模具用钢.pdf

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1、(19)中华人民共和国国家知识产权局 (12)发明专利申请 (10)申请公布号 (43)申请公布日 (21)申请号 201910968069.6 (22)申请日 2019.10.12 (30)优先权数据 2018-193634 2018.10.12 JP 2019-155011 2019.08.27 JP (71)申请人 大同特殊钢株式会社 地址 日本爱知县 (72)发明人 河野正道 (74)专利代理机构 北京天昊联合知识产权代理 有限公司 11112 代理人 常海涛孙微 (51)Int.Cl. C22C 38/02(2006.01) C22C 38/04(2006.01) C22C 38/4。

2、4(2006.01) C22C 38/46(2006.01) C22C 38/06(2006.01) C22C 38/42(2006.01) C22C 38/52(2006.01) C22C 38/48(2006.01) C22C 38/50(2006.01) C22C 38/54(2006.01) C22C 38/60(2006.01) B29C 33/38(2006.01) (54)发明名称 模具用钢 (57)摘要 本发明涉及一种模具用钢， 其具有以下组 成： 以质量计， 含有0.045C0.090、 0.01 Si0.50、 0.10Mn0.60、 0.80Ni1.10、 6.60Cr8。

3、.60、 0.01Mo0.70、 0.001V 0.200、 0.007Al0.150、 0.0002N0.0500， 余量为Fe和不可避免的杂质。 权利要求书2页 说明书10页 附图2页 CN 111041343 A 2020.04.21 CN 111041343 A 1.一种模具用钢， 其特征在于具有以下组成： 以质量计， 含有 0.045C0.090、 0.01Si0.50、 0.10Mn0.60、 0.80Ni1.10、 6.60Cr8.60、 0.01Mo0.70、 0.001V0.200、 0.007Al0.150、 0.0002N0.0500， 余量为Fe和不可避免的杂质。 2.。

4、根据权利要求1所述的模具用钢， 特征在于， 以质量计， 进一步含有0.30Cu 1.50。 3.根据权利要求1所述的模具用钢， 特征在于， 以质量计， 进一步含有 0.30W4.00、 0.30Co3.00 中的至少一者。 4.根据权利要求2所述的模具用钢， 特征在于， 以质量计， 进一步含有 0.30W4.00、 0.30Co3.00 中的至少一者。 5.根据权利要求1所述的模具用钢， 特征在于， 以质量计， 进一步含有 0.004Nb0.200、 0.004Ta0.200、 0.004Ti0.200、 0.004Zr0.200 中的至少一者。 6.根据权利要求2所述的模具用钢， 特征在于，。

5、 以质量计， 进一步含有 0.004Nb0.200、 0.004Ta0.200、 0.004Ti0.200、 0.004Zr0.200 中的至少一者。 7.根据权利要求3所述的模具用钢， 特征在于， 以质量计， 进一步含有 0.004Nb0.200、 0.004Ta0.200、 0.004Ti0.200、 0.004Zr0.200 权利要求书 1/2 页 2 CN 111041343 A 2 中的至少一者。 8.根据权利要求4所述的模具用钢， 特征在于， 以质量计， 进一步含有 0.004Nb0.200、 0.004Ta0.200、 0.004Ti0.200、 0.004Zr0.200 中的至。

6、少一者。 9.根据权利要求1所述的模具用钢， 特征在于， 以质量计， 进一步含有0.0001B 0.0050。 10.根据权利要求2所述的模具用钢， 特征在于， 以质量计， 进一步含有0.0001B 0.0050。 11.根据权利要求3所述的模具用钢， 特征在于， 以质量计， 进一步含有0.0001B 0.0050。 12.根据权利要求4所述的模具用钢， 特征在于， 以质量计， 进一步含有0.0001B 0.0050。 13.根据权利要求5所述的模具用钢， 特征在于， 以质量计， 进一步含有0.0001B 0.0050。 14.根据权利要求6所述的模具用钢， 特征在于， 以质量计， 进一步含有。

7、0.0001B 0.0050。 15.根据权利要求7所述的模具用钢， 特征在于， 以质量计， 进一步含有0.0001B 0.0050。 16.根据权利要求8所述的模具用钢， 特征在于， 以质量计， 进一步含有0.0001B 0.0050。 17.根据权利要求1至16中任一项所述的模具用钢， 特征在于， 以质量计， 进一步含有 0.008S0.050、 0.0005Ca0.2000、 0.03Se0.50、 0.005Te0.100、 0.01Bi0.50、 0.03Pb0.50 中的至少一者。 权利要求书 2/2 页 3 CN 111041343 A 3 模具用钢 技术领域 0001 本发明涉。

8、及模具用钢及模具， 它们适用于在塑料注射成型等当中所使用的模具。 背景技术 0002 例如， 关于将塑料制品注射成型的模具(也包括构成模具一部分的部件)， 其通过 依次经过熔解、 精炼、 铸造、 均质化热处理、 热加工、 正火、 退火(回火)、 淬火/回火、 切削加工 及镜面研磨的步骤来进行制造。 模具用的材料需要各种特性， 特别是， 用于将塑料制品注射 成型的模具的材料需要高的镜面研磨性。 另外， 还需要模具即使放置后也不会生锈的耐腐 蚀性、 以及在使用过程中难以破裂的高冲击性。 0003 (关于镜面研磨性) 0004 模具起到将表面的形状或性质(表面粗糙度和花纹图案)转移到产品上的作用。 。

9、这 些当中， 当要求产品表面光滑时， 需要提前将表面研磨至光滑。 这称为镜面研磨。 0005 镜面研磨性变差的原因之一是 “针孔(pinhole)” 。 针孔指的是研磨过的模具表面 上产生的小孔或伤痕。 若直接地使用产生有针孔的模具， 则针孔部分会转移至产品表面， 表 面品质变差， 失去商品价值。 因此， 在镜面研磨中不应产生针孔。 0006 针孔具有以下两种类型： 研磨磨粒刺入而成的针孔(由研磨引起的针孔)、 以及钢 材内部的杂质脱落而成的针孔(由钢材引起的针孔)。 为了减少由钢材引起的针孔， 需要杂 质(碳化物、 氧化物和氮化物)少的模具用钢。 在钢材的精炼和铸造中， 已经在努力减少这些 。

10、杂质。 另外， 若模具硬度低， 则容易产生针孔， 因而也需要调整能够确保某种程度以上的硬 度的化学成分(特别是C)。 然而， 若C的量过多， 则成为杂质的碳化物也增加， 因而难以取得 与硬度的均衡。 0007 (关于耐腐蚀性) 0008 若直到开始使用镜面研磨过的模具为止存在有一段时间， 或者由于生产的中断期 间而存在有放置时间， 则模具表面有时会生锈。 若直接地使用已生锈的模具， 则生锈的部分 会转移至产品表面， 从而表面品质变差， 失去商品价值。 因此， 生锈了的模具需要再次研磨， 但是这种研磨所需的费用和工时是巨大的。 模具需要即使放置后也不会生锈的耐腐蚀性。 0009 模具的耐腐蚀性几。

11、乎由Cr的量决定。 注射成型模具大多使用Cr的量为0.2至3的 低Cr钢。 由于低Cr钢的耐腐蚀性非常低， 因此若将这种钢的模具放置， 则容易生锈。 因此， 有 时也会使用5Cr模具钢(SKD61等)， 但5Cr钢在高温潮湿环境下的耐腐蚀性不足。 在想要 确保足够的耐腐蚀性的情况下， 模具使用了不锈钢(12Cr)。 例如， 诸如SUS420J2和 SUS630这样的昂贵的钢。 然而， 在许多情况下， 不需要Cr的量为12以上的高耐腐蚀性。 若 使用不锈钢， 则需要支付高额费用以获得过度的耐腐蚀性。 0010 如此地， 当Cr的量为5时， 其是不足的， 但是当Cr的量为12以上时， 其是过量 的。

12、。 虽然也存在有C的量高达8至17以获得高硬度的Cr钢， 但是这种钢的碳化物非常多， 还 存在镜面研磨性和冲击值下降的缺点。 另外， 由于C量高的不锈钢要消耗Cr作为碳化物， 因 而耐腐蚀性也没有由Cr的量所预期的那么高。 说明书 1/10 页 4 CN 111041343 A 4 0011 (关于冲击值) 0012 模具需要在注射成型过程中不会破裂。 其原因是为了避免由于更换破裂了的模具 而导致的生产中断以及由于重新制作模具而导致的制造成本的上升。 若冲击值高， 则在注 射成型过程中模具破裂的风险性降低。 因此， 通过优化钢材成分和淬火方法来谋求模具冲 击值的提高。 若室温(21至27)下的。

13、冲击值(U切口、 切口底部半径1mm、 切口下部高度8mm) 为50J/cm2以上， 则模具在注射成型过程中破裂的风险性非常低。 然而， 注射成型模具的冲 击值在38HRC下大多为10至80J/cm2。 因此， 无法将破裂的风险稳定并使其充分降低。 需要说 明的是， 在此， 冲击值指的是将吸收能量J除以试验片的截面积0.8cm2而得的值。 0013 如上所述， 尚未开发出镜面研磨性良好、 耐腐蚀性在5Cr钢与12Cr钢之间、 且 具有高冲击值的模具用钢。 因此， 课题在于廉价地获得这样的模具， 其能够完美地研磨表 面、 即使在不使用时的保存期间也难以生锈、 并且在使用过程中难以破裂。 0014。

14、 需要说明的是， 在下述专利文献1中公开了以下内容： 在模具用钢材中， 为了将成 为针孔产生原因的氧化物改性并使其变小， 使合金成分平衡， 以提高研磨性及可切削性。 然 而， 与本发明的模具用钢相比， 将上述内容具体化了的引用文献1中描述的实施例中的成分 组成具有较低的C和较高的Al， 这与本发明是不同的。 0015 专利文献1日本特开2004-91840号公报 发明内容 0016 本发明以上述情况为背景， 目的在于提供这样的模具用钢及模具， 其在调质到预 定硬度后， 具有良好的镜面研磨性、 以及5Cr钢与12Cr钢之间的耐腐蚀性， 并且还实现 高的冲击值。 0017 因此， 本发明的一个方面。

15、涉及模具用钢， 其特征在于具有以下组成： 以质量计， 含有0.045C0.090、 0.01Si0.50、 0.10Mn0.60、 0.80Ni1.10、 6.60Cr 8.60、 0.01Mo0.70、 0.001V0.200、 0.007Al0.150、 0.0002N0.0500， 余量为 Fe和不可避免的杂质。 0018 需要说明的是， 在模具用钢中， 可以在下述范围内包含如下所示的成分作为不可 避免的杂质。 0019 P0.10、 S0.008、 Cu0.30、 W0.30、 O0.05、 Co0.30、 Nb0.004、 Ta 0.004、 Ti0.004、 Zr0.004、 B0。

16、.0001、 Ca0.0005、 Se0.03、 Te0.005、 Bi0.01、 Pb 0.03、 Mg0.02、 REM0.10等。 0020 以质量计， 上述模具用钢优选进一步含有0.30Cu1.50。 0021 以质量计， 上述模具用钢优选进一步含有0.30W4.00和0.30Co3.00中的 至少一者。 0022 以质量计， 上述模具用钢优选进一步含有0.004Nb0.200、 0.004Ta0.200、 0.004Ti0.200和0.004Zr0.200中的至少一者。 0023 以质量计， 上述模具用钢优选进一步含有0.0001B0.0050。 0024 以质量计， 上述模具用钢优。

17、选进一步含有0 .008S0 .050、 0 .0005Ca 0.2000、 0.03Se0.50、 0.005Te0.100、 0.01Bi0.50和0.03Pb0.50中的至少一 者。 说明书 2/10 页 5 CN 111041343 A 5 0025 本发明的另一方面涉及模具， 其特征在于由上述模具用钢制成， 硬度为32至 44HRC。 0026 需要说明的是， 在本发明中，“模具” 不仅包括模具主体， 还包括其上所组装并使用 的销等模具部件。 此外， 关于由本发明的钢构成的模具， 还包括进行了表面处理或纹理加工 的模具。 0027 为了解决上述问题， 本发明人研究了钢材成分对镜面研磨。

18、性、 耐腐蚀性及冲击值 的影响， 结果发现， 通过C-Si-Mn-Ni-Cr-Mo-V-Al-N的调整， 可获得所需的特性。 本发明是基 于这样的认识而完成的， 特征在于以下方面： 在极低的C的情况下含有约7至8的Cr， 从 而有效地提高耐腐蚀性， 同时特别发现了Al量对于稳定地保持高的冲击值的重要性， 将Al 量限定为特定的范围(0.007至0.150)。 根据这样的本发明的模具用钢， 在调质到预定硬 度后， 能够具有良好的镜面研磨性、 以及5Cr钢与12Cr钢之间的耐腐蚀性， 并且还可以 实现高的冲击值。 另外， 与用于需要镜面研磨性的树脂成型用模具的常规钢相比， 本发明的 模具用钢更加便。

19、宜。 0028 此外， 根据由本发明的钢构成的、 且硬度调整为32至44HRC的本发明的模具， 由于 能够在淬火/回火处理后的预硬化状态下进行切削及研磨的加工， 因而可以实现制造步骤 的简化。 另外， 当使用模具时， 抑制了在树脂成型时产生的磨损和破裂， 能够提高模具的寿 命。 另一方面， 即使模具在放置一段时间的情况下模具表面也难以生锈， 因而可以省略或减 少在由低Cr钢构成的模具的情况下进行的再次研磨。 0029 上述本发明的模具用钢及模具适用于树脂(塑料及乙烯树脂)的注射成型及吹塑 成型、 橡胶的成型及加工、 碳纤维增强塑料的成型及加工等用途。 0030 附图简要说明 0031 图1A为。

20、示出了Al量与冲击值的关系的图(横轴是Al量为0至0.05质量的范围)。 0032 图1B为示出了Al量与冲击值的关系的图(横轴是Al量为0至0.16质量的范围)。 0033 图2为示出了当使Al量变化时的钢材结构的显微照片。 具体实施方式 0034 接着， 下面将说明本发明中各化学成分的限定理由。 需要说明的是， 各化学成分的 值均为质量。 0035 0.045C0.090 0036 为了获得各特性的平衡， 本发明的特征之一在于将C量的范围限定地非常窄。 若C 0.045， 则淬火时未固溶的碳化物减少， 晶粒容易变粗。 当回火温度高或应用于粉末的层叠 成型时， 难以获得32HRC以上。 若C。

21、0.045， 则德耳塔( )铁素体析出， 对镜面研磨性和冲击值 带来不利影响。 另外， 由于马氏体相变点变高而成为粗大的淬火结构， 因而冲击值降低。 0037 另一方面， 若0.090C， 则熔接性降低。 另外， 导热率也大大降低。 硬度对回火温度 的依存性变得明显， 难以调整回火硬度。 此外， 碳化物增加， 对镜面研磨性带来不利影响。 0038 0.01Si0.50 0039 若Si0.01， 则机械加工时的可切削性显著变差。 当淬火时未固溶的碳化物为VC 时， 其量减少， 晶粒容易变粗。 当回火温度高时， 难以稳定地获得32HRC以上。 0040 另一方面， 当0.50Si时， 导热率大大。

22、降低。 铁素体析出， 对镜面研磨性和冲击值 说明书 3/10 页 6 CN 111041343 A 6 带来不利影响。 0041 优选地， Si的范围为0.05Si0.46， 更优选地， Si的范围为0.10Si0.42。 0042 0.10Mn0.60 0043 若Mn0.10， 则淬火性不足， 由铁素体的混入而导致硬度不足。 此外， 淬火性不足， 由贝氏体的混入而导致韧性的降低。 由于马氏体相变点变高而成为粗大的淬火结构， 因而 冲击值降低。 特别地， 室温以下的冲击值降低。 0044 另一方面， 若0.60Mn， 则退火性极度变差， 用于软化的热处理变得复杂且花费很 长时间， 制造成本增。

23、加。 另外， 导热率也大大降低。 当回火温度高时， 室温下的冲击值降低 (在Si或P高的情况下是显著的)。 0045 优选地， Mn的范围为0.15Mn0.55， 更优选地， Mn的范围为0.20Mn0.50。 0046 0.80Ni1.10 0047 若Ni0.80， 则淬火性不足， 由铁素体的混入而导致硬度不足。 此外， 淬火性不足， 由贝氏体的混入而导致韧性的降低。 由于马氏体相变点变高而成为粗大的淬火结构， 因而 冲击值降低。 特别地， 室温以下的冲击值降低。 由于与Al形成的化合物的析出， 使得硬度上 升的效果较小。 0048 另一方面， 若1.10Ni， 则退火性极度变差， 用于软。

24、化的热处理变得复杂且花费很 长时间， 制造成本增加。 导热率也大大降低。 此外， 成本也大大增加。 0049 优选地， Ni的范围为0.84Ni1.08， 更优选地， Ni的范围为0.88Ni1.06。 0050 6.60Cr8.60 0051 若Cr6.60， 则2次硬化量不足， 难以稳定地获得32HRC以上。 高温强度降低。 淬火性 不足， 由贝氏体的混入而导致韧性的降低。 由于马氏体相变点变高而成为粗大的淬火结构， 因而冲击值降低。 由于耐腐蚀性变差， 因而在放置模具时容易生锈。 另外， 模具内部的水冷 孔会显著生锈， 由此引起破裂。 0052 另一方面， 若8.60Cr， 则导热率大大。

25、降低。 硬度对回火温度的依存性变得明显， 难 以调整回火硬度。 铁素体析出， 对镜面研磨性和冲击值带来不利影响。 0053 优选地， Cr的范围为7.20Cr8.40， 更优选地， Cr的范围为7.80Cr8.20。 0054 0.01Mo0.70 0055 若Mo0.01， 则由于淬火性不足， 铁素体析出， 对镜面研磨性和冲击值带来不利影 响。 2次硬化的贡献小， 当回火温度高时， 变得难以稳定地获得32HRC以上。 高温强度不足。 提 高耐腐蚀性的效果差。 0056 另一方面， 若0.70Mo， 则退火性极度降低， 用于软化的热处理变得复杂且花费很 长时间， 制造成本增加。 另外， 断裂韧。

26、性降低， 模具容易破裂。 此外， 材料成本的上升变得显 著。 0057 优选地， Mo的范围为0.10Mo0.65， 更优选地， Mo的范围为0.20Mo0.60。 0058 0.001V0.200 0059 若V0.001， 则由于氮化物和碳氮化物变少， 因而抑制晶粒在淬火时变粗的效果 差， 由晶粒变粗而导致冲击值的降低。 2次硬化的贡献小， 当回火温度高时， 变得难以稳定地 获得32HRC以上。 0060 另一方面， 若0.200V， 则由于没有足够的C量与大量的V结合， 因而过量添加没有 说明书 4/10 页 7 CN 111041343 A 7 实际的益处， 只会导致成本的增加。 当C。

27、量接近上述上限时， 粗大的氮化物和碳氮化物增加， 这成为裂缝的起点， 因而冲击值降低。 0061 优选地， V的范围为0.008V0.180， 更优选地， V的范围为0.015V0.150。 0062 0.007Al0.150 0063 本发明的特征之一在于将Al量的范围限定地非常狭窄。 避免Al0.007的最大原因 是稳定地保持高的冲击值。 若Al量过少， 则冲击值显著地降低。 另外， 由于AlN变少， 因而抑 制晶粒在淬火时变粗的效果差， 由晶粒变粗而导致冲击值的降低。 0064 另一方面， 若0.150Al， 则由于AlN过度增加并变粗， 因而断裂的起始点增加， 冲击 值变得小于50J/。

28、cm2。 另外， 在镜面研磨过程中脱落的大的杂质增加， 容易产生针孔。 此外， 导热率大大降低。 0065 优选地， Al的范围为0.050Al0.150， 更优选地， Al的范围为0.050Al0.120。 0066 以往， 关于用于树脂(塑料及乙烯树脂)的注射成型及吹塑成型、 橡胶的成型及加 工、 碳纤维增强塑料的成型及加工的模具用钢， 据认为， Al越少越好。 其原因在于， 若Al量过 多， 则大量地产生氧化物及氮化物， 使镜面研磨性及冲击值降低。 然而， 对于作为特殊成分 体系的本发明的钢， 发现这样的独特现象： 若Al量过少， 则冲击值显著降低。 基于该发现， 在 本发明中， 将Al。

29、量限定在狭窄的范围内。 0067 图1A及图1B示出了Al量对24下的冲击值的影响(U切口、 切口底部半径1mm、 切口 下部高度8mm)。 以0.060C-0.30Si-0.35Mn-0.95Ni-7.95Cr-0.45Mo-0.10V-0.012N的钢作为 基本成分， 使Al量变化。 将这些钢从870开始淬火、 回火， 调质至36.5HRC。 如图1A所示， 当 Al0.003时， 冲击值非常低， 为14至27J/cm2。 当Al0.007时， 虽然冲击值明显参差不齐， 但几乎可以确保为50J/cm2。 另外， 若Al过多， 则如图1B所示， 由于夹杂物的增加， 使得冲击 值反而减少。 根。

30、据这样的数据， 将0.007Al0.150设为本发明的范围。 此外， 若0.050Al 0.150， 则可以使冲击值稳定在50J/cm2以上。 0068 图2为示出了当使Al量变化时的钢材结构的显微照片。 以0.063C-0.29Si-0.31Mn- 0.96Ni-7.98Cr-0.45Mo-0.088V-0.0274N的钢作为基本成分， 使Al量变化。 将这些钢从870 开始淬火、 回火， 调质至36.5HRC。 如该图所示， 可知， 当Al0.056时， 晶粒比Al0.008时 更加细微。 若晶粒细微， 则可以通过镜面研磨而获得光滑的表面。 0069 也就是说， 考虑到冲击值及镜面研磨性，。

31、 优选的Al范围为0.050Al0.150。 0070 0.0002N0.0500 0071 当N0.0002时， AlN减少， 因而抑制晶粒在淬火时变粗的效果差， 由晶粒变粗而导 致冲击值的降低。 0072 当0.0500N时， N添加所需的精炼时间和成本增加， 导致材料成本的增加。 粗大的 AlN增加， 这成为裂缝的起点， 因而冲击值降低。 另外， 粗大的AlN也会使镜面研磨性降低。 0073 优选地， N的范围为0.0010N0.0400， 更优选地， N的范围为0.0020N 0.0300。 0074 0.30Cu1.50 0075 对于作为低C钢的本发明的钢， 由于抑制晶界移动的碳化。

32、物也少， 因而晶粒在淬火 时容易变粗。 因此， 添加溶质拖曳(solute drag)效应优异的Cu， 有效地防止淬火时的粗粒 化。 对于本发明的钢， 当Mn-Ni-Cr较少时， 虽然淬火性稍微不足， 但是Cu也具有提高淬火性 说明书 5/10 页 8 CN 111041343 A 8 的效果。 另外， 在本发明中， 由于有助于2次硬化的C-Mo-V这些元素少， 因而回火硬度也不会 极度变高， 但通过利用Cu的析出硬化， 能够显著地提高回火硬度。 0076 另一方面， 若Cu过多， 则成本增加及热加工时的破裂成为问题。 0077 作为工具钢， Mo和V较少的本发明的钢的高温强度不怎么高。 为了。

33、确保高温强度， W 及Co的选择性添加是有效的。 W通过碳化物的析出及固溶来提高强度。 Co通过向基材的固溶 来提高强度， 并且同时也通过碳化物形式的变化而有助于析出硬化。 此外， 这些元素还具有 通过溶质拖曳(solute drag)效应来抑制淬火时奥氏体晶粒的生长的效果。 具体而言， 可以 包含 0078 0.30W4.00； 0079 0.30Co3.00中的至少一种(一种元素)。 0080 若上述任何元素超过所预定的量， 则会导致特性饱和以及显著的成本增加。 0081 为了抑制奥氏体晶粒在淬火时的成长， Nb-Ta-Ti-Zr的选择性添加也是有效的。 通 过与这些元素结合而产生的碳化物。

34、、 氮化物及碳氮化物抑制了晶界的移动。 具体而言， 可以 包含 0082 0.004Nb0.200； 0083 0.004Ta0.200； 0084 0.004Ti0.200； 0085 0.004Zr0.200中的至少一种。 0086 若上述任何元素超过所预定的量， 则碳化物、 氮化物及氧化物过量地生成， 它们成 为模具破坏的起点。 0087 B具有提高淬火性和强化晶界的效果。 结果是， 冲击值稳定在高水平。 具体而言， 可 以包含： 0088 0.0001B0.0050。 0089 需要说明的是， 若添加的B形成BN， 则不能实现B添加的初始目的。 因此， 通过与N的 亲和力比B更强的元素。

35、来形成氮化物， 使N固化， 不使B与N结合即可。 作为这样的元素的例 子， 可列举出Nb、 Ta、 Ti、 Zr。 这些元素即使以杂质水平存在， 也具有固定N的效果。 0090 另外， B添加对于改善可切削性也是有效的。 在改善可切削性的情况下， 也可以形 成BN。 BN在性质上类似于石墨， 在降低切削阻力的同时还改善切屑破碎性。 需要说明的是， B、 Fe和B的化合物、 BN等也可以共存于钢中。 在这种情况下， 根据B在钢中为何种状态， 从而 改善了淬火性、 冲击值、 可切削性等。 0091 为了改善可切削性， 选择性地添加S-Ca-Se-Te-Bi-Pb也是有效的。 具体而言， 可以 包含。

36、 0092 0.008S0.050； 0093 0.0005Ca0.2000； 0094 0.03Se0.50； 0095 0.005Te0.100； 0096 0.01Bi0.50； 0097 0.03Pb0.50中的至少一种。 0098 若上述任何元素超过所预定的量， 则热加工性和冲击值大大降低。 说明书 6/10 页 9 CN 111041343 A 9 0099 根据如上所述的本发明， 可以提供在调质为预定硬度后具有良好的镜面研磨性、 5Cr钢与12Cr钢之间的耐腐蚀性、 且冲击值更高的模具用钢及模具。 本发明的模具由上 述本发明的模具用钢构成， 并具有32至44HRC的硬度。 010。

37、0 实施例 0101 对于表1中所示的本发明的钢以及比较钢(总共22种钢)， 进行了评价镜面研磨性、 耐腐蚀性、 冲击值的试验。 0102 需要说明的是， 比较钢1为市售品， 是通常用于树脂(塑料及乙烯树脂)的注射成型 和吹塑成型的模具用钢。 比较钢2是5Cr系模具钢JIS SKD61。 比较钢3是高强度不锈钢JIS SUS420J2。 比较钢4是高强度不锈钢， 被称为JIS SUS630。 这些比较钢中至少有四种主要元 素不在本发明的权利要求的范围内。 0103 表1化学组成(质量， 余量Fe) 0104 0105 将表1中所示的22种钢分别铸造成150kg的锭以制造钢块。 在1240下对该。

38、钢块进 行24小时的均质化处理， 然后通过热锻将钢块形成为矩形截面为60mm45mm的棒状， 将该 钢棒冷却至100以下。 接下来， 进行正火， 其中将钢棒加热至1020并冷却至100以下。 进一步， 对钢棒进行回火。 关于回火条件， 将比较钢1和比较钢4在600下保持12小时， 将其 他钢在680下保持8小时。 由该回火材料制作了各种试验片。 0106 说明书 7/10 页 10 CN 111041343 A 10 0107 从回火材料切出51mm31mm101mm的板， 通过在真空中的淬火回火处理以调质 为36至38HRC。 关于淬火温度， 本发明的18种钢和比较钢1为870， 比较钢2和。

39、比较钢3为 1030， 比较钢4为1050。 在各淬火温度下保持1小时， 然后通过6bar的氮气冷却以进行淬 火。 作为回火， 进行多次在500至650下保持3小时的处理。 0108 通过研磨切削加工， 使回火后的板成为50mm30mm100mm， 并使50mm100mm的 面的表面粗糙度为G。 0109 作为镜面研磨性的评价， 增加磨粒的粒度号并持续研磨50mm100mm的面， 最后采 用#8000目来精加工为镜面。 目视观察研磨面， 并依照以下标准来评价针孔的有无。 0110 将没有由于杂质(碳化物、 氧化物、 氮化物)的脱落而形成的针孔的情况评价为 “S” ， 将存在有1至2个针孔的情况。

40、评价为 “A” ， 将存在有3个以上的针孔的情况评价为 “B” 。 0111 评价的结果是， 本发明的18种钢、 比较钢1和比较钢4为 “S” ， 比较钢2为 “A” ， 比较钢 3为 “B” 。 与比较钢2相比， 比较钢3的针孔更多的原因是由于粗大的Cr系碳化物及氧化铝 (Al2O3)较多。 0112 由上述可以确认， 本发明的钢的镜面研磨性与通常用于树脂(塑料及乙烯树脂)的 注射成型和吹塑成型的模具的比较钢1相同。 本发明的钢具有非常优异的镜面研磨性。 另 外， 通过该实验也证实了比较钢2和比较例3中容易产生针孔这样的市场评价。 0113 0114 从回火材料切出41mm26mm13mm的。

41、板， 通过在真空中的淬火回火以调质为36至 38HRC。 淬火回火条件与镜面研磨性的试验片相同。 通过研磨切削加工， 使回火后的板成为 40mm25mm12mm， 并将所有六个面研磨以精加工为镜面状态。 0115 通过湿润试验来评价耐腐蚀性。 将镜面研磨过的试验片在温度50且湿度98的 环境中放置40小时， 比较生锈状况， 依照以下标准来进行评价。 0116 将没有生锈部位的情况评价为 “S” ， 将生锈部位为1至3处的情况评价为 “A” ， 将生 锈部位为4至10处的情况评价为 “B” ， 将生锈部位超过10处的情况评价为 “C” 。 0117 耐腐蚀性的结果是， 比较钢4为 “S” ， 本。

42、发明的18种钢和比较钢3为 “A” ， 比较钢2为 “B” ， 比较钢1为 “C” 。 本发明的钢虽然没有达到低C的17Cr不锈钢(对比钢4)， 但是与高C的 12Cr不锈钢(比较钢3)相同。 另外， 本发明的钢优于5Cr模具钢(对比钢2)。 由上述可以 确认， 本发明的钢的耐腐蚀性位于5Cr钢与12Cr钢之间， 并且比较接近于不锈钢。 0118 0119 从回火材料切出11mm11mm55mm的方棒， 通过在真空中的淬火回火以调质为36 至38HRC。 淬火回火条件与镜面研磨性的试验片相同。 从回火后的方棒切出10mm10mm 55mm的冲击试验片。 切口形状为U形， 切口底部半径为1mm，。

43、 切口下部高度为8mm。 试验在室温 (21至27)下进行， 将吸收能量除以截面积(0.8cm2)而得到冲击值， 并依照以下标准来进 行评价。 0120 将冲击值超过100J/cm2的情况评价为 “S” ， 将冲击值超过50J/cm2且为100J/cm2以 下的情况评价为 “A” ， 将冲击值为50J/cm2以下的情况评价为 “B” 。 0121 冲击值的结果是， 本发明的18种钢为 “S” ， 比较钢2和比较钢4为 “A” ， 比较钢1和比 较钢3为 “B” 。 比较钢1为析出Ni和Al的金属间化合物的类型， 因而发脆。 比较钢3具有许多粗 大的碳化物， 因而冲击值低。 说明书 8/10 页。

44、 11 CN 111041343 A 11 0122 由上述可以确认， 本发明的钢的冲击值高于通常用于树脂(塑料和乙烯树脂)的注 射成型及吹塑成型的模具的比较钢1的冲击值。 0123 0124 将所得的结果归纳在下述表2中。 需要说明的是， 关于表2中所示的成本， 将通常用 于树脂(塑料和乙烯树脂)的注射成型及吹塑成型的模具的比较钢1设为标准的 “A” ， 将比其 便宜的钢评价为 “S” ， 将比比较钢1昂贵的钢评价为 “B” 。 0125 表2 0126 0127 如表2所示， 本发明的钢的评价结果为 “S” 和 “A” ， 没有 “B” 以下的评价。 另一方面， 比较钢的评价结果中包括 “。

45、B” 和 “C” 。 由上述可以确认， 本发明的钢具有优异的镜面研磨性、 高的耐腐蚀性以及高的冲击值。 另外可知， 本发明的钢将Cu、 Ni、 Al这些昂贵的元素的添加 量抑制为较少， 在不增加成本的情况下实现了上述优异的特性。 0128 如上所述， 尽管详细说明了本发明的实施例， 但这仅仅是一个示例。 例如， 将本发 明的钢及模具与喷丸处理、 氮化处理、 PVD处理、 CVD处理、 PCVD处理、 镀覆处理、 DLC涂覆处理 等表面改性处理组合使用也是有效的。 作为提高本发明的附加价值的技术， 通过机械加工 和腐蚀以在本发明的模具(包括部件)的表面上设置特定图案(凹凸)的纹理加工也是有效 的。

46、。 此外， 本发明的钢可以制成棒状和线状， 也可以用作模具和部件的焊接修复材料。 或者， 本发明的钢可以制成板和粉末， 通过它们的层叠成型来制造模具和部件， 等等， 本发明可以 说明书 9/10 页 12 CN 111041343 A 12 以在不脱离其主旨的范围内添加各种变更的方式来进行实施。 0129 本申请基于2018年10月12日提交的日本专利申请2018-193634以及2019年8月27 日提交的日本专利申请2019-155011， 其内容作为参照而并入本文。 说明书 10/10 页 13 CN 111041343 A 13 图1A 图1B 说明书附图 1/2 页 14 CN 111041343 A 14 图2 说明书附图 2/2 页 15 CN 111041343 A 15 。