CN100494457C - 超厚非调质塑料模具钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

超厚非调质塑料模具钢，其成分质量百分比为，C 0.20～0.32，Si0.20～0.80，Mn 1.80～2.50，Cr 0.80～1.50，Mo 0.20～0.60，V 0.08～0.20，B 0.0010～0.0030，Ti 0.02～0.06，P≤0.035，S≤0.035，余铁和不可避免杂质；其组织状态是贝氏体。本发明克服预硬化塑料模具钢制造成本高，制造周期长，淬火裂纹敏感性高及已有非调质塑料模具钢轧制成形厚度小的缺点，保证了大截面模具钢能够获得贝氏体组织及预硬化塑料模具钢所要求达到的硬度HRC30～36，并采用锻造的方式进行热加工成形，控制锻后的冷却速度，实现了厚度超过300mm的超厚塑料模具钢的非调质化。

Description

超厚非调质塑料模具钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及冶金行业模具钢的生产方法，尤其是指大型塑料模具钢模块的制造方法。

背景技术

塑料模具是塑料成形加工工业的重要工艺装备，占模具工业总产值的第一位。由于其材料用量大，品种、规格多，形成了专用的塑料模具钢。目前塑料模具正向高精度、多型腔、大型化的方向发展，模具型腔复杂，加工精度要求高，因此高品质的塑料模具均采用预硬化状态的塑料模具钢。所谓预硬型塑料模具钢是指将热加工后的模块预先进行调质处理，通过淬火处理及高温回火处理，获得回火索氏体组织，达到塑料模具钢所要求的硬度HRC30～36的硬度范围，再进行刻模加工，待模具成形后不需要再进行最终热处理，从而可以避免由于最终热处理而引起的模具变形和裂纹问题。代表钢种为P20和718。

预硬型塑料模具钢虽然具有上述优点，但也存在淬火裂纹敏感性高、生产成本高、制造周期长的缺点。P20和718钢中碳含量为0.34～0.42％，另外还含有一定量的Cr、Mn、Ni、Mo等合金元素，碳含量及碳当量均较高。由于钢锭在凝固过程中存在选分结晶现象，造成钢锭各部位产生成分偏差，即成分偏析。尤其在钢锭心部，为钢中碳元素的正偏析区，即钢锭中上部位心部的碳含量高于其它部位的碳含量。因此钢锭正偏析区碳含量必然大于0.34％，导致淬火裂纹敏感性很高，淬火冷却方法控制不当则易产生开裂现象；预硬型塑料模具钢尤其是大截面的塑料模具钢，对淬透性有很高的要求，典型钢种P20和718就是通过添加Cr、Mn、及贵金属Ni、Mo等提高淬透性的合金元素，从而达到提高淬透性的目的。但是添加Ni、Mo等贵金属合金元素却导致模具钢的制造成本升高；塑料模具钢的预硬化不仅增加了制造成本，而且还使该类模具钢的制造周期加长。

采用非调质钢来代替调质处理是一个很好的克服预硬型塑料模具钢上述缺点的解决方案。所谓非调质钢即为通过采用Cr、Mn、Mo等主要元素进行合金化，提高淬透性，并添加微量的V、Ti、N等微合金化元素进行沉淀强化和细晶强化，使钢在锻轧后空冷即可获得调质处理所能得到的性能。目前非调质钢在汽车零部件领域应用较为广泛，非调质钢所能生产的规格也仅限于热轧材及小规格锻材。非调质钢在塑料模具钢方面的应用也获得了一定的进展，例如公开号为CN1224769的专利公开了一种微合金化塑料模具钢的制造方法，化学成分为：0.20～0.30％C，0.10～0.60％Si，1.70～2.50％Mn，0.035～0.08％P，0.01～0.04％S，0.20～0.50％Mo，0.05～0.20％V，0.0005～0.0050％B，0.0005～0.010％Ca等，为贝氏体型非调质钢。虽然该钢添加P、S、等易切削合金元素并通过C钙处理提高切削性能，却降低了冲击性能，U型缺口冲击功10J左右。该发明的实施仅停留在截面厚度<300mm热轧扁钢产品。该发明虽然提到由热模拟试验数据可推算出最大厚度可以做到450mm，但没有指明宽度能够做到多少，在相同截面厚度的情况下，中心部位的冷却速度随截面宽度的增加而降低，淬透性降低，若要满足厚度为450mm、宽度超过450mm的模块，即有效厚度超过450mm的模块的非调质处理需要更高的淬透性，因此上述发明专利无法满足超厚截面塑料模具钢非调质的需求。另外非调质模块采用常规的锻造之后热装退火的工艺也是无法做到的。

发明内容

本发明的目的在于开发一种超厚非调质塑料模具钢及其制造方法，以克服预硬化塑料模具钢制造成本高，制造周期长，淬火裂纹敏感性高及已有非调质塑料模具钢轧制成形厚度小的缺点，保证大截面模具钢能够获得贝氏体组织及预硬化塑料模具钢所要求达到的硬度HRC30～36，并采用锻造的方式进行热加工成形，控制锻后的冷却速度，实现了厚度超过300mm的超厚塑料模具钢的非调质化。

为达到上述目的，本发明的技术方案是，超厚非调质塑料模具钢，其成分质量百分比为，

C      0.20～0.32

Si            0.20～0.80

Mn            1.80～2.50

Cr            0.80～1.50

Mo            0.20～0.60

V             0.08～0.20

B             0.0010～0.0030

Ti            0.02～0.06

P             ≤0.035

S             ≤0.035

余铁          和不可避免杂质；

其组织状态是贝氏体。

本发明的超厚非调质塑料模具钢的制造方法，其包括如下步骤，

4)按上述成分冶炼、浇铸成钢锭；

5)锻造，锻造加热温度为1150～1200℃，保温2～4小时后进行压钳把工序，然后返炉加热保温2～3小时后进行镦粗及拔长工序，在850～950℃之间停止锻造；

6)模块锻后风冷至室温，然后进行500～650℃之间的回火处理，调整硬度，消除锻后冷却过程中产生的内应力，防止模具在加工过程中产生变形和开裂。

本发明的成分设计基于以下原理：

C：0.20～0.32％，C是提高钢的硬度和强度最为有效的元素，固溶强化作用显著，是保证在非调质状态下能够达到预硬化塑料模具钢所能达到的硬度的必不可少的元素。但C含量过高则降低贝氏体转变温度，不利于贝氏体的形成。

Si：0.20～0.80％，钢中含有少量的Si有较好的脱氧作用，但Si含量过高则降低钢的焊接和切削加工性能。

Mn：1.80～2.50％，Mn是强烈推迟珠光体转变的合金元素，有利于贝氏体的形成，并提高强度，但Mn含量过高有使钢晶粒粗化的倾向。

Cr：0.80～1.50％，Cr也是强烈推迟珠光体转变的合金元素，Cr、Mn同时加入，效果更加明显，更有利于贝式体的形成。但Cr含量过高则降低贝氏体转变温度。

Mo：0.20～0.60％，Mo有强烈抑制奥氏体向珠光体转变的作用，仅在固溶于奥氏体中的情况下才有这样的作用，因此Mo含量不宜过高，否则将会形成碳化物，降低抑制奥氏体向珠光体转变的作用。Mo通常以降低钢的回火脆性的作用加入钢中，而本发明添加合金元素Mo的意图是抑制奥氏体向珠光体的转变，与共知的合金元素Mo降低钢的回火脆性的作用是不同的。

V：0.08～0.20％，V在钢中能够形成极为细小的碳化物，起到强化基体的作用，同时具有强烈组织奥氏体晶粒长大的作用。V也具有一定的推迟奥氏体向珠光体转变的作用。

B：0.0010～0.0030％，钢中含有微量的B(0.001％)即可明显提高钢的淬透性，强烈推迟钢的先共析铁素体转变，对低碳和中碳含量的钢有效，对高碳及过共析钢作用不大。B含量超过0.005％，将形成碳化物，对提高淬透性不再发生有益的作用。

Ti：0.02～0.06％，由于Ti和氮、氧的亲和力比B高，因此为增加钢中的有效硼，钢中应添加一定量的Ti，先于B形成TiN，避免形成BN，充分发挥B提高淬透性的作用，同时形成的TiN在晶界处起钉扎作用阻碍奥氏体晶粒长大，提高韧性。

本发明中，合金元素Mo强烈抑制奥氏体向珠光体的转变，合金元素B强烈抑制先共析铁素体的转变。合金元素Mo通常以降低钢的回火脆性的作用加入钢中，而本发明添加合金元素Mo的意图是抑制奥氏体向珠光体的转变，与共知的合金元素Mo降低钢的回火脆性的作用是不同的。合金元素B强烈抑制先共析铁素体的转变的作用虽然是共知的，但是B的加入量及钢中有效硼的控制并不是共知的。

本发明的特点就是超厚非调质钢，实现超厚规格的非调质化没有成分设计作为条件的话，仅靠工艺控制是无法实现的。采用同样的工艺处理不同成分的钢种其结果是不相同的。况且本发明钢种的组织状态是贝氏体，而上述论文中的非调质钢组织为贝式体+铁素体。

如何在锻造之后的冷却状态下使截面厚度超过300mm的超厚大截面模块获得贝氏体组织及所需的硬度是关键。以上成分设计始终围绕这一设计思路。大截面模块在锻造之后的冷却速度较，若想达到全截面均获得贝氏体组织，就要抑制奥氏体向铁素体及珠光体的转变，添加的Mn、Cr、Mo、B在抑制奥氏体向铁素体及珠光体的转变方面均有显著的作用，直径为Φ80mm的锻坯试样锻后砂冷，在800～600℃之间的冷却速度仅为0.01℃/S的极缓冷却的条件下依然获得了贝氏体组织，硬度达到HRC41～42，经回火处理调整到所需硬度，说明该成分设计是合理的。

本发明的有益效果：

1.实现了超厚截面(有效厚度300mm以上)塑料模具钢的非调质化，省去了大截面塑料模具钢的调质处理，降低了生产成本，缩短了生产周期。

2.采用微合金化技术提高淬透性，化学成分经济合理，比采用添加贵金属Ni提高淬透性的718钢更具成本优势。

3.与CN1224769的专利相比，添加了合金元素Cr，合金元素Cr与Mn、Mo的复合作用进一步提高了获得贝氏体的能力，淬透性更高。

4.与机械工程材料期刊1997.12中的论文《钒、钛对非调质塑料模具钢组织与性能的影响》相比，多了Mo和B两个合金元素，抑制奥氏体向珠光体的转变，实现了超厚截面模块全截面获得贝式体组织，而《钒、钛对非调质塑料模具钢组织与性能的影响》论文中的非调质钢组织为贝式体+铁素体。

附图说明

图1为本发明一实施例的表层组织金相照片；

图2为本发明一实施例的心部组织金相照片。

具体实施方式

实施例化学成分参见表1：

表1

 

序号	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	V	Ti	B
											1	0.27	0.47	1.98	0.009	0.003	0.96	0.43	0.12	0.036	0.0026

 

2	0.21	0.78	2.45	0.012	0.005	1.46	0.58	0.20	0.060	0.0028
											3	0.32	0.25	1.83	0.010	0.007	0.82	0.20	0.09	0.021	0.0012
4	0.24	0.65	2.16	0.012	0.011	1.30	0.48	0.16	0.033	0.0020
											5	0.26	0.60	2.29	0.008	0.006	1.12	0.35	0.18	0.040	0.0018
6	0.29	0.35	1.96	0.011	0.009	1.06	0.39	0.11	0.042	0.0022
											7	0.20	0.80	2.50	0.021	0.020	1.06	0.60	0.13	0.052	0.0010
8	0.32	0.20	1.80	0.035	0.034	0.82	0.40	0.08	0.020	0.0030

规格为300mm×790mm×5000mm(有效厚度330mm)；450mm×790mm×3500mm(有效厚度500mm)。

基于以上成分设计的非调质模具钢牌号为SWFT32采用10～15吨钢锭进行锻造，锻造加热温度为1150～1200℃，保温2～4小时后进行压钳把工序，然后返炉加热保温2～3小时后进行镦粗及拔长工序，在850～950℃之间停止锻造。模块锻后风冷至室温，然后进行500～650℃之间的回火处理，调整硬度，消除锻后冷却过程中产生的内应力，防止模具在加工过程中产生变形和开裂。

实施例1，首先将钢锭加热至1170℃保温3小时后压钳把，然后返炉加热至1170℃保温170min后镦粗，镦粗后一支钢锭返炉加热，另一支继续进行拔长操作至成品规格300mm×790mm×5000mm；返炉的一支钢锭在1170℃保温120min后进行镦粗及拔长至成品规格450mm×790mm×3500mm；模块锻后风冷至室温，并在600℃进行回火处理。

模块最终硬度为：HRC32～34，硬度均匀，厚度高达450mm的模块表层及心部均为贝氏体组织，组织非常均匀，参见图1、图2组织照片。

以上结果显示微合金化技术在大型塑料模具钢方面的研究取得了突破性进展，首次实现了超厚截面锻造模块的非调质化，取消了调质处理工序，节省了能耗，降低了制造成本，为用户提供了物美价廉的产品，从而进一步提高了大型塑料模具钢的市场竞争力。

Claims (2)

1.超厚非调质塑料模具钢，所述模具钢的厚度超过300mm，其成分质量百分比为，

C     0.20～0.32

Si    0.20～0.80

Mn    1.80～2.50

Cr    0.80～1.50

Mo    0.20～0.60

V     0.08～0.20

B     0.0010～0.0030

Ti    0.02～0.06

P     ≤0.035

S     ≤0.035

余铁和不可避免杂质；

其组织状态是贝氏体。

2.如权利要求1所述的超厚非调质塑料模具钢的制造方法，其包括如下步骤，

1)按权利要求1所述模具钢的成分冶炼、浇铸成钢锭；

2)锻造，锻造加热温度为1150～1200℃，保温2～4小时后进行压钳把工序，然后返炉加热保温2～3小时后进行镦粗及拔长工序，在850～950℃之间停止锻造；

3)模块锻后风冷至室温，然后进行500～650℃之间的回火处理，调整硬度，消除锻后冷却过程中产生的内应力，防止模具在加工过程中产生变形和开裂。

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