专利名称：具有优良的机加工性能的高强度模具用钢的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种具有高强度及优良的机加工性能的，含有马氏体显微组织的模具用钢。
按常规，用于模具的预硬化钢是公知的，如，用于模制塑料的模具。这种模具所用的预硬化钢与常规的模具用钢不同，经过调整以具有预定的硬度，经后续的机加工而得到作为最终产品的模具而无需进一步的淬火处理，而所述的常规的模具钢则经受退火、机加工和淬火过程，以便提高其强度和硬度。
因此，虽然该预硬化钢可具有保证高强度和高耐磨性的高硬度，从而可适用于作模具等产品，但又要求它具有优良的机加工性能，而该性能与上述各种性能是相抵触的。
例如，于JP-A-5-70887，JP-A-7-278737等中所述，已有具有上述性能的公知材料，它们通过使添加的Ni、Al、Cu等的析出作用而被改善，从而具有高强度，然后经调整而具有机加工性能良好的贝氏体显微组织。
这种金属组织的初始显微组织为贝氏体的预硬化钢在体现高硬度及相当好的机加工性能方面是有效果的。
因此，无需使这种预硬化钢在机加工后经受淬火处理，因而便于用于模具制造。
但，在制造该钢的产品时，在调整该钢以具有贝氏体显微组织的热处理过程中，需控制冷却速度，而所需多个热处理步骤是不利于这种用于得到贝氏体显微组织的调节。此外，近年有一种对模具必须具有耐腐蚀性，高强度以及更长寿命的要求趋势。
另一方面，其组织的初始显微组织为马氏体的钢一直被用于各种用途，使这种钢的特殊性能有最大的应用，这些性能可以通过与从奥氏体转变为马氏体的比较的高速冷却处理，同时避免初始铁素体、珠光体和贝氏体相存在而获得的。
有一些这类已知的用于模具的钢，其中的一个实例示于JP-A2-3-501752中，其化学成份中包括0.01～0.1％的C、不大于2％的Si、0.3～3.0的Mn、1～5％的Cr、0.1～1％的Mo、1～7％的Ni以及1.0～3.0％的Al和1.0～4.0％的Cu中的至少一种。
它在时效之前具有条状马氏体的显微组织及30～38HRC的硬度，而且为提高硬度而易于经受后续的热处理。
但，也是在JP-A2-501752的情况下，没有考虑到对具有较高的，超过38HRC硬度的马氏体钢的加工。
这是因为在机加工性能方面，认为马氏体显微组织方面有难题，而且因为在调整到具有高硬度的马氏体后，机加工是不可想像的。
为解决上述难题，本发明的目的在于提供一种高强度钢，它在机加工性能方面有所提高而又有无损于强度和延展性之间的优良平衡的优越性能，因而该钢可作为预硬化材料用于模具，尤其是用于模压塑料的模具。
本发明人针对该钢检验了机加工性能和韧性以及耐腐蚀性之间的关系，从而发现，通过将该钢调整到具有最佳的化学成份，以控制在淬火时自奥氏体转变而成的马氏体显微组织及在淬火和回火过程中金属间化合物和碳化物的析出行为来使机加工性能大为提高而又无损于韧性，从而推出本发明。
根据本发明，提供了一种具有优良机加工性能的高强度模具用钢，它主要由(％重量)0.005～0.1％的C、不大于1.5％的Si、不大于2.0的Mn、从3.0至小于8.0％的Cr、不大于4.0％的Ni、0.1～2.0％的Al、不大于3.5％的Cu及余量的Fe及不可避免的，包括N和O的杂质，而且它具有初始显微组织是马氏体的金属组织，其中作为杂质的氮和氧的量被分别限于不大于0.02％的氮和不大于0.003％的氧。
按本发明就可能改善厚件切割的机加工性能、精密的电火花加工性能及高精度的抛光性能，这是通过使该钢满足下式所限定的值而达到的该值＝(7.7×C(％重量))+(2.2×Si(％重量))+(271.2×S(％重量))≥2.5，其中该值不大于6则更佳。
本发明的高强度钢可任选地含有(％重量)不大于1％的Mo、不大于1％的Co、不大于0.5％的V和Nb中的至少一种及不大于0.20％的S。
图1示意性地表示本发明钢的金属显微组织；
图2A表示本发明钢的一个实例中的金属显微组织的光学显微镜照片；图2B是图2A照片的示意性图解；图3A表示具有高碳含量的对比钢的典型金属显微组的照片的实例；图3B是图3A照片的示意性图解；图4表示具有低Cr含量的对比钢的典型金属显微组织照片的实例及其图2A照片的示意性图解；图5表示本发明钢的金属显微照片的一个实例，在该照片中，晶界处的碳化物被处理得清晰可见；图6表示本发明的，添加了Mo的钢的金属显微组织照片的一个实例，在该照片中，晶界处的碳化物被处理得清晰可见；图7表示本发明的，添加了Co的钢的金属显微组织照片的一个实例，在该照片中，晶界处的碳化物被处理得清晰可见；图8表示了本发明的，同时添加了Mo和Co的钢的金属显微照片的一个实例，在该照片中，晶界处的碳化物被处理得清晰可见。
如上所述，提供了一种模具用钢，通过将该钢调整得具有最佳的化学成份，从而使其具有优良的机加工性能及耐腐蚀性，更好是具有优良的厚件切割性能、电火花加工性能及抛光性能，同时还具有坚硬的及高强度的马氏体显微组织。
马氏体显微组织通常可用淬火处理获得。但因本发明的钢含有不小于3％的Cr，所以它容易转变为马氏体。因此，还可能通过直接淬火得到马氏体，淬火时，该钢在热处理后以高于空冷的冷却速度冷却。
本发明钢的化学成份的特点如下C0.005～0.1％为保证本发明钢在机加工性能方面的基本改善，经选定的相当低的碳含量是重要的。为使马氏体领域(Packet)增大，降低碳含量是有效的，该领域是马氏体显微组织的单元，而且降低碳含量对于钢具有硬的马氏体显微组织的同时提高机加工性能而言是重要的因素。
具体地说，本发明的钢具有图1中所示的显微组织，其中1指条状马氏体、2是区段(block)，3是领域，4是先前的奥氏体晶界，其中一个奥氏体晶粒被分成若干个领域，而每个领域又被分成若干个一般是平行的条状区段。
领域是由很多条(条状马氏体)的组所组成区域，它们沿相互平行的方向排列(即它们有相同的晶面，而区段是由一组条(条状马氏体))构成的区域，这些条相互平行，并具有相同的结晶取向。
因此领域和区段是基本的组织单元，它们是体现马氏体的韧性的原因。在本发明的钢中，据信韧性主要由领域确定，因为区段的生长不充分。具体地说，本发明的钢具有图1所示的组织。
当降低碳含量时，溶解的碳减少，因而转变应力下降，该应力出现于从奥氏体向马氏体转变的过程中，因而减少了领域的结合，领域是因应力消除机理而形成的。因为大的领域降低了机加工，如切削过程中的断裂应力，所以它们减少了切削阻力并改善了加在切削工具上的负荷。因此，即使其组织是坚硬的马氏体，也可确保优良的机加工性能。
此外，碳防止形成铁素体，而且它对于改善硬度和强度是有效的。要求碳含量不小于0.005％。当碳含量大于0.1％时，它形成碳化物，当切削时，碳化物增加工具的磨损，或由于减少了基体中的Cr含量而恶化了耐腐蚀性能。因此，为进一步改进机加工性能而又无损于上述的功能，碳含量不应大于0.1％，更好是小于0.05％。
Cr3.0～小于8.0％。
对于使钢具有耐腐蚀性能，Cr是有效的，因而，为了获得具有良好机加工性能的金属组织，要求对Cr含量有所限制。当Cr含量小于3％或大于8％时，因初始铁素体在马氏体转变前析出而使机加工性能恶化。此外，因在初始铁素体析出时溶解碳被带入基体中，所以基体中的溶解碳增加，从而导致在后续的残余奥氏体向马氏体转变的过程中转变应力增大。
由于这种原因，上述领域尺寸变小，从而恶化了机加工性能。
因此，在本发明的钢中，铬含量限于3.0～小于8.0％的范围，更好是限于3.5％～7.0％的范围。
N不大于0.02％。
本发明的钢含有较大的，不小于3.0％的Cr。提高Cr含量则提高了氮在钢水中的溶解度。例如，当Cr含量为约2％时，1500℃时的氮溶解度为约220ppm。在约3％的Cr的情况下，该溶解度上升到280ppm。在5％的Cr的情况下，该溶解度超过300ppm。
氮(N)在钢中形成氮化物。尤其是在钢中含Al的情况下，就象本发明的钢一样，AlN使得由该钢制成的模具的韧性、机加工性能及抛光性能大为恶化。因此，在含Cr的本发明的钢中，将氮含量限制在低水平是重要的。
按本发明，为进一步改善韧性、机加工性能及抛光性能，将氮含量限于不大于0.02％，更优选是不大于0.005％，最好是不大于0.002％。
O不大于0.003％，优选是不大于0.001％。
氧(O)在钢中形成氧化物。当氧含量大于0.003％时，冷态塑性加工性能和抛光性能明显恶化。因此，氧含量的上限为0.003％。为改进抛光性能，氧含量最好不大于0.001％。
Si不大于1.5％通常Si被用作脱氧剂。它在恶化韧性的同时还改善机加工性能。考虑到上述两种功能间的平衡，为提高基体的硬度而又不损害上述两种功能间的平衡，Si含量优选是不大于1.5％，更好是大于0.05％和不大于1.5％。
Mn不大于2.0％Mn象Si一样是脱氧剂，并具有通过增强硬化能力而防止铁素体形成的功能。但，过量的Mn提高延展性，从而降低了机加工性能。因此将Mn含量限于不大于2.0％。
Ni1.0～4.0％当冷却时，Ni具有降低转变温度的功能，从而均匀地形成初始的马氏体显微组织；以及使含Ni的金属间化合物形成并析出，从而提高了硬度。若Ni含量小于1.0％，则不能期待这类功能。即使它超过4.0％，Ni的作用将不会因其含量(提高)而变得更明显。此外，超过4.0％的Ni形成具有过度韧性的奥氏体，从而恶化了机加工性能。因此，Ni含量被限于1.0～4.0％。
Al0.1～2.0％Al具有与Ni结合而析出金属间化合物NiAl，从而提高硬度的功能。为确保此功能的效果，需使Al含量不小于0.1％。但即使Al含量大于2.0％，由于Al和Ni间的平衡，也不能期望沉淀硬化的效果。此外，大于2.0％的Al形成坚硬的氧化物系的夹杂物。它使得工具被磨损、有损于镜面光洁性能，产生桔皮表面的加工性能等。因此，Al含量被限于0.1～2.0％的范围。为了通过保证稳定的硬度而阻止软化抗力的下降，Al含量以0.5～2.0％为佳。
Cu不大于3.5％
Cu被认为形成含少量Fe的ε相固溶体。Cu象Ni一样，是沉淀硬化的原因。另一方面，Cu由于在高温下侵入基体金属的晶界而降低韧性及恶化热加工性能。因此，Cu含量被限为不大于3.5％，而更好是0.3～3.5％。
在本发明钢的上述基本成份范围中，在常规的端面铣等方面的机加工性能无任何问题。但，本发明人牢记将其研究推向厚件切割，因而发现“(7.7×C(％重量))+(2.2×Si(％重量))+(271.2×S(％重量))”的值以不小于2.5和不大于6为佳。
实际上本发明人进行了本发明的钢在厚件切割条件下的性能测试，并发现当上式的值不小于2.5时可以获得在厚件切割方面的优良韧性和机加工性能的组合。本发明人还发现当上式的值不大于6时，可获得适于精密电火花加工的性能和抛光性能的进一步组合。上式的系数是从实验数值的回归分析中获得的。
更具体地说，本发明人确定了一种异常的现象例如在厚件切割时，在每个齿切入被切材料的切入面积不小于50mm2的切削条件下，发生了工具卡咬，结果导致工具寿命的结束，而且甚至在本发明的规定成份范围内也如此。虽然这原因不明，但可以认为这种现象是因切削温度的升高而引起的。
由于本发明人的重复实验，通过调整C、Si和S含量得到了能保证甚至是厚件切割时也符合要求的成份。上式规定了这些含量间的关系。
可以认为上式中规定的C、Si和S含量对于厚件切割有以下含意。
在厚件切割的场合下，切削温度显著升高，从而在工具和切屑间的接触界面，Si形成低熔点的氧化物，从而由于切屑的润滑效果而防止了被切材料卡住工具。
S是由于形成低熔点的硫化物而改善切屑的润滑效果的原因，也是由MnS所赋予的改善切割性能的原因。此外，因在厚件切割时，切削温度明显提高，所以被切材料的延展性和韧性也高，因而切割该材料很难。在高温下能稍许降低延展性和韧性的S，可提高机加工性能。
至于C，切屑不久就被分开，从而防止卡住工具。
虽然上述范围对于防止厚件切割时的卡工具现象是合乎要求的，但当Si含量高时韧性稍许下降。为对此进行补偿，将C含量调得稍高是合乎需要的。考虑到这点，当厚件切割时，采用不小于0.03％(重量)的优选C含量并将Si含量设置在稍高的0.8-1.5％的范围是必要的。
此外，在实施厚件切割的场合下，由于S含量小于0.001％，厚件切割时的机加工性能不如此之好，而且当S含量大于0.01％时，适于精密电火花加工的性能不好(由于MnS使韧性恶化并产生条状缺陷)，以及由于MnS出现麻点，所以高精度抛光性能也不好。因此，当欲加S时，其量以0.001～0.01％为佳。此外，因S提高裂纹敏感性，所以尤其在进行电火花加工时，最好将S含量限于0.006％以下是合乎要求的。
Mo不大于1.0％Mo溶于基体中，由于加强了钝化膜而对于改善耐腐蚀性能是很有效的。此外，Mo与C结合而形成细小的混合碳化物，因而对于阻止M7C3型的碳化物变粗非常有效，这种碳化物主要是由Cr形成的。结果，韧性被改善，而且作为形成针孔原因的各种因素也被减少。但，过量的Mo形成大量的碳化物，结果增加了工具的磨损。因此，Mo含量的上限为1.0％。更可取的是，为确保上述效果的有效产生，加入不小于0.1％的Mo是符合要求的。
Co不大于1.0％Co溶于基体中以改进二次硬化和耐腐蚀的性能。Co也阻止主要由Cr形成的M7C3型碳化物的粗化，从而使这些碳化物和金属间化合物(Ni-Al)在基体中很细地析出，从而改善韧性。但，过量的Co使钢的韧性、机加工性能和淬火性能恶化。出于这一原因和经济上的考虑，将Co含量的上限定为1.0％。更可取的是，为确保上述效果有效地获得，Co的加入量不小于0.1％。
V和Nb不大于0.5％V和Nb对于净化晶粒以改进钢的韧性，从而进一步提高本发明钢的各种性能是有效的。因此，可任选地添加这些元素。
此外，因V和Nb倾向于与氮结合而形成细的氮化物，所以它可阻止由于形成AlN而使化合物变粗从而引起的机加工性能、韧性和抛光性能的恶化。大量的V和Nb形成碳化物，从而增加了工具磨损。因此将V和Nb总量的上限定为0.5％，优选是0.01-0.1％。
S不大于0.20％S与Mn结合形成MnS夹杂物，因而改善机加工性能。但因S易于成为点状腐蚀的起源点，从而恶化抗腐蚀性能，所以S可任选地添加。但因即使S含量超过0.20％时也不能期望随抗腐蚀性的下降同时改善机加工性能，所以将S含量的上限定为0.20％。此外，如上所述，S恶化电火花加工性能和抛光性能，因此根据钢的用途限制S含量是必要的。
符合本发明的钢，可以以这样的范围添加用于改善韧性或机加工性能的元素在该范围内，源于所述金属组织和化学成份的基本功能不因添加该类元素而受损。
例如，作为改善延展性的元素，本发明的钢可含一或二种选自不大于0.5％的Ti、不大于0.5％的Zr和不大于0.3％的Ta的元素。作为改善机加工性能的元素，它还可含有一或二种选自0.003～0.2％的Zr、0.0005～0.01％的Ca、0.03％～0.2％的Pb、0.03～0.2％的Se、0.01～0.15％的Te、0.01～0.2％的Bi、0.005～0.5％的In及0.01～0.1％的Ce。它还可含有总量为0.0005～0.3％的Y、La、Nd、Sm和其它稀土元素。
实施例下面借助实施方案详细解释本发明。
首先陈述标准试样的制备方法。将钢试样在30kg的高频真空熔炼炉中熔化，在锻成40mm×40mm的方棒后，通过热处理该方棒而获得马氏体组织。
所述热处理是这样进行的为得到40HRC±5的硬度，通过在1000℃加热1小时，然后空冷而完成淬火，此后以20℃的增量值由520到580℃的适宜温度下加热，接着空冷而完成回火。
实际测量和评估马氏体领域的尺寸是以平均领域尺寸测定的首先通过将马氏体的光学显微组织与按ASTM规定的100倍放大率的标准尺寸图对比来确定该领域尺寸，然后对每个试样作6张照片的测量。领域尺寸的数值越高，则该领域越细小。
为评价机加工性能，进行端铣切削试验，然后在工具的侧面以6m的切削长度测量最大磨损宽度(Vbmax(mm))。按湿法在端面铣床上用2个直径为10mm的高速钢刀刃，以23m/分的切削速度和0.06mm/齿的进刀速率进行切削。
为评价韧性，用2mm的U形缺口试样(JIS No.3试样)进行摆锤式冲击试验(Charpy impact test)，并室温下测量摆锤式冲击值。
作为耐腐蚀性能试验，进行(1)喷盐试验(5％的NaCl，35℃，1小时)和(2)自来水浸渍试验(室温、浸渍后将试样在空气中滞留1小时)。通过外观观察进行锈蚀状态的比较，然后按照下述锈蚀程度，进行评定；优(无锈蚀，◎)良(锈蚀面积百分比小于10％，○)差(锈蚀面积百分比大于30％，×)和中(锈蚀表面百分比10-30％以下，△)。
为评价抛光性能，通过使5mm的方形试样经受淬火和回火以调整其硬度，此后，按研磨剂-纸-金刚砂组合法进行镜面抛光研磨，再用10倍放大率的放大镜计数所出现的小点数目。试样这样评定当小点数小于10时评为好(○)，当该数为10-20时评为中等(△)，当其大于20时评为差(×)。实施例1具有表1所示主成分，而且其中可测出表2所示的痕量元素的钢是用上述制造方法生产并评价其性能。评价的结果示于表3。
在本发明的1-6号试样中，Cr含量在本发明的规定范围内变化。当Cr含量在本发明范围内提高时，耐腐蚀性能倾向于略有提高。当Cr含量约为5％时，机加工性能最好。在韧性或抛光性能方面未见大的差别。
另一方面，在Cr含量小于本发明规定范围的对比试样C3和Cr含量大于本发明规定范围的对比试样C4中，出现了铁素体组织，因而这些试样的机加工性能大大低于本发明试样的机加工性能。
在本发明的7-12号试样中，C含量在本发明规定范围内变化。当C含量在本发明的规定范围内升高时，机加工性能趋于稍有恶化。在耐腐蚀性能、韧性和抛光性能方面无大的差别。
另一方面，在C含量高于本发明的规定范围的对比试样C1中，耐腐蚀性能劣于本发明的试样，而同时机加工性能大为下降。
图2A表明了放大400倍的试样3的组织的光学显微照片，是本发明钢的典型组织。图3A表明了放大400倍的试样C1的组织的光学显微照片及其示意图。在C含量高的试样C1中，领域尺寸明显地小。换言之，机加工性能的恶化与表3中所示的领域尺寸相关，因而结论是，对比试样C1中的领域尺寸随着C含量增高而减小，结果导致机加工性能下降。
在N含量高于本发明规定范围的对比试样C2中，作为模具钢的重要性能的抛光性能劣于本发明的试样，而且在机加工性能测试中还出现了不合格的切屑。
图4表明了放大400倍的对比试样3的组织的照片，试样3的Cr含量较低。如图4所示，当Cr含量低于本发明规定的范围时，产生铁素体组织。铁素体的形成恶化了机加工性能。
表1
表2
基于测量水平测得的杂质上限值0.001 Mg，0.001 Ca，0.001 Ag，0.001 Zn，0.006 Sn，0.001 Pb，0.004 As，0.001 Sb，0.01 Bi，0.01 Se，0.001 Te，0.01 Y，0.01 Ce和0.01 Ta
表3
实施例2用上述制造方法生产具有表4中所示的主要成份，而且其中可测出表5所示的痕量元素的钢，然后评价其性能。评价的结果示于表6。
在21-24号试样中，按本发明规定的所需范围加入Mo和Co的效果是肯定的。加了Mo和/或Co的22-24号试样与基本上未加Co的21号试样相比，韧性明显提高，而其机加工性能未明显恶化。换言之，很明显在改善韧性方面，加Co和Mo是非常有效的。
此外，如24号试样，组合加入Mo和Co可进一步提高韧性，因而是有益的。
以超出本发明的合格成份范围加入Mo和/或Co的对比钢C5-C7中，可以肯定，尽管韧性得以提高，但机加工性能恶化。
本发明的试样21号(未加Mo和Co)、试样22号(加入Mo)、试样23号(加入Co)和试样24号(组合加入Co和Mo)的金属组织分别示于图5、6、7和8中，这些组织是在浸蚀处理后使碳化物在晶界处明显呈现后观察到的。
很明显，在图5所示的不含Mo和Co的钢中，虽然C含量低，碳化物(M7C3)在前奥氏体晶界处和马氏体领域边界处大量析出。另一方面，可以肯定，在图6和8中的含Mo和/或Co的钢中，在前奥氏体晶界和马氏体领域边界处析出的碳化物(M7C3)量大为减少。换言之，按本发明加入Mo和/或Co，则对阻碍使韧性恶化的碳化物(M7C3)在前奥氏体晶界和马氏体领域边界处析出是明显有效的。
表4
表5
<p>基于测量水平确定的杂质上限值0.001 Mg，0.001 Ca，0.001 Ag，0.001 Zn，0.006 Sn，0.001 Pb，0.004 As，0.001 Sb，0.01 Bi，0.01 Se，0.001 Te，0.01 Y，0.01 Ce和0.01 Ta表6
实施例3具有表7所示的主成份而且其中可测出表8所示的痕量元素的钢用上述制造方法生产，然后评价其性能。评价结果示于表9。
在31-35号试样中，按本发明所需的规定范围加入V和Nb的效果是肯定的。与基本上不加V或Nb的31号试样相比，加入V和/或Nb的32-35号试样的韧性有极大提高，而其机加工性能几乎没有恶化。换言之，很明显对于改善韧性而言，加入V和Nb是非常有效的。此外，如试样34，组合加入V和Nb是可以的。
以超出本发明所需的规定成份范围的量加入V和/或Nb的对比试样C8-C10中，可以确定，韧性几乎没有提高，机加工性能变差，而且耐腐蚀性能也变差。
表7
>表8<
根据测量水平确定的杂质上限值0.001 Mg，0.001 Ca，0.001 Ag，0.001 Zn，0.006 Sn，0.001 Pb，0.004 As，0.001 Sb，0.01 Bi，0.01 Se，0.001 Te，0.01 Y，0.01 Ce和0.01 Ta
表9
实施例4用上述制造方法生产具有表4所示的主成份，且其中可测得表11所示的痕量元素的钢，然后评价其性能。评价结果示于表12。
在41-51号试样中，其成份在本发明规定的范围内变化。与本发明的试样不同，对比钢C11的Si含量超出了本发明所需的规定范围，因此，虽然机加工性能稍有提高，但韧性变差。在对比钢C12中，由于有过量的Ni，所以虽然韧性没有改善如此之大，但机加工性能显著变差。
在对比钢C13中，Al含量过小，由于硬化元素析出不足，故硬度未能提高。在对比钢C15中，Cu含量过高，因而在热加工时出现裂纹，结果使热加工不能进行。在对比钢C15中(其S含量超出本发明所需的规定范围)，虽然机加工性能得以改善，但因S含量而使韧性明显恶化。此外，因大量形成硫化物，所以该钢易于锈蚀，而且抛光性能也变差。
表10
表11
根据测量水平确定的杂质上限值0.001 Mg，0.001 Ca，0.001 Ag，0.001 Zn，0.006 Sn，0.001 Pb，0.004 As，0.001 Sb，0.01 Bi，0.01 Se，0.001 Te，0.01 Y，0.01 Ce和0.01 Ta
表12
实施例5按上述制造方法生产具有表13所示主要成分，而且其中可测到表14所示痕量元素的钢，并评价其性能。评价结果示于表15。除用端面铣床进行上述评价外，还评价了在厚件切割时的机加工性能。
为评价厚件切割时的机加工性能，进行了端面铣切割试验，然后测量工具被损伤时的切割长度。切割是按干法，通过用120m/分的切削速度和0.1mm/齿进刀速率的单齿完成。采用中心切割法，而且每个刀具齿切入被切坯料中的面积为240mm2。
为评价电火花加工性能，在用直径为10-20mm的铜电极，在能得到±1μm的精加工表面(表面粗糙度)的条件下完成的实验后(峰值电流1-4A，脉冲宽度2-10μs，用煤油)，进行直接观察并用光学显微镜观察，然后测量表面粗糙度。在评价电火花加工性能时，直接地及用光学显微镜观察到裂纹的试样(X)首先被排除。此后，对剩余的试样作如下评价。表面粗糙度小于2μm的试样被评为优(○)，表面粗糙度为2～小于3μm的评为中(△)，表面粗糙度大于3μm的评为差(×)。
如表15所示，52-62号本发明钢的试样满足按本发明中的方程式所定的适宜范围，而且其硫含量范围为O.001-0.01％，这些试样能承受厚件切削，而且即使在精密的放电加工时也不会出现肉眼可见的条状图形，或在高等级抛光性能评价时也不出现麻点。因此肯定这些试样是优良的。此外，S含量不大于0.006％的52、54、55、57、58、60和61号试样提供了适于精密放电加工的更佳性能和高级抛光性能。
表13
表14
按测量水平确定的杂质上限值
0.001 Mg，0.001 Ca，0.001 Ag，0.001 Zn，0.006 Sn，0.001 Pb，0.004 As，0.001 Sb，0.01 Bi，0.01 Se，0.001 Te，0.01 Y，0.01 Ce和0.01 Ta表15
根据本发明，为了对初始金属组织是马氏体的钢在热处理后，明显改善其加工性能，提供了一种高强度模具钢，从降低生产成本和缩短超前时间的观点来看，该性能对于降低切削模具所需的工时而言是必要的。
尤其是在满足了本发明所需的成份范围时，该钢对于模压塑料的模具很有用，因为其硬度在38-45HRC的范围内，而又无损于强度和延展性之间的优良平衡，并具有优良的耐腐性能及明显提高的机加工性能。
权利要求
1.一种具有优良机加工性能的高强度模具钢，按重量计，它主要由0.005～0.1％的C、不大于1.5％的Si、不大于2.0％的Mn、3.0～小于8.0％的Cr、不大于4.0％的Ni、0.1～2.0％的Al、不大于3.5％的Cu、余量的Fe及包括氮和氧的不可避免杂质组成，该钢有初始显微组织为马氏体的金属组织，其中作为杂质的氮和氧被限于不大于0.02％的氮和不大于0.003％的氧的含量范围。
2.按权利要求1的高强度钢，它含有不大于1％的Mo。
3.按权利要求1的高强度钢，它含有不大于1％的Co。
4.按权利要求1的高强度钢，按重量计它含有不大于0.005％的氮和不大于0.001％的氧。
5.按权利要求1的高强度钢，按重量计，它主要由0.005～0.05％的C、不大于1.5％的Si、不大于2.0％的Mn、3.5～7.0％的Cr、1～4.0％的Ni、0.5～2.0％的Al、0.3～3.5％的Cu及余量的Fe和不可避免的杂质组成。
6.按权利要求1～5中之任一项的高强度钢，它含不大于0.5％的V和Nb中的至少一种(即，(V+Nb)≤0.5％)。
7.按权利要求1的高强度钢，按重量计，它含有不大于0.20％的S。
8.按权利要求1的高强度钢，按重量计，它含有不大于0.05％的和不大于1.5％的Si。
9.按权利要求1的高强度钢，其化学成份满足以下等式(7.7×C(％重量)+(2.2×Si(％重量)+(271.2×S(％重量))≥2.5。
10.按权利要求9的高强度钢，其中该等式的值不大于“6”。
11.按权利要求9的高强度钢，按重量计，它含有不小于0.03％的C和0.8～1.5％的Si。
全文摘要
一种高强度模具钢具有优良的机加工性能,它主要由(%重量)0.005～0.1%的C、小于1.5%的Si、小于2.0%的Mn、3.0～小于8.0%的Cr、小于4.0%的Ni、0.1～2.0%的Al、小于3.5%的Cu、余量的Fe及包括氮和氧的不可避免的杂质组成,而且该钢具有初始显微组织为马氏体的金属组织,其中N和O作为杂质限于不大于0.02%的N和不大于0.003%的O的含量范围。按本发明,当上述高强度钢具的化学成分,其中的(7.7×C(%重量)+(2.2×Si(%重量))+(271.2×S(%重量))的值优选大于2.5,更好小于6时,可达到厚件切割时的机加工性能、精密电火花加工性能以及高级抛光性能的改进。
文档编号C22C38/44GK1263170SQ00101880
公开日2000年8月16日 申请日期2000年2月2日 优先权日1999年2月12日
发明者中津英司, 田村庸, 村川义行 申请人:日立金属株式会社