用于形成汽车用钢板和家用电器用钢板的模具被要求具有延长的寿 命，以及钢板的强度增加。特别是，对于汽车用钢板，考虑到环境问题， 越来越多地需要抗拉强度为至少约590MPa的高度抗拉钢板以提高汽车 里程(mileage)；因此，出现的问题是模具的表面膜在早期阶段受到损害， 从而导致“烧蚀(seizure)”(压锻成型中的软钎焊(soldering)现象)，从而极大 地缩短模具寿命。
模具由模具基体(模具钢)和在其表面上形成的表面硬化层(表面膜)组 成。用于基体的模具钢通常在包括依次进行的退火、切割和淬火/回火的工 序中制造(在本说明书中，特别是，将淬火称为固溶处理，并且将回火称 为时效处理)。
作为模具钢(冷加工模具钢)，以前通常使用高C高Cr的合金工具钢， 例如典型的JIS SKD11，以及高速工具钢例如典型的JIS SKH51，其具有 进一步提高的耐磨性。在这些工具钢中，主要通过Cr基碳化物或Mo、W 或V基碳化物的析出硬化而提高硬度。此外，为了同时提高耐磨性和韧性， 还使用由JIS SKH51得到的降低了其中的C、Mo、W、V等的合金含量的 低合金高速工具钢(通常被称为基体高速钢)。
为了进一步提高冷加工模具钢的性能，例如专利文献1至专利文献3 提出了改变钢-组成成分的技术。
专利文献1是为了进一步提高基体高速钢的硬度而提出的，并且该文 献描述了一种通过以下方式提高钢的硬度(提高耐磨性)的方法：将大量的 Nb和/或Tb加入到其中，以致于晶粒在高温淬火中的粗大生长得到防止， 因此该钢在高温淬火中忍受高温淬火。
专利文献2涉及一种具有尺寸变化抑制性能和高的硬度性能的冷加工 模具钢，主要公开了(a)通过由Ni-Al金属间化合物的析出强化产生的尺寸 变化抑制作用，消除了由淬火中残余奥氏体的分解导致的回火膨胀所引起 的尺寸变化；和(b)通过由钢的预定成分计算的偏析指数K，进一步抑制尺 寸变化。在专利文献2中的图1显示了钢可以具有最大硬度时的温度下的 回火。
专利文献3公开了一种冷加工模具钢，该冷加工模具钢具有加入其中 的适量的Ni和Al以及根据上述成分同样加入其中的适量的Cu，以降低 淬火/回火中的尺寸变化程度(尺寸变化)，特别是防止回火膨胀引起的尺寸 变化，以及提高硬度。该文献还描述了控制C和Cr的含量，并且将碳化 物精细地分散在微组织中，从而提高钢的耐磨性。
另一方面，专利文献4公开了不是像以前一样通过切割，然后将钢淬 火/回火制造，而是通过切割经淬火/回火的钢(淬火/回火之后切割)制造“预 硬化钢”的技术，以降低模具生产成本。具体地，作为具有高的硬度，而 能够表现出良好的切削加工性并且能够通过冷冲压加工的钢，该文献具体 地公开了一种其中C、Si和S的含量得到适当控制的预硬化钢。然而，由 预硬化钢形成的模具的寿命短，并且目前，该模具仍然未投入实际应用。
上述专利文献1至4主要通过控制钢-组成成分来防止在热处理后(在时 效处理后或者在回火处理后)的钢的尺寸变化；但是下述专利文献5至7 公开了通过控制热处理例如淬火/回火中的条件来防止尺寸变化的技术。
在这些之中，专利文献5公开了通过将钢进行至少一个道次的150至 450℃的低温回火，以及至少一个道次的480至550℃的高温回火，以防止 淬火/回火后的钢的尺寸变化的方法。
专利文献6公开了包括依次进行的淬火、0至-200℃的零下处理和 500℃以下的低温回火的方法。具体地，将钢在上述温度进行零下处理， 从而控制残余奥氏体量，以控制加工的钢的尺寸变化，然后将其进行低温 回火以实现钢的预期尺寸。
专利文献7公开了通过以下方式实现钢的预定硬度的方法：控制钢成 分来提高钢的淬火性能，随后控制珠光体鼻端(pearlite nose)前的淬火和气 体冷却中的冷却速率，由此降低热处理应变，同时保持模具用钢所必需的 硬度。
专利文献1：JP-A-10-330894
专利文献2：JP-A-2006-152356
专利文献3：JP-A-2006-169624
专利文献4：JP-A-2002-241894
专利文献5：JP-A-9-125204
专利文献6：JP-A-2001-172748
专利文献7：JP-A-2002-167644

本发明所要解决的问题
作为其必需的性能，冷加工模具钢应当具有高的硬度，并且应当在如 上所述的热处理后的尺寸变化抑制性方面是优异的，另外，它应当在焊接 修补性方面是优异的。
焊接修补主要用于修正和修理模具的损伤(具体地，表面硬化层的缺 陷和凹陷)，由此将模具再生并且重新使用；例如，通常对其使用通过氩焊 等进行的搭焊。如上所述，由于对抗拉强度为至少约580MPa的高度抗拉 的钢的需求的增加，极大地缩短了模具寿命；并且由于降低运行成本，频 繁地进行模具的焊接修补。
然而，当将涂覆有硬化膜的模具进行焊接修补时，则在焊接部分周围 的硬度可能波动大，从而容易导致裂开和烧蚀。特别是，在焊接后的热影 响区域(HAZ)显著软化(HAZ软化)，从而导致焊接修补后的模具寿命缩短 的问题。HAZ软化是在与结合部(在焊接金属和基体之间的边界，并且这 可以被称为“焊接熔化线”)隔开少许的区域中所观察到的现象；并且在该区 域中，据认为由于加热温度低于在结合部的温度，并且导致来自晶粒细化 的奥氏体的转变，因此淬火性能降低，从而增加软的铁素体相分数，并且 离该区域更远的那侧可以在高温下回火，由此降低硬度。图1(a)是显示基 体与焊接金属的焊接的示意图；并且图1(b)用图显示了图1(a)中的区域A 中的硬度分布。如图1(b)中所示，HAZ硬度随着与结合部距离越大而降 低，并且该区域变软。当HAZ变软时，由于随后的表面硬化而形成的表 面硬化层不能充分表现其保护作用，并且在早期阶段表面硬化层可能受 损，由此模具寿命变短。
如上所述，焊接修补可以在基体上已经形成表面硬化膜之后完成，或 者可以在基体上形成这种表面硬化膜之前完成。特别是，在抗拉强度为至 少约590MPa的高度抗拉的钢模具的压锻成型中，由于在一些情况下难以 将钢压制成具有所需形状的钢，因此钢预先进行压锻成型试验和焊接修补 (搭焊)的处理，之后，将它正真压锻成型为所需的形状。在测试压锻成型 步骤中，在焊接修补之后将钢在没有热处理的情况下压锻成型，因此，HAZ 软化部分通常可能受损而具有缺陷。在这样的HAZ软化部分中形成的缺 陷可能残留在后续的硬化处理中形成的表面膜中，因此残留的缺陷可能是 引起膜损伤的起点。另外，不仅可能形成HAZ软化部分，而且可能形成 硬化部分(参见图1和图7)，并且在硬化部分中，通常可能发生断裂或者 裂开，从而引起麻烦。
因此，需要提供一种焊接修补性优异的模具钢，该模具钢可以防止焊 接修补中的HAZ软化，并且可以容易地实现在拐角处的搭焊。然而，所 有上述专利文献都没有考虑焊接修补性，因此，在焊接修补后的模具寿命 可能缩短。
本发明是考虑到上述情形而进行的，并且其目的是提供具有高硬度、 优异的热处理后的尺寸变化抑制性，并且具有良好的焊接修补性的冷加工 模具钢，并且提供一种模具。
本发明的另一个目的是提供一种用于有效地制造冷加工模具钢的方 法，所述冷加工模具钢具有高的硬度，并且在热处理后的尺寸变化抑制性 方面是优异的。
解决问题的手段
具体地，本发明涉及下列1至12的项目：
1.一种冷加工模具钢，所述冷加工模具钢包含按质量％计的：
C：0.20至0.60％，
Si：0.5至2.00％，
Mn：0.1至2％，
Cr：3.00至9.00％，
Al：0.3至2.0％，
Cu：1.00至5％，
Ni：1.00至5％，
Mo：0.5至3％，和/或W：2％以下(包括0％)，
S：0.10％以下(不包括0％)，
其中满足下列条件(1)至(3){其中每一个方括号[]是指每一种元素的含 量(％)}：
(1)[Cr]×[C]≤3.00，
(2)[Cu]/[Ni]：0.5至2.2，
(3)[Mo]+0.5×[W]：0.5至3.0％，
并且余量为铁和不可避免的杂质。
2.根据第1项所述的冷加工模具钢，所述冷加工模具钢还包含V：0.5 ％以下(不包括0％)。
3.根据第1或2项所述的冷加工模具钢，所述冷加工模具钢还包含总 量为0.5％以下(不包括0％)的选自Ti、Zr、Hf、Ta和Nb中的至少一种元 素。
4.根据第1至3项中任一项所述的冷加工模具钢，所述冷加工模具钢 还包含Co：10％以下(不包括0％)。
5.根据第1至4项中任一项所述的冷加工模具钢，所述冷加工模具钢 具有170℃以上的马氏体转变点(Ms点)，所述马氏体转变点由下式表示：
Ms点
＝550-361×[C]-39×[Mn]-35×[V]-20×[Cr]
-17×[Ni]-10×[Cu]-5×([Mo]+[W])
+15×[Co]+30×[Al]
{其中每一个方括号[]表示每一种元素的含量(％)}。
6.一种通过使用根据第1至5项中任一项所述的冷加工模具钢获得的 模具。
7.一种用于制造冷加工模具钢的方法，所述方法包括下列步骤：
制备满足根据权利要求1所述的组成，并且还满足下列条件(4){其中每 一个方括号[]表示每一种元素的含量(％)}的钢：
(4)[Cu]/[C]：4.0至15；
以及，将所述钢在满足下式(5)的条件下进行固溶处理和时效处理：
TA-10≤T2≤TA+10(5)
其中，
TA＝0.29×T1-2.63×[Cu]/[C]+225，
T1是指固溶处理温度(℃)，并且
T2是指时效温度(℃)。
8.根据第7项所述的制造方法，其中所述钢还包含V：0.5％以下(不包 括0％)。
9.根据第7或8项所述的制造方法，其中所述钢还包含总量为0.5％以 下(不包括0％)的选自Ti、Zr、Hf、Ta和Nb中的至少一种元素。
10.根据第7至9项中任一项所述的制造方法，其中所述钢还包含Co： 10％以下(不包括0％)。
11.根据第7至10项中任一项所述的制造方法，其中所述钢具有170℃ 以上的马氏体转变点(Ms点)，所述马氏体转变点由下式表示：
Ms点
＝550-361×[C]-39×[Mn]-35×[V]-20×[Cr]
-17×[Ni]-10×[Cu]-5×([Mo]+[W])
+15×[Co]+30×[Al]
{其中每一个方括号[]是指每一种元素的含量(％)}。
12.一种根据第7至11项中任一项所述的制造方法获得的模具。
发明优点
根据本发明的冷加工模具钢，由于如上所述那样适当地控制合金成 分，因此钢具有高硬度，在热处理后的尺寸变化抑制性方面优异，并且具 有良好的焊接修补性。因此，通过采用上述冷加工模具钢得到的模具被有 利地特别用作抗拉强度为至少约590MPa的高度抗拉的钢板用的成型模 具，并且可以进一步延长模具的寿命，尤其是其在焊接修补后的模具的寿 命。
另外，在本发明的制造方法中，由于适当地控制钢-组成成分以及用 于固溶处理和时效处理的条件，因此可以有效地制造具有高硬度并且热处 理后的尺寸变化抑制性优异的冷加工模具钢。因此，根据本发明的制造方 法获得的模具被有利地特别用作抗拉强度为至少约590MPa的高度抗拉 的钢板用的成型模具，并且可以进一步延长模具的寿命，尤其是其在焊接 修补后的模具的寿命。
附图简述
图1(a)和1(b)是示意性地显示基体与焊接金属的焊接状态的图，其中 图1(a)是焊接部分的横截面图，而图1(b)是示意性地显示图1(a)的区域A 中的硬度分布的图。
图2(a)是显示在由模具钢JIS SKD11形成并且涂覆有TiN膜的模具的 表面出现的烧蚀的状态的光学显微照片；图2(b)和图2(c)各自为其局部放 大的光学显微照片；和图2(d)是在用TiN膜涂覆之前的模具基体的光学显 微照片。
图3(a)是显示在实施例中使用的焊接试件的形状的概略图；图3(b)是凹 槽的放大横截面图。
图4是示意性地显示通过预堆边焊处理的试件的状态的概略图。
图5是显示在实施例中使用的却贝冲击试件的形状的概略图。
图6是显示比率[Cu]/[Ni]和HAZ软化宽度之间的关系的图。
图7是显示硬度分布曲线的图；
图8是显示比率[Cu]/[C]与尺寸变化率(平均值，最大值)之间的关系的 图。
图9是示意性地显示时效处理对硬度和尺寸变化(尺寸变化率)的影响 的图。
图10是示意性地显示时效处理对尺寸变化量的影响的图。
实施本发明的最佳方式
下面详细描述本发明。在本说明书中，百分比以质量计，除非另外具 体地指明。所有按质量计的百分比表达式与所有按重量计的表达式相同。
详细描述本发明的第一方面的冷加工模具钢。
为了提供特别在冷加工模具钢所必需的各种性能之中的硬度、热处理 后的尺寸变化抑制性和焊接修补性方面得到提高的冷加工模具钢，本发明 人首先研究了由JIS SKD11或基体高速钢形成的常规模具，以澄清模具表 面膜受损并且产生烧蚀的原因。
图2(a)是显示在由模具钢JIS SKD11形成并且涂覆有TiN膜的模具的 表面上出现的烧蚀的状态的光学显微照片；而图2(b)和图2(c)各自为其局 部放大的光学显微照片。为了供参考，图2(d)是在涂覆TiN膜之前的模具 基体的光学显微照片。在图2(d)中，看起来是白色的部分是Cr碳化物。 如从图2(b)和图2(c)中明显看出，在涂膜剥离的区域中，在表面上析出硬 质并且粗糙的Cr碳化物(主要含有Cr和Fe，并且尺寸为约1至50μm的 碳化物)，并且形成起源于碳化物的裂纹。
从上述分析结果看出，本发明人认为烧蚀的起点是上述粗大的Cr碳 化物，并且当尽可能地防止碳化物的形成时(或者当不形成碳化物时)，则 可以防止表面涂膜剥离，并且可以保持长的模具寿命。
基于上述发现，本发明人进行了进一步的研究。作为结果，本发明人 已经发现以下事实：为了防止粗大的碳化物的形成而由此提高上述性能， 非常重要的是适当地控制C量，另外，主动地(positively)加入各种合金成 分，由此而适当地控制合金成分的设计。具体地，本发明人已经发现，为 了获得所需的性能，有效的是主动地加入合金成分(特别是Al、Cu、Ni、 Mo和W)，从而通过所加入的合金成分的析出硬化来提高硬度，而不是通 过像以前一样通过碳化物控制来提高硬度，并且主要由于这个原因，可以 利用Al-Ni金属间化合物引起的析出硬化以及Mo或W和C的碳化物形成 引起的二次硬化。本发明人进行了进一步的实验，并且已经达到了本发明 的构成。
在本说明书中，“具有高硬度”是指当根据在下面给出的实施例部分中 所述的方法分析样品以确定其最大硬度时，将最大硬度为至少650HV的 那些样品定义为具有高硬度的样品。
在本发明的第一方面中，“在热处理后的尺寸变化(尺寸变化率)”是按 如下确定的：在时效处理之前和之后，分析样品以确定其在厚度、宽度和 长度的这三个方向上的尺寸，并且采用其平均值以及其最大值与最小值之 间的差值这两者来评价尺寸变化。为了便于描述，前者被称为“尺寸变化 率的平均值”；而后者被称为“尺寸变化率差值”。本发明的第一方面与专利 文献2的技术的不同之处在于，在本发明中，基于“尺寸变化率的平均值” 和“尺寸变化率差值”这两者评价热处理后的尺寸变化，而在该文献中，只 测定前者(尺寸变化率的平均值)。通过实验结果，本发明人已经证实，为 了充分抑制热处理后的尺寸变化，如在专利文献2中的尺寸变化率的平均 值的降低是令人不满意的，并且必不可少的是降低在厚度、宽度和长度这 三个方向上的尺寸变化(波动)，并且即使可以降低尺寸变化率的平均值， 在一些情况下，尺寸变化率差值也可能增加(反之亦然)(参见下面给出的实 施例)。在本发明的第一方面中，短语“热处理后的尺寸变化小(即，尺寸变 化抑制性优异)”是指当根据下面给出的实施例部分中所述的方法测定热处 理前后的尺寸变化时，尺寸变化率的平均值在±0.05％的范围内，并且尺 寸变化率差值为0.08％以下。
在本说明书中，采用HAZ软化宽度评价“焊接修补性”。“焊接修补性 是优异的”是指当根据在下面给出的实施例部分中所述的方法测定HAZ软 化宽度时，它在6.5mm以下的范围内。
下面详细描述在本发明的第一方面中的钢成分。在钢中，不仅控制对 析出硬化有贡献的合金元素的含量，使其落入预定的范围内，而且如由下 述式(1)至(3)定义，适当地控制预定元素的平衡，由此提高钢的上述性能。 如在下面给出的实施例中所示，不满足这些条件中的任何一个的那些不可 能具有所需的性能。特别是，在本发明中，必不可少的是将Cu、Ni和Al 这三者都加入到钢中；并且例如，上述专利文献1或专利文献3中不含这 些成分中的任何一种的钢都不能达到的所需效果(参见下面给出的实施 例)，这是本发明人通过实验证实的。
参考在“焊接修补性”(通过HAZ软化宽度评价)和“在热处理前后的尺 寸变化抑制性”(同时通过加工方向上的尺寸变化率和尺寸变化率差值进 行评价)，这些是在本发明的第一方面中要提高的原则性目标，下面简单地 描述在本发明的第一方面中的钢成分。
首先，为了提高焊接修补性(为了减小HAZ软化宽度)，原则上，重 要的是适当地控制[Cr]×[C]的上限，Ms点(下限)、C量(下限)、Al量(下 限)、Ni量(下限)、[Cu]/[Ni](上限和下限)、[Mo]+0.5×[W](下限)和V量 (上限)。具体地，作为用于降低HAZ软化宽度的设计指导方针，不是使 用由马氏体形成所致的硬化，而是利用通过降低至约0.2至0.60％的C量 以及通过添加合金成分(主要为Al、Cu、Ni、Mo和W)引起的析出硬化(例 如，ε-Cu、Ni-Al金属间化合物或者Ni-Mo金属间化合物)。这些析出物是 基体中的细小的共格析出物，并且它们显著提高钢的硬度。
特别是，Cu、Ni和Al作为析出硬化元素是重要的，并且它们是对 HAZ软化的抑制有极大贡献的元素。其中基本上不加入这些元素的任何一 种的钢都不可能具有所需的HAZ软化抑制作用，这是本发明人经实验证 实的。
此外，如由本发明人证实，比率[Cu]/[Ni]([Cu]与[Ni]的比率)与HAZ 软化抑制有紧密的关系，并且可以通过适当地控制上述比率来抑制HAZ 软化。图6是显示比率[Cu]/[Ni]对HAZ软化宽度的影响的图，其中根据在 下面给出的实施例中所述的方法测定HAZ软化宽度。在该图中，将下述 表3中的第7、8和10号的数据以及表4中的第31至35和37号的数据 绘图。如图6中所示，比率[Cu]/[Ni]与HAZ软化宽度有紧密的关系；并 且可以看出，通过控制上述比率使其落入0.5至2.2的范围内，可以控制 HAZ软化宽度使其落入由本发明限定的范围内(6.5mm以下)。
另一方面，为了尽可能地降低热处理后的尺寸变化，重要的是适当地 控制Cr和C含量的乘积([Cr]×[C])的上限、C量(上限)、Si量(上限)、 Mn量(上限)、Ms点(下限)、Al量(上限)、Ni量(上限)、Cr量(上限)以及[Mo] +0.5×[W](上限)。本发明基于低C，因此，Ms点高，并且残余奥氏体的 形成当然小，另外，适当地控制合金成分如Cu、Ni和Al的含量。因此， 在本发明中，可以显著延缓在约400至550℃的时效处理后或者表面硬化 处理后的钢的膨胀和收缩。其原因被认为如下。即，由于上述合金成分的 加入，因此例如在约400至500℃的低温范围内主要形成ε-Cu、在约450 至530℃的中等温度的范围内主要形成Ni-(Al，Mo)金属间化合物，而在约 500至550℃的高温范围内主要形成Mo-V碳化物；然而，由于这些析出 物的晶体结构(FCC结构)不同于基体(BCC结构)，因此钢的体积收缩，从 而促成热处理后的尺寸变化抑制。另外，在本发明中，由于进行成分设计 以尽可能延缓粗大的Cr碳化物析出，在任何方向上的晶体结构是各向同 性的，并且即使在制造大尺寸和复杂的模具结构中，也可以有效地抑制其 热处理后的尺寸变化。
下面描述在本发明的第一方面中的钢成分。
C：0.20至0.60％
C是确保硬度和耐磨性并且促成HAZ软化宽度降低的元素。在根据 CVD方法，在模具基体的表面上形成碳化物膜如VC或TiC的情况下，当 C浓度低时，可能发生膜厚度不足的问题。考虑到这一点，有效地表现出 上述作用的C量的最下限为0.20％。优选地，C量为0.22％以上。然而， 当它加入过多时，残余奥氏体可能增加，并且在没有高温时效处理的情况 下，钢不可能具有所需的硬度，另外，钢可能在时效处理后膨胀，并且其 尺寸变化可能增加。因此，C量的最上限为0.60％。优选地，C量为0.50 ％以下，更优选为0.45％以下。
Si：0.5至2.00％
Si是在钢制造中可用作脱氧元素的元素，并且这种元素促使硬度提 高，并且确保钢的切削加工性。另外，Si可用于防止基体中的马氏体的回 火软化以及抑制HAZ软化宽度。为了有效地表现这些作用，Si量的下限 为0.5％。然而，当它加入过多时，偏析可能增加，并且热处理后的尺寸 变化也可能增加，另外，韧性可能降低。因此，其上限为2.00％。Si量的 下限优选为1％，更优选为1.2％。另一方面，Si量的上限优选为1.85％。
Mn：0.1至2％
Mn是可用于确保淬火性能的元素。然而，当它加入过多时，Ms点显 著降低，并且残余奥氏体增加，因此在没有高温时效处理的情况下，钢不 可能具有所需的硬度。考虑到这些，限定Mn含量使其落入上述范围内。 Mn量的下限优选为0.15％；另一方面，Mn量的上限优选为1％，更优选 为0.5％，还更优选为0.35％。
Cr：3.00至9.00％
Cr是可用于确保预定硬度的元素。当Cr量少于3.00％时，淬火性能 可能是差的，并且可能部分形成贝氏体以致降低硬度，并且不能确保耐磨 性。优选地，Cr量为3.5％以上，更优选为4.0％以上。然而，当它加入 过多时，可能大量形成粗大的Cr碳化物，并且钢在热处理后可能收缩， 并且膜耐久性可能降低。因此，成分的上限为9.00％。Cr量优选为7.0％ 以下，更优选为6.5％以下，还更优选为6.0％以下。
Al：0.3至2.0％
Al是通过Al-Ni金属间化合物例如Ni3Al的析出强化来提高硬度所必 需的元素，并且这有助于对HAZ软化宽度的抑制。另外，Al也可用作脱 氧剂。考虑到这些，Al的下限为0.3％。然而，当它加入过多时，偏析可 能增加，并且在热处理后的尺寸变化(特别是尺寸变化率差值)可能增加， 并且韧性可能降低。因此，该成分的上限为2.0％。优选地，Al量为0.50％ 至1.8％，更优选为0.7％至1.6％。
Cu：1.00至5％
Cu是通过ε-Cu的析出强化来提高硬度所必需的元素，并且这有助于 对HAZ软化宽度的抑制。然而，当它加入过多时，钢可能在锻造中裂开。 因此，其上限为5％。Cu量优选为2.0％至4.0％。
Ni：1.00至5％
Ni是通过Al-Ni金属间化合物例如Ni3Al的析出强化来提高硬度所必 需的元素，并且这有助于对HAZ软化宽度的抑制。另外，当与Cu组合时， Ni对延缓由Cu的过量加入所引起的热加工脆性以及防止锻造过程中的裂 开是有效的。然而，当它加入过多时，残余奥氏体可能增加，并且在没有 高温时效处理的情况下，钢不能确保预定的硬度，另外，钢可能在在热处 理后膨胀。Ni量优选为1.5％至4.0％。
Mo：0.5至3％和/或W：2％以下(包括0％)
Mo和W是形成M6C碳化物和形成Ni3Mo金属间化合物的两种元素， 并且有助于析出强化。然而，当Mo和W加入过多时，上述碳化物可能过 多形成以致降低韧性，另外，热处理后的尺寸变化(特别是尺寸变化率差值) 可能增加。因此，本发明限定了上述范围。在本发明中，Mo是必不可少 的成分，并且W是任选元素，但是钢可以同时含有它们。Mo含量优选为 0.5％至3％，更优选为0.7％至2.5％。W含量优选为2％以下，更优选 为1.5％以下。
S：0.10％以下(不包括0％)
S是可用于确保切削加工性的元素。然而，当它加入过多时，它可能 导致焊缝破裂，因此它的上限为0.10％。S量优选为0.07％以下，更优选 为0.05％以下，还更优选为0.025％以下。
此外，本发明的第一方面必须满足下列条件(1)至(3){其中每一个方括 号[]是指每一种元素的含量(％)}。
(1)[Cr]×[C]≤3.00
限定上述条件(1)，以延缓粗大的Cr碳化物的形成。当[Cr]和[C]的乘 积超过3.00时，热处理后的尺寸变化可能增加，并且表面膜的耐久性可能 变差。[Cr]和[C]的乘积优选为1.80以下，更优选为1.70以下。出于防止 在热处理后的尺寸变化的观点，它的下限优更小。然而，从有效地表现出 Cr和C的添加所引起的上述作用考虑，其下限优选为约0.8。
(2)[Cu]/[Ni]：0.5至2.2
上述条件(2)主要作为利用ε-Cu的析出强化以及抑制HAZ软化宽度 的参数被限定(参见下面给出的实施例)。为了有效地表现这些作用，[Cu] 与[Ni]的比率被限定为0.5。然而，当比率太大时，它可能在锻造过程中引 起裂开。因此，其上限为2.2。优选地，该比率为0.7至1.5，更优选为0.85 至1.2。
(3)[Mo]+0.5×[W]：0.5至3.0％
如在上面所述，构成上述条件(3)的Mo和W是有助于析出强化的元 素。上述条件(3)被限定为通过它们的析出强化来确保硬度提高的参数，并 且对HAZ软化宽度抑制也是有效的。在上述条件(3)中，[W]的系数(0.5) 是考虑到Mo的原子量为W的原子量的约1/2而限定的。为了有效地表现 这些作用，上述条件(3)的下限为0.5％。然而，当Mo和W的量太多时， 则可能过量形成上述碳化物以致降低韧性，并且另外，如果这样，则热处 理后的尺寸变化(特别是尺寸变化率差值)可能增加。因此，上述条件(3)的 上限为3.0％。优选地，上述条件(3)的下限为1.0％，更优选为1.2％；并 且另一方面，其上限优选为2.8％。
在本发明的第一方面中的钢成分如上面所述，并且余量为铁和不可避 免的杂质。不可避免的杂质是例如在其制造过程中可能不可避免地包含于 钢中的元素。例如，它们包含P、N和O。P量优选为约0.05％以下，更 优选为0.03％以下。N量优选为约350ppm以下，更优选为200ppm以下， 还更优选为150ppm以下。O量优选为约50ppm以下，更优选为30ppm 以下，还更优选为20ppm以下。
在本发明中，可以进一步任选地添加下列成分以提高钢的其它性能。
V：0.5％以下(不包括0％)
V由于形成碳化物例如VC而有助于增加硬度，并且是对HAZ软化 宽度抑制有效的元素。另外，当通过渗氮处理例如蒸气渗氮、浴盐渗氮或 等离子体渗氮在基体表面上形成扩散硬化层时，V对于增加表面硬度并且 对于增加硬化层深度是有效的。为了有效地表现这些作用，V量优选为约 0.05％以上。然而，当它加入过多时，C的溶解量可能降低，并且基体的 马氏体组织的硬度可能下降。因此，其上限优选为0.5％。V量更优选为 0.4％以下，还更优选为0.30％以下。
选自Ti、Zr、Hf、Ta和Nb中的至少一种元素的总量为0.5％以下(不 包括0％)。
这些元素全都是氮化物形成元素，并且这些由于氮化物和AlN的精细 分散和晶粒细化而有助于韧性增加。为了有效地表现这些作用，优选地， Ti量为约0.01％以上，Zr量为约0.02％以上，Hf量为约0.04％以上， Ta量为约0.04％以上，并且Nb量为约0.02％以上。然而，当这些元素 添加过多时，C的溶解量可能降低，且马氏体硬度可能降低。因此，上述 元素的总量优选为0.5％。更优选地，这些元素的总量为0.4％以下，还更 优选为0.30％以下。这些元素可以单独或者组合添加。
Co：10％以下(不包括0％)
Co对升高Ms点并且对降低残余奥氏体由此增加钢硬度是有效的元 素。为了有效地表现上述作用，Co量优选为约1％以上。然而，当它加 入过多时，成本可能增加。因此，其上限优选为10％。Co量的上限更优 选为5.5％。
马氏体转变点(Ms点)≥170℃
Ms点
＝550-361×[C]-39×[Mn]-35×[V]-20×[Cr]
-17×[Ni]-10×[Cu]-5×([Mo]+[W])
+15×[Co]+30×[Al]
{其中每一个方括号[]表示每一种元素的含量(％)}
在本发明中，Ms点主要是钢的硬度和热处理后的尺寸变化抑制性的 指标。当Ms点低于170℃时，则残余奥氏体可能增加，并且在没有高温 时效处理的情况下，钢不可能具有所需的硬度，并且另外，如果这样，则 钢可能在热处理后膨胀。Ms点优选更高，更优选为230℃以上，还更优选 为235℃以上，还更优选为250℃以上。出于上述作用的观点，Ms点的上 限不受具体限定。然而，考虑到添加上述元素以建立Ms点的作用和效果， 其上限优选为约350℃，更优选为320℃。
本发明还包括通过利用上述模具钢得到的模具。制造模具的方法不受 具体限定。例如，提到的有包括以下步骤的方法：将上述钢制备成熔化形 式，然后将被软化的钢进行热锻造和退火(例如，在约700℃保持7小时， 然后以约17℃/hr的平均冷却速率在炉子中冷却至约400℃，之后，将它 同样地进一步冷却)，之后以粗加工的方式将其切割成预定的形状，然后将 其在约950至1150℃的温度加工以进行固溶处理，随后将它在约400至 530℃进行时效处理，从而使其具有预定的硬度。
接着，下面详细描述根据本发明的第二方面的用于制造冷加工模具钢 的方法。
本发明人进行了进一步的研究以提供使它们满足所需的性能的冷加 工模具钢，特别是硬度、热处理后的尺寸变化抑制性和焊接修补性的这些 性能得到改善的冷加工模具钢(在通过焊接修补模具损伤方面的寿命延 长)。结果，本发明人已经发现，当适当地控制钢成分时，则可以达到所需 的目的(本发明的第一方面)。
在本发明的第一方面之后，本发明人基于在现有专利申请中公开的钢 成分的构成进一步进行了各种研究，以进一步提高钢的热处理后的尺寸变 化抑制性。结果，本发明人已经发现，当使用本发明的第一方面的钢并且 当将它在适合条件下进行固溶处理和时效处理时，可以有效地获得热处理 后的尺寸变化抑制性进一步提高的冷加工模具钢。
具体地，本发明的第二方面的制造方法的特征在于，在本发明的第一 方面中，具体地限定用于有效地制造热处理后的尺寸变化抑制性进一步提 高的冷加工模具钢的有利制造条件。具体地，本方法的特征在于固溶处理 温度和时效温度由最有助于热处理后的尺寸变化抑制性的参数(按质量计 的Cu与C的比率)限定。根据本发明的第二方面的制造方法，即使在没有 任何特殊的热处理例如专利文献5中的″至少1个道次的两阶段回火处理″ 或专利文献6中的零下处理的情况下，也可以仅通过与以前一样的1个道 次回火处理(时效处理)获得具有比以前还更好的热处理后的尺寸变化抑制 性的冷加工模具钢，因此该方法的可生产性是非常优异的。
对于用于这种冷加工模具钢的生产方法，首先描述从本发明的第一方 面至本发明的第二方面的工序。
本发明人首先研究了由JIS SKD11或基体高速钢形成的常规模具，以 澄清模具表面膜受损并且发生烧蚀的原因。结果，本发明人发现，在已经 剥离膜的区域中，在表面上析出了刚性和粗大的Cr碳化物(具有约1至约 50μm的尺寸的主要为Cr或Fe的碳化物)，并且从碳化物开始形成裂开。
从上述分析结果，本发明人认为烧蚀的起点是上述粗大的Cr碳化物， 并且当过尽可能地防止碳化物的形成时(或者，当不形成碳化物时)，则可 以防止表面涂膜剥离，并且可以保持长的模具寿命。
基于上述发现，本发明人进行了进一步的研究。结果，本发明人发现 了以下事实：为了防止形成粗大的碳化物而由此提高上述性能，非常重要 的是适当地控制C量，另外，主动地添加各种合金成分，由此适当地控制 合金成分设计。具体地，本发明人已经发现，为了获得所需的性能，有效 的是主动地添加合金成分(特别是Al、Cu、Ni、Mo和W)，从而由于所添 加的合金成分的析出硬化而提高硬度，而不是与以前一样通过碳化物控制 来提高硬度，主要由于这种原因，可以利用Al-Ni金属间化合物所致的析 出硬化以及Mo或W和C的碳化物形成所致的二次硬化。
上述是本发明人由此实现本发明的第一方面的方法。之后，本发明人 进行进一步的研究以提供具有高的生产性的制造方法，该制造方法能够仅 仅通过与以前一样的一个道次固溶处理/时效处理，容易地制造具有更优异 得多的热处理后的尺寸变化抑制性的冷加工模具钢，而无需任何特殊的热 处理。结果，本发明人发现，在上述钢的固溶处理和时效处理中，当将处 理温度(固溶处理温度和时效温度)适当地限定为与对在热处理后的尺寸变 化抑制性贡献最大的″按质量计的Cu与C的比率″相关时，如在下面给出 的实施例中那样，可以达到预期的目的；并且本发明人这样完成了本发明 的第二方面的制造方法。
具体地，本发明人已经证实，当固溶处理温度(℃)由T1表示，时效处 理温度(℃)由T2表示，Cu与C的质量比由[Cu]/[C]表示，并且由下式：
0.29×T1-2.63×[Cu]/[C]+225
表示的数值由TA表示时，则在T2满足下式(5)：
TA-10≤T2≤TA+10(5)，
的范围内(即，在TA±10℃的范围内)的固溶处理和时效处理工序产生了具 有极优异的尺寸变化抑制性的钢，原因是其在热处理后的平均尺寸变化率 和最大尺寸变化率(下面描述它们的细节)满足本发明的第二方面的范围 (参见下面给出的实施例中的表7)。
在本说明书中，所提及的“固溶处理”具有与淬火处理相同的含义；而 “时效处理”具有与回火处理相同的含义。
在本说明书中，“高硬度”是指根据下面给出的实施例部分中描述的方 法的测定的硬度至少为650HV。
在本发明的第一方面中，“热处理后的尺寸变化(尺寸变化率)”按如下 测定：分析样品以测定时效处理前后其在厚度(Δx)、宽度(Δy)和长度(Δz) 三个方向上的尺寸，并且采用平均值[Δx+Δy+Δz)/3]和上述Δx、Δy和Δz 的最大值(绝对值)这两者来评价尺寸变化。为了便于描述，将前者称为“尺 寸变化率的平均值或平均尺寸变化率”；而将后者称为“尺寸变化率的最大 值或最大尺寸变化率”。本发明的第二方面与专利文献2的技术不同之处 在于，在本发明的第二方面中，基于“尺寸变化率的平均值”和“尺寸变化 率的最大值”评价热处理后的尺寸变化，而在该参考文献中，仅仅测定前 者(尺寸变化率的平均值)。通过实验结果，本发明人已经证实，为了充分 抑制热处理后的尺寸变化，如与专利文献2中尺寸变化率的平均值的降低 令人不满意，并且必不可少的是降低在厚度、宽度和长度这三个方向上的 尺寸变化(波动)，并且尽管可以降低尺寸变化率的平均值，也可能在一些 情况下增加尺寸变化率的差值(反之亦然)(参见下面给出的实施例)。在本发 明的第二方面中，短语“热处理后的尺寸变化小(即，尺寸变化抑制性优异)” 是指当根据下面给出的实施例部分中描述的方法测定热处理前后的尺寸 变化时，尺寸变化率的平均值在±0.03％的范围内，并且尺寸变化率的最 大值(绝对值)为0.05％以下。
在上面提及的本发明的第二方面的评价标准(方法及其水平)与本发明 的上述第一方面不同之处在于以下几点。
首先，在本发明的第一方面中以及在本发明的第二方面中，采用“尺 寸变化率的平均值”作为热处理后的尺寸变化的评价标准。然而，在本发 明的第一方面中，合格线为±0.05％。而在本发明的第二方面中，合格线 为±0.03％，并且比本发明的第一方面中更严格。
此外，在本发明的第一方面中，采用的是“尺寸变化率差值”或者上述 Δx、Δy和Δz中的最大值与最小值之间的差值(绝对值)；而在本发明的第 二方面中，采用的是在上面提及的“尺寸变化率的最大值”。这基于以下认 识：“为了提供尺寸变化抑制性比在本发明的第一方面中更优异的钢，其 中热处理后的尺寸变化(波动)为最大(最大值)的部分必需得到尽可能多地 减小”，并且在这个基础上，除使用本发明的第一方面的部分中描述的“尺 寸变化率差值”以外，在本发明的第二方面中还使用“尺寸变化率的最大 值”。如在下面给出的实施例中所示，满足在本发明的第一方面中定义的 “尺寸变化率差值”的某些钢不能满足在本发明的第二方面中定义的“尺寸 变化率的最大值”(参见下面给出的实施例)。在本发明的第二方面中不能将 这些钢描述成“具有优异的热处理后的尺寸变化抑制性的钢”。
本发明的第二方面中的钢成分在下面详细描述。在钢中，不仅控制有 助于析出硬化的合金元素的含量以使其落入预定的范围内，而且如下述式 (1)至(4)限定，适当地控制预定元素的平衡，由此提高钢的上述性能。如在 下面给出的实施例中所示，不满足这些要求中的任何一个的那些钢都不能 具有所需的性能。特别是，在本发明的第二方面中，必不可少的是将所有 Cu、Ni和Al加入到钢中；例如，如上述专利文献1或专利文献3中不含 这些成分中的任一种的钢都不能达到所需的效果，这是本发明人通过实验 证实的。
特别是，在本发明的第二方面中，为了尽可能地使热处理后的尺寸变 化最小化，重要的是不仅适当地控制构成上述式(5)的[Cu]与[C]的质量比， 而且适当地控制Cr和C的含量的乘积([Cr]×[C]的上限)、C量(上限)、Si 量(上限)、Mn量(上限)、Ms点(下限)、Al量(上限)、Ni量(上限)、Cr量(上 限)和[Mo]+0.5×[W](上限)。本发明基于低-C，因此，其中Ms点高，并 且残余奥氏体的形成自然少，另外，适当地控制合金成分例如Cu、Ni和 Al的含量。因此，在本发明中，可以显著地延缓钢在约400至550℃的时 效处理后或者在表面硬化处理后的膨胀和收缩。其原因被认为如下。即， 由于上述合金成分的添加，例如，在约400至500℃的低温度范围内主要 形成ε-Cu，Ni-(Al，Mo)金属间化合物主要在约450至530℃的中等温度的 范围内，并且Mo-V碳化物主要在约500至550℃的高温范围内；然而， 由于这些析出物的晶体结构(FCC结构)不同于基体(BCC结构)，因此钢的 体积收缩，从而有助于热处理后的尺寸变化抑制。另外，在本发明中，由 于为了尽可能地延缓粗大的Cr碳化物析出而进行成分设计，因此晶体结 构在任何方向上都是各向同性，并且即使在制造大尺寸和复杂的模具结构 中，可以有效地抑制其在热处理后的尺寸变化。
在本发明的第二方面中，主要地，适当地控制[Cr]×[C]的上限、Ms 点(下限)、C量(下限)、Al量(下限)、Ni量(下限)、[Cu]/[Ni](上限和下限)、 [Mo]+0.5×[W](下限)和V量(上限)，以提高焊接修补性(以抑制HAZ软 化宽度)。具体地，作为用于降低HAZ软化宽度的设计指导方针，不是采 用通过马氏体形成的硬化，而是采用通过将C量降低至约0.2至0.60％那 样低并且通过合金成分(主要为Al、Cu、Ni、Mo和W)的添加的析出硬化 (例如，ε-Cu，Ni-Al金属间化合物或Ni-Mo金属间化合物)。这些析出物是 基体中的细小共格析出物，并且它们显著增加钢硬度。
特别是，Cu、Ni和Al作为析出硬化元素是重要的，并且是大大有助 于抑制HAZ软化的元素。没有充分添加这些元素中的任何一种的钢都不 可能具有所需的HAZ软化抑制效果，这是本发明人通过实验证实的。
此外，[Cu]/[Ni]比率([Cu]与[Ni]的比率)与HAZ软化抑制关系密切， 并且如由本发明人证实，通过适当地控制上述比率，可以抑制HAZ软化。
下面描述本发明的第二方面中的钢成分。
C：0.20至0.60％
C是确保硬度和耐磨性并且有助于降低HAZ软化宽度的元素。在根 据CVD方法在模具基体的表面上形成碳化物膜例如VC或TiC的情况下， 当C浓度低时，则可能发生的问题是膜厚度不足。考虑到这个，充分抑制 上述作用的C量的下限为0.20％。优选地，C量为0.22％以上。然而，当 它加入过多时，残余奥氏体可能增加，并且在没有高温时效处理的情况下， 钢不可能具有所需的硬度，另外，钢可能在时效处理后膨胀，并且其尺寸 变化可能增加。因此，C量的上限为0.60％。优选地，C量为0.50％以下， 更优选为0.45％以下。
Si：0.5至2.00％
Si是在钢制造中可用作脱氧元素的元素，并且这种元素有助于提高硬 度并且确保钢的切削加工性。另外，Si可用于防止基体中的马氏体的回火 软化以及抑制HAZ软化宽度。为了有效地表现这些作用，Si量的下限为 0.5％。然而，当它加入过多时，偏析可能增加，并且热处理后的尺寸变化 也可能增加，另外，韧性可能降低。因此，其上限为2.00％。Si量的下限 优选为1％，更优选为1.2％。另一方面，Si量的上限优选为1.85％。
Mn：0.1至2％
Mn是可用于确保淬火性能的元素。然而，当它加入过多时，Ms点显 著降低，并且残余奥氏体增加，使得在没有高温时效处理的情况下，钢不 可能具有所需的硬度。考虑到这些，限定Mn含量以使其落入上述范围内。 Mn量的下限优选为0.15％；另一方面，Mn量的上限优选为1％，更优选 为0.5％，还更优选为0.35％。
Cr：3.00至9.00％
Cr是可用于确保预定硬度的元素。当Cr量少于3.00％时，则淬火性 能可能是差的，并且可能部分地形成贝氏体以致降低硬度，并且不能确保 耐磨性。优选地，Cr量为3.5％以上，更优选为4.0％以上。然而，当它 加入过多时，可能大量形成粗大的Cr碳化物，并且在热处理后钢可能收 缩，并且膜耐久性可能降低。因此，该成分的上限为9.00％。Cr量优选为 7.0％以下，更优选为6.5％以下，还更优选为6.0％以下。
Al：0.3至2.0％
Al是通过Al-Ni金属间化合物例如Ni3Al的析出强化来增加硬度所必 需的元素，并且这有助于抑制HAZ软化宽度。另外，Al也可用作脱氧 剂。考虑到这些，Al的下限为0.3％。然而，当它加入过多时，偏析可能 增加，并且热处理后的尺寸变化(特别是尺寸变化率差值)可能增加，并且 韧性可能降低。因此，该成分的上限为2.0％。优选地，Al量为0.50％ 至1.8％，更优选为0.7％至1.6％。
Cu：1.00至5％
Cu是通过ε-Cu的析出强化来增加硬度所必需的元素，并且这有助于 对HAZ软化宽度的抑制。然而，当它加入过多时，钢可能在锻造过程中 裂开。因此，其上限为5％。Cu量优选为2.0％至4.0％。
Ni：1.00至5％
Ni是通过Al-Ni金属间化合物例如Ni3Al的析出强化来增加硬度所必 需的元素，并且这有助于对HAZ软化宽度的抑制。另外，当与Cu组合时， Ni对于延缓由Cu的过量添加所引起的热加工脆性以及防止锻造过程中裂 开是有效的。然而，当它加入过多时，残余奥氏体可能增加，并且在没有 高温时效处理的情况下，钢不可能确保预定的硬度，另外，在热处理后， 钢可能膨胀。Ni量优选为1.5％至4.0％。
Mo：0.5至3％和/或W：2％以下(包括0％)
Mo和W是形成M6C碳化物和形成Ni3Mo金属间化合物，并且有助 于析出强化的两种元素。然而，当Mo和W添加过多时，上述碳化物可能 过量形成，以致降低韧性，另外，热处理后的尺寸变化(特别是尺寸变化率 差值)可能增加。因此，在本文中限定上述范围。在本发明中，Mo是必不 可少的成分，而W是任选元素，但是钢可以同时含有它们。Mo含量优选 为0.5％至3％，更优选为0.7％至2.5％。W含量优选为2％以下，更优 选为1.5％以下。
S：0.10％以下(不包括0％)
S是可用于确保切削加工性的元素。然而，当它加入过多时，它可能 导致焊缝破裂，因此其上限为0.10％。S量优选为0.07％以下，更优选为 0.05％以下，还更优选为0.025％以下。
此外，本发明必须满足下列条件(1)至(4){其中每一个方括号[]表示每 一种元素的含量(％)}。
(1)[Cr]×[C]≤3.00
上述条件(1)被限定，以延缓粗大的Cr碳化物的形成。当[Cr]和[C]的 乘积超过3.00时，则热处理后的尺寸变化可能增加，并且表面膜的耐久性 可能变差。[Cr]和[C]的乘积优选为1.80以下，更优选为1.70以下。出于 防止在热处理后的尺寸变化的观点，其下限优选更小。然而，出于有效表 现出由于Cr和C的添加的上述作用的观点，其下限优选为约0.8。
(2)[Cu]/[Ni]：0.5至2.2
上述条件(2)主要被限定作为用于利用ε-Cu的析出强化和用于抑制 HAZ软化宽度的参数(参见下面给出的实施例)。为了有效地表现这些作 用，[Cu]与[Ni]的比率被限定为0.5。然而，当比率太大时，则它可能在锻 造过程中引起裂开。因此，其上限为2.2。优选地，比率为0.7至1.5，更 优选为0.85至1.2。
(3)[Mo]+0.5×[W]：0.5至3.0％
如上面提及的，构成上述条件(3)的Mo和W是有助于析出强化的元 素。上述条件(3)被限定作为用于通过它们的析出强化来确保硬度的参数， 并且还对HAZ软化宽度抑制有效。在上述条件(3)中，[W]的系数(0.5)是 考虑到Mo的原子量为W原子量的约1/2而限定的。为了有效地表现这些 作用，上述条件(4)的下限为0.5％。然而，当Mo和W的量太多时，则上 述碳化物可能过度形成以致降低韧性，另外，如果这样，则热处理后的尺 寸变化(特别是尺寸变化率差值)可能增加。因此，上述条件(3)的上限为3.0 ％。优选地，上述条件(3)的下限为1.0％，更优选为1.2％；并且另一方面， 其上限优选为2.8％。
(4)[Cu]/[C]：4.0至15
上述条件(4)被设置作为主要用于使热处理后(时效处理后)的硬度的峰 值移动至较低温度侧的参数，并且这是有助于确保在热处理后的尺寸变化 抑制性的。通常，据说在时效处理(回火)后膨胀引起的尺寸变化是由在固 溶处理(淬火)过程中残余奥氏体的消失(分解)所导致的(例如，参见下面提 及的图9)；然而，本发明人已经发现，当如上述条件(4)中适当地控制具有 将时效处理后硬度的峰值移动至较低温度侧的作用的Cu和与残余奥氏体 密切相关的C的质量比([Cu]/[C]的比率)时，可以显著地延缓热处理后的 尺寸变化。
图1是显示比率[Cu]/[C]对尺寸变化的影响的图，其中尺寸变化率(平 均值和最大值)根据在下面给出的实施例中描述的方法测定。在该图中，绘 制了在下面给出的表7中的编号44(钢A)、52(钢C)、56(钢D)、70(钢J) 和73(钢K)的数据。这些钢含有几乎相同含量的C、Si、Mn、Cr、Al、 Cu、Ni、Mo和W。如在图8中，[Cu]/[C]的比率与尺寸变化率的关系密 切。可以看出，通过控制该比率使其落入4.0至15的范围内，可以控制尺 寸变化率使其落入本发明的第二方面限定的范围内(尺寸变化率平均值在 ±0.03％的范围内，并且尺寸变化率最大值为0.05％以下)。
当[Cu]/[C]的比率小于4.0时，硬度达到峰值的时效温度显著高于残余 奥氏体开始分解的温度，因此在时效处理后的膨胀增大，而另一方面，当 该比率大于15时，时效处理后没有收缩(消除了在固溶热处理后的膨胀)； 无论如何，在这些情况下都不能获得预定的尺寸变化抑制性。上述比率优 选为5.0至13，更优选为6.0至12。
本发明的第二方面中的钢成分如在上面所述，并且余量为铁和不可避 免的杂质。不可避免的杂质是例如在其制造过程中可能不可避免地混合在 钢中的元素。例如，它们包括P、N和O。P量优选为约0.05％以下，更 优选为0.03％以下。N量优选为约350ppm以下，更优选为200ppm以下， 还更优选为150ppm以下。O量优选为约50ppm以下，更优选为30ppm 以下，还更优选为20ppm以下。
在本发明中，可以添加下列成分以提高钢的其它性能。
V：0.5％以下(不包括0％)
V由于形成碳化物例如VC而有助于增加硬度，并且是对HAZ软化 宽度抑制有效的元素。另外，当通过渗氮处理例如蒸气渗氮、浴盐渗氮或 等离子体渗氮在基体表面上形成扩散硬化层时，V对于增加表面硬度和对 于增加硬化层深度是有效的。为了有效地表现这些作用，V量优选为约0.05 ％以上。然而，当它加入过多时，C的溶解量可能降低，并且基体的马氏 体组织的硬度可能下降。因此，其上限优选为0.5％。V量更优选为0.4％ 以下，还更优选为0.30％以下。
选自Ti、Zr、Hf、Ta和Nb中的至少一种元素的总量为0.5％以下(不 包括0％)。
这些元素全都是氮化物形成元素，并且这些由于氮化物和AlN的精细 分散和晶粒细化而有助于韧性增加。为了有效地表现这些作用，优选地， Ti量为约0.01％以上，Zr量为约0.02％以上，Hf量为约0.04％以上， Ta量为约0.04％以上，并且Nb量为约0.02％以上。然而，当这些元素 添加过多时，C溶解量可能降低，且马氏体硬度可能降低。因此，上述元 素的总量优选为0.5％。更优选地，这些元素的总量为0.4％以下，还更优 选为0.30％以下。这些元素可以单独或者组合添加。
Co：10％以下(不包括0％)
Co对升高Ms点以及对降低残余奥氏体而由此提高钢硬度是有效的 元素。为了有效地表现上述作用，Co量优选为约1％以上。然而，当它 加入过多时，则成本可能增加。因此，其上限优选为10％。Co量的上限 更优选为5.5％。
马氏体转变点(Ms点)≥170℃
Ms点
＝550-361×[C]-39×[Mn]-35×[V]-20×[Cr]
-17×[Ni]-10×[Cu]-5×([Mo]+[W])
+15×[Co]+30×[Al]
{其中每一个方括号[]表示每一种元素的含量(％)}
在本发明中，Ms点主要是钢的硬度和热处理后的尺寸变化抑制性的 指标。当Ms点低于170℃时，则残余奥氏体可能增加，并且在没有高温 时效处理的情况下，钢不可能具有所需的硬度，另外，如果这样，则钢可 能在热处理后膨胀。Ms点优选更高，更优选为230℃以上，还更优选为 235℃以上，还更优选为250℃以上。出于上述作用的观点，Ms点的上限 不受具体限定。然而，考虑到添加上述元素以建立Ms点的作用和效果， 其上限优选为约350℃，更优选为320℃。
接着描述根据本发明的第二方面的用于制造模具钢的方法。
本发明的制造方法包括以下步骤：制备满足上述条件的钢，并且在满 足下式(5)的条件下，所述钢进行固溶处理和时效处理：
TA-10≤T2≤TA+10(5)
其中，
TA＝0.29×T1-2.63×[Cu]/[C]+225，
T1表示固溶处理温度(℃)，并且
T2表示时效温度(℃)。
具体地，将满足上述条件的钢制备成熔化形式，然后将被软化的钢进 行热锻造并且退火(例如，在约700℃保持7小时，然后在炉子中以约 17℃/hr的平均冷却速率冷却至约400℃，之后保持同样的冷却)，之后以 粗加工的方式切割成预定的形状，然后在上式(5)的条件下，进行固溶热处 理和时效处理。
如上面所提及的，在本发明的第二方面中，这样设计钢成分使得固溶 处理过程中的残余奥氏体量小。此外，如在上式(5)中，当与固溶处理温度 T1和时效温度T2相关地控制Cu与C的质量比([Cu]/[C])时，则可以控制 钢，使得在时效处理后，而在残余奥氏体分解所致的膨胀之前，其硬度可 以是峰值，因此钢可以同时满足热处理后的尺寸变化抑制性和硬度。通常， 用于模具钢制造的方法包括在约950至1150℃的温度下的固溶处理，随后 在约400至530℃的温度下的时效处理，由此给钢提供所需的硬度。然而， 本发明人已经通过实验证实，即使在上述范围内的固溶处理以及后续的时 效处理中，所制造的钢通常也不能具有所需的硬度，并且不能充分地延缓 其热处理后的尺寸变化(参见下面给出的实施例)，因此，本发明人具体限 定了上述式(5)。
将本发明的机理与上述专利文献2的方法(对应常规的高C高Cr钢) 进行比较。在专利文献2中，如图2中所示(对应专利文献2中的图1)， 在残余奥氏体在已经分解一定程度时将钢回火，因而回火中的尺寸变化可 以为0；而在本发明中，将钢在残余奥氏体还未分解或者刚刚分解时的温 度回火；并且在这一点上，两者彼此不同。具体地，在本发明中，钢几乎 在比常规的高C高Cr钢低的温度(具体地，几乎在约500℃以下的低温) 进行时效处理。根据本发明，钢不是在如在专利文献2中的热处理后的尺 寸变化大的区域(在图3中的A)中进行时效处理，而是可以在其中形成大 量稳定的残余奥氏体的区域内(在图3中的B)进行时效处理，因此，可以 认为，与专利文献2相比，本发明可以制造具有降低的尺寸变化或波动的 钢。在这样的较低温度下将钢进行时效处理的情况下，其中的残余奥氏体 的稳定性可能增加，并且残余奥氏体随时间变化很少，因此有效地，还降 低钢在热处理后随时间的尺寸变化。
关于上式，时效温度T2优选为TA±5℃。
固溶处理温度T1可以低于在模具钢制造中通常使用的温度。因此， 本发明的钢在热处理中可以没有变形。具体地，温度优选在900至1150℃ 的范围内。
在本发明中，如在上述中可以适当地控制固溶处理温度和时效处理温 度；并且不具体限定处理时间。处理可以在通常用于普通的模具钢制造的 条件下实施。简言之，固溶处理时间(加热时间)可以为约1至5小时左右， 并且可以控制时效处理时间(均热时间)为约2至8小时左右。
实施例
参考下列实施例，更具体地描述本发明，当然，本发明不受所述实施 例的限制。在本发明可以达到上面提及以及下述目的的范围以内，本发明 可以被适当地修改和改变，并且任何这样的修改和改变都应当在本发明的 技术范围内。
下面描述本发明的第一方面的实施例。
使用在表1和表2中所示的各种钢样品(编号)。在真空诱导熔融炉中， 将150kg锭料进行制备成熔化形式，然后将其在约900至1150℃加热， 并且锻造为400mmT×750mmW×约2000mmL的两个板。接着，将这些 板以约60℃/hr的平均冷却速率逐渐冷却。在冷却至不高于100℃的温度 之后，将这些板再次加热至约850℃的温度，然后以约50℃/hr的平均冷 却速率逐渐冷却(退火)。
以上述方式制备的退火样品进行下面的(1)至(4)的测试。
(1)硬度试验(最大硬度的测定)：
从上述退火样品中切割出尺寸约20mmT×20mmW×15mmL的试 件，并且将其用作硬度试件。将这种试件进行下列热处理循环。
固溶热处理(淬火)：在约1020至1030℃加热120分钟→通过通风冷却 →时效处理(回火)：在约400至560℃均热约3小时→自然冷却。
使用维氏硬度计(AKASHI的型号AVK，在5kg的负荷下)测量如上面 在约400至560℃的范围内改变回火温度的样品的硬度，并且记录样品的 最大硬度(HV)。在本实施例中，将最大硬度为至少650HV的那些评价为 良好(O)。
(2)尺寸变化试验(尺寸变化率的平均值和尺寸变化率差值的测定)：
从上述退火样品中切割出尺寸为约40mmT×70mmW×100mmL的 试件，并且将其用作尺寸变化试件。将其进行与上述(1)硬度试验中相同的 固溶处理，然后将其在具有最大硬度的温度回火。接着，以下述方式测定 ″尺寸变化率的平均值″和″尺寸变化率差值″；并且根据下面提及的标准， 评价样品。两者合格的那些样品由于具有优异的热处理后的尺寸变化抑制 性(合格线水平)，被评价为良好(O)。
(2-1)尺寸变化率的平均值的测定：
在厚度、宽度和长度三个方向上测量上述尺寸变化试件(在退火后， 但是在固溶处理前)和回火的试件。测定热处理前后的厚度差值、宽度差值 和长度差值，并且将它们的平均值(百分比)作为″尺寸变化率的平均值″。 在本实施例中，将″尺寸变化率的平均值″落入±0.05％之内的那些评价为 良好(O)，并且将超过±0.05％的那些评价为差(×)。
(2-2)尺寸变化率差值的测定：
在厚度、宽度和长度三个方向上测量上述尺寸变化试件(在退火后， 但是在固溶处理前)和回火的试件。测定热处理前后的厚度差值、宽度差值 和长度差值。在数据之中，将最大值与最小值之间的差值(百分比)作为″ 尺寸变化率差值″。将尺寸变化率差值为0.08％以下的那些评价为良好(O)， 并且将超过0.08％的那些评价为差(×)。
(3)焊接试验(极限预热温度和HAZ软化宽度的测定)：
从上述退火样品中切割出尺寸为约40mmT×45mmW×75mmL的 试件，并且将其用作焊接试件。将其进行与上述(2)尺寸变化试验中相同的 固溶处理和回火处理。
接着，将这样得到的回火样品加工成图3(a)的板。图3(a)的板具有如 图3(b)中所示的凹槽。接着，使用具有表3中所示组成的TIG线材(日本 ″TIG-Tectic 5HSS″的Eutectic，φ2.4mm)(余量：铁和不可避免的杂质，单 位：质量％)，将上述板的凹槽以下述方式进行搭焊的加工。
焊接条件：
电流：150A
电压：11V
焊接速度：9.5至14cm/mm
中间温度：不高于预热温度
加热：7.1至10.4kJ/cm
预热：不存在或存在(100℃、200℃、300℃或400℃)
对于表2中的编号22和编号23(两者均为常规高C高Cr钢的模拟钢 样品)，如图4中将焊接材料预堆边焊在凹槽面上，以防止对基体组分的焊 接影响。对于预堆边焊，使用具有下面所示组成的预堆边焊TIG线材 (KOBELCO的″TGS-50″)，并且预堆边焊是单层焊接。焊接条件与上述相 同。
预堆边焊TIG线材的组成：0.09％C-0.93％Si-1.95％Mn- 0.009％P-0.01％S(余量：铁和不可避免的杂质，单位：质量％)
如上述改变预热条件，由此测量在焊接金属(DEPO)和HAZ部件均不 裂开的最低温度(极限预热温度)。具有更低的极限预热温度的样品更难于 裂开。在本实施例中，将极限预热温度为200℃以下的那些评价为良好(O)， 并且将具有高于200℃的那些评价为差(×)。
为了测定在上述极限预热温度进行搭焊的处理的试件的横截面中的 硬度分布，以1mm的间距连续测量从板厚度的1/4部位的焊接熔化线(熔 合)位置至与其间隔30mm的位置的样品硬度。将焊接金属中心部分至硬 度降低至最多600HV的位置的距离称为″HAZ软化宽度″。为了参考，在 上述图1中示出了用于测定HAZ软化宽度的区域。在本实施例中，将 HAZ软化宽度为6.5mm以下的样品评价为在焊接修补性方面良好(O)；并 且将大于6.5mm的那些评价为差(×)。
(4)韧性试验：
将上述退火样品进行如下的热处理加工。
固溶热处理(淬火)：在约1020至1030℃加热120分钟→通过通风冷却 →时效处理(回火)：在约400至560℃均热约3小时→通过通风冷却或者自 然冷却。
接着，如图5中，切割出具有10-mmR V形缺口的试件作为韧性测定 的试件(却贝冲击试件)。在却贝冲击试验中测试该试件，其中测定试件在 室温下的吸收能。从一个样品取得三个却贝冲击试件，并且将它们的数据 进行平均，作为样品的却贝冲击值。在本实施例中，将却贝冲击值为15J 以下的那些评价为“韧性优异”。
结果显示在表4和5中。





表4和表5带来了下列论述。
表4中的编号1至21是表1中满足本发明全部条件的样品编号1至21 的数据。这些全都具有高硬度以及优异的热处理后的尺寸变化抑制性和焊 接修补性，另外，这些是高度韧性并且良好的，原因是它们的极限预热温 度为200℃以下。
与这些相反的是，表5中的编号22至43是表2中不满足本发明限定 的任何一个条件的样品编号22至43的数据，因此具有下列缺陷。
表5中的编号22和23是表2中为常规高C高Cr钢的模拟钢样品的编 号22和23的数据。这些具有增加的HAZ软化宽度以及增加的尺寸变化， 原因是[Cr]和[C]的乘积大并且Ms点低。当回火温度更低时，这些钢的硬 度增加更多。因此，这些钢的回火温度为510℃，并且测量其性能。
表5中的编号24是表2中的其中C量小的编号24的数据。该样品具 有降低的硬度以及增加的HAZ软化宽度。
表5中的编号25是表2中的其中C量大、[Cr]和[C]的乘积大并且Ms 点低的编号25的数据。该样品具有差的热处理后的尺寸变化抑制性。
表5中的编号26是表2中的其中Si量大的编号26的数据。该样品在 热处理后的平均尺寸变化率方面良好，但是其尺寸变化率差值大。
表5中的编号27是表2中的其中Mn量大并且Ms点低的编号27的 数据。在热处理后的平均尺寸变化率大。
表5中的编号28是表2中的其中S量大的编号28的数据。极限预热 温度高并且该样品具有焊缝破裂的风险。
表5中的编号29是表2中的其中Al量小的编号29的数据。硬度低 并且HAZ软化宽度增加。
表5中的编号30是表2中的其中Al量大的编号30的数据。在热处 理后的平均尺寸变化率不那么大，但是尺寸变化率差值大。
表5中的编号31是表2中的其中Ni量小并且[Cu]/[Ni]比率大的编号 30的数据。该硬度低并且HAZ软化宽度增加。
表5中的编号32是表2中的其中Ni量大的编号32的数据。硬度低 并且在热处理后的平均尺寸变化率增加。
表5中的编号33是表2中的其中Cu量小并且比率[Cu]/[Ni]小的编号 33的数据。该硬度低并且HAZ软化宽度增加。
表5中的编号34是表2中基本上无Cu的钢的模拟样品的编号34的 数据。在这个样品中，Cu量为0.05％并且是非常小的，并且[Cu]/[Ni]的比 率小。硬度低并且HAZ软化宽度增加。另外，在热处理后的平均尺寸变 化率增加。
表5中的编号35是表2中基本上无Ni的钢的模拟样品的编号35的 数据。在这个样品中，Ni量为0.05％并且是非常小的，并且[Cu]/[Ni]的比 率小。硬度低并且HAZ软化宽度增加。另外，在热处理后的平均尺寸变 化率增加。
表5中的编号36是表2中基本上无Al的钢的模拟样品的编号36的 数据。在这个样品中，Al量为0.05％并且是非常小的。该硬度低并且HAZ 软化宽度增加。另外，在热处理后的平均尺寸变化率增加。
表5中的编号37是表2中的其中Cu量和Ni量满足本发明的范围， 但是[Cu]/[Ni]的比率小的编号37的数据。该HAZ软化宽度增加。
表5中的编号38是表2中的其中Cr量小的编号38的数据。该硬度 低。
表5中的编号39是表2中的其中Cr量大的编号39的数据。热处理 后的尺寸变化抑制性差。
表5中的编号40是表2中的其中[Mo]+0.5×[W]的总量小的编号40 的数据。硬度低并且HAZ软化宽度增加。
表5中的编号41是表2中的其中[Mo]+0.5×[W]的总量大的编号41 的数据。在热处理后的平均尺寸变化率不那么大，但是尺寸变化率差值大。
表5中的编号42是表2中的其中Ti量大的编号42的数据。硬度低 并且HAZ软化宽度增加。
为了参考，根据上述方法获得的样品的硬度分布曲线显示于图7中。 在附图中，本发明的钢(黑方块)为表1中的编号4；并且常规的SKD11钢 (黑色菱形)为表2中的编号22。如在图7中，与常规的钢比较，本发明的 钢可以良好地防止在焊接之后的软化。
接着描述本发明的第二方面的实施例。
使用表6中所示的各种钢样品A至K。在真空诱导熔融炉中，将150 kg锭料制备成熔化形式，然后将其在约900至1150℃加热，并且锻造为 400mmT×750mmW×约2000mmL的两个板。接着，将这些板以约 60℃/hr的平均冷却速率逐渐冷却。在冷却至不高于100℃的温度之后，将 这些板再次加热至约850℃的温度，然后以约50℃/hr的平均冷却速率逐 渐冷却(退火)。
以上述方式制备的退火样品进行下列(1)和(2)的测试。
(1)硬度试验(最大硬度的测定)：
从上述退火样品中切割出尺寸约20mmT×20mmW×15mmL的试 件，并且将其用作硬度试件。将其在表2中所示的条件下进行固溶处理→ 通过通风冷却→时效处理的处理，然后静置冷却的加工。在每一种情况下， 固溶处理时间为约120分钟，并且时效时间为约3小时。
在时效处理之后，使用维氏硬度计(AKASHI的型号AVK，在5kg的 负荷下)测量样品硬度(HV)。在本实施例中，将硬度为至少650HV的那些 评价为良好(O)。
(2)尺寸变化试验(尺寸变化率的平均值和尺寸变化率的最大值的测定)：
从上述退火样品中切割出尺寸为约40mmT×70mmW×100mmL的 试件，并且将其用作尺寸变化试件。将其在表2中所示的条件下进行固溶 处理→通过风扇通风冷却→时效处理的加工，然后静置冷却。接着，以 下述方式测定″尺寸变化率的平均值″和″尺寸变化率的最大值″；并且根据 下面提及的标准，评价样品。两者都合格的那些样品由于具有优异的热处 理后的尺寸变化抑制性(合格线水平)，被评价为良好(O)。
(2-1)尺寸变化率的平均值(平均尺寸变化率)的测定：
在厚度、宽度和长度三个方向上测量上述尺寸变化试件(在退火后， 但是在固溶处理前)和回火的试件。测定热处理前后的厚度差值、宽度差值 和长度差值，并且将它们的平均值(百分比)作为″尺寸变化率的平均值″。 在本实施例中，将″尺寸变化率的平均值″落入±0.03％之内的那些评价为 良好(O)，并且将超过±0.03％的那些评价为差(×)。
(2-2)尺寸变化率的最大值(最大尺寸变化率)的测定：
在厚度、宽度和长度三个方向上测量上述尺寸变化试件(在退火后， 但是在固溶处理前)和回火的试件。测定热处理前后的厚度差值、宽度差值 和长度差值。在数据中，将最大值的绝对值(百分比)作为″尺寸变化率的最 大值″。将最大尺寸变化率为0.05％以下的那些评价为良好(O)，并且将超 过0.05％的那些评价为差(×)。
(2-3)尺寸变化率差值的测定：
为了参考，还测定在涉及本发明第一方面的描述中的″尺寸变化率差 值″。具体地，在厚度、宽度和长度三个方向上测量上述尺寸变化试件(在 退火后，但是在固溶处理前)和回火的试件。测定热处理前后的厚度差值、 宽度差值和长度差值。在数据中，将最大值与最小值的差值(百分比)作为″ 尺寸变化率差值″。将尺寸变化率差值为0.08％以下的那些评价为良好(O)， 并且将超过0.08％的那些评价为差(×)。
结果显示在表7中。

表7

TA*＝0.29×T1-2.63×[Cu]/[C]+225
表7引起下面的论述。
首先，在表7的编号44至47中，将表6的其钢成分满足本发明条件 的钢A在不同的固溶处理温度T1和时效温度T2处理，并且分析样品的 物理性能。
在这些之中，编号44和编号45是时效温度T2满足本发明的范围(TA± 10℃)的本发明的样品。这两者都具有高硬度以及优异的热处理后的尺寸变 化抑制性(不仅在尺寸变化率差值方面，而且在平均尺寸变化率和最大尺寸 变化率所有方面)。
如这些相反的是，编号46是时效温度T2高于本发明范围的比较样品； 编号47是时效温度T2低于本发明范围的比较样品。两者均具有低硬度， 另外，尽管它们在热处理后的尺寸变化率差值良好，但是在平均尺寸变化 率和最大尺寸变化率方面不好。
在表7的编号48至51中，将表6中的其钢成分满足本发明条件的钢 B在不同的固溶处理温度T1和时效温度T2进行处理，并且分析样品的物 理性能。
在这些之中，编号48和编号49是时效温度T2满足本发明的范围(TA± 10℃)的本发明的样品。这两者都具有高的硬度以及优异的热处理后的尺寸 变化抑制性。
与这些相反的是，编号50是时效温度T2高于本发明范围的比较样品； 编号51是时效温度T2低于本发明范围的比较样品。尽管这两者在热处理 后的尺寸变化率差值良好，但是在平均尺寸变化率和最大尺寸变化率方面 不好。另外，编号51的硬度低。
在表7的编号52至55中，将表6中的其钢成分满足本发明条件的钢 C在不同的固溶处理温度T1和时效温度T2处理，并且分析样品的物理性 能。
在这些之中，编号52和编号53是时效温度T2满足本发明的范围(TA± 10℃)的本发明的样品。这两者都具有高硬度以及优异的热处理后的尺寸变 化抑制性。
与这些相反的是，编号54是时效温度T2高于本发明范围的比较样品； 编号55是时效温度T2低于本发明范围的比较样品。硬度低，在热处理后 的最大尺寸变化率增加。另外，编号54在热处理后的平均尺寸变化率增 加。
在表7的编号56至58中，将表6中的其钢成分满足本发明条件的钢 D在不同的固溶处理温度T1和时效温度T2处理，并且分析样品的物理性 能。
在这些之中，编号56和编号57是时效温度T2满足本发明的范围(TA± 10℃)的本发明的样品。这两者都具有高硬度以及优异的热处理后的尺寸变 化抑制性。
与这些相反的是，编号58是时效温度T2高于本发明范围的比较样品。 在热处理后的最大尺寸变化率增加。
在表7的编号59至61中，将表6中的其钢成分满足本发明条件的钢 E在不同的固溶处理温度T1和时效温度T2处理，并且分析样品的物理性 能。
在这些之中，编号59和编号60是时效温度T2满足本发明的范围(TA± 10℃)的本发明的样品。这两者都具有高硬度以及优异的热处理后的尺寸变 化抑制性。
与这些相反的是，编号61是时效温度T2高于本发明范围的比较样品。 该样品在热处理后的尺寸变化率差值方面良好，但是其平均尺寸变化率和 最大尺寸变化率增加。
在表7的编号62至64中，将表6中的其钢成分满足本发明条件的钢 F在不同的固溶处理温度T1和时效温度T2处理，并且分析样品的物理性 能。
在这些之中，编号62和编号63是时效温度T2满足本发明的范围(TA± 10℃)的本发明的样品。这两者都具有高硬度以及优异的热处理后的尺寸变 化抑制性。
与这些相反的是，编号64是时效温度T2高于本发明范围的比较样品。 该样品在热处理后的尺寸变化率差值方面良好，但是其平均尺寸变化率和 最大尺寸变化率增加。
在表7的编号65至67中，将表6中的其钢成分满足本发明条件的钢 G在不同的固溶处理温度T1和时效温度T2处理，并且分析样品的物理性 能。
在这些之中，编号65和编号66是时效温度T2满足本发明的范围(TA± 10℃)的本发明的样品。这两者都具有高硬度以及优异的热处理后的尺寸变 化抑制性。
与这些相反的是，编号67是时效温度T2高于本发明范围的比较样品。 该样品在热处理后的尺寸变化率差值方面良好，但是其平均尺寸变化率和 最大尺寸变化率增加。
下列样品(编号)满足本发明的固溶处理温度和时效温度的条件，但是 不满足钢成分的条件。因此，这些比较样品都具有某些缺点。
编号68和编号69是表6中的作为常规高C高Cr钢的模拟钢样品的 钢H和钢I的两个样品。[Cr]和[C]的乘积大，[Cu]与[C]的比率小，并且 Ms点低。在热处理后，平均尺寸变化率、最大尺寸变化率和尺寸百分比 差值全都增加。当回火温度更低时，这些钢的硬度增加更多。因此，这些 钢的回火温度为510℃，并且测量其性能。
编号70和编号71是表6中的其中Cu量小、[Cu]/[Ni]的比率和 [Cu]/[C]的比率都小的钢J的两个样品。硬度低并且最大尺寸变化率增加。
编号72和编号73是表6中的其中[Cu]/[C]的比率大的钢K的两个 样品。两者的最大尺寸变化率增加。
在本实施例中，没有显示尺寸变化率的时间依赖性变化。然而，当将 钢在满足在本发明的要求的条件下进行固溶处理、之后进行时效处理的加 工时，则预期这样处理的样品可以保持高硬度以及良好的尺寸变化抑制 性，并且可以延缓其尺寸变化率的时间依赖性变化。
已经参考一些具体实施方案详细描述了本发明；然而，对于本领域的 任何技术人员，明显的是本发明可以以不超出本发明的精神和范围的任何 需要方式进行改变和修改。
本申请基于2006年10月17日提交的日本专利申请(日本专利申请 2006-283038)、2006年10月30日提交的日本专利申请(日本专利申请 2006-294528)，以及2007年2月27日提交的日本专利申请(日本专利申请 2007-047490)，并且它们的全部内容都通过引用结合到此。
在本文中引用的所有参考文献通过引用整体结合在此。
工业适用性
根据本发明的冷加工模具钢，由于如在上述中那样适当地控制合金成 分，因此钢具有高硬度、优异的热处理后的尺寸变化抑制性并且具有良好 的焊接修补性。因此，通过使用上述冷加工模具钢得到的模具有利于特别 用作抗拉强度为至少约590MPa的高度抗拉的钢板用的成型模具，并且可 以进一步延长模具寿命，特别是在其焊接修补后的寿命。
另外，在本发明的制造方法中，由于适当地控制钢-组成成分以及还 适当控制固溶处理和时效处理的条件，因此可以有效地制造具有高硬度并 且优异的热处理后的尺寸变化抑制性的冷加工模具钢。因此，通过根据本 发明的制造方法得到的模具有利于特别用作抗拉强度为至少约590MPa 的高度抗拉的钢板用的成型模具，并且可以进一步延长模具寿命，特别是 在其焊接修补后的寿命。