专利名称：焊接性、切削性和热处理性好的工具钢及其制成的金属模的制作方法
技术领域：
本发明是关于用于对汽车、家电制品、农机具等使用的钢板进行冲裁、弯曲、深冲或修边用的金属模的工具钢。
汽车制造厂家为了在价格竞争中取胜，确保经济收益，在制造过程的所有环节上力图降低成本。金属模也不例外，为了降低成本，缩短用冲压金属模成形的制品的制造工序，减少金属模的制造数量，此外还研制开发金属模的加工方法和加工工具等，采取各种措施降低成本。
在这类金属模中，以往使用的金属模材料、特别是冷加工用金属模材料中含有大量的碳化物，以提高其耐磨损性，另外，为了获得良好的淬透性并确保韧性，要求含Cr较多的材料，例如可以使用JISG4404中规定的合金工具钢SKD11等高C-高Cr系的钢。
但是，近年来，采用各种方法压缩切削加工的工时已成为明显的发展趋势。在成形技术中原本就属于成本较高的切削加工，随着塑性加工的进步，其成本高的缺点变得更加突出，为了解决这一问题，人们先后研制出CBN、涂覆工具、高速切削机床以及NC计算法(ァルゴリズム)等新技术。适应这种潮流，作为改善切削性的工具钢，目前已经有在类似于SKD11的组成中添加S的易切削工具钢。但是，切削的方式是多种多样的，单纯添加S还不能完全适应立铣刀、铣刀、钻头等各种不同的切削方式和切削条件。
另外，由于高速切削机床的出现，可以在HRC60的淬火、回火状态下进行加工的消息不断见诸报导。但这种加工还是粗加工，切削仍有一定困难。这是因为，仅仅在上述SKD11中添加S还不足以提高高硬度材料的切削性，还必须减少碳化物的存在。
此外，与切削同样，热处理时的尺寸变化也是一个问题。热处理尺寸变化较大时，必须留出较大的加工余量，结果使得精加工的工时数增加。SKS3是低合金工具钢，其切削性比SKD11好得多，但淬透性差，需要油淬，因而容易产生翘曲。另外，八十年代研制的8％Cr系模具钢具有良好的淬透性，但容易发生热处理尺寸变化以及尺寸随时间延续而变形，结果，难以切削的SKD11的热处理尺寸变形是良好的。
用于对钢板进行冲裁、弯曲、深冲或修边等的金属模，使被加工制品的形状呈三维变化而加工成所需要形状时，金属模上经常产生裂纹，因而要求金属模具有较高的焊接修补性能。即，根据近来的发展趋势，金属模加工工艺呈短期化，由于设计变更而进行形状修正，或者在金属模使用过程中由于严酷的工作条件而产生破损或裂纹，为了修补后重新使用，焊接性能是非常重要的。
也就是说，目前的工具钢各有长处和短处，希望研制出热处理特性与SKD11相同、切削性与SKS3相同的工具钢。特别是，就热处理性能而言，迫切希望可以与SKD11装入同一热处理炉中进行热处理，使热处理操作合理化。
本发明提供了在不降低韧性等机械性能的情况下获得良好的焊接性、切削性和热处理特性的工具钢。
本发明人重新分析和研究了在保持韧性和耐磨性等基本机械性能的基础上改善焊接性、切削性和热处理性所需要的基本条件。
首先，目前的情况是，这类金属模具材料在进行成分设计时，由于强调耐磨性而含有大量硬质、脆性的碳化物。但是，近年来作为提高耐磨性的手段，表面处理技术日趋完善，因此对于金属模材料本身的耐磨性已没有这样重视了。而且，从耐裂纹性和焊接性的角度考虑，这些碳化物促进裂纹的扩展，因此必须降低到适当的含量水平。
其次，对切削工具钢时的各种切削方式进行了分析和探讨，结果发现，刀具的损伤可以分为卷刃类损伤和热损伤两种。两者在一个工具的不同部位同时形成的方法，在特定的条件下可以在方端铣刀上实现。具体地说，刀头发生机械损伤，在与被切削材料接触终了的边界部位发生热损伤。用这种方法对抑制这两种损伤的易切削方法进行了各种研究。
结果发现了，即使减少构成工具钢的基本成分C含量也能获得良好的机械性能、特别是硬度和韧性的成分和组成范围。另外，还发现，减少工具钢中存在的一次碳化物可以防止机械损伤。此外还发现了同时实现这两种效果，可以适应广泛的切削方式和切削条件，以达到这种效果最适宜的工具钢。
本发明的工具钢，以重量％计，满足下列关系式，即(Cr+5．9×C)的值是9．1以上、12．5以下，并且(Cr-4．2×C)是5以下，(Cr-6．3×C)是2．2以上，含有Si0．1-0．6％，Mn0．1-1．2％，Mo或W中的1种或2种(Mo+1／2W)0．6-1．25％，V0．5％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
在上述成分范围中，优选的是C0．55-0．75％，Cr6．8-8．0％，共晶值Z[=8×(C％)+0．6×(Cr％)]是10．8以下。另外，优选的是，断面积20μm2以上的碳化物在断面组织中所占的面积比率是3％以下。此外，优选的是，断面积1μm2以上的硫化物在断面组织中所占的面积比率是0．2％以上。
本发明的工具钢，淬火后的Cr的基体偏析范围(重量)是1％以下，或者，在500℃以上回火后其最高回火硬度是HRC57以上。本发明的金属模具，是将以淬火前的尺寸为基准，在500℃以上回火后产生的热处理尺寸变形换算成线膨胀率是0．1％以下，并且在490℃回火的热处理尺寸变形是0以下的工具钢调质处理成HRC55以上的硬度，进行切削加工而制成。
附图的简要说明
图1是说明本发明效果的图。
图2是说明本发明效果的图1的详细图。
图3是说明热处理尺寸变化情况的图。
本发明的工具钢同时具有与JIS-SKD11相似的热处理特性和与JIS-SKS3同等的切削性。上述JIS-SKD11的成分为(重量％，以下相同)1．40-1．60％C、0．40％以下的Si、0．60％以下的Mn、0．030％以下的P、0．030％以下的S、11．00-13．00％的Cr、0．80-1．20％的Mo、0．20-0．50％V，余量由Fe构成。上述的JIS-SKS3的成分为即0．90-1．00％C、0．3 5％以下的Si、0．90-1．20％Mn、0．030％以下的P、0．030％以下的S、0．50-1．00％Cr、0．50-1．00％W，余量由Fe构成。
下面详细说明提高切削性的研制过程。
在碳化物量减低的范围内，进行可以与标准的工具钢SKD11大致同样热处理的成分设计。为了得到同样的热处理特性，基本的设计构思是，使淬火时固溶于基体中的组成接近于SKD11。图1是用热力学方法确定的成分设计线图的全貌，图2是将相当于本发明的范围扩大的成分设计线图。其中，(A)线表示获得与淬火时的SKD11相同固溶C量的添加成分平面上的线。同样，(B)线表示与SKD11同一固溶Cr量的线。两者在中途都发生转折，这是因为，从(C)线以上碳化物残留下来，合金元素被碳化物夺走，添加成分不多时，不能保持与基体的固溶元素相同的水平。
(A)和(B)两条线，基本上只有在SKD11的组成情况下才相交，因此，在同一淬火温度下，不可能使基体组成与SKD11相同。尽管如此，在(C)线以上(A)线与(B)线接近，因而形成与SKD11近似的基体组织。但要想使该线更加接近而提高C和Cr量时，残留碳化物量增多，卷刃型工具损耗加剧，切削性恶化。另外，就耐久性而言，容易引起疲劳破坏，因而，对于容易引起应力集中的金属模等用途，其使用受到限制。通过实验已经弄清了这种相反的关系，在具有良好的切削性并且热处理特性接近于SKD11的区域中只有图2中所示的本发明的工具钢。
另外，近年来，在热处理特性中特别重视热处理尺寸变化。对于金属模的品质来说，虽然耐久性也很重要，但近年来特别注重热处理尺寸变化，在这一点上，SKD11得到很高的评价。关于热处理尺寸变化的控制可以从以下几个方面考虑。
图3所示为热处理尺寸变化行为的原理图。在淬火状态下主要的组织是马氏体，固溶在马氏体组织中的C使晶格扩大而发生膨胀。如果提高回火温度，在中、低温区域(图3中的(A)区)析出渗碳体，尺寸变化趋向于收缩。在高温区域中，在与回火硬化大致相同的温度下，尺寸变化率达到最大。最大值的产生是由主要在该最大值的低温一侧(图3中的(B)区域)和高温一侧(图3中的(C)区域)发生的机构所决定的。在低温一侧，残余奥氏体的分解使温度升高，发生膨胀倾向。在最大值的高温一侧，M7C3、M23C6系碳化物析出、凝集，致使马氏体中的固溶C量降低，因而产生收缩倾向。
利用这种(A)、(B)、(C)的机构，可以得到保持SKD11的硬度同时抑制(B)和(C)间产生的尺寸变化，使基体组成接近于SKD11的本发明的构思就来源于此。为此，不仅SKD11的主要合金元素C和Cr，而且还要进行图3中所示的、控制渗碳体析出的Si和控制M7C3和M23C6系碳化物析出的Mo和W的最优化。
另外，由于本发明的成分系在平衡状态图上是处于一次碳化物难以结晶的成分区域，因此如果进行急冷凝固或1100-1400℃的扩散退火，减少或消除一次碳化物，可以进一步提高切削性。
此外，本发明人还研究了添加S对于热处理尺寸变化的作用，结果发现，添加S超过0．2％时，热处理尺寸变化增大，优选的是S含量为0．005-0．12％。以往从未有过这样的报导，其原因认为是，添加较多S的易切削钢的热处理尺寸变化问题难以解决。另一方面，由于工具钢中残留碳化物较多，产生抑制尺寸变化的作用，无法检查S对于尺寸变化的作用。由以上所述可知，必须将成分组成中的S调整为尺寸变化较小的0．2％以下。
下面叙述本发明的热处理性和表面处理性。
本发明为了解决由于限制C含量而引起的耐磨性不足的问题，要求充分确保表面处理性。表面处理分为渗碳、氮化、PVD处理和CVD处理。其中，由于被处理材料的性质使得处理有困难的是CVD处理。这种处理是用化学方法使得在1000℃的状态下气化的成膜元素在材料表面上析出。因此，实质上与材料的热处理同样，出现淬火不足、热处理尺寸变化较大等问题。
即，作为热处理性的有代表性的指标的淬透性，是为了可以适用于所有的表面处理装置而提出的，由于采用与淬透性良好的SKD11近似的组成，因而可以充分满足要求。另外，淬火、回火时的热处理尺寸变化与SKD11同等的特性，给工业生产上带来很大便利，为了使基体中的C和Cr成分接近于SKD11，采用图2中所示的区域是十分重要的。由于SKD11的热处理尺寸变化很小，因此可以用于量仪钢。
SKD11具有热处理尺寸变化小的特性，这是因为大体上只靠固溶Cr来维持高温回火区域的硬度，抑制渗碳体析出的方法。也就是说，可以高温回火的高速工具钢等有目的地添加Mo、W、V的回火硬化钢，由于回火硬化时产生的残余奥氏体分解而生成的新的马氏体不容易发生回火收缩，因而产生较大的热处理尺寸变化。
但是，在利用Cr产生同样效果的场合，在新的马氏体中迅速析出M7C3等Cr系碳化物，迅速发生回火马氏体化，因而马氏体中的固溶C量减少，可以抑制大的膨胀，这就是SKD11具有较小的热处理尺寸变化的原因。热处理尺寸变化决定了热处理之前精加工的加工量，因此与切削性同样，是决定加工效率的重要因素。
总之，通过使固溶C和Cr量接近于SKD11，使CVD等存在的热处理尺寸变化问题的表面处理的尺寸变化以及淬透性、硬度和尺寸随时间而变化都可以获得与SKD11大体相同的特性，从而可以与SKD11装入同一炉内进行处理，大幅度降低表面处理作业的生产成本。
在CVD等表面处理温度下奥氏体组织中固溶的C量，对于生成具有足够膜厚的MX型化合物(TiC、VC等)是十分重要的。即，为了使在CVD表面处理时固溶C生成MX型化合物，必须从钢材中供给，其最适宜的量取决于保持在表面处理温度前的马氏体组织中固溶的C量。本发明的工具钢，其固溶C量达到0．4％以上，因而可以充分成膜。
根据以上所述，说明构成本发明的工具钢的元素及其含量的限定依据。
C和Cr为了获得与SKD11类似的性质以及使淬火后的残留碳化物降低到5％(质量)以下，采用图1和图2所示的范围。具体地说，在从1000℃到1050℃淬火后的组织中，例如用热力学方法计算未固溶的碳化物存在量在5％(质量)以下者对于提高切削性是有利的。
SKD11的热处理特性，在回火温度为490℃以下的范围，轧制方向上的热处理尺寸变化为负值，在该温度以上的回火温度下热处理尺寸变化成为正值。另外，在高于490℃的回火温度下的最大热处理尺寸变化量是0．1％以下的正值，此外，在这些回火范围内存在着可以确保HRC57-60硬度的热处理条件。
可以满足所有这些特征的成分区域是图1和图2中所示的成分区域。在490℃以下必然产生负的尺寸变化，在该温度以上尺寸变化变成正值，根据这一特性，如果一点一点地提高回火温度，在某一条件下必然会存在热处理尺寸变化为0的条件，从而可以找到使尺寸变化接近于0的热处理条件。这一见解也得到了SKD11钢的热处理技术人员的支持，是标准化的背景，这里所述的C与Cr的平衡特别重要。
SiSi也是基本上按照与SKD11(Si=0．25％(质量))类似设定。只是Si原来是作为脱氧剂和为了改善铸造性的目的而添加的，其含量减少时，韧性提高，但切削性恶化，因而必须在0．1％以上。另一方面，其含量过多时，抑制了渗碳体析出，结果导致在500-550℃的回火区域中热处理尺寸变形增大。因此，Si的含量限定为0．1-0．6％。
MnMn也是基本上与SKD11(Mn=0．4％(质量))类似进行设定。Mn是为了提高淬透性而添加的，其含量低于0．1％时，不能稳定地得到淬火硬度。反之，含量过高时，焊接性恶化，而且与Si同样，基体的成分偏析加骤，因而限定为0．1-1．2％。但Mn是可以取代昂贵的Cr和Mo等的廉价的元素，在Cr和Mo等充分发挥效果并且不添加S的场合，也可以不添加Mn。
Mo和WMo和W也是基本上与SKD11(Mo=0．85％(质量))同等设置。Mo和W提高淬透性，而且，即使回火在较高温度下进行也不会急剧软化，因此硬度的调整变得简单。由于W的原子量是Mo的大约2倍，1％的Mo含量具有与2％W的含量相等的效果，因此，可以用(Mo+1／2W)量表示这种效果。在本发明中，可以含有Mo和W中的1种或2种，即，全部的Mo含量可以用2倍的W含量代替，或者Mo的一部分含量可以用与之相当的W量代替。在(Mo+1／2W)量中，优先使用哪一个成分可以根据经济性来进行考虑和判断。但是，用W替换会使火焰淬火性恶化，因而最好是添加Mo。
(Mo+1／2W)的添加量低于0．6％时，高温回火的硬度降低加剧，硬度难以控制；反之，添加量过高时，使马氏体中的碳化物的析出、凝集变得迟缓，在500-550℃下回火时热处理尺寸变化增大，或者伴随马氏体的回火迟缓，奥氏体分解变得迟缓，即使认为已经充分回火，不稳定的奥氏体仍然残留下来，制成金属模后，在使用过程中随着时间的延续尺寸发生变化，因而其添加量限定为0．6-1．25％，优选的是0．6-1．10％。
本发明的工具钢，为了达到其它所要求的效果，还可以在上述成分基础上含有V。V也是基本上与SKD11(V=0．25％(质量))同等含量。V是提高工具钢所必须的软化抗力的元素，但V形成V系碳化物，导致切削性降低，因此其含量限定为0．5％以下。
SS是脆化元素的代表，在焊接和高硬度钢领域中是忌讳使用的，但它具有易切削的作用，为了减少碳化物和提高韧性，可以适量添加。考虑到热处理尺寸变化增大，其含量最多可以允许0．2％。
CaCa不会降低机械性能，不发生组织变质，是理想的易切削元素。其易切削的基理是，使钢中微量分散的氧化物的熔点降低，由于切削热而溶出，在刀刃上形成保护膜。但是，其蒸气压较高，容易从钢水中跑掉，目前由于技术上的原因最多只能添加100ppm左右。
此外，为了提高本发明的工具钢的切削性，可以含有2％以下的稀土元素。不可避免的杂质总量应在0．5％以下。如果要求韧性和焊接性，可以添加5．0％以下的Ni，在需要更高耐磨性的场合，可以添加1．0％以下的Al，提高氮化硬度。此外，为了获得其它所要求的效果，可以含有0．2％以下选自Pb、Se、Te、Bi、In、Be、Ce、Zr、Ti中的1种或2种以上元素而不会改变基本性能。
为了进一步提高本发明的效果，调整淬火后的状态是十分有效的。即，使淬火后的马氏体组织中固溶的C和Cr含量与SKD11近似，而且，使刚淬火后的残留碳化物含量降低到5％(质量)以下。也可以在钢材的制造过程中降低刚淬火后的残留碳化物量。采用粉末法、在1100℃以上对刚熔化后的钢锭进行1-10小时热处理的均热法、或使钢锭小型化或急冷凝固法等，可以使刚淬火后的残留碳化物量达到5％(质量)以下。另外，使淬火后的Cr的基体偏析幅度(重量％)达到1％以下也有利于提高切削性。
以上所述的本发明的工具钢具有良好的焊接性，而且，按照与以往的SKD11同样的热处理条件即从1000-1050℃淬火、在500℃以上回火，也可以确保HRC57以上的硬度。另外，在HRC57以上的硬度下具有良好的切削性，而且，盐浴法和CVD处理等表面处理性能也很好。
另外，将本发明的工具钢用于金属模等时，可以根据所要求的功能，只在必要的部位上进行火焰淬火，可以根据制作工时或需要的特性选择获得硬度的热处理方法。例如，将本发明的工具钢调质处理成HRC55以上的硬度，进行切削，制成金属模。
本发明的工具钢的另一个特征是，与JIS-SKD11相比，即使减少构成工具钢的基本成分的C含量，也能得到良好的机械性能，特别是硬度和韧性，而且，焊接性、切削性、表面处理特性以及热处理特性也非常好。
即，本发明的工具钢控制了C的含量，确保良好的焊接性，在用于金属模时，具有良好的韧性，同时，即使使用过程中产生破损、裂纹或磨损，也可以通过焊接很容易地进行修补，重新使用。而且，为了适应由于控制C含量而引起耐磨性不足的场合，本发明的钢确保具有良好的表面处理性。
在本发明中，所述的焊接性良好或可以焊接是指，在进行规定的预热、后热处理的JISZ3158的Y形试样中未发现焊接裂纹。在进行焊接时，为了防止焊接裂纹，通常要进行预热和后加热。预热一般是为了防止焊接时产生高温裂纹而进行的，后加热处理是为了防止低温裂纹，是降低焊接热影响区的硬度的一种回火处理。
一般地说，金属模在其制造过程中或使用过程中，根据情况为了改变形状或者进行修补，需要进行焊接，为了防止焊接时产生裂纹，往往将合金钢预热至高温后进行焊接。特别是在含有Cr等的场合，一般需要预热至450-550℃以上，然后进行焊接，本发明提供了即使降低该预热温度，具体地说即使降低到250℃，在JISZ3158的Y形试样中也没有产生焊接裂纹的工具钢。因此，本发明提高了焊接操作性，而且很经济。
其次，对于高C、高Cr钢来说，焊接后的后加热也很重要，通过降低焊接热影响区的硬度，可以降低后加热的加热温度和减少加热时间。特别是为了控制焊接热影响区，将C量降低到0．75％以下，将Cr量控制在6．8％以上是有效的，这样可以有效地将决定焊接性的马氏体组织中的固溶C和Cr量调整为最适宜的水平。
实施例下面详细地说明本发明实施例，但本发明不受这些实施例的限制。
实施例1
首先，用100kg高频感应电炉将材料熔化，制成表1所示化学成分的钢锭。比较材料是相当于SKD11的材料。随后进行热轧，锻造比为5。待冷却后在850℃保持4小时，进行退火。化学成分(重量％)C Si Mn S Cr Mo WV Ca(ppm) Fe发明材料1 0．43 0．40 0．40 0．001 6．73 0．91 ＜0．10 0．10 - 余量发明材料2 0．57 0．32 0．35 0．011 6．02 0．65 ＜0．01 ＜0．01 - 余量发明材料3 0．81 0．10 0．40 0．062 7．49 1．01 ＜0．01 ＜0．01 - 余量发明材料4 0．74 0．25 0．40 0．072 8．02 0．81 ＜0．01 ＜0．01 - 余量发明材料5 0．71 0．24 0．01 0．059 7．32 1．12 ＜0．01 0．25 55 余量发明材料6 0．69 0．58 0．35 0．060 7．15 0．89 ＜0．01 0．25 25 余量发明材料7 0．71 0．24 1．16 0．058 7．73 0．78 ＜0．01 ＜0．01 - 余量发明材料8 0．68 0．25 0．44 0．020 7．03 1．24 ＜0．01 0．23 - 余量发明材料9 0．60 0．60 0．46 0．021 6．89 0．44 ＜0．01 0．42 - 余量发明材料10 0．55 0．15 0．50 0．015 7．25 ＜0．01 2．4 ＜0．01 - 余量比较材料1 1．47 0．25 0．4 0．002 11．95 0．90 ＜0．01 0．35 - 余量比较材料2 0．95 0．30 1．05 0．001 0．75-0．75 -- 余量比较材料3 0．51 0．25 0．40 0．002 5．98 0．85 ＜0．01 0．25 - 余量比较材料4 0．80 0．22 0．40 0．002 8．00 1．10 ＜0．01 0．25 - 余量比较材料5 0．59 0．31 0．38 0．002 7．69 0．95 ＜0．01 0．25 - 余量比较材料6 0．75 0．24 0．25 0．001 6．51 0．91 ＜0．01 0．24 - 余量接下来，使试样的长度方向与轧制方向一致，制作21根直径10mm、长度80mm的试样，分别进行长度测定。然后，将其中的各10根试样用真空加热炉加热到1025℃并保持，随后用惰性气体进行气体冷却淬火。再按530℃、1小时的条件回火2次。测定所得到的试样的硬度时，比较例2和3未达到HRC57以上。测定达到HRC57以上的材料的长度方向的长度，以预先测定的淬火前的长度为基准计算尺寸变化率，调查尺寸变化率超过0．1％的试样有几根。结果示于表2中。尺寸变化超过0．1％的数量发明材料10根发明材料20根发明材料30根发明材料40根发明材料50根发明材料60根发明材料70根发明材料80根发明材料90根发明材料10 0根比较材料10根比较材料43根比较材料52根比较材料65根由表2可以看出，本发明的钢尺寸变化都在0．1％以下，而比较例4、5和6超过了0．1％。
随后，对在530℃下的尺寸变化在0．1％以下者以及比较例4和5，使用剩余的退火状态的试样各10根，用真空加热炉加热至1025℃并保持，然后用惰性气体进行气体冷却淬火。再在490℃、1小时的条件下回火2次。随后测定试样的长度方向的长度，以测定的淬火前的长度为基准计算尺寸变化率。调查其中尺寸变化为正值(膨胀)的试样有几根，结果示于表3中。尺寸变化率为正值(膨胀)的数量发明材料10根发明材料20根发明材料30根发明材料40根发明材料50根发明材料60根发明材料70根发明材料80根发明材料90根发明材料10 0根比较材料10根比较材料40根比较材料57根由表3可以看出，比较例5的尺寸变化为正值，发生了膨胀，因而尺寸变化的调整很困难，而根据上述表2的结果，本发明例1-12和比较例1没有发生尺寸变化为正值而膨胀的情况，尺寸变化容易调整，可以进行与SKD11同样的热处理。
实施例2以下进行切削性的评价。
首先，在表1所示的材料中，使实施例1中尺寸变化情况被示为与SKD11同等的材料(本发明例1-12和比较例1)以及比较例4形成硬度HRC24以下的退火状态，进行使用方端铣刀的切削性评价。切削试验按表4所示的条件进行。根据表5所示的结果，本发明例1-12的工具寿命(刀刃磨损0．3mm)显示出10m以上的高切削性，而比较例1和4由于铬系碳化物的原因，切削性很差。项目 条件工具2NKR 10(高速钢)切削速度25m／min进 给 量0．08mm／转吃刀深度0．8×1．5mm切削方向顺铣冷却方式干式[表5]刀刃磨损0．3mm时的切削长度(寿命)发明材料1 18m发明材料2 18m发明材料3＞20m发明材料4＞20m发明材料5 18m发明材料6＞20m发明材料7＞20m发明材料8 18m发明材料9 20m发明材料1018m比较材料1＜2m比较材料4 8m其次，对尺寸变化情况被视为与SKD11同等的材料(本发明例1-12和比较例1)以及比较例4进行1030℃的淬火和500℃以上的回火，调质成HRC57-60的硬度，制成试验材料，进行使用方端铣刀的切削性评价，切削条件示于表6中。由表7所示的试验结果可以看出，本发明例1-12的工具寿命(刀刃磨损0．1mm)良好，切削性也很高，而比较例1和4的切削性很差。项目条件工具 HES 2100-C(超硬涂层)切削速度 75m／min进 给 量 0．05mm／刀吃刀深度 0．2×15mm切削方向 顺铣冷却方式 干式[表7]刀刃磨损0．1mm时的切削长度(寿命)发明材料116m发明材料214m发明材料328m发明材料424m发明材料518m发明材料626m发明材料726m发明材料822m发明材料916m发明材料10 16m比较材料1 ＜2m比较材料44m实施例3在表1所示的材料中，对本发明材料中切削性较差的本发明例1、2和热处理特性良好的比较材料1以及比较材料4，在其钢锭状态下于1160℃下进行10小时的均热，退火后在1030℃淬火，在500℃以上回火，调整为HRC57，然后进行切削性试验。按表8所示的条件，以刀刃磨损达到0．1mm的切削距离作为寿命。另外，为了评价基体的偏析状态，用电子探针显微分析仪对淬火状态的材料测定1mm的线上Cr的特性X线，以不是碳化物的位置的Cr变化幅度作为2σ，进行统计分析。两者的结果示于表9中。项目 条件工具HES 2100-C(超硬涂层)切削速度75m／min进 给 量0．05mm／刀吃刀深度0．2×15mm切削方向顺铣冷却方式干式[表9]刀刃磨损0．1mm时的切削长度(寿命) Cr基体的偏析程度发明材料128m 0．8％发明材料228m 0．8％比较材料1 ＜2m 1．8％比较材料46m 2．5％由表9可以看出，淬火状态的Cr偏析幅度在1％以下的本发明材料比前面的实施例2寿命更高，而比较例1和4的Cr偏析幅度超过1％，工具寿命的提高远远没有达到希望的程度。上述Cr偏析幅度的定义是相对于在固溶状态下Cr含量的平均值的含量变化的范围(％)。
实施例4使用50kg的高频感应电炉将材料熔化，制成具有表10所示化学成分的钢锭。比较材料7是相当于SKD11的材料。随后进行热轧，锻造比为5，冷却后在850℃保持4小时进行退火。化学成分(重量％)；*其中发明材料12含有Ca71ppmC Si Mn S Ni Cr Mo W V 共晶值Z发明材料 11 0．55 0．25 0．41 0．005 0．2 6．52 0．98-0．25 8．31发明材料 12 0．75 0．30 0．35 0．100 0．004 7．91 0．35 1．05 0．25 10．35发明材料 13 0．70 0．25 0．56 0．072 0．01 7．41 1．05-0．25 10．05发明材料 14 0．71 0．59 0．71 0．030 0．21 7．01 1．01-0．25 9．89发明材料 15 0．69 0．25 0．23 0．030 2．51 6．83 0．98-0．24 9．16发明材料 16 0．73 0．24 0．41 0．025 0．11 7．12 0．61-0．21 10．11发明材料 17 0．71 0．26 0．39 0．025 0．12 7．21 1．19-0．26 10．01发明材料 18 0．68 0．27 0．40 0．024 0．10 7．42 1．01-0．49 9．89比较材料 7 1．48 0．25 0．46 0．005 0．02 12．11 0．99-0．38 19．1比较材料 8 0．98 1．20 0．57 0．005 0．003 7．48 1．85-0．76 12．33比较材料 9 0．76 0．10 0．29 0．006 0．05 9．63 1．43-0．57 11．86比较材料 10 0．58 0．82 0．35 0．004 0．10 11．81 1．48-0．38 1．73比较材料 11 0．53 0．55 0．38 0．006 0．15 12．50 0．58-0．26 11．74比较材料 12 0．35 0．70 0．36 0．007 0．003 4．01 2．31-0．11 5．21比较材料 13 0．28 1．10 0．12 0．006 0．002 5．35 2．01-0．71 6．05比较材料 14 0．44 0．92 1．75 0．006 0．004 8．23 0．75-0．25 8．45比较材料 15 0．45 0．43 0．81 0．004 0．018 4．68 2．27 3．10 0．42 6．41比较材料 16 0．39 0．56 0．75 0．006 0．010 9．58 2．58- 0．01 8．87比较材料 17 0．55 1．24 0．20 0．005 0．2 5．50 1．20 1．01 0．31 8．30比较材料 18 0．50 1．00 0．35 0．100 0．004 6．30 1．40 1．05 0．25 7．78其次，将上述退火材料制成JSZ3158的Y型试样，用真空加热炉加热至1025℃并保持，然后用惰性气体进行气体冷却淬火。接着在500-550℃下回火，使各试样的硬度达到HRC57以上。将这样制得的试样按表2所示条件焊接，进行焊接性评价。比较材料10-16在500℃以上回火，未能得到HRC57以上的硬度。项目 内容预热方法装入保持加热到预定温度的电炉后，保持1小时焊接方法电弧焊焊条涂药电焊条相当于JISZ3251DF3B，直径4mm焊接电流110A焊接后的热处理方法 和预热同样条件进行、450℃保持1小时冷却时间7小时焊接裂纹的评价方法 着色浸透探伤检查和内部剖面的显微镜观察焊接性是根据焊接后有无裂纹进行评价。其结果与淬火、回火热处理得到的硬度一起示于表3中。本发明材料11-18和比较材料17、18在350℃的预热温度下没有产生焊接裂纹，而比较例7、8和9在350和450℃的预热温度下都产生了裂纹。硬度(HRC) 预热温度(℃) 焊接性(裂纹)发明材料 1159．9350 无裂纹发明材料 1260．1350 无裂纹发明材料 1359．5350 无裂纹发明材料 1458．5350 无裂纹发明材料 1559．7350 无裂纹发明材料 1660．3350 无裂纹发明材料 1760．2350 无裂纹发明材料 1858．9350 无裂纹比较材料 7 60．3350 有裂纹比较材料 8 59．8450 有裂纹比较材料 9 57．0450 有裂纹比较材料 1759．0350 无裂纹比较材料 1758．0350 无裂纹比较材料 1858．7350 无裂纹比较材料 1860．0350 无裂纹比较材料 1759．9450 无裂纹比较材料 1860．1450 无裂纹实施例5以下，进行切削性的评价。
首先，用表10中所示的材料制成硬度HRC24以下的退火状态的试验材料，进行方端铣刀的切削性评价。切削试验按表13所示的条件进行。由表14所示的结果可以看出，与相当于SKD11的比较材料17相比，本发明材料11-18和比较材料17．18获得了3倍或3倍以上的工具寿命。项目 条件工具 2NKR 10(高速钢)切削速度 40m／min进 给 量 0．08mm／转吃刀深度 0．8×1．5mm切削方向 顺铣冷却方式 干式[表14]刀刃磨损0．4mm时的切削长度(寿命)发明材料 11 18m发明材料 12＞20m发明材料 13 20m发明材料 14 18m发明材料 15 16m发明材料 16 14m发明材料 17 18m发明材料 18 14m比较材料 7 2m比较材料 8 3m比较材料 9 3m比较材料 17 8m比较材料 18 16m其次，使用表10所示的材料，按本发明的热处理条件进行淬火、回火成HRC57-60的硬度，制成供试验用的材料，进行方端铣刀的切削性评价，切削条件示于表15中。由表16所示的试验结果可以看出，与相当于SKD11的比较材料7相比，本发明材料11-18和比较材料17、18获得了6倍或6倍以上的工具寿命。项目 条件工具HS 2100-C(超硬涂层)切削速度25m/min进 给 量0．05mm/刀吃刀深度0．2×15mm切削方向顺铣冷却方式干式[表16]刀刃磨损0．08mm时的切削长度(寿命)发明材料 11 22m发明材料 12 32m发明材料 13 20m发明材料 14 18m发明材料 15 20m发明材料 16 16m发明材料 17 18m发明材料 18 20m比较材料 7 3m比较材料 8 10m比较材料 9 12m比较材料 17 22m比较材料 18 32m实施例6以下，检测焊接前的预热温度和焊接后的冷却时间对于焊接性的影响。检测时，使用真空加热炉将上述退火材料加热至1025℃并保持，然后用惰性气体进行气体冷却淬火，接着在500-550℃下回火到规定的硬度，制成供试验材料，焊接后的后加热处理是在450℃保持1小时，然后用3小时或7小时冷却至常温。表17中示出在这样的条件下是否产生裂纹以及调整硬度和预热温度。硬度 预热温度 冷却时间(小 焊接性(裂纹)(HRC)(℃) 时)发明材料 11 57．3 2503 无裂纹发明材料 12 60．2 2503 无裂纹发明材料 13 59．5 3503 无裂纹发明材料 14 58．6 3503 无裂纹发明材料 15 59．3 3503 无裂纹发明材料 16 58．9 3503 无裂纹发明材料 17 58．0 3503 无裂纹发明材料 18 58．7 3503 无裂纹比较材料 759．9 4507 有裂纹比较材料 15 54．8 4507 有裂纹比较材料 16 53．2 4507 有裂纹比较材料 17 59．2 2503 无裂纹比较材料 17 58．3 2503 无裂纹比较材料 17 58．7 3503 无裂纹比较材料 18 60．0 3503 无裂纹比较材料 18 59．7 3503 无裂纹比较材料 18 58．2 3503 无裂纹由表17可以看出，本发明材料11-18以及比较材料17、18在冷却时间为3小时的场合也没有产生裂纹，相比之下，比较材料7、15和16在冷却时间为7小时的情况下还是产生了裂纹。
实施例7以下，由本发明材料11-18和比较材料7-9以及17-18的退火材料制作10mm(直径)×80mm(长度)的试样各10根，试样的长度方向为轧制方向。预先测定这些淬火前的试样的长度方向尺寸，然后在1030℃下保持1小时后空冷淬火，在500℃以上进行回火，将硬度调整为HRC60±1。在室温下充分冷却后再次测定尺寸，以淬火前的尺寸为基准分别求出尺寸变化率，调查尺寸变化率超过0．1％的根数，结果示于表18中。尺寸变化超过0．1％的根数发明材料 11 0发明材料 12 0发明材料 13 0发明材料 14 1发明材料 15 0发明材料 16 0发明材料 17 1发明材料 18 0比较材料 7 0比较材料 8 10比较材料 9 4比较材料 17 10比较材料 18 10由表18可以看出，本发明材料11、12、13、15、16、18和相当于SKD11的比较材料7的尺寸变化超过限度。Si含量稍高的本发明材料14和Mo含量稍高的本发明材料17，尺寸变化超过0．1％的发生数量很少，只有1根。相比之下比较材料8、17和18由于Si和Mo当量高，10根试样的尺寸变化全都超过限度。另外，比较材料15与特开平11-181548中所述的工具钢相比，Si含量降低，但由于Mo当量高，仍有4根试样的尺寸变化超过限度。
本发明为了提高焊接性和切削性而减少碳化物的量，有些场合可能耐磨性会变差，但是，由于本发明的减少尺寸变化的效果，确保了表面处理的自由度，因此可以容易制造工具和金属模，满足两者工具性能的要求。
实施例8以下对于由发明材料11-18和比较例7、8、9、17和18的退火材料上切取的25×100×100(mm)的板材，检测实际进行TD处理时的轧制方向的尺寸变化率。前热处理是1020℃淬火、530℃回火，进行2次，然后进行精加工，改变不同的位置测定5点的轧制方向尺寸。然后按照生成目标膜厚为3μm的VC的条件，进行1020℃×7小时的TD处理，在530℃下回火2次。然后进行后热处理，同样是在1020℃淬火，在530℃进行回火。测定轧制方向的尺寸，算出尺寸变化率，结果示于表19中。轧制方向的尺寸变化率(％，5次测定的平均值)发明材料 110．062发明材料 120．054发明材料 130．052发明材料 140．081发明材料 150．042发明材料 160．051发明材料 170．079发明材料 180．071比较材料 7 0．059比较材料 8 1．521比较材料 9 1．623比较材料 171．539比较材料 181．605本发明材料11-18和比较材料7(相当于SKD11的材料)的尺寸变化率是0．1％以下，满足尺寸变化率的要求，而比较例8、9、17和18的尺寸变化率大大超过0．1％，难以满足实用要求。SKD11作为以往的模具钢之所以具有广泛的适用性，其主要原因就是因为这种良好的热处理特性，同时，本发明材料也具备这种广泛适用性的特征。但是，如实施例4和5所示，与SKD11相当的材料的焊接性和切削性并不理想，因此在这些方面有大幅度改进的本发明的工具钢作为工具材料具有极高的工业价值。
实施例9用调频感应电炉熔炼表20所示化学成分的合金，制成规定的钢锭。在表20中，比较钢21是相当于JISSKD11的材料。以锻造比5对这些钢锭进行锻造，加工成钢材，进行退火。*本发明钢No.6含有0.6％的Ni
随后，用真空炉将上述退火材料加热至1030℃并保持，然后进行气体加压冷却淬火。按照目标硬度为HRC57以上进行500-550℃的回火热处理。比较钢26的硬度没有达到HRC57以上。测定热处理后的这些钢材的碳化物量和硫化物量。碳化物量是将钢材的断面抛光后，用10％硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，用显微镜(×200倍)观察，将2mm2的视野范围的图像输入到计算机中，使用图像分析软件求出断面积20μm2以上的碳化物量。对硫化物也采用与碳化物同样的方法进行分析，但将钢材的断面抛光后不进行腐蚀，对断面积1μm2以上的硫化物进行分析。结果一并示于表20中。
所有本发明的钢，断面积20μm2以上的碳化物面积比率都在3％以下，除了本发明钢22以外，本发明的钢的断面积1μm2以上的硫化物面积率都在0．2％以上。相比之下，相当于SKD11的比较钢21和比较钢22、28、29的20μm2以上的碳化物面积率超过3％。
表21中示出的是将表20中使用的材料以25的锻造比进行轧制的断面积1μm2以上的硫化物的长轴／短轴比的测定结果和10R缺口夏式冲击试验结果。热处理条件与上述相同。硫化物的长轴／短轴比是采用与表20中的硫化物测定相同的方法进行分析。本发明钢24和25由于含有Ca，长轴／短轴比达到4．5以下，延伸锻造垂直方向／延伸锻造方向的冲击值比例较大，与比较钢22和29相比，抑制了延伸锻造垂直方向的韧性降低。
实施例10以下，对表20中使用的材料进行热处理，然后制成JISZ3158的Y型试样，按表22所示的条件焊接，进行焊接性评价。淬火、回火的条件按实施例1进行，表23中示出其淬火、回火硬度和焊接隆试验结果。
所有本发明的钢在500℃以上回火后都得到了HRC57以上的硬度，显示出与SKD11大致相同的热处理特性，相比之下，比较钢6没有达到HRC57以上的硬度。就焊接性而言，本发明的钢在预热温度450℃下没有产生裂纹，而比较钢21(SKD11)的C和Cr含量较高，比较钢22的Si含量较高，比较钢23的S含量较高，比较钢24的V含量较高，比较钢28的(Mo+1／2w)较高，比较钢29的C含量较高，因此这些钢都产生了焊接裂纹。相反，比较钢25的Cr含量较低，因此没有产生焊接裂纹。
实施例11以下，进行切削性的评价。由表20所示成分的退火状态(硬度约为HRC15)的材料制成50mm×100mm×200mm的试样，按表24的条件进行使用方端铣刀的切削性评价。以工具的刀刃部的磨损达到0．3mm时的切削长度作为工具寿命进行评价，结果示于表25中。
与相当于SKD11的比较钢21相比，本发明的钢显示出良好的切削性。C或Cr含量高的、淬火回火后的断面积20μm2以上的碳化物面积率超过3％的比较钢21以及比较钢22、28和29，由于碳化物的面积率较大，即使在退火状态下切削性也很差。比较钢24的V含量较高，而且硫化物的面积率较小，因此，即使在退火状态下切削性也很差，相反，比较钢27的Si含量较低，硫化物的面积率也较小，因而切削性差。
另外，用真空炉将表20所示成分的退火状态的材料加热至1030℃并保持，然后进行气体加压冷却淬火，在500℃以上回火，调质成约HRC58，按表26的条件进行切削性评价。切削性是以工具的刀刃部分磨损达到0．1mm时的切削长度作为工具寿命进行评价的，评价结果示于表27中。
由表27可以看出，本发明的钢即使是淬火回火材料也具有良好的切削性，与相当于SKD11的比较钢21相比，切削性大大提高。比较钢22的Cr含量高，断面积20μm2以上的碳化物的面积率超过3％，因此切削性比本发明的钢要低。
实施例12以下进行热处理尺寸变化的试验。由表20所示成分的退火状态的材料制成直径10mm、长度60mm的试样各20根，用真空炉加热至1030℃并保持后，进行气体加压冷却淬火，再进行2次530℃×1小时的回火。然后测定长度方向的尺寸，根据淬火前的尺寸评价其尺寸变化。表28中示出尺寸变化达到0．2％以上的试样数量。
本发明钢的热处理尺寸变化全都低于0．2％，显示出与比较钢21(JISSKD11)大体相同的热处理特性。但是，比较钢21象实施例10和11一样，焊接性和切削性差，由此可知本发明的钢兼备良好的特性。另一方面，比较钢22的Si含量高，比较钢28的Mo当量高，因而频频发生0．2％以上的热处理尺寸变化。
综上所述，采用本发明可以提供与SKD11相比退火状态的切削性良好，淬火回火时的韧性和焊接性等材料性能高的钢材。此外，本发明的钢的热处理尺寸变化以及淬透性和相对于回火温度的硬度变化具有与SKD11近似的特性，因此可以与SKD11装入同一炉中处理，生产率高，不要求额外的附加条件。
此外，淬火回火后的切削性也比SKD11明显提高，即使在CVD等受钢中固溶C量支配的表面处理时，成膜特性也不会恶化，作为耐磨性良好的金属模基体材料，制造非常容易，因而本发明的工业价值巨大。
权利要求
1．具有良好焊接性、切削性和热处理特性的工具钢，其特征是，以重量％计，满足下列关系式，即(Cr+5．9×C)值是9．1以上、12．5以下，并且(Cr-4．2×C)值是5以下，(Cr-6．3×C)是2．2以上，含有Si0．1-0．6％，Mn1．2％以下，Mo或W中的1种或2种(Mo+1／2W)1．25％以下，V0．5％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
2．权利要求1所述的工具钢，其特征是，(Mo+1／2W)含量是0．6-1．10％，Mn含量是0．1-1．2％，Si含量是0．1-0．3％，V含量是0．05-0．5％。
3．权利要求1所述的工具钢，其特征是，共晶值Z[=8×(C％)+0．6×(Cr％)]是10．8以下。
4．权利要求1所述的工具钢，其特征是，以重量％计，含有C0．55-0．75％，Cr6．8-8．0％。
5．权利要求1所述的工具钢，其特征是，以重量％计，含有C0．55-0．75％，Cr6．8-8．0％，共晶值Z是9以上、10．5以下。
6．权利要求1-4中任一项所述的工具钢，其特征是，断面积20μm2以上的碳化物在断面组织中所占的面积比率是3％以下。
7．权利要求1-5中任一项所述的工具钢，其特征是，以重量％计含有S0．2％以下。
8．权利要求7所述的工具钢，其特征是，S含量是0．005-0．12％。
9．权利要求1-6中任一项所述的工具钢，其特征是，以重量％计含有Ca100ppm以下。
10．权利要求6或7所述的工具钢，其特征是，断面积1μm2以上的硫化物在断面组织中所占的面积比率是0．2％以上。
11．权利要求10所述的工具钢，其特征是，所述的面积比率是0．7％以下。
12．权利要求6-8中任一项所述的工具钢，其特征是，在断面组织中的断面积1μm2以上的硫化物的长轴／短轴比是4．5以下。
13．权利要求1-9中任一项所述的工具钢，其特征是，以重量％计含有Ni5．0％以下。
14．权利要求1-13中任一项所述的工具钢，其特征是，Ni含量是1．0％以下。
15．权利要求1-13中任一项所述的工具钢，其特征是，淬火后的Cr的基体偏析范围是1％(重量)以下。
16．经过1000-1050℃淬火、500℃以上回火其最高硬度为HRC57以上的工具钢。
17．权利要求1-16中任一项所述的工具钢，其特征是，在500℃以上回火后产生的热处理尺寸变化，以淬火前为基准，换算成线膨胀率是0．1％以下，在490℃回火后的热处理尺寸变化是0以下。
18．权利要求1-14中任一项所述的工具钢，其特征是，以重量％计含有Al1．0％以下。
19．权利要求18所述的工具钢，其特征是，Al含量是0．6％以下。
20．权利要求1所述的工具钢，其特征是，该工具钢是经过了1000-1400℃的均热处理。
21．金属模，其特征是，将权利要求1-20任一项所述的工具钢，调质到HRC55以上，进行切削加工而制成。
全文摘要
本发明提供了具有良好切削性和热处理特性的工具钢。该工具钢以重量%计,满足下列关系式,即(Cr+5.9×C)值是9.1以上、12.5以下,并且(Cr－4.2×C)是5以下,(Cr－6.3×C)是2.2以上。还含有Si:0.1—0.6%,Mn:0.1—1.2%,Mo或W中的1种或2种(Mo+1/2W):0.6—1.25%,V:0.5%以下,另外还含有S:0.12%以下,Ca:100ppm以下,余量由Fe和不可避免的杂质构成。将这些本发明的工具钢调质成HRC55以上的硬度,进行切削加工,制成金属模。
文档编号C22C38/22GK1282798SQ99124819
公开日2001年2月7日 申请日期1999年11月18日 优先权日1999年7月30日
发明者久保田邦亲, 山冈美树, 阿部行雄, 田村庸, 加田善裕 申请人:日立金属株式会社