热加工工具钢以及使用其制得的钢制品的制作方法

专利名称：热加工工具钢以及使用其制得的钢制品的制作方法
技术领域：
本发明涉及热加工工具钢以及用它制得的钢制品。更具体来说，本发明涉及这样 的热加工工具钢以及用它制得的钢制品，该热加工工具钢具有可靠的机械加工性，在工业 上确保能够被加工成模具形状，并且与通用的模具钢(例如JIS SKD61)相比，其导热率和 冲击值得到提高。
背景技术：
关于压铸、热锻和温锻用的模具材料，通常使用机械加工性优异的JIS SKD61。然 而，JIS SKD61的导热率低，从而带来这样的问题模具温度往往较高，并且由于频繁地发 生粘模(soldering)或热裂，使得模具的寿命缩短。此外，随着模具尺寸的增加，由于JIS SKD61在低的冷却速率条件下贝氏体转变的转变温度高(所谓的淬透性)，因此其难以进行 组织细化，这会导致韧性显著降低。因此，JIS SKD61具有这样的不利之处促进了热裂， 从而模具的寿命进一步缩短。在这种情况下，工业上需要一种导热率和冲击值均优于JIS SKD61的热加工工具钢。在这方面，已经有人提出了多种适于此种应用的钢材。例如，专利文献1公开了一种相变行为(淬透性)和蠕变特性优异的、并且可替代 JIS SKD61的热加工工具钢，该热加工工具钢是含有下列元素作为主要成分的钢C 0. 30 至 0. 38 重量％，Si 0. 10 至 0. 40 重量％，Mn 0. 60 至 0. 80 重量％，Cr 5. 40 至 5. 70 重量％， Mo 1.50至1.70重量％，V:0. 70至0. 85重量％，余量为Fe及不可避免的杂质。专利文献2公开了一种热板坯的宽度精整(width sizing)用的模具，通过引入热 冲击因子K使得该模具的耐磨性和抗热裂性提高，该模具是含有下列元素的钢以重量％ 计，C :0. 1 至 0. 5%, Si 0. 1 至 1. 5%, Mn 0. 2 至 1. 5%, Ni 小于或等于 5. 0%, Cr 0. 5 至 5.0%, Mo 小于或等于1.5%，V:小于或等于1.0%，Cu 小于或等于0. 2%，余量为Fe及杂 质。专利文献3公开了一种通过电渣重熔工艺而获得的低周疲劳性能优异的热加工 工具钢，其为含有下列元素的钢以重量％计，C 0. 32至0. 42%, Si 0. 10至1.20%，Mn: 0. 10 Mo. 50%, Cr 4. 50 至 5. 50%，Mo 1. 00 至 1. 50%，V 0. 30 至 0. 80%，P 小于或等于 0. 010%, S 小于或等于0. 003%, Ni 小于或等于1. 00%, Co 小于或等于1.00%，W:小于 或等于1. 00%，余量为Fe以及杂质。专利文献4公开了一种热加工工具钢，其成功地提高了实用模具的耐磨性、抗断 裂性(crack resistance)和抗碎屑性(chippingresistance)，该热加工工具钢是含有下 列元素的钢以重量％计，C:0. 15至0. 80% ；Si 小于0. 10% ；Mn:小于或等于3.0% ；以下 成分中的一者、两者或多者Ni 小于或等于4. 0%, Cr 小于或等于10. 0%、Cu 小于或等 于3. 0% ；以下成分中的一者、两者或多者Mo 小于或等于5. 0%,ff 小于或等于5. 0%,V 小于或等于3. 0%、Ti 小于或等于1. 0%、Nb 小于或等于1. 0%, Zr 小于或等于1. 0%, Co 小于或等于5.0% ；S 小于或等于0. 005% ；P 小于或等于0.015% ；0 小于或等于0. 0030%，余量为Fe及杂质。专利文献5公开了一种热加工性和疲劳性能优异的合金工具钢，其为含有下列 成分的钢以重量％ 计，C 0. 35 M 1. 50% ；Si :0. 1 至 2. 0% ；Mn :0. 1 至 1. 5 % ；Cr 2. 0 至10. 0% ；以下成分中的一者、两者或多者2Mo+W 1. 5至30. 0%、V :0. 5至5. 0%、REM 0. 001至0. 60% ；以下成分中的一者、两者或多者Co 1. 0至20. 0%、Ni 0. 01至2. 0%、 Cu 0. 25至1. 0%、B 0. 001至0. 050%，并且还限定了 S 小于或等于0. 0020%, 0 小于或 等于0. 0030%, N 小于或等于0. 020%, Al 小于或等于0. 020%, P 小于或等于0. 020%, 余量基本上为Fe。专利文献6公开了一种模具钢，其成功地提高了热疲劳性能和抗软化性能，从而 能够抑制热裂和冷水孔的破裂并延长了模具的寿命，该模具钢是含有下列元素的钢以重 量％计，C :0. 1 至 0. 6%, Si 0. 01 至 0. 8%, Mn 0. 1 至 2. 5%, Cu 0. 01 至 2. 0%, Ni 0. 01 至2. 0%,Cr 0. 1至2. 0%,Mo 0. 01至2. 0%，V、W、Nb和Ta中的一者、两者或多者合计 为 0. 01 至 2. 0%,A1 0. 002 至 0. 04%,N 0. 002 至 0. 04%,0 小于或等于 0. 005%，余量为 Fe及不可避免的杂质。专利文献7公开了一种用于塑料成型的便宜的模具钢，其具有令人满意的机械加 工性和导热率，该模具钢是含有下列元素的钢=C 0. 25 Mo. 45%,Si 小于0.3%,,Mn=O. 5 至2%，S :0.01至0. 05%，A1溶胶小于或等于0. 02%，余量为Fe及杂质，其中可含有最多 0. 5%的Cr和少于0. 2%的V中的一者或两者。专利文献8公开了一种用于压铸模的预硬化钢，其能够延长压铸模的寿命，该预 硬化钢是含有下列成分的钢以质量含量计，0. 15至0. 35%的C，大于或等于0. 05%而小于 0. 20_Si，0. 05至1. 50%的Mn，小于或等于0. 020%的P，小于或等于0. 013%的S，小于 或等于0. 10%的Cu，小于或等于0. 20%的附，0. 20至2. 50%的Cr，0. 50至3. 00%的Mo， 合计为0. 05至0. 30%的V和Nb，0. 020至0. 040 %的Al，小于或等于0. 003 %的0，0. 010 至0. 020 %的N，余量基本上为Fe。专利文献9公开了一种热疲劳性能高的用于冲压模具的钢，其为含有下列成分的 钢C 0. 10 至 0. 45 重量 ％，Si 0. 10 至 2. 0 重量 ％，Mn 0. 10 至 2. 0 重量 ％，Mo 0. 50 至 3. 0重量％，V 0. 50至0. 80重量％，另外还含有Cr 3. 0至8. 0重量％和Ni 0. 05至1. 2
重量％，余量为Fe及不可避免的杂质。专利文献10公开了一种球化退火性和机械加工性良好的模具钢，其确保能够获 得令人满意的淬火性和所需的冲击值、并且延长了模具的寿命，该模具钢是具有下列成分 组成的钢以质量％计，C :0. 2 至 0. 6%, Si 0. 01 至 1. 5%，Mn 0. 1 至 2. 0%，Cu 0. 01 至 2. 0%, Ni 0. 01 至 2. 0%, Cr 0. 1 至 8. 0%,Mo 0. 01 至 5. 0%, V.ff.Nb 和 Ta 中的一者、两 者或多者合计为0. 01至2. 0%，A1 0. 002至0. 04%,N 0. 002至0. 04%，余量为Fe及不 可避免的杂质。[专利文献l]JP-A-06_322483(此处所用的术语“JP-A”是指“未经审查的日本专 利申请公开”)[专利文献 2] JP-A-03-000402[专利文献 3] JP-A-07-062494[专利文献 4] JP-A-60-059053
4
[专利文献 5] JP-A-08-100239[专利文献 6] JP-A-2008-056982[专利文献 7] JP-A-2004-183008
[专利文献 8] JP-A-2005-307242[专利文献 9] JP-A-64-062444[专利文献 10] JP-A-2008-121032然而，专利文献1至10中公开的钢材并不是本发明所致力于获得的能够同时满足 导热率和冲击值的钢材。例如，在专利文献1中，既没有暗示也没有公开其导热率，而且可能会由于过量的 V而导致冲击值降低。在专利文献2中，可能会由于过量的Si而导致导热率降低，或者由于Mn太少或者 Cr太少而导致冲击值降低。在专利文献3至5中也没有暗示或公开其导热率。在专利文献3中，可能会由于 Mn的量太少而导致相变行为(淬透性)不充分并且冲击值降低。在专利文献4中，可能会 由于Cr的量太少或者V的量过少或过多而导致冲击值降低。在专利文献5中，可能会由于 Mn的量太少而导致相变行为(淬透性)不充分并且冲击值降低，由于Mo的量太少而导致高 温强度降低，或者由于V的量过少或过多而导致冲击值降低。在专利文献6至8中，可能会由于Cr的量过少而导致相变行为(淬透性)劣化、或者硬度或冲击值降低。在专利文献9和10中，可能会由于过量的Si而导致导热率降低，或者Cr的量过 少而导致冲击值降低。

发明内容
本发明是在考虑这些情况下做出的，本发明的一个目的是提供这样的热加工工具 钢以及用它制得的钢制品，该热加工工具钢具有可靠的机械加工性，在工业上确保能够被 加工成模具形状，并且与通用的模具钢(例如Jis SKD61)相比，其导热率和冲击值得到提
尚ο通用的模具钢(JIS SKD61)虽然具有优异的机械加工性，但是其导热率和冲击值 较低。因此，本发明人进行了深入的研究以将导热率和冲击值提高至高于通用的模具钢的 导热率和冲击值，并且同时保持能够在工业上被加工成模具形状的机械加工性。结果发现， 通过将Si的量设定得较低可以提高导热率，同时通过调节Mn的量、Cr的量、Mo的量和V的 量可以提高冲击值。基于这些发现完成了本发明。为了实现上述目的，本发明提供一种热加工工具钢，包含0. 20 质量 C < 0. 50 质量 ％，0. 01 质量Si < 0. 25 质量％，0. 50 质量 ％< Mn < 1. 50 质量 ％，5.24质量％<0<9.00质量％，1.24 质量％< Mo < 2. 95 质量％，以及0. 30 质量％< V < 0. 70 质量％，
余量为Fe及不可避免的杂质。此处，不可避免的杂质的例子包括W < 0.30质量％，Co < 0.30质量％，Nb
<0. 004 质量％，Ta < 0. 004 质量％，Ti < 0. 004 质量 ％，Zr < 0. 004 质量％，A1 < 0. 004 质量 ％，N < 0. 004 质量 ％，Cu < 0. 15 质量 ％，Ni < 0. 15 质量 ％，B < 0. 0010 质量 ％，S
<0. 010 质量 ％，Ca < 0. 0005 质量％，Se < 0. 03 质量％，Te < 0. 005 质量％，Bi < 0. 01 质量％，Pb < 0. 03 质量％，Mg < 0. 005 质量％，以及 0 < 0. 0080 质量％。本发明的所述热加工工具钢还可包含0. 30 质量 W < 4. 00 质量 ％。本发明的所述热加工工具钢还可包含0. 30 质量 Co < 3. 00 质量 ％。本发明的所述热加工工具钢还可包含选自由下列元素所组成的组中的至少一种 元素0. 004 质量 Nb < 0. 100 质量 ％，0.004 质量 TaS 0. 100 质量 ％，0.004 质量Ti 彡 0. 100 质量％，0.004 质量 Zr < 0. 100 质量 ％，0.004 质量AK 0.050 质量％，以及0.004 质量 N < 0.050 质量 ％。本发明的所述热加工工具钢还可包含选自由下列元素所组成的组中的至少一种 元素0. 15 质量 Cu 彡 1. 50 质量 ％，0. 15 质量Ni < 1. 50 质量％，以及0. 0010 质量B 彡 0. 0100 质量％。本发明的所述热加工工具钢还可包含选自由下列元素所组成的组中的至少一种 元素0. 010 质量S 彡 0. 500 质量％，0. 0005 质量 Ca < 0. 2000 质量 ％，0. 03 质量 Se < 0. 50 质量 ％，0. 005 质量 Te 彡 0. 100 质量 ％，0. 01 质量Bi <0.30 质量％，以及0. 03 质量 Pb < 0. 50 质量 ％。本发明的热加工工具钢在室温下的导热率优选为大于或等于28W/m/K。本发明的钢制品使用了本发明的所述热加工工具钢。此处所用的术语“钢制品”是指(例如)压铸模、热锻模具、或者温锻模具，但是本 发明并不局限于此。本发明的热加工工具钢以及使用该热加工工具钢制造的钢制品具有上述的成分 组成，因此其产生了这样的效果在保持能够在工业上被加工成模具形状的机械加工性的 同时，与通用的模具钢(例如JISSKD61)相比，其确保具有高的导热率和高的冲击值。也就是说，在本发明的热加工工具钢中对Si的量进行了优化，由此产生了这样的效果在保持能够在工业上被加工成模具形状的机械加工性的同时，与通用的模具钢(例 如JIS SKD61)相比，其确保具有更高的导热率。另外，在所述热加工工具钢中，对Mn的量、 Cr的量、Mo的量和V的量进行了优化，由此产生了这样的效果在低的冷却速率条件下贝氏 体转变(所谓的淬透性)的转变温度低、并且具有高的冲击值。因此，本发明的热加工工具 钢几乎不会引起粘模或热裂，从而能够获得较长的模具寿命并降低了生产成本，并且能够 提高压铸、热锻和/或温锻时的生产率。附图简要说明

图1是示出机械加工性与Si含量之间的关系的图。图2是示出导热率与Si含量之间的关系的图。图3是示出冲击值与Mn含量之间的关系的图。图4是示出导热率与Mn含量之间的关系的图。图5是示出冲击值与Cr含量之间的关系的图。图6是示出导热率与Cr含量之间的关系的图。图7是示出600°C时的强度(高温强度)与Mo含量之间的关系的图。图8是示出冲击值与V含量之间的关系的图。
具体实施例方式下面描述根据本发明的一个实施方案的热加工工具钢以及使用该热加工工具钢 制造的钢制品。(热加工工具钢的成分组成及其限定原因)本实施方案的热加工工具钢含有下列元素作为主要元素C、Si、Mn、Cr、Mo和V、余 量为Fe及不可避免的杂质。根据本实施方案的热加工工具钢含有(例如)W、Co、Nb、Ta、 Ti、Zr、Al、N、Cu、Ni、B、S、Ca、Se、Te、Bi、Pb、Mg和0作为不可避免的杂质。此处，在本说 明书中，所有的质量百分比分别与重量百分比相同。(1)0. 20 质量 C < 0. 50 质量 ％C是调节钢的强度所需的主要元素。如果C的量低于0. 20质量％，则难以获得所 需要的大于或等于36HRC的硬度，然而如果C的量高于0. 50质量％，则硬度趋于饱和，同时 碳化物的量变得过多，从而使疲劳强度或冲击值劣化。因此，将C的量设定为0. 20质量％ ^ C ^ 0. 50质量％。为了在硬度、疲劳强度和冲击值之间获得优异的平衡，C的量优选为 0. 24质量C ^ 0. 46质量％，更优选为0. 28质量C ^ 0. 42质量％。(2)0. 01 质量Si < 0. 25 质量％Si是调节钢的机械加工性和导热率所需的主要元素。如果Si的量低于0. 01质 量％，则机械加工性显著劣化从而非常难以加工成模具的形状。如果Si的量为0. 25质量％ 或者更高，则导热率显著降低。因此，将Si的量设定为0.01质量％彡Si <0.25质量％。 Si的量优选为Si ( 0. 20质量％，更优选的是Si < 0. 10质量％，这会获得高的导热率。(3)0. 50 质量 ％< Mn < 1. 50 质量 ％Mn是用于改善相变行为(淬透性)的主要元素。如果Mn的量小于或等于0. 50质 量％，则降低相变温度和使组织细化的效果不充分，因此难以确保硬度或者冲击值。如果Mn 的量超过1. 50质量％，不仅冲击值极大地降低，而且几乎不能保持高的导热率。因此，将Mn
7的量设定为0. 50质量％< Mn彡1.50质量％。Mn的量优选为0. 66质量％< Mn彡1. 20质 量％，这可以确保硬度和冲击值，同时能够获得高的导热率。(4)5.24质量％<0<9.00质量％Cr是用于改善相变行为(淬透性)、同时通过形成碳化物来提高钢强度的主要元 素。如果Cr的量小于或等于5. 24质量％，则降低相变温度和使组织细化的效果不充分，从 而难以获得充分的硬度和冲击值。另外，随着Cr的量增大，耐腐蚀性也增大，这是暴露于腐 蚀性环境中的压铸模具所需的。另一方面，如果Cr的量超过9. 00质量％，则难以保持高的 导热率。因此，将Cr的量设定为5. 24质量％< CrS 9. 00质量％。另外，Cr的量优选为 5. 40质量％< Cr ^ 7. 00质量％，更优选为5. 55质量Cr ^ 6. 50质量％，这可以确保 硬度、冲击值和耐腐蚀性，同时可以获得高的导热率。(5) 1.24 质量 ％< Mo < 2. 95 质量 ％Mo不仅是改善相变行为(淬透性)、而且是通过形成碳化物来提高钢强度(尤其 是提高高温强度)的主要元素。如果Mo的量小于或等于1.24质量％，则不能获得令人满 意的高温强度，然而如果Mo的量大于或等于2. 95质量％，则高温强度趋于饱和，同时成本 显著提高而使得收益率受损。因此，将Mo的量设定为1.24质量％<110 < 2.95质量％。 另外，Mo的量优选为1. 37质量％< Mo ^ 2. 80质量％，更优选为1. 50质量Mo ^ 2. 50 质量％。(6)0. 30 质量％< V < 0. 70 质量％V不仅是改善相变行为(淬透性)、而且是通过形成碳化物来提高钢强度(尤其是 提高高温强度)的主要元素。如果V的量小于或等于0.30质量％，在淬火时奥氏体颗粒容 易粗糙化从而降低了冲击值，然而如果V的量大于或等于0. 70质量％，则粗糙的碳化物的 量过多，这会使冲击值劣化。因此，将V的量设定为0.30质量％< V <0.70质量％。另外， V的量优选为0. 40质量％ < V < 0. 67质量％，更优选为0. 50质量％ < V < 0. 64质量％， 这能够确保耐软化性，同时获得满意的疲劳强度和冲击值。(7)不可避免的杂质W < 0. 30 质量％，Co < 0. 30 质量％，Nb < 0. 004 质量％，Ta < 0. 004 质量％，Ti < 0. 004 质量 ％，Zr < 0. 004 质量 ％，Al < 0. 004 质量 ％，N < 0. 004 质量 ％，Cu < 0. 15 质量 ％，Ni < 0. 15 质量 ％，B < 0. 0010 质量 ％，S < 0. 010 质量 ％，Ca < 0. 0005 质量 ％， Se < 0. 03 质量 ％，Te < 0. 005 质量 ％，Bi < 0. 01 质量 ％，Pb < 0. 03 质量 ％，Mg < 0. 005 质量％，0 < 0. 0080质量％，等。在W、Co、Nb、Ta、Ti、Zr、Al、N、Cu、Ni、B、S、Ca、Se、Te、Bi、Pb、Mg、0 等的量分别在 上述范围内的情况下，这些元素作为不可避免的杂质被包含。根据本实施方案的热加工工具钢还可含有下列元素作为可选择的元素(a) W,(b)Co,(c)选自由Nb、Ta、Ti、Zr、Al和N所组成的组中的至少一种元素，(d)选自由Cu、Ni和B所组成的组中的至少一种元素，以及/或者，(e)选自由S、Ca、Se、Te、Bi和Pb所组成的组中的至少一种元素。(8)0. 30 质量 W < 4. 00 质量 ％
8
W是可以加入的选择性元素，以通过析出碳化物来提高强度(沉淀硬化)。如果W 的量少于0. 30质量％，则提高强度的效果较小，而如果W的量超过4. 00质量％，这会导致 所述提高强度的效果饱和并且会导致成本显著提高。因此，将W的量设定为0. 30质量％ ≤ W ≤4. 00 质量 ％。(9)0. 30 质量 ≤Co ≤ 3. 00 质量 ％Co是可以添加的选择性元素，以通过基体中的固溶体来提高强度(固溶硬化)。 如果Co的量少于0. 30质量％，则提高强度的效果较小，而如果Co的量超过3. 00质量％， 这会导致所述提高强度的效果饱和并导致成本显著提高。因此，将Co的量设定为0. 30质 量％< Co ^ 3. 00 质量％。(10)选自由下列元素所组成的组中的至少一种元素0. 004 质量 ≤Nb ≤ 0. 100 质量 ％，0.004 质量 ≤TaS ≤0. 100 质量 ％，0.004 质量 ≤Ti ≤ 0. 100 质量％，0. 004 质量 ≤Zr ≤ 0. 100 质量 ％，0. 004质量 ≤Al ≤0. 050质量％，以及0.004 质量 ≤ NS ≤ 0.050 质量 ％。Nb、Ta、Ti、Zr、Al和N是可被添加的选择性元素，以通过淬火时的奥氏体颗粒(细 晶化)来提高强度和韧性。对于所有这些元素来说，如果其添加量少于预定的量，则提高强 度和韧性的效果较小，而如果其添加量超过预定的量，则产生过量的碳化物、氮化物、或氧 化物，而这会导致韧性降低。(11)选自由下列元素所组成的组中的至少一种元素0. 15 质量 ≤Cu ≤ 1. 50 质量 ％，0. 15 质量 ≤Ni ≤ 1. 50 质量％，以及0. 0010 质量 ≤B ≤ 0. 0100 质量％。Cu、Ni和B是可被添加的选择性元素，以改善相变行为(淬透性)。对于所有这些 元素来说，如果其添加量少于预定的量，则改善相变行为(淬透性)的效果较小，而如果其 添加量超过预定的量，则所述改善效果饱和，并且实际益处较小。特别是，对于Cu和Ni来 说，如果加入的量过多的话，会引起导热率降低。(12)选自由下列元素所组成的组中的至少一种元素0. 010 质量 ≤S ≤ 0. 500 质量 ％，0. 0005 质量 ≤Ca ≤ 0. 2000 质量 ％，0. 03 质量 ≤Se ≤ 0. 50 质量 ％，0. 005 质量 ≤Te ≤ 0. 100 质量 ％，0. 01 质量 ≤Bi ≤0.30 质量％，以及0. 03 质量 ≤Pb ≤ 0. 50 质量 ％。S、Ca、Se、Te、Bi和Pb是可被加入的选择性元素，以提高机械加工性(机械加工性 改善)。对于所有这些元素来说，如果其添加量少于预定的量，则提高机械加工性的效果较 小，而如果其添加量超过预定的量，则热加工性显著劣化从而导致在塑料加工时频繁地产 生裂缝，因此生产率和产量降低。
在这方面，关于本发明的钢中所含有的各元素，根据一个实施方案，它们在钢中存 在的最低量是在所开发的如表1和表2中所总结的钢的例子中所使用的最小非零量。根据 进一步的实施方案，它们在钢中存在的最高量是在所开发的如表1和表2中所总结的钢的 例子中所使用的最大量。(制备方法)例如，可以通过下述工序来获得该实施方案的钢，但是本发明并不局限于此。(1)铸造将原料混合以得到上述预定的成分，将该原料熔融，并在铸模中对熔体进行铸造 以得到钢锭。(2)均质化热处理/热加工进行均质化热处理和热加工以使所获得的钢锭的成分均质化并破坏铸态组织。关 于均质化热处理和热加工的条件，优选根据各成分来选择用于各处理的最佳条件。通常通过将钢锭在1，100°C至1，500°C下保持大约10至30小时来进行均质化热处理。通常在1，OOiTC至1，30(TC下进行热加工，并且在加工完成之后，将钢锭进行空气冷却。(3)回火/球化退火/粗加工根据本实施方案的钢材具有相对较好的相变行为(淬透性)，因此，由于发生了贝 氏体相变或者马氏体相变，在热加工后，该钢材经常在空气冷却时变硬。因此，优选的是，通 过在所述热加工之后进行回火和球化退火、然后进行粗加工，使该材料软化。关于回火的条件，优选根据各成分来选择最佳的条件。通常通过将该材料在600 至750°C下保持大约1至10小时来进行回火。优选进行球化退火以使钢的硬度大约为90至97HRB。通常通过将所述材料在800 至950°C下保持大约1至10小时、然后以每小时5至30°C的速度将其冷却来进行球化退火。通过将软化后的材料机械加工成预定的形状来进行粗加工。(4)热处理(淬火/回火)进行热处理以将粗加工后的材料调节至所需的硬度。关于淬火条件和回火条件， 优选根据各成分和所需的特性来选择用于各处理的最佳条件。通常通过将所述材料在1，000至1，050°C下保持0. 5至5小时、然后快速将其冷却
来进行淬火。对快速冷却的方法没有特别的限制，优选根据目的来选择最佳方法。快速冷 却方法的例子包括水冷、油冷和空气吹风冷却。通常通过将所述材料在500至650°C下保持1至10小时来进行回火。经过上述的步骤(1)至(4)，能够获得这样的钢材，该钢材在保持能够在工业上被 加工成模具形状的机械加工性的同时，与通用的模具钢(例如Jis SKD61)相比，其能够确 保高的导热率和高的冲击值。(5)精加工将热处理至所需硬度的材料进行精加工。经过步骤(5)，就得到了采用本实施方案的热加工工具钢制成的钢制品。(操作方式)
在根据本实施方案的热加工工具钢中，Si的量被优化，使得该钢材在保持能够在 工业上被加工成模具形状的机械加工性的同时，具有比通用的模具钢(例如JIS SKD61)高 的导热率。而且，在根据本实施方案的热加工工具钢中，Mn的量、Cr的量、Mo的量、V的量 等也被优化，使得该钢材的相变行为能够得到改善并具有高的冲击值。因此，根据本实施方 案的热加工工具钢几乎不会导致粘模或热裂。结果，模具的寿命延长，并且在压铸、或者热 煅和/或温煅时的制备成本可以降低且生产率可以提高。实施例(实施例A)为了制造下面的实施例B中的各个本发明钢材，进行实施例1至5以研究优选的 Si量、Mn量、Cr量、Mo量、以及V量。(实施例1:Si含量的研究)对Si的优选量进行研究并参考图1和图2进行描述。图1示出了在切削由0. 33质量％的C、0. 82质量％的胞、5. 73质量％的Cr、l. 63 质量％的Mo、0. 62质量％的V和χ质量％的Si构成的钢时，相对于Si的量，采用切削工具 进行加工直到其寿命结束时所切削的距离。在图1中，关于各个绘制点上的数值，上侧的数 值表示χ值(质量％)、下侧的数值表示所切削的距离(mm)。用于评价机械加工性的样本 为55mmX55mmX200mm的方形棒(其是按照与实施例B相同的工序制造的，并且通过球化 退火将其软化至硬度为90至97HRB)，将切削工具的端间隙面上的最大磨损量达到300 μ m 时的时间判断为其寿命的终点。所切削的距离越大，表示加工性越好，因而是优选的。根据图1，随着Si的量的增加，所切削的距离也增加，因此，从改善机械加工性的 观点考虑，优选的是Si的量较大。根据图1，当Si的量小于0.01质量％时，所切削的距离 极短，所以，为了确保机械加工性，合适的是，Si的量大于或等于0.01质量％。根据图1，当 Si的量为0.01至0.24质量％ (小于0.25质量％)时，改善机械加工性的效果很显著，而 当Si的量超过0. 24质量％时，改善机械加工性的效果变缓。将通过使用与图1中相同的材料而制成的Φ IlmmX50mm的圆棒在1，030°C下加 热，然后通过快速冷却和回火将其处理至48HRC的硬度。由该圆棒制作用于测量导热率的 Φ IOmmX 2mm的样本。图2示出了通过激光闪烁法在室温下测定的导热率与Si含量的关 系。在图2中，关于各个绘制点上的数值，上侧的数值表示χ值(质量％ )、并且下侧的数值 表示导热率(W/m/K)。导热率越高，表示所形成的模具的冷却能力越高，因而是优选的。根据图2，随着Si含量的增加，导热率降低，但是当Si的含量超过0. 09质量％ (小 于0. 10质量％ )时，可获得大于或等于28W/m/K的导热率，这使得其冷却能力显著高于通 用的模具钢(JIS SKD61(导热率24W/m/K))。顺便提及，根据图2，当Si的含量为0.007至 0. 09质量％时，可获得大于或等于30. 7ff/m/K这样高的导热率，并且当Si的含量为0. 09至 0. 24质量％时，可获得大于或等于28. lW/m/K这样优良的导热率。鉴于要保持能够在工业上被加工成模具形状的机械加工性，Si的含量可以小于 0. 25质量％。(实施例2=Mn含量的研究)对Mn的优选含量进行研究并参考图3和图4进行描述。图3绘制出了钢材在室温下的冲击值相对于Mn的含量的情况，所述钢材由0. 33
11质量％的(、0. 08质量％&Si、5. 75质量％的0、1.60质量％的临、0. 60质量％的V以及χ 质量％的Mn构成。在图3中，关于各个绘制点上的数值，上侧的数值表示χ值(质量％ )、 并且下侧的数值表示冲击值(J/cm2)。用于评价冲击值的样本为IlmmX IlmmX55mm的方 形棒(其是按照与实施例B相同的工序制造的，并且通过球化退火将其软化至硬度为90至 97HRB)，将其在1，030°C下加热，然后通过快速冷却和回火将其处理至49HRC的硬度。由上 述方形棒制造IOmmX IOmmX 55mm的JIS No. 3冲击测试样本，并用于测定冲击值。冲击值 越大，表示所形成的模具的抗断裂性越高，因而是优选的。根据图3，可以知道，当Mn的含量为0. 45质量％和0. 55质量％时，所获得的冲击 值大于或等于30J/cm2。因此，将Mn的含量为位于在0. 45质量％和0. 55质量％之间的0. 50 质量％视为Mn含量的下限。另外，根据图3，当Mn的含量大于或等于0. 7质量％时，所获 得的冲击值大于或等于34.5J/cm2。因此，可以将含有超过0.66质量％ (该数值位于0. 55 质量％和0.7质量％之间)的该元素时的情况选择作为优选的实施方案。然而，从图3可 以看到，当Mn的含量超过1. 50质量％时，虽然冲击值的数值仍保持在良好的水平，但是冲 击值降低了。图4绘制出了与图3中相同的材料在室温下的导热率相对于Mn的含量的情况。在 图4中，关于各个绘制点上的数值，上侧的数值表示χ值(质量％)、并且下侧的数值表示导 热率(W/m/K)。通过与实施例1中相似的激光闪烁方法来测定导热率。根据图4，随着Mn含量的增加，导热率降低，并且当Mn含量超过1.50质量％时，并 未获得大于或等于28W/m/K的导热率(与JISSKD61的导热率24W/m/K相比，该导热率使 得冷却能力显著提高)。根据图4，为了获得大于或等于28W/m/K的导热率，Mn的含量可以 小于或等于1. 50质量％，而为了获得大于或等于29W/m/K的导热率，Mn的含量可以小于或 等于1.20质量％。(实施例3=Cr含量的研究)对Cr的优选含量进行研究并参考图5和图6进行描述。图5绘制出了钢材在室温下的冲击值相对于Cr的含量的情况，所述钢材由0. 33 质量％的(、0. 08质量％的Si、0. 84质量％的Mn、1.62质量％的临、0. 61质量％的V以及 χ质量％的Cr构成、并且已处理至硬度为49HRC。在图5中，关于各个绘制点上的数值，上 侧的数值表示χ值(质量％ )、并且下侧的数值表示冲击值(J/cm2)。按照与实施例2相同 的方式制备样本并测量冲击值。根据图5，随着Cr含量的增加，冲击值也增加。尤其是，当Cr的含量超过5质量％ 时，该元素的效果显著。由图5可以理解的是，为了获得大于或等于27.8J/cm2的冲击值， Cr的含量可以高于5. 24质量％。因此，鉴于要确保冲击值，可以将Cr含量的下限设定为 5. 24质量％或者更高。另外，根据图5，当Cr的含量低于5质量％时，冲击值显著降低。图6绘制出了钢材在室温下的导热率相对于Cr的含量的情况，所述钢材由0. 22 质量％的(、0. 22质量％&Si、0. 52质量％的] 11、1. 62质量％的] 0、0. 61质量％的V以及χ 质量％的Cr构成。在图6中，关于各个绘制点上的数值，上侧的数值表示χ值(质量％ )、 并且下侧的数值表示导热率(W/m/K)。通过与实施例1中相似的激光闪烁方法来测定导热 率。根据图6，随着Cr含量的增加，导热率降低。根据图6，为了获得大于或等于27. 5W/m/K的导热率(与JIS SKD61的导热率24W/m/K相比，该导热率使得冷却能力提高)，Cr 的含量可以大于或等于9. 00质量％，为了获得大于或等于30. lff/m/K的导热率(该导热率 使得冷却能力显著提高)，Cr的含量可以小于或等于7. 00质量％，而为了获得大于或等于 3lff/m/K的导热率，Cr的含量可以小于或等于6. 50质量％。(实施例4=Mo含量的研究)对Mo的优选含量进行研究并参考图7进行描述。图7示出了钢材的高温强度(在600°C时的变形阻力)相对于Mo的含量的情 况，所述钢材由0. 33质量％的C、0. 07质量％的Si、0. 83质量％的Mn、5. 74质量％的Cr、 0. 59质量％的V以及χ质量％的Mo构成。在图7中，关于各个绘制点上的数值，上侧的数 值表示χ值(质量％)、并且下侧的数值表示高温强度(MPa)。用于测定变形阻力的样本 为Φ15πιπιΧ50πιπι的圆棒(其是按照与实施例B相同的工序制造的，并且通过球化退火将其 软化至硬度为90至97HRB)，将其在1，030°C下加热，然后通过快速冷却和回火将其处理至 45HRC的硬度。由该圆棒制作用于测量变形阻力的Φ 14mmX21mm的样本。将该样本以5°C / 秒的速度加热到600°C并保持100秒后，在应变速率为10秒―1的条件下对其进行加工以测 定变形阻力。此处所用的术语“变形阻力，，是指使材料变形所需的每单位面积上的力。更具体 而言，“变形阻力”表示由Kf = pw/aw所确定的Kf，其中pw为在以10秒―1的应变速率进行加 工的过程中的力，而aw表示与该力垂直的接触面积(下文中，所用的“变形阻力”的含义与 此处相同)。将通过这种方式测得的变形阻力定义为在600°C下的强度(高温强度)，并将该变 形阻力相对于Mo的含量绘图(见图7)。变形阻力越高，表示强度越高，反过来磨损就越低， 因而是优选的。根据图7，随着Mo含量的提高，高温强度也随之提高。尤其是，当Mo的含量高于 1.24质量％时，高温强度的提高使得能够获得较高程度的高温强度(> 970MPa)。根据图 7，当Mo的含量为高于1.24质量％且小于3质量％时，高温强度的提高变缓，而当Mo的含量 大于或等于3质量％时，高温强度的提高达到饱和。根据图7，为了获得大于或等于971MPa 的高温强度，Mo的含量可以高于1. 24质量％，为了获得大于或等于974MPa的高温强度，Mo 的含量可以高于1. 37质量％，并且为了获得大于或等于977MPa的高温强度，Mo的含量可以 大于或等于1. 50质量％。然而，Mo的含量大于或等于2. 95质量％时会导致成本显著提高。 因此，考虑到降低生产成本，Mo的含量优选低于2. 99质量％，更优选为小于或等于2. 80质 量％，进一步更优选小于或等于2. 50质量％。(实施例5=V含量的研究)对V的优选含量进行研究并参考图8进行描述。图8示出了钢材的冲击值相对于V的含量的情况，所述钢材由0. 34质量％的C、 0. 09质量％&Si、0. 82质量％的] 11、5. 75质量％的0、1. 63质量％的Mo以及χ质量％的V 构成、并已被处理至48HRC。在图8中，关于各个绘制点上的数值，上侧的数值表示χ值(质 量％ )、并且下侧的数值表示冲击值(J/cm2)。按照与实施例2相同的方式制备样本并测量 冲击值。根据图8，当V的含量在0. 1质量％至1质量％之间变化时，不管V的含量为多少，均获得良好的冲击值(20J/cm2或者更高)。根据图8，在V含量为0.30质量％的附近以及 在V含量为0. 70质量％的附近出现拐点。因此，当将V的含量设定为高于0. 30质量％至 低于0. 70质量％时，被认为是有助于改善相变行为(淬透性)并且可通过形成碳化物来实 现钢材的高强度。另一方面，根据图8，当V的含量小于或等于0. 30质量％时，冲击值显著 降低，并且当V的含量大于或等于0. 70质量％时，除了冲击值降低之外，材料成本的增加也 会成为问题。因此，V的含量优选为0.30质量％< V <0.70质量％。根据图8，为了获得 大于或等于31J/cm2的冲击值，V的含量可以为大于或等于0. 40质量％，并且为了获得大于 或等于34J/cm2的冲击值，V的含量可以为大于或等于0. 50质量％。(实施例B)基于实施例A的研究结果，制造了本发明钢材和对比用钢材并对它们进行了评 价，如下所述。(样本的制造和压铸模具)关于表1和表2中所示的实施例和比较例(对比用钢材A 10为JISSKD61)，将各 钢件在真空中熔融，并将熔体在铸模中铸造以得到6吨钢锭。将所得到的钢锭在1，240°C下进行均质化处理。然后，通过热煅制造截面为 3IOmmX 660mm的矩形块。随后，在700°C下将该矩形块回火，然后加热至900°C并逐渐冷却，从而使该矩形 块软化至硬度为90至97HRB。由所得到的矩形块加工成约700kg的压铸模具。将该压铸模具在真空中加热至1，030°C并保持1小时之后，通过喷射氮气使其淬 火。然后通过在580至610°C下进行回火将该压铸模具的硬度处理至约42HRC。在热处理之后，从该压铸模具上切割下不同的样本。另外，将该压铸模具进行精加 工，从而制得大约650kg的压铸模具。
14 (基本特性的测量和评价)使用从压铸模具上切割下来的样本,测量并评价其基本特性(高温强度、导热率、
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冲击值、抗腐蚀性、成本)。按下列方式测定高温强度。从压铸模具上切割下来Φ 14mmX21mm的样本。将所 获得的样本以5°C /秒的速度加热至600°C并保持100秒之后，然后在应变速率为10秒―1 的条件下对其进行加工以测量变形阻力。结果示于表3。按下列方式测定导热率。从压铸模具上切割下来Φ IOmmX 2mm的样本，并通过激 光闪烁方法在室温下测定所获得的样本的导热率。结果示于表3。按下列方式测定冲击值。从压铸模具上切割下来IOmmX IOmmX 55mm的JIS No. 3
冲击测试样本，并在室温下测量该样本的冲击值。结果示于表3。按下列方式测量抗腐蚀性。从压铸模具上切割下来样本，该样本中打有孔，并以 3. 5升/分钟的速度使45°C的工业用水流经该孔的内部72小时。在使水流经之后，用肉眼 来评价在孔的内表面上铁锈的生成状况。结果示于表3。表3基本特性
17 (基本特性的评价)当高温强度为970MPa或者更高时定为“好”(在表3中表示为“A”)，否则的话则 定为“差”(在表3中表示为“B”)。当导热率为28W/m/K或者更高时定为“好”(在表3中 表示为“A”)，否则的话则定为“差”(在表3中表示为“C”，但是当导热率值接近于28W/m/ K时，则表示为“B”)。当冲击值高于20J/cm2时定为“好”(在表3中表示为“A”)，否则的 话则定为“差”(在表3中表示为“B”)。本发明钢材在所有项目中均显示出良好的特性。另外，虽然本发明钢材的机械加 工性略差于通用的模具钢(Jis SKD61)，但是该机械加工性处于在工业上能够被加工成模 具形状的水平，因而不会产生问题。顺便提及的是，通过对压铸模具在实际切削时的加工效 率以及切削工具的磨损进行判断，由此来评价机械加工性。当对机械加工性差的钢材进行 切割时，切削工具容易导致局部非正常磨损或产生碎屑，由于要频繁地更换切削工具这不可避免地会降低加工效率，并且由于要使用大量的切削工具这不可避免地会提高成本。与 常规通用的钢材相比，在切割本发明钢材时加工效率稍差或切削工具的磨损损失较大，但 是这种变劣的程度并不显著，并且，可以确定的是，在实际的模具加工中，本发明钢材的机 械加工性在工业上没有问题。在其导热率超过30W/m/K的本发明钢材中，Si的含量为0. 04至0. 09质量％、Mn 的含量为0. 70至1. 15质量％ (除了本发明钢A12之外，其它均为0. 70至0. 95质量％ )、 并且Cr的含量为5. 55至6. 06质量％ (除了本发明钢材A08之外，其它均为5. 55至5. 89 质量％，并且进一步，除了本发明钢材A12之外，其它均为5. 64至5. 89质量％ )。在其冲击值大于或等于35J/cm2的本发明钢材中，Mn的含量为0. 52至1. 31质量％ (除了本发明钢材A05之外，其它均为0. 70至1. 31质量％ )、Cr的含量为5. 25至6. 28质 量％ (除了本发明钢材A05之外，其它均为5. 71至6. 28质量％ )、并且V的含量为0. 61至 0.69质量％ (除了本发明钢材A05之外，其它均为0.61至0.66质量％ )。另一方面，在对比用钢材AlO的情况下，除了成本之外，其它所有项目均评价为 “差”。所用的样本是从大的压铸模具(已使其淬火速率降低)上切割下来的样本。因此， 对比用钢材AlO的冲击值特别低。其他对比用钢材在某些评价项目中比对比用钢材AlO (JISSKD61)要好一些，但是 没有一个钢件在所有项目中均被评为“好”。例如，在对比用钢材AOl中，由于C的含量太低，其高温强度降低。另外，由于V的 含量过低导致淬火时奥氏体颗粒发生粗糙化，并且冲击值降低。在比用钢材A02中，由于Si的含量过多，其导热率降低。另外，在对比用钢材A02 中，由于C的含量过多或者V的含量过多导致碳化物的量过大，并且冲击值降低。在对比用钢材A03中，由于Si的含量过多导致导热率降低。在对比用钢材A04中，由于Mn的含量太低导致可淬性不足，并且冲击值降低。对 比用钢材A04的导热率略低于本发明钢材。其原因据认为是对比用钢材A04中的Si含量 相对较大，并且对比用钢材A04的成分整体上不太平衡。在对比用钢材A05中，由于Mn的含量过高导致其导热率降低。在对比用钢材A06中，由于Cr的含量太低，在冷却速率低的条件下使相变温度降 低的效果、以及组织细化的效果不充分，并且冲击值降低。在对比用钢材A07中，由于Cr过多导致导热率降低。在对比用钢材A08中，由于Mo太少导致高温强度降低。在对比用钢材A09中，由于Mo过多导致成本显著提高。在对比用钢材AlO中，由于Si过多导致导热率降低。另外，由于Mo太少导致对比 用钢材AlO的高温强度降低。而且，在对比用钢材AlO中，由于V过多导致碳氮化物过多， 并且冲击值降低。(利用压铸模具进行的实机试验)按照下列方式，利用压铸模具进行实机试验。将所制得的压铸模具安装在机器中， 并对铝合金进行铸造。将ADC 12用作铝合金，并将熔融和保温炉的温度设定为680°C。压 铸产物的重量为约7kg，并且一个循环为60秒。在铸造10，000次之后，对模具表面上的热 裂以及内部冷却回路的腐蚀破裂进行评价。另外，还要对直至完成10，000次铸造时，是否
19由于内部冷却回路的破裂而导致明显的粘模或漏水进行评价。实机试验的结果示于表4。 将表3中所示的导热率和冲击值直接插入到表4中。表 4压铸试验结果 表4(续)压铸试验结果
(实机试验的评价)用肉眼逐一来判断热裂、粘模、磨损以及水孔的破裂，当未产生上述情况时将其评 为“好”(在表4中表示为“A”)；当稍微产生了上述情况时将其评为“略差”(在表4中表 示为“B” )；当已经产生了上述情况时将其评为“差”(在表4中表示为“C” )。本发明钢材在所有项目中都显示出良好的特性，而对比用钢材在任意一个项目中 均未符合评价标准。这是因为本发明钢材具有上述的成分组成，从而确保了高的导热率和 高的冲击值，而对比用钢材不具有上述的成分组成，因而导热率和/或冲击值低。也就是说，在本发明钢材中，由于导热率高，所以热应力小，并且几乎不会发生热 裂。另外，在本发明钢材的情况下，高的导热率抑制了模具的过热，并且大幅度地降低了铝 合金与模具之间的粘模。另外，高速注入铝合金所引起的磨损可以忽略不计，这与高温强度 高是对应的。在本发明钢材的情况下，内部冷却回路的腐蚀不太明显，并且未产生由于裂缝 (其起源于被腐蚀部分)的渗透导致的漏水。另一方面，可以看出，对比用钢材AOl至A09优于JIS SKD61 (比较用钢材A10)，但 是比本发明钢材差。在其导热率和冲击值均较低的钢件(对比用钢材A02、A04和A10)中， 容易发生热裂。另外，在导热率较低的钢件(对比用钢材A02、A03、A05、A07和A10)中，频 繁地发生粘模。在高温强度较低的钢件(对比用钢材AOl和A08)中，磨损明显。虽然对比 用钢材A09确保了具有高的模具性能，但是由于Mo的含量高，考虑到成本或节省资源，所以 不推荐该材料。尤其是，对比用钢材AlO (JIS SKD61)，除了成本之外，在其它所有的项目中均被评 为“差”，这与针对基本特性评价时的情况相似。对比用钢材AlO由于其导热率较低导致模 具过热，并且在铝合金与模具之间频繁地发生粘模。另外，因为导热率较低、反过来热应力 较大，所以产生了很多热裂。高速注入铝合金所造成的磨损显著，这与高温强度低是对应 的。另外，内部冷却回路的腐蚀很严重，并且起源于被腐蚀部分的裂缝分散开来。用于实机试验中的模具是一大型模具。该试验结果表明尽管利用本发明钢材制 得的模具尺寸较大，但是其可以具有高的冲击值，并可具有高的导热率和高温强度。虽然在上文中描述了本发明，但是应该理解的是，本发明并不局限于这些实施方 案。本发明的热加工工具钢以及利用该热加工工具钢制成的钢制品具有高的导热率 和高的冲击值，因此，在工业上对于模具制造商和模具使用者来说非常有价值。
权利要求
一种热加工工具钢，包含0.20质量％≤C≤0.50质量％，0.01质量％≤Si＜0.25质量％，0.50质量％＜Mn≤1.50质量％，5.24质量％＜Cr≤9.00质量％，1.24质量％＜Mo＜2.95质量％，以及0.30质量％＜V＜0.70质量％，余量为Fe以及不可避免的杂质。
2.权利要求1所述的热加工工具钢，还包含 0. 30 质量W ^ 4. 00 质量％。
3.权利要求1或2所述的热加工工具钢，还包含 0. 30 质量Co ^ 3. 00 质量％。
4.权利要求1至3中任意一项所述的热加工工具钢，还包含选自由下列元素所组成的 组中的至少一种元素0. 004 质量Nb ^ 0. 100 质量％， 0. 004 质量Ta ^ 0. 100 质量％， 0. 004 质量Ti ^ 0. 100 质量％， 0. 004 质量Zr ^ 0. 100 质量％， 0. 004质量Al ^ 0. 050质量％，以及 0. 004 质量N^O. 050 质量％。
5.权利要求1至4中任意一项所述的热加工工具钢，还包含选自由下列元素所组成的 组中的至少一种元素0. 15 质量Cu ^ 1. 50 质量％， 0. 15质量Ni ^ 1. 50质量％，以及 0. 0010 质量B^O. 0100 质量％。
6.权利要求1至5中任意一项所述的热加工工具钢，还包含选自由下列元素所组成的 组中的至少一种元素0. 010 质量S^O. 500 质量％， 0. 0005 质量Ca ^ 0. 2000 质量％， 0. 03 质量Se ^ 0. 50 质量％， 0. 005 质量Te ^ 0. 100 质量％， 0. 01质量Bi ^ 0. 30质量％，以及 0. 03 质量Pb ^ 0. 50 质量％。
7.权利要求1至6中任意一项所述的热加工工具钢，其在室温下的导热率为大于或等 于 28W/m/K。
8.一种钢制品，其包含权利要求1至7中任意一项所述的热加工工具钢。
全文摘要
本发明提供一种热加工工具钢，其含有0.20质量％≤C≤0.50质量％、0.01质量％≤Si＜0.25质量％、0.50质量％＜Mn≤1.50质量％、5.24质量％＜Cr≤9.00质量％、1.24质量％＜Mo＜2.95质量％、以及0.30质量％＜V＜0.70质量％，余量为Fe以及不可避免的杂质。本发明还提供利用该热加工工具钢制得的钢制品。本发明的热加工工具钢具有可靠的机械加工性，在工业上确保能够被加工成模具形状，并且与通用的模具钢(例如JIS SKD61)相比，其导热率和冲击值得到提高。
文档编号C22C38/54GK101921959SQ20101020351
公开日2010年12月22日 申请日期2010年6月12日 优先权日2009年6月16日
发明者河野正道 申请人:大同特殊钢株式会社