专利名称：合金工具钢及其制造方法和使用它的模具的制作方法
技术领域：
本发明涉及适于热模或冷模锻造、锻压、镦锻、剪切等中所用的各种工具的合金工具钢及其制造方法和使用它的模具。
背景技术：
历来，以硬度在55HRC或55HRC以上使用的锻造、锻压、镦锻、剪切等中所用的各种工具主要使用冷作模具钢、马特里克斯高速钢，部分使用高速工具钢。另外，近年随着热锻及温锻技术的提高，也在热锻及温锻中使用高韧性的马特里克斯高速钢等。
众所周知，在上述各种用途中使用的马特里克斯高速钢是以高速工具钢为基础，极力抑制碳化物量的钢种(与高速工具钢的基体类似的成分组成的钢)，例如，C0.4～0.8％、Cr3.0～7.0％、Mo1.0～7.0％、W0.1～3.0％、Mo+1/2W2.0～7.0％、V0.5～2.0％、其余实质上由Fe构成的钢等(例如，参照专利文献1)。
在这样的马特里克斯高速钢中，由于淬火温度比高速钢低一些，为1100℃或以上，所以不能与历来的热作模具钢、冷作模具钢等(淬火温度例如是1000～1050℃)一同进行热处理，因而就必须另外设置用于仅热处理这种合金的热处理条件。因此，存在热处理费用增高(热作模具钢和冷作模具钢的2倍，高速钢的0.9～1.0倍)的问题。
另外，为了使马特里克斯高速钢高韧性化和高硬度化，有关于改善其淬火性的提案(例如，参照专利文献2)。
但是，即使在该提案的冷作模具钢中，淬火温度也是1140℃左右，因而与上述马特里克斯高速钢同样，必须另外设置热处理条件的问题没有解决。
另外，近年随着热锻·温锻技术的提高，以前的模具存在强度不足、不能达到充分的寿命的情况和韧性低、早期破坏的情况等问题。因此，将比历来有更高强度的热作模具钢或更高韧性的马特里克斯高速钢用于模具的需求也增高。
专利文献1特开平11-229031号公报专利文献2特开平7-316739号公报发明内容本发明的目的在于，提供与历来的马特里克斯高速钢相比淬火温度低，是1100℃或1100℃以下的淬火温度、希望可在与历来的热作模具钢、冷作模具钢等的淬火温度(例如1000～1050℃)同程度的温度下进行淬火、热处理后的硬度、韧性等特性具有与历来相同程度的合金工具钢及其制造方法，以及使用它的模具。
为解决上述课题，本发明人对于合金工具钢的热处理前(退火状态)的碳化物的种类·数量、淬火温度、回火后的硬度的关系进行了反复深入研究，结果发现，在使碳化物的种类·数量适当化的情况下，就可以在1100℃或以下进行淬火，而且可以使在500℃或以上进行回火后的最高硬度成为HRC(洛氏C标度硬度)55或HRC55以上。
即，本发明的合金工具钢的特征在于，在退火状态下具有生成2～5vol％M23C6型碳化物的组成(其中，M是从Fe、Cr、Mo、W、V、Nb中选择的1种或2种或2种以上)，而且具有MC型碳化物及M6C型碳化物的至少任何一种分散析出的淬火回火组织，并且洛氏C标度硬度在HRC55或HRC55以上、HRC66或HRC66以下。
这里，M23C6型碳化物，其固溶温度是比较低的温度，是通过向基体固溶而对于确保硬度有贡献的碳化物。另一方面，MC型碳化物及M6C型碳化物是在1100℃或以下的低温淬火中难以固溶于基体中、对于硬度提高贡献小的碳化物。另外，MC、M6C型碳化物是硬质的，粗大残留时，会使韧性(冲击值)大幅度地降低。因此，通过在淬火时使难以向基体固溶的碳化物、也就是使MC型碳化物及M6C型碳化物微细地少量分散，就可以防止晶粒的粗大化，以确保韧性。
为了确保必要的硬度(将硬度的下限定为HRC55)，在回火状态下，M23C6型碳化物必须在2vol％或2vol％以上。另一方面，其上限没有特别地限定，但超过5vol％时，制作马特里克斯高速钢是不现实的。另外，硬度的上限也没有特别地限定，但超过HRC66时，制作马特里克斯高速钢也是不现实的。
另外，具体地说，通过在950℃～1100℃(更优选1000℃～1050℃)的温度下进行淬火，在500℃或500以上、不到700℃的温度下进行回火就可以得到本发明的合金工具钢。
另外，以质量％计，本发明的合金工具钢含有Fe79.135～93.75％、C0.50～0.80％、Si0.10～2.00％、Mn0.10～1.00％、P0.050％或0.050％以下、S0.015％或0.015％以下、Cu1.00％或1.00％以下、Ni1.00％或1.00％以下、Cr4.50～6.00％、Mo0.05～5.00％、W5.00％或5.00％以下、V0.05～1.00％、Nb0.50％或0.50％以下，而且，2×Mo(％)+W(％)在2或2以上、10或10以下。
以下，叙述对于各数值范围限定的理由。
Fe(铁)79.135～93.75％Fe是构成钢的必须的元素，因此作为主成分而被含有。为此必须添加79.135％或79.135％以上。另外，超过93.75％时，作为合金工具钢就不能含有其它必要的添加成分。即，本发明的合金工具钢除以下列举的添加成分外的其余部分实质上由Fe构成。
C(碳)0.50～0.80％C与Fe、Cr、Mo、W、V、Nb等碳化物形成元素结合而形成碳化物。由于淬火时C向基体固溶，与固溶的Cr、Mo、W、V、Nb等元素结合，作为碳化物析出而赋予二次硬化，所以可以确保回火时的回火硬度。
为了确保淬火·回火后最低限的硬度，C的添加量必须在0.50％或0.5％以上。另一方面，C的添加量过分增加时，淬火时残留的硬质碳化物量增加，将导致作为在模具用途中使用的工具钢的重要特性之一的冲击值的降低，因而为防止于此，将上限定为0.80％。这样，就能够确保稳定的硬度-韧性。
Si(硅)0.10～2.00％Si主要作为脱氧剂而被添加，同时能固溶于碳化物和基体两者中，赋予硬度的增大。因此，添加0.10％或0.10％以上。另一方面，为了防止因添加Si引起的热加工性的降低或韧性的降低，将上限定为2.00％。
Mn(锰)0.10～1.00％Mn作为脱氧元素或作为提高淬透性元素而被使用。Mn的添加量过度增加时，发生热加工性的降低，因而将上限定为1.00％。另外，在少量含有不可避免的S的场合下，Mn可以将劣化热加工性的杂质S固定，具有防止热加工性劣化的效果，因此将下限定为0.10％。
P(磷)0.050％或0.050％以下P不可避免地存在于熔化的原料中。随P浓度的上升，会成为晶界脆化的主要原因。因此，将上限定为0.050％或0.050％以下。另外，为了进一步抑制晶界脆化，优选将P定为0.020％或0.020％以下，这样将更为有效。另外，即使将上限定为0.1％，有时也能够得到其效果。
S(硫)0.015％或0.015％以下S不可避免地存在于熔化的原料中。另外，在提高被切削性的目的时，也可以与Mn同时添加。但是，硫化物的形成增加时，材料的韧性显著劣化。因此，将添加量(混入量)的上限定为0.015％。
Cu(铜)1.00％或1.00％以下Cu多量添加时会显示热脆性，降低热加工性，因而，将其上限定为1.00％。另外，也可以将其上限定为0.25％。
Ni(镍)1.00％或1.00％以下Ni多量添加时，在淬火·回火后还残留残余γ，使韧性降低。因此，作为不发生该问题的上限值，定为1.00％或1.00％以下。另外，也可以将上限定为0.25％。
Cr(铬)4.50～6.00％(优选5.00～6.00％)铬作为碳化物形成元素形成碳化物。另外，碳化物可以分类为以V为主的MC碳化物，以Mo、W为主的M6C系碳化物、以Cr为主的M23C6系或M7C3系碳化物。
这里，大幅增加Cr添加量的场合，会导致淬火处理时残余碳化物的增加引起的韧性降低。因此，将其上限定为6.00％。另外，Cr系碳化物的量少时，通过1100℃或1100℃以下的热处理，很难确保回火后的硬度。因此，将其下限定为4.50％。更优选添加5.00％或以上，以更能确保硬度。
Mo(钼)0.05～5.00％、W(钨)5.00％或5.00％以下、2×Mo(％)+W(％)(以下称为Weq)在2～10(优选4.0～8.0)Mo、W主要形成硬质的M6C碳化物。同时在淬火时向基体固溶，在500℃或500℃以上的回火中赋予二次硬化。为充分确保该二次硬化产生的硬度所必要的Weq在2或2以上。另外，其它元素的最低限的添加量，Mo定为0.05％、W取0％。为了更容易确保硬度，优选Weq定为4.0或4.0以上。
另外，Weq的上限，多量添加W、Mo时，由于形成稳定的M6C型碳化物，即使通过1100℃或以下的淬火，也不能够确保向基体的充分的固溶量，所以将Weq定为10或10以下。另外，优选将Weq定为8.0或8.0以下，以更能确保稳定的硬度。
与Weq的上限值相对应，将Mo量的上限定为5.00％。另外，因多量含有W的M6C碳化物更稳定，淬火时难以向基体固溶。因此，W量的上限定为5.00％。
V(钒)0.05～1.00％V与C结合，形成硬质的在高温下也稳定的MC型碳化物。因此，在碳化物量少、大体上不含碳化物的材料(汽车用结构用钢等)中，被用来防止淬火时的晶粒的粗大化。这里，通过淬火处理，Cr系碳化物、M6C系碳化物向基体固溶后，残留该MC系碳化物，同样也可以防止晶粒的粗大化。为了能够获得该作用，必须添加0.05％或0.05％以上。另外，多量添加V时，由于凝固时形成粗大的MC碳化物而成为断裂的起点，所以将其上限定为1.00％。
Nb(铌)0.50％或0.50％以下Nb比V更容易形成MC型碳化物。因此，也可以与V同时添加Nb。但是，由于Nb比V容易形成粗大的MC碳化物，所以将其上限定为0.50％。
另外，本发明的合金工具钢可以含有8.00％或8.00％以下的Co。
Co(钴)8.00％或8.00％以下Co向基体固溶可以提高其硬度。另外，在高温下作长时间使用用途的材料中，Co有抑制材料内部组织的变化(防止碳化物的凝聚·粗大化)的作用。结果通过添加Co可以使抗回火性(在高温下长时间保持后的硬度的降低)优良。因此，为了积极地发挥其效果要添加Co，但添加量多时，因会损害韧性，所以将其上限定为8％。另外，在不考虑抗回火性的场合下，也可以将上限定为3.00％或3.00％以下。
另外，本发明的合金工具钢可以含有Ti0.10％或0.10％以下、Ca、Te、Se合计0.10％或0.10％以下、Pb、Bi合计1.00％或1.00％以下、Ta、Zr合计0.10％或0.10％以下、Mg0.01％或0.01％以下、REM0.010％或0.010％以下、B0.010％或0.010％以下、Al0.01％或0.01％以下、O0.01％或0.01％以下、N0.02％或0.02％以下。
以下列举对于各数值范围限定的理由。
Ti(钛)0.10％或0.10％以下Ti与V、Nb同样是容易形成MC型碳化物的元素。因此，也可以与Nb、V同时添加而使用。但是，由于Ti与N结合容易形成TiN，所以将上限定为0.10％。
Ca(钙)、Te(碲)、Se(硒)合计0.10％或0.10％以下Ca、Te、Se都可以与S、Mn一起使用，适用于控制MnS的形态。由于其不可避免地会从外部混入，形成稳定的氧化物·硫化物，成为延伸性劣化的原因，所以，以3种合计取0.10％或0.10％以下。
Pb(铅)、Bi(铋)合计1.00％或1.00％以下Pb、Bi都是低熔点金属，作为夹杂物存在于钢中。因熔点低，使钢的热加工性显著降低，因而，以2种合计定为1.00％或1.00％以下。
Ta(钽)、Zr(锆)合计0.10％或0.10％以下Ta、Zr都是形成氮化物、碳化物能力非常强的元素。通过形成碳氮化物，具有使晶粒细化的作用。但是，添加量过多时，会形成大的块状碳氮化物，成为韧性劣化的主要原因。因此，以2种合计定为0.10％或0.10％以下。
Mg(镁)0.01％或0.01％以下Mg是形成氧化物能力强的元素，与钢中的氧反应形成氧化物。因此，作为氧化物系的夹杂物残留，就有降低质量的可能性。所以将其上限定为0.01％。
REM(稀土类元素)0.010％或0.010％以下REM主要由La、Ce、Pr构成。在凝固初期，由其强力的氮化物形成能，能够进行N固定，因此能减缓由Nb、V等形成的氮化物的形成，使凝固组织中的MC碳化物微细化，赋予组织的均质化，因而，将上限取0.010％。
B(硼)0.010％或0.010％以下B可以增加晶界的强度，提高冲击值，赋予确保热状态下的韧性。因此，将上限定为0.010％。
Al(铝)0.01％或0.01％以下Al是强脱氧元素，被广泛地用于熔钢的精炼中。因此会不可避免地混入。所以，将其上限定为0.01％。
O(氧)0.01％或0.01％以下O是熔钢中含有的元素，在钢中不可避免地被含有。O高时，与Al、Si、Mg等反应，形成氧化物系夹杂物。因此，将上限定为0.01％。
N(氮)0.02％或0.02％以下在熔化中N向钢中固溶，不可避免地存在。因此，为了抑制氮化物形成等引起的材料特性劣化，将上限定为0.02％。
另外，本发明的合金工具钢可以按照满足下述(1)式那样进行设定。
-0.2＜ΔC＜0.2 (1)式其中，ΔC＝C-(0.06×Cr+0.063×Mo+0.033×W+0.2×V+0.1×Nb)(1)式是在历来周知的Steven’s式中添加Nb的场合可以形成的得到NbC效果的式子。
一般来说，在高速工具钢(高速钢)中，用ΔC的大小可以作为固溶C量的标准。如果该值大，容易得到硬度，但韧性低；该值小时，难以确保硬度，成为韧性高的钢种。这里提出的材料，Cr量稍高，但由于由以Cr、Mo、W、V为主的碳化物形成元素构成，所以可以作为硬度、韧性的指标和用于计算适宜C量的指标。
这里，因(1)式的值(ΔC量)过小时难以确保硬度，所以ΔC量取-0.2或-0.2以上。另外，ΔC量过大时，因韧性显著劣化，所以将其上限定为0.2。
另外，本发明的合金工具钢可以按照用下述(2)式定义的Lc在1.0～2.0(优选1.5～2.0)那样进行设定。
Lc＝(8.8×Mo+5.9×W+50×V+40×Nb)/(6×Cr)(2)式对于Lc值进行说明。这里，关于新示出的Lc值的式((2)式)，是对于碳化物形成元素Cr、Mo、W、V、Nb对其平衡进行研究的结果。
(2)式的分子是由Mo、W、V、Nb等形成比较稳定的碳化物的元素的添加量粗略表示比较稳定的碳化物(M6C、MC)量的式子。这样的稳定的碳化物，即使在冷作模具钢的淬火温度1100℃或以下进行固溶处理，碳化物的固溶也是不充分的。其结果，向基体的C和二次析出元素的固溶也是不充分的，也就难以确保热处理后充分的硬度。另一方面，(2)式的分母是粗略地表示Cr系碳化物量的式子。Cr系碳化物主要在冷作模具钢中被利用，可以确认，在1100℃或1100℃以下淬火时能够充分固溶。因此，通过取其它的硬质的碳化物量与Cr系碳化物量的比，可以在比较低温下淬火的钢种其值就小，相反，主要利用高温淬火的钢种其值就大。
该值在低于1.0时，几乎全部相对地成为Cr系碳化物，出现因由Mo、W等产生的二次硬化元素的固溶不充分而难以得到充分硬度的情况，或含有相对多量的碳化物，其韧性显著劣化。另一方面，该值高于2.0时，Mo、W系碳化物增加，成为不适于1000℃左右的低温淬火的钢种。
因此，将Lc值的下限定为1.0，将上限定为2.0。优选将下限定为1.5，以更容易确保二次硬化产生的硬度。
另外，在本发明的合金工具钢(特别是马特里克斯高速钢)中含有C0.50～0.80％、Si0.10～2.00％、Mn0.10～1.00％、P0.10％或0.10％以下、S0.015％或0.015％以下、Cu0.25％或0.25％以下、Ni0.25％或0.25％以下、Cr4.50～6.00％、使Mo和W的1种或2种在Mo0.05～5.00％、W5.00％或5.00％以下的范围内时2Mo+W为2.00～10.00％、V0.05～1.00％、Al0.01％或0.01％以下、O0.01％或0.01％以下、以及N0.02％或0.02％以下，作为任意成分还可以含有以下中的1种或2种或以上Co0～3.00％、Nb0～0.5％、Ti0～0.1％、B0～0.01％、Ta0～0.1％、Zr0～0.1％、Pb0～1.0％、Bi0～1.0％、Ca0～0.1％、Te0～0.1％、Se0～0.1％、REM0～0.01％及Mg0～0.01％，满足下述式1及式2，其余由Fe及不可避免的杂质构成。
式1 -0.2＜ΔC＜0.2其中，ΔC＝C-(0.06×Cr+0.063×Mo+0.033×W+0.2×V+0.1×Nb)式2 1.0＜Lc＜2.0其中，Lc＝(8.8×Mo+5.9×W+50×V+40×Nb)/(6×Cr)以上的本发明的合金工具钢适宜使用于模具。另外，在这种模具的模具表面上，可以实施硬质被覆膜处理。该硬质被覆膜处理可以采用例如公知的CVD、PVD、TD处理、渗碳处理、氮化处理。
图1是说明实施例的本发明例及比较例的钢的热处理特性曲线的图。
图2是表示实施例的本发明例及比较例的钢的热处理硬度和10R夏式冲击值的关系的图。
图3是表示实施例的本发明例及比较例的钢的耐磨性和热处理硬度的关系的图。
图4是表示实施例的本发明例及比较例的钢的热处理弯曲指数和淬火温度的关系的图。
图5是表示实施例的本发明例及比较例的钢的10R夏式冲击值和耐磨性的关系的图。
图6是表示实施例的本发明例及比较例的钢的热处理硬度和10R夏式冲击值的关系的图。
图7是表示实施例的本发明例及比较例的钢的耐磨性和热处理硬度的关系的图。
图8是表示实施例的本发明例及比较例的钢的热处理弯曲指数和淬火温度的关系的图。
图9是表示实施例的本发明例及比较例的钢的10R夏式冲击值和耐磨性的关系的图。
具体实施例方式
(实施例1)用150Kg的真空感应炉将下述表1所示的成分组成的本发明例及表2所示的比较例的钢熔炼后铸锭，实施均热处理(1230℃×10hr或以上)后，以8S的锻造比进行延伸锻造。由这样制造的材料制作硬度试样、10R夏式冲击试样、大越式磨损试验机用试样、下述热处理弯曲试样，在图1所示的热处理特性曲线和表3及表4所示的温度下实施淬火及回火。用这些试样按照下述方法实施硬度、冲击值、耐磨性、热处理弯曲试验，将其结果表示于表3及表4中，同时在图2～图5中，以该表3及表4的结果，表示热处理硬度-冲击值、热处理硬度-耐磨性、淬火温度-热处理弯曲指数、冲击值-耐磨性的关系。
表1(wt％)
表2(wt％)
备注A以前的马特里克斯高速钢系 B热作模具钢系 C冷作模具钢系 D高速工具钢系硬度试验用洛式硬度计对上述试样进行C标度测定。
冲击试验用夏式冲击试验机对上述试样进行实施。
耐磨试验在常温下以滑动速度2.85m/sec、最终负荷6.95kgf、滑动距离400m、对方材料SCM415(25HRC)的条件用大越式磨损试验机实施，评价耐磨性。
热处理弯曲试验是将Φ10mm的圆棒试样置于离开50mm的支点上，测定中央部的弯曲(挠度)，以SKH51(比较例q)作为1，用相对值表示其大小。
表3
耐磨性*根据大越式相对磨损试验。冲击值**根据10R夏式冲击值试验。
表4
耐磨性*根据大越式相对磨损试验。冲击值**根据10R夏式冲击值试验。
备注A历来的马特里克斯高速钢系 B热作模具钢系 C冷作模具钢系 D高速钢系根据表3及表4的结果，本发明例尽管在1030℃或1040℃下进行淬火，在530～590℃下进行回火，但硬度仍是55.1～64.3HRC。另外，评价耐磨性的磨损量是9.48×10-7～1.20×10-6mm2/kgf，10R夏式冲击值是59～180，热处理弯曲系数是0.52～0.66。
将这些结果与历来的马特里克斯高速钢(a～f)相比较，尽管淬火温度低100℃，但硬度却是同程度或稍微低一点的程度，耐磨性是同程度，但夏式冲击值却相当高，而且，因淬火温度低，所以热处理弯曲相当小。
另外，与热作模具钢(g～j)相比较，虽然夏式冲击值低，但耐磨性及热处理弯曲是同程度，硬度高，是5HRC或5HRC以上。显然，可以作为需要硬度的热作模具钢使用。
另外，与冷作模具钢(k～p)相比较，硬度、耐磨性和热处理弯曲是同程度，而夏式冲击值大幅度地提高。
另外，与高速钢(q～s)相比较，硬度稍低，但夏式冲击值却相当高，而且，因淬火温度低，所以热处理弯曲相当小。
根据图2可以明显看出，以同一硬度水平进行比较时，与历来的马特里克斯高速钢相比，本发明例具有高的冲击值。
另外，根据图3可以明显看出，与热作模具钢相比，本发明例具有优良的耐磨性。
另外，根据图4可以明显看出，本发明例因可以使淬火温度低，所以能够使因热处理引起的弯曲被抑制得很低。
另外，根据图5可以明显看出，以同一耐磨性水平进行比较的场合，与历来的马特里克斯高速钢相比，本发明例具有高的冲击值。
(实施例2)与上述第1实施例同样地制成下述表6中所示的成分组成的本发明例及表5所示的比较例的钢的试样。而且在图1中所示的热处理特性曲线和表7及表8所示的温度下实施淬火及回火。用这些试样按照下述方法实施硬度、冲击值、耐磨性、热处理弯曲试验，将其结果表示于表7及表8中，同时在图6～图9中，以该表7及表8的结果，表示热处理硬度-冲击值、热处理硬度-耐磨性、淬火温度-热处理弯曲指数、冲击值-耐磨性的关系。
如表5所示，高速工具钢(q～s)Weq及V添加量多。冷作模具钢(k～p)Cr添加量多，C比较高。热作模具钢(g～j)Weq比较低，C量也低。
表5
表6
对于试样进行硬度试验、冲击试验、耐磨性试验及热处理弯曲试验。另外，这些试验方法及条件与上述第1实施例相同。而且，在第2实施例中，还测定了抗回火性。根据淬火回火后的硬度，与650℃×1hr保持后的硬度的差(硬度的下降量)评价抗回火性。
表7
表8
表7中表示比较例的试验结果，表8中表示本发明例的试验结果。本发明例尽管在1000℃～1080℃下进行淬火，在520～600℃下进行回火，但硬度仍是HRC55.1～65.1。另外，评价耐磨性的磨损量是9.94×10-8～6.39×10-7mm2/kgf，10R夏式冲击值是27～164，热处理弯曲系数是0.44～0.78，硬度下降量有HRC2.3～12.4。对于这些试验结果，图6表示硬度和冲击值的关系，图7表示硬度和耐磨性的关系，图8表示冲击值和耐磨性的平衡，图9表示淬火温度和热处理弯曲的关系。无论在那一个试验中，都显示与现有钢同等或以上的特性。
本发明的合金工具钢，通过由上述构成而制成，可以取得如下优良的效果。
(1)由于可以在比较的低温的1000℃～1100℃下实施淬火，所以增加了热处理的机会，另外，因可以在低温下进行淬火而能够降低热处理的费用。
(2)因可以使淬火温度为低温，所以热处理引起的变形就小，因而修正热处理后的变形的作业量也就减小。
权利要求
1.一种合金工具钢，其特征在于，在退火状态下具有生成2～5vol％M23C6型碳化物的组成(其中M是从Fe、Cr、Mo、W、V、Nb中选择的1种或2种或2种以上)，而且具有MC型碳化物及M6C型碳化物的至少任何一种分散析出的淬火回火组织，并且洛氏C标度硬度在HRC55～HRC66。
2.根据权利要求1所述的合金工具钢，其特征在于，以质量％计，含有Fe79.135～93.75％、C0.50～0.80％、Si0.10～2.00％、Mn0.10～1.00％、P0.050％或0.050％以下、S0.015％或0.015％以下、Cu1.00％或1.00％以下、Ni1.00％或1.00％以下、Cr4.50～6.00％、Mo0.05～5.00％、W5.00％或5.00％以下、V0.05～1.00％、Nb0.50％或0.50％以下，而且，2×Mo(％)+W(％)在2～10。
3.根据权利要求2所述的合金工具钢，其特征在于，含有8.00％或8.00％以下的Co。
4.根据权利要求2所述的合金工具钢，其特征在于，含有Ti0.10％或0.10％以下、Ca、Te、Se合计0.10％或0.10％以下、Pb、Bi合计1.00％或1.00％以下、Ta、Zr合计0.10％或0.10％以下、Mg0.01％或0.01％以下、REM0.010％或0.010％以下、B0.010％或0.010％以下、Al0.01％或0.01％以下、O0.01％或0.01％以下、N0.02％或0.02％以下。
5.根据权利要求3所述的合金工具钢，其特征在于，含有Ti0.10％或0.10％以下、Ca、Te、Se合计0.10％或0.10％以下、Pb、Bi合计1.00％或1.00％以下、Ta、Zr合计0.10％或0.10％以下、Mg0.01％或0.01％以下、REM0.010％或0.010％以下、B0.010％或0.010％以下、Al0.01％或0.01％以下、O0.01％或0.01％以下、N0.02％或0.02％以下。
6.根据权利要求2所述的合金工具钢，其特征在于，满足下述(1)式，而且用下述(2)式定义的Lc在1.0～2.0，-0.2＜ΔC＜0.2 (1)式其中，ΔC＝C-(0.06×Cr+0.063×Mo+0.033×W+0.2×V+0.1×Nb)Lc＝(8.8×Mo+5.9×W+50×V+40×Nb)/(6×Cr) (2)式。
7.根据权利要求3所述的合金工具钢，其特征在于，满足下述(1)式，而且用下述(2)式定义的Lc在1.0～2.0，-0.2＜ΔC＜0.2 (1)式其中，ΔC＝C-(0.06×Cr+0.063×Mo+0.033×W+0.2×V+0.1×Nb)Lc＝(8.8×Mo+5.9×W+50×V+40×Nb)/(6×Cr) (2)式。
8.根据权利要求4所述的合金工具钢，其特征在于，满足下述(1)式，而且用下述(2)式定义的Lc在1.0～2.0，-0.2＜ΔC＜0.2(1)式其中，ΔC＝C-(0.06×Cr+0.063×Mo+0.033×W+0.2×V+0.1×Nb)Lc＝(8.8×Mo+5.9×W+50×V+40×Nb)/(6×Cr)(2)式。
9.根据权利要求5所述的合金工具钢，其特征在于，满足下述(1)式，而且用下述(2)式定义的Lc在1.0～2.0，-0.2＜ΔC＜0.2 (1)式其中，ΔC＝C-(0.06×Cr+0.063×Mo+0.033×W+0.2×V+0.1×Nb)Lc＝(8.8×Mo+5.9×W+50×V+40×Nb)/(6×Cr)(2)式。
10.一种合金工具钢，其特征在于，以质量％计，含有C0.50～0.80％、Si0.10～2.00％、Mn0.10～1.00％、P0.05％或0.05％以下、S0.015％或0.015％以下、Cu0.25％或0.25％以下、Ni1.00％或1.00％以下、Cr4.50～6.00％、使Mo和W的1种或2种在Mo0.05～5.00％、W5.00％或5.00％以下的范围内时2Mo+W为2.00～10.00％、V0.05～1.00％、Al0.01％或0.01％以下、O0.01％或0.01％以下、以及N0.02％或0.02％以下，还含有以下元素中的1种或2种或2种以上Co0～8.00％、Nb0～0.5％、Ti0～0.1％、B0～0.01％、Ta0～0.1％、Zr0～0.1％、Pb0～1.0％、Bi0～1.0％、Ca0～0.1％、Te0～0.1％、Se0～0.1％、REM0～0.01％及Mg0～0.01％，满足下述(1)式及(2)式，其余由Fe及不可避免的杂质构成，-0.2＜ΔC＜0.2 (1)式其中，ΔC＝C-(0.06×Cr+0.063×Mo+0.033×W+0.2×V+0.1×Nb)1.0＜Lc＜2.0 (2)式其中，Lc＝(8.8×Mo+5.9×W+50×V+40×Nb)/(6×Cr)。
11.权利要求1～10任一项所述的合金工具钢的制造方法，其特征在于，在950℃～1100℃的温度下进行淬火，在500℃或500以上、不足700℃的温度下进行回火。
12.一种模具，其特征在于，用权利要求1～10任一项所述的合金工具钢构成。
13.根据权利要求12所述的模具，其特征在于，在模具表面上实施硬质被覆膜处理。
全文摘要
本发明提供与历来的马特里克斯高速钢相比淬火温度低，是1100℃或1100℃以下的淬火温度、希望在与历来的热作模具钢、冷作模具钢等的淬火温度(例如1000～1050℃)同程度的温度下列进行淬火、热处理后的硬度、韧性等特性具有与历来相同程度的合金工具钢及其制造方法和使用它的模具。
文档编号C22C38/46GK1511969SQ20031010382
公开日2004年7月14日 申请日期2003年11月6日 优先权日2002年11月6日
发明者尾崎公造 申请人:大同特殊钢株式会社