c) 熱鍛該鑄錠， (d) 使該經熱鍛產物經受用來軟化的熱處理(例如，球化退火)， (e) 切割及粗加工該經軟化的鋼材， (f) 使該經粗加工的產物在預定條件下淬火及回火，及 (g) 使該經熱處理的產物經受最終加工。各步驟的方法及條件並無特定限制，且可根據用途選擇最佳方法及條件。

或者，根據本發明之模具可透過以下方法製造： (a) 利用霧化方法製造由根據本發明之模具用鋼材構成的粉末， (b) 積層製造該獲得的粉末，及 (c) 使該製得產物回火。此外，若需要，最終加工係於回火之後進行。在利用積層製造方法製造模具的情況中，當使積層製造期間的條件最佳化時，可在積層製造的同時進行淬火。關於各步驟之方法及條件的其他點並無特定限制，且可根據用途選擇最佳方法及條件。

[4. 效用] 由於根據本發明之模具用鋼材之添加組分的量經最佳化，因此當對其進行適當熱處理(均熱處理及淬火及回火處理)時，可將Cr碳化物之量及(Mo,W)碳化物之量控制於適當範圍內。結果，可獲得具有15 HRC以下之硬度變化且具有優異耐磨損性的模具。此外，當組分及熱處理條件經最佳化時，起始硬度可為52 HRC以上及/或導熱性可為30 W/(m．K)以上，以致即使當進行熱加工時亦可防止模具的表面溫度上升。結果，進一步防止模具軟化。

此外，由於Cr之量相對地小，因此即使在將根據本發明之模具應用於熱沖壓等等之情況中亦可防止形成具高硬度之Cr氧化物。結果，可防止模具歸因於具高硬度之Cr氧化物的磨損，或於工作材料表面上之氧化物膜熔執於模具表面上。此外，由於模具具高導熱性，因此獲得縮短循環時間的效用。此外，在添加諸如Al、Co、Cu及Ni之其他組分元素之情況中，可進一步改良抗軟化性、高溫強度、高溫可淬火性、及機器加工性。

舉例來說，在熱沖壓模具之起始硬度低的情況中，模具經磨損而於熱沖壓期間損壞。此外，由於模具之溫度在成型期間上升，因此在抗軟化性低的情況中，硬度低且磨損加重。

特定而言，在裁縫式模頭淬火模具之情況中，模具經部分加熱以使與加熱區域接觸之部分的冷卻速率減緩至不會導致麻田散鐵轉變的冷卻速率，從而防止此部分之淬冷。因此，由於模具之一部分經暴露至高溫長時間，因此模具需具有高抗軟化性。此外，在模具之導熱性低的情況中，模具的表面溫度提高，其導致軟化及磨損加重。在導熱性低的情況中，受熱鋼板之熱量被模具帶離的速度緩慢，且使鋼板淬火耗時。此外，於將鋼板成型且取出後，冷卻模具所需的時間較長。當欲在模具未充分冷卻之狀態中成型下一鋼板時，鋼板未充分冷卻且淬火可能不足夠。

相對地，根據本發明之模具用鋼材不僅具有高起始硬度及高抗軟化性，並且當製造條件經最佳化時亦具有高導熱性。因此，當將根據本發明之模具用鋼材應用於，例如，熱沖壓模具或裁縫式模頭淬火模具時，可縮短成型時間及冷卻模具所需的時間，且可縮短循環時間。 [實施例]

(實施例1至26及比較例1至13) [1. 樣本之製備] [1.1. 實施例1至21及比較例1至13(鑄錠材料)] 將具有表1及2中所示之化學組成的各鋼材熔融以形成鑄錠。使所得之鋼鑄錠(比較例13除外)在1,240℃下在均勻熱條件下進行均熱處理20小時。接下來，使鑄錠經受熱鍛以產生具有55 mm

55 mm正方形之橫截面的桿材料。使該桿材料經受淬火及回火。淬火係經由在1,030℃下60分鐘之均熱處理然後在20℃/分鐘至30℃/分鐘之冷卻速率下輻射冷卻來進行。回火係經由重複兩次在540℃至600℃下1小時之均熱處理然後空氣冷卻來進行。關於回火溫度，針對各樣本選擇硬度最高的溫度。

[1.2. 實施例22至26 (積層製造材料)] 製備具有表1及2中所示之化學組成的各粉末。經由使用所得粉末進行積層製造來產生具有55 mm

55 mm正方形之橫截面的桿材料。接下來，使該桿材料經受回火。回火條件係與鑄錠材料之彼等相同。

[表1]

[表2]

[2. 試驗方法] [2.1. 碳化物之量] 自於淬火及回火後之桿材料獲得用來測量碳化物之量之10 mm

12 mm

20 mm的試件。經由電解萃取測量此試件中所含之碳化物的總量(質量)。此外，經由SEM-EDX (掃描電子顯微鏡-能量分散式X射線光譜術)方法自動分析經由電解萃取之碳化物，且測量具有0.2μm以下之直徑之各碳化物的組成及量(數目)。基於所得結果，計算(Mo, W)碳化物之量及(Mo, W)碳化物之量對Cr碳化物之量的比。將具有1.2質量%以上之(Mo, W)碳化物之量及11以上之(Mo, W)碳化物之量對Cr碳化物之量之比的情況評估為「A」，及將其他情況評估為「B」。

[2.2. 起始硬度] 自淬火及回火後之桿材料的殘留材料獲得用來測量起始硬度的試件，且將橫截面(垂直於桿材料之軸向的橫截面)平坦拋光。經由使用經拋光表面作為試驗表面在室溫下測量洛氏硬度(C標度)。在540℃至600℃範圍內之不同溫度下進行回火，及將具有52 HRC以上之最大硬度的情況評估為「A」，及將其他情況評估為「B」。

[2.3. 抗軟化性(硬度變化)] 將於淬火及回火後之桿材料的殘留材料在600℃下加熱130小時。於冷卻至室溫後，自殘留材料獲得用來測量硬度的試件，且將橫截面(垂直於桿材料之軸向的橫截面)平坦拋光。經由使用經拋光表面作為試驗表面在室溫下測量洛氏硬度(C標度)。將經由將起始硬度減去於熱處理後之硬度所得之值為15 HRC以下的情況評估為「A」，及將其他情況評估為「B」。

[2.4. 導熱性] 自於淬火及回火後之桿材料的殘留材料獲得用來測量導熱性之10 mm (直徑)

2 mm之試件。經由使用雷射閃光方法測量於室溫下之導熱性。將具有30 W/(m．K)以上之室溫下導熱性之情況評估為「A」，及將其他情況評估為「B」。

[2.5. 磨損試驗] 自於淬火及回火後之桿材料的殘留材料製備30 mm

60 mm

50 mm之衝頭。關於回火溫度，選擇起始硬度最高的溫度。經由使用此衝頭進行經加熱至920℃之未電鍍鋼板的帽形彎曲，及進行關於衝頭的磨損評估。圖1顯示帽形彎曲的示意圖。首先，將鋼板14置於模頭12上，模頭12包括突出部12a、設置於突出部12a之左側及右側上的活動部分12b及12b、及支撐活動部分12b及12b的彈簧12c及12c(圖1之(A))。接下來，使設置於突出部12a上方之板16及設置於板16之左側及右側上之衝頭18及18下降以使鋼板14的四個點彎曲(圖1之(B))。帽形彎曲係一加速試驗，且餘隙為-15%。

圖2顯示由於帽形彎曲而磨損之衝頭表面的外部照片。帽形彎曲係在前述條件下進行，且將在90次打擊內發生如圖2所示之該磨損的情況評估為「B」，及將其他情況評估為「A」。

[2.6. 熔執試驗] 以如於磨損試驗中相同的方式製備衝頭。利用此衝頭進行經加熱至920℃之鍍鋁鋼板的帽形彎曲。餘隙為-30%。圖3顯示由於帽形彎曲而熔執之衝頭表面的外部照片。帽形彎曲係在前述條件下進行，且將在90次打擊內發生如圖3所示之該熔執的情況評估為「B」，及將其他情況評估為「A」。

[3. 結果] 結果顯示於表3至6中。由表3至6可看見下列幾點。 (1) 在比較例1中，起始硬度低，硬度變化大，且耐磨損性低。據認為此係由於C之量低且細碳化物之量小的緣故。 (2) 在比較例2中，起始硬度低，硬度變化大，且耐磨損性低。據認為此係由於C之量過高且粗碳化物之量大的緣故。 (3) 在比較例3中，硬度變化大，導熱性低，耐磨損性低，且耐熔執性低。據認為此係由於Si之量高故導熱性低，且由於Cr之量高故細(Mo, W)碳化物之量小的緣故。

(4) 在比較例4中，硬度變化大，導熱性低，耐磨損性低，且耐熔執性低。據認為此係由於C及Cr之量高故細(Mo, W)碳化物之量小，且由於Mn之量過高的緣故。 (5) 在比較例5中，硬度變化大，導熱性低，耐磨損性低，且耐熔執性低。據認為此係由於Cr之量高故細(Mo, W)碳化物之量小的緣故。 (6) 在比較例6中，硬度變化大，導熱性低，耐磨損性低，且耐熔執性低。據認為此係由於Cr之量與比較例5相比進一步過高的緣故。

(7) 在比較例7中，硬度變化大，導熱性低，耐磨損性低，且耐熔執性低。據認為此係由於Cr之量與比較例5相比進一步過高的緣故。 (8) 在比較例8中，起始硬度低，硬度變化大，且耐磨損性低。據認為此係由於Mo+W/2之量小的緣故。 (9) 在比較例9中，起始硬度低，硬度變化大，導熱性低，耐磨損性低，且耐熔執性低。據認為此係由於Mo+W/2之量過高且碳化物粗的緣故。

(10) 在比較例10中，起始硬度低，硬度變化大，且耐磨損性低。據認為此係由於V之量過高，且由於固溶體C之量及細(Mo, W)碳化物之量小的緣故。 (11) 在比較例11中，硬度變化大，且耐磨損性低。據認為此係由於N之量小的緣故。 (12) 在比較例12中，硬度變化大，且耐磨損性低。據認為此係由於N之量過高的緣故。 (13) 在比較例13中，起始硬度低，硬度變化大，且耐磨損性低。據認為此係由於因未進行均熱處理故殘留粗結晶碳化物，且固溶體C之量及細(Mo, W)碳化物之量小的緣故。 (14) 在所有實施例1至26中，起始硬度為52 HRC以上，硬度變化為15 HRC以下，及在室溫下之導熱性為30 W/(m．K)以上。此外，其之耐磨損性及耐熔執性皆優異。因此，當將實施例之合金應用於，例如，熱沖壓模具時，可改良耐磨損性。

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

雖然以上已詳細說明本發明之具體例，但本發明並不受限於前述具體例，且可進行各種修改而不脫離本發明之主旨。本申請案係基於2019年12月3日提出申請之日本專利申請案第2019-218621號及2020年10月13日提出申請之日本專利申請案第2020-172572號，將其內容以引用的方式併入本文。 (工業應用性)

根據本發明之模具用鋼材可使用作為用於壓鑄模具、熱沖壓模具、裁縫式模頭淬冷模具、及其類似者的材料。

12:模頭 12a:突出部 12b:活動部分 12c:彈簧 14:鋼板 16:板 18:衝頭

圖1(A)及(B)係帽形彎曲(hat-bending)的示意圖。圖2係由於帽形彎曲而磨損之衝頭表面的外部照片。圖3係由於帽形彎曲而熔執之衝頭表面的外部照片。

12:模頭

12a:突出部

12b:活動部分

12c:彈簧

14:鋼板

16:板

18:衝頭

Claims

一種模具用鋼材，其由以下組分組成：0.39質量%≦C≦0.65質量%，0.01質量%≦Si≦0.30質量%，1.5質量%≦Mn≦3.0質量%，0.5質量%≦Cr≦1.4質量%，1.9質量%≦Mo+W/2≦4.0質量%，0.2質量%≦V≦1.0質量%，及0.01質量%≦N≦0.10質量%，亦可含有選自下述之一種以上；Al≦1.5質量%，Ti≦0.5質量%，Nb≦0.5質量%，Zr≦0.5質量%，Ta≦0.5質量%，Co≦1.0質量%，Ni≦1.0質量%，Cu≦1.0質量%，S≦0.15質量%，Ca≦0.15質量%，Se≦0.35質量%，Te≦0.35質量%， Bi≦0.50質量%，及Pb≦0.50質量%，其餘係Fe及無可避免的雜質，其中，在淬火及回火後之狀態中，該鋼材包含：具有0.2μm以下之直徑之(Mo,W)碳化物的量為1.2質量%以上，(Mo,W)碳化物之量對Cr碳化物之量的比(質量比)為11以上，及15 HRC以下之硬度變化；上述淬火及回火後的狀態係指於(a)在1,030℃±20℃下均熱處理(soaking)45分鐘±15分鐘然後在9℃/分鐘至30℃/分鐘之冷卻速率下淬火，及(b)進行兩次在540℃至600℃下均熱處理1小時然後空氣冷卻之回火後的狀態；上述具有0.2μm以下之直徑之(Mo,W)碳化物的量係如下測得：自於淬火及回火後之桿材料獲得用來測量碳化物之量之10mm×12mm×20mm的試件，經由電解萃取測量此試件中所含之碳化物的總量(質量)；並經由SEM-EDX(掃描電子顯微鏡-能量分散式X射線光譜術)方法自動分析經由電解萃取之碳化物，且測量具有0.2μm以下之直徑之各碳化物的組成及量(數目)；上述硬度變化係由以下方程式(1)表示的絕對值；硬度變化=｜H_b-H_a｜ (1)其中，H_a表示於在前述條件下淬火及回火且進一步於600℃下保持130小時後於室溫下測量的洛氏硬度(C標度)，及 H_b係於在前述條件下淬火及回火後立即於室溫下測量的洛氏硬度(C標度)。
如請求項1之模具用鋼材，其進一步包含至少一種選自由以下所組成之群之元素：0.005質量%≦Al≦1.5質量%，0.01質量%≦Ti≦0.5質量%，0.01質量%≦Nb≦0.5質量%，0.01質量%≦Zr≦0.5質量%，及0.01質量%≦Ta≦0.5質量%。
如請求項1之模具用鋼材，其進一步包含：0.01質量%≦Co≦1.0質量%。
如請求項1之模具用鋼材，其進一步包含至少一種選自由以下所組成之群之元素：0.30質量%≦Ni≦1.0質量%，及0.30質量%≦Cu≦1.0質量%。
如請求項1之模具用鋼材，其進一步包含至少一種選自由以下所組成之群之元素：0.01質量%≦S≦0.15質量%，0.001質量%≦Ca≦0.15質量%，0.03質量%≦Se≦0.35質量%，0.01質量%≦Te≦0.35質量%，0.01質量%≦Bi≦0.50質量%，及 0.03質量%≦Pb≦0.50質量%。
如請求項1之模具用鋼材，其滿足：0.55質量%≦C≦0.65質量%。
如請求項1至6中任一項之模具用鋼材，其在淬火及回火後之狀態中，具有52 HRC以上之起始硬度。
如請求項1至6中任一項之模具用鋼材，其在淬火及回火後之狀態中，具有30W/(m．K)以上之室溫下導熱性。
一種模具，其包含請求項1至8中任一項之模具用鋼材，其中該模具包含：具有0.2μm以下之直徑之(Mo,W)碳化物的量為1.2質量%以上，(Mo,W)碳化物之量對Cr碳化物之量的比(質量比)為11以上，及15 HRC以下之硬度變化；上述具有0.2μm以下之直徑之(Mo,W)碳化物的量係如下測得：自於淬火及回火後之桿材料獲得用來測量碳化物之量之10mm×12mm×20mm的試件，經由電解萃取測量此試件中所含之碳化物的總量(質量)；並經由SEM-EDX(掃描電子顯微鏡-能量分散式X射線光譜術)方法自動分析經由電解萃取之碳化物，且測量具有0.2μm以下之直徑之各碳化物的組成及量(數目)；上述硬度變化係由以下方程式(1)表示的絕對值；硬度變化=｜H_b-H_a｜ (1)其中，H_a表示於在前述條件下淬火及回火且進一步於600℃下保持130小時後於室溫下測量的洛氏硬度(C標度)，及H_b係於在前述條件下淬火及回火後立即於室溫下測量的洛氏硬度(C標度)。
如請求項9之模具，其具有52 HRC以上之起始硬度。
如請求項9或10之模具，其具有30W/(m．K)以上之室溫下導熱性。