CN107974636A - 一种高硬度高淬透性预硬化塑料模具钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

一种高硬度高淬透性预硬化塑料模具钢及其制备方法，属于工模具钢技术领域。该钢的具体化学成分重量％为：C：0.40～0.50％，Si：0.2～0.5％，S：≤0.030％，P：≤0.030％，Mn：0.6～1.0％，Ni：0.8～1.5％，Mo：0.6～2.0％，Cr：1.6～2.5％，V：0.1～0.5％，余量为Fe及不可避免的杂质。优点在于，与现有技术相比具有更高预硬化硬度、更高韧性、更高淬透性，综合性能更加优异。该钢更易制作高硬度特大型预硬化塑料模具钢模块，满足用户需求。

Description

一种高硬度高淬透性预硬化塑料模具钢及其制备方法

技术领域

本发明属于工模具钢技术领域，特别涉及一种高硬度高淬透性预硬化塑料模具钢及其制备方法，具有高硬度高淬透性，优异综合性能预硬化型塑料模具钢。适用于各类大型、特大型高抛光性能塑料模具用钢。

背景技术

现在塑料制品作为金属制品的替代品得到广泛的应用，高强度工程塑料、超高强度工程塑料、添加大量GF的树脂用量不断增加。伴随着汽车、家电等行业广泛采用塑料制品，用于塑料制品成型模具制造的模具钢尺寸要求越来越大。目前，市场上广泛采用的大型塑料模具钢是3Cr2MnNiMo预硬化塑料模具钢，该钢由于具有较高的淬透性、综合力学性能优异，广泛用于厚度600mm以上的大型预硬化模块制备，预硬化硬度通常为32～36HRC。目前，随着塑料制品表面光洁度、尺寸精度要求的不断提高，对塑料模具钢的抛光性能提出了更高的要求。为了获得更高抛光性能，预硬化硬度向更高硬度38～42HRC发展。然而，对于传统3Cr2MnNiMo钢在高硬度预硬化时，由于力学性能不足，尤其是冲击韧性、淬透性不足，致使在生产更大型模块(≥800mm厚)时，常发生开裂、硬度不均匀、很难实现高硬度预硬化等技术难题。如图1所示，传统3Cr2MnNiMo钢在将预硬化硬度由32～36HRC提高到38～42HRC时，由于其自身的性能特性决定了其回火温度要降低到500℃以下，从冲击韧性曲线可以看出，在500℃以下，冲击韧性达到了最低值，因此，将会发生开裂等现象，不能实现高硬度预硬化的要求。同时，3Cr2MnNiMo钢的淬透性不足，对于生产厚度大于800mm以上的模块时，心部很难淬透，容易保留原始的珠光体组织，使其预硬化硬度和冲击韧性都不能满足要求。见图1、图2。

发明内容

本发明的目的是提供一种高硬度高淬透性预硬化塑料模具钢及其制备方法，具有高硬度高淬透性，优异综合性能的预硬化型塑料模具钢。

本发明是通过设计C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo等合金元素，尤其是针对性能要求进行了元素含量的优化匹配，并合理添加V、Nb、Ti、B、Co、Al等合金元素，能够实现高硬度预硬化，并具备更高淬透性、更高强韧性，各方面综合性能优异的一种新型高硬度预硬化型塑料模具钢，满足市场对特大截面、高硬度高抛光性能预硬化塑料模具钢的需求。

本发明设计相对较高的C含量，使钢材更易实现高硬度。设计较高Mo含量，利用Mo元素的析出强化效应，使钢的高温回火过程中析出M₂C型碳化物，产生类似于二次硬化效应，增加钢的高温强化效果，提高抗回火软化性能，使钢可以采用更高的回火温度进行回火，避开低温回火脆性区域，进而进一步消除特大型模块的组织应力，避免预硬化热处理开裂。同时，提高钢的淬透性，使大型模块心部也利于淬透。添加V元素，细化奥氏体晶粒，提高冲击韧性，提高钢的强度和硬度，同时细化组织，提高抛光性能。设计较低Mn含量，降低由于Mn含量引起的材料脆性，提高冲击韧性。适当添加Nb、Ti、B等合金元素，细化晶粒尺寸，提高冲击韧性，提高钢的强化效果。适当添加Co、Al元素增加固溶强化效果，抑制碳化物偏析形成。

根据上述目的和整体技术方案，本发明具体的技术方案为：

本发明钢的化学成分(重量％)如下：C：0.40～0.50％，Si：0.2～0.5％，S：≤0.030％，P：≤0.030％，Mn：0.6～1.0％，Ni：0.8～1.5％，Mo：0.6～2.0％，Cr：1.6～2.5％，V：0.1～0.5％，余量为Fe及不可避免的杂质。

根据上述预硬化塑料模具钢，还可以添加选自下列元素中的一种或几种：Nb≤0.2重量％，Ti≤0.2重量％，B≤0.01重量％，Co≤0.5重量％，Al≤1.0重量％。

上述各元素的作用及配比依据如下：

C：碳元素是钢强化最有效的元素之一，当钢中的碳含量较低时经淬火后室温下钢的组织为细小的板条马氏体，低碳的板条马氏体强而韧，随着碳含量的增加，马氏体的过饱和程度增加，畸变程度增加，高碳马氏体一般呈针片状，硬度更高。为了获得更高的预硬化硬度，本发明中设计较高的C含量范围0.40～0.50％。

Si：作为脱氧元素而加入，含量一般控制在0.20～0.50％。

Mn：锰是一种弱脱氧剂。适量的锰可有效提高钢材强度，消除硫、氧对钢材的热脆影响，改善钢材热加工性能，并改善钢材的冷脆倾向。在大型预硬化塑料模具钢中，通常以Mn作为提高钢的淬透性元素，使心部也能达到期许力学性能。但Mn含量过高(达1.0％～1.5％以上)极易使钢材变脆变硬，并降低钢材的抗锈性和可焊性。因此本发明中Mn含量控制0.6～1.0％。

Ni：镍是钢中的强化元素，镍在提高钢强度的同时，对钢的韧性、塑性以及其他工艺的性能的损害较其他合金元素的影响小。镍还是提高淬透性元素。本发明钢中确定Ni含量为0.8～1.5％。

Cr：铬是钢中添加的重要合金元素。Cr在钢中有两大去处，一部分会溶入到铁素体中，起到固溶强化的作用，提高铁素体基体的强度和硬度，提高淬透性。还有一部分置换铁原子，形成合金渗碳体或与C形成合金碳化物，起到碳化物稳定化和抗回火软化作用。本发明中添加适量的Cr主要的目的是增加钢的强度、抗回火软化性能、提高淬透性。然而添加Cr含量必须严格控制，Cr太高则会与C形成合金碳化物，在大型模块中极易产生偏析。因此综合考虑以上原因，控制其含量在1.6～2.5％。

Mo：钼固溶于铁素体时有固溶强化作用，形成碳化物时有提高碳化物稳定性的作用，固溶于奥氏体中还能够提高淬透性。钼是重要的二次硬化元素，通过高温回火在马氏体基体中析出Mo₂C型碳化物而形成二次硬化。钼能够增加钢对回火软化的抗力，也就是提高钢的回火稳定性。另外，钼对回火脆性的影响颇为复杂。作为单一的合金元素存在钢中时，钼增加钢的回火脆性；但和其他导致回火脆性元素，如铬、锰等并存时，钼又降低或抑制因其他元素所导致的回火脆性。在本发明钢中，通过Mo提高抗回火软化性能，使材料可以在更高温度回火，避开脆性区间；通过Mo提高材料冲击韧性，避免热处理脆性；增加淬透性。控制Mo含量在0.6～2.0％。

V：钒和碳、氮都有极强的亲和力，与之形成极为稳定的碳氮化物，在钢中也主要以碳化物的形态存在。VC的熔点为2830℃。因此，即使在较高的奥氏体化温度下加热VC也能有效地阻止晶粒长大，同时增加钢的耐磨性。钒和钨、钼一样溶入基体中可提高α-Fe的自扩散激活能，另外它偏聚在位错线附近形成气团，与位错产生交互作用阻止位错的滑移及位错网络的重新排列而形成胞状亚结构，增加了马氏体的回复再结晶抗力，增加回火稳定性。但在钢中加入过量V时，则会增大元素偏析，严重时会形成VC一次碳化物。本发明钢中将V含量控制为0.1～0.5％。

Nb：强碳化物形成元素，与V的作用相似，形成MC型碳化物，可用来部分替代V。利用Nb增加钢中MC型碳化物，从而增强钢的耐磨性，细化晶粒尺寸，改善冲击韧性。但Nb含量过高时，则显示了对初生晶粒的粗化，碳化物颗粒较粗大。因此，Nb含量控制在≤0.2％。

Ti：强碳化物形成元素，与Nb的作用相似，利用Ti、Nb、V复合增强钢的耐磨性，细化晶粒尺寸，改善冲击韧性。Ti含量控制在≤0.2％。

B：提高淬透性能力极强的合金元素。0.0010％～0.0030％硼的作用可分别相当于0.6％锰、0.7％铬、0.5％钼和1.5％镍，因此其提高淬透性的能力为上述合金元素的几百倍乃至上千倍，故此只需极少量硼即可节约大量的贵重合金元素。在贝氏体钢中，通常采用Nb+B复合使用，固溶在奥氏体基体内的Nb及B原子，由于尺寸效应，都趋向于偏聚到晶界区，这种溶质偏聚会阻碍奥氏体形变后再结晶新晶界的运动，从而减慢再结晶速度。铌和硼的同时存在，其综合效应更佳。基体中固溶的铌、硼原子在冷却及相转变后，将在基体中析出Nb(C,N,B)化合物，进一步产生强化作用。但B含量不易过高，否则将导致热脆现象产生，从而影响钢的热加工性能，使锻、轧变形困难。在本发明中，控制B含量B≤0.01％。

Co：钴主要固溶在基体中，在钢中几乎不形成碳化物，只有极少量的Co原子能进入到析出相中，因此，Co主要起固溶强化作用。Co对增加钢的耐磨性也具有一定的效果，因此本发明利用Co的固溶强化增加钢的硬度和耐磨性。Co在回火或使用过程中阻止、延缓其它元素特殊碳化物的聚集，本发明钢中，Co的加入对延缓Cr碳化物聚集粗化有一定作用，防止大型模块的碳化物聚集，抑制碳化物偏析形成。本发明钢中，Co含量控制在≤0.5％。

Al：铝在钢中能够产生固溶强化效果，改善钢材的韧性及热塑性，在二次硬化钢中还能够提高钢红硬性和二次硬化效果。本发明中添加元素Al，控制其含量在Al≤1.0％。

P：磷在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体化温度加热时偏聚在晶界，使钢的脆性显著增大。控制P的含量在0.030％以下，并且含量越低越好。

S：硫为不可避免的不纯物，形成FeS，给钢带来热脆性。控制S含量在0.030％以下，并且含量越低越好。

本发明采用与现有技术相似的制备方法：

本发明钢可采用电弧炉、感应炉冶炼，钢水浇铸成钢锭，根据需要可进行电渣重熔，经锻造成材或开坯后轧制成棒、模块、扁钢等。再经淬火和回火热进行预硬化热处理，达到预期使用硬度和服役性能要求。包括如下步骤：

(1)冶炼：采用转炉、电炉、感应炉、炉外精炼、电渣重熔等方式进行熔炼，浇铸成钢锭，对钢锭进行缓冷或800～900℃保温退火处理。

(2)锻造：将铸锭加热，以30℃/s～70℃/s升温速度缓慢加热，加热到1250℃，始锻温度为1200℃，终锻温度为850℃。

(3)退火：锻后以900～1000℃保温处理，以30℃/s速度缓慢冷却至650℃保温，炉冷到400℃出炉。

预硬化热处理工艺：在860～900℃进行固溶处理，出炉水冷或油冷至室温，再在500～650℃进行回火处理；经过回火后，能够实现预硬化硬度≥42HRC，抗拉强度≥1300MPa。

本发明与现有技术相比具有高硬度、高冲击韧性、高抛光性能、优异切削性能等优良综合性能的优点。与现有模具钢相比，本发明钢具有更高的强韧性，更好的淬透性能，适宜制作特大型预硬化模块，可更好的满足用户需求。

附图说明

图1为3Cr2MnNiMo钢的回火硬度与回火温度的关系。

图2为3Cr2MnNiMo钢的冲击韧性与回火温度的关系。

具体实施方式

根据本发明所设计的化学成分范围，在25kg真空感应炉上冶炼了3炉本发明钢，其具体化学成分如表1所示。钢水浇铸成锭，并经锻造制成φ20mm棒材。钢材退火后，加工成试样，经淬火、回火处理(860～950℃淬火，460～600℃回火)，其室温力学性能见表2～6。

本发明钢具有在保持高硬度的前提下，具有更好的韧性和淬透性。

1.发明钢1#、2#、3#比对比钢4#具有高的淬火硬度，更易实现高硬度预硬化。(见表2)

2.经相同温度淬火，不同温度回火，发明钢1#、2#、3#比对比钢4#具有高的回火硬度。(见表3、表4)

3.经相同温度淬火，500～640℃回火后，发明钢1#、2#、3#具有比对比钢4#更好的冲击韧性，能够更好的满足高硬度预硬化更高韧性的要求。(见表5、表6)

4.经相同温度淬火，500～640℃回火后，发明钢1#、2#、3#具有比对比钢4#更好的抗拉强度，能够更好的满足高强度的要求。(见表7)

5.发明钢1#具有比对比钢4#更优异的淬透性，满足特大型模块的预硬化要求。(见表8)

表1实施例与对比钢的化学成分，重量％

表2实施例与对比钢不同温度淬火的硬度值

表3实施例与对比钢在880℃淬火不同温度回火的硬度值

表4实施例与对比钢在920℃固溶不同温度时效的硬度值

表5实施例与对比钢在880℃固溶不同温度回火的冲击韧性

表6实施例与对比钢在920℃固溶不同温度回火的冲击韧性

表7实施例与对比钢在880℃固溶不同温度回火的抗拉强度

说明：

(1)淬火在箱式电阻炉中进行，保温30分钟，油冷。

(2)不同温度回火2小时，空冷。

表8实施例与对比钢在860℃淬火下的淬透性对比

Claims (4)

1.一种高硬度高淬透性预硬化塑料模具钢，其特征在于该钢的具体化学成分(重量％)如下：C：0.40～0.50％，Si：0.2～0.5％，S：≤0.030％，P：≤0.030％，Mn：0.6～1.0％，Ni：0.8～1.5％，Mo：0.6～2.0％，Cr：1.6～2.5％，V：0.1～0.5％，余量为Fe及不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的预硬化塑料模具钢，其特征在于，还含有选自下列元素中的一种或几种：Nb≤0.2重量％，Ti≤0.2重量％，B≤0.01重量％，Co≤0.5重量％，Al≤1.0重量％。

3.一种权利要求1或2所述的高硬度高淬透性预硬化塑料模具钢的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：

(1)冶炼：采用转炉、电炉、感应炉、炉外精炼、电渣重熔方式进行熔炼，浇铸成钢锭，对钢锭进行缓冷或800～900℃保温退火处理；

(2)锻造：将铸锭加热，以30℃/s～70℃/s升温速度加热到1250℃，始锻温度为1200℃，终锻温度为850℃；

(3)退火：锻后以900～1000℃保温处理，以30℃/s速度冷却至650℃保温，炉冷到400℃出炉。

4.一种权利要求3所述的方法，其特征在于：预硬化热处理工艺：在860～900℃进行固溶处理，出炉水冷或油冷至室温，再在500～650℃进行回火处理；经过回火后，能够实现预硬化硬度≥42HRC，抗拉强度≥1300MPa。