CN108085587A - 高温导热性优秀的长寿命压铸用热模具钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及高温热导性优秀的长寿命压铸(die‑casting)用热模具钢及其制造方法，更具体地，涉及可适用于生产汽车部件等中所使用的压铸中的高温热导性及耐久性优秀的热模具钢及其制造方法。在本发明中提供的热模具钢的导热性优秀，且在高温环境下很少发生材料的温度差，因而热裂(heat‑checking)特性优秀。因此，在将所述热模具钢用作压铸来使用的情况下，利用所述压铸生产的产品的冷却速度快，从而所生产的产品的物性得到提高，且冷却时间被缩短，从而可提高生产性。并且，在本发明中提供的热模具钢的高温耐久性优秀，从而利用所述热模具钢来制造的压铸可具有长寿命的特性。

Description

高温导热性优秀的长寿命压铸用热模具钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及高温热导性优秀的长寿命压铸(die-casting)用热模具钢及其制造方法，更具体地，涉及可适用于生产汽车部件等中所使用的压铸中的高温热导性及耐久性优秀的热模具钢及其制造方法。

背景技术

热模具钢是除了铁以外尤其包含不同含量的碳、铬、钨、硅、镍、钼、锰，钒及钴作为合金元素的合金模具钢。尤其，当进行压铸、挤压或模锻时，可利用热模具钢对材料进行成型来制造适当的热模具钢对象物。作为这种模具的实例，在高的加工温度下需要具有特殊的机械强度特性的挤压模具、锻造模具、压铸模具、冲压模具或与其类似的模具。

模具钢、尤其热模具钢及利用它们来制造的钢对象物的重要功能在于，当使用于技术性工艺时，确保之前所导入的热量或在工艺本身产生的热量的充分释放。

在高的加工温度下，由热模具钢制造而成的热模具需要具有高的机械稳定性的同时需要具有良好的导热率及高的热耐磨性。热模具钢的其他重要特性是具有充分的硬度及刚度，同时，在高的使用温度下具有优秀的硬度及耐磨性。

为了制造模具所使用的热模具钢的高导热率在许多应用中非常重要，其原因在于，这可能导致显著缩短周期时间。由于用于热成型工作物的热成型装置的操作需要大量费用，因此可借助缩短周期时间来节俭大量费用。并且，优选地，当进行压铸时，热模具钢具有高的热导率，其原因在于，使用于其中的模具因耐热性提高了很多而具有更长的寿命。为了制造模具而往往使用的模具钢通常在常温下具有约18W/mK至24W/mK的导热率。

另一方面，用作热成型用模具钢的STD61高温导热率小于28W/mK较低，由于导热率低，因此在高温工作中，因材料部分的温度差而导致膨胀率差，发生热裂纹频率高，导致模具的寿命降低，并且，由于无法充分提高生产产品的冷却速度，而存在导致需要高的冷却速度的热印产品的质量下降及生产性降低的问题。并且，由于是在高温保持抗磨性的析出相低的硬度的铬碳化物类，存在在高温环境下抗磨性低的问题。

最近，随着汽车产业的环保省油趋势，为了实现轻量化，轻量非铁金属的使用正在增加，用于成型此的压铸用模具钢的需求也正在增加，但是，在韩国国内使用的压铸用热模具钢市场由日立公司等海外先进企业占有，且价格很高，但是，在制造长寿命压铸中，其水平未能满足模具钢的导热性或耐久性等。

发明内容

本发明通过优化形成热模具钢的组成和其制造条件，来提供可制造高温导热性及高温耐久性优秀的长寿命的压铸的热模具钢。

根据本发明的一实例，涉及如下的热模具钢，即，相对于总重量，包含0.35重量百分比至0.45重量百分比的碳(C)、0.20重量百分比至0.30重量百分比的硅(Si)、0.30重量百分比至0.40重量百分比的锰(Mn)、0.50重量百分比至1.20重量百分比的镍(Ni)、1.5重量百分比至2.2重量百分比的铬(Cr)、2.0重量百分比至2.6重量百分比的钼(Mo)、0.0001重量百分比至1.0重量百分比的钨(W)、0重量百分比以上且0.40重量百分比以下的钛(Ti)、0.30重量百分比至0.50重量百分比的钒(V)、0.0001重量百分比至0.003重量百分比的硼(B)及0.005重量百分比至0.02重量百分比的铜(Cu)，其余包含铁(Fe)及难以避免的杂质。

在本发明中，所述热模具钢还可包含0.02重量百分比至0.08重量百分比的铝(Al)。

在本发明中，所述热模具钢还可包含0.005重量百分比至0.06重量百分比的氮(N)。

在本发明中，所述热模具钢还可包含0.001重量百分比至0.006重量百分比的磷(P)及0.0001重量百分比至0.002重量百分比的硫(S)。

在本发明中，在将组成所述热模具钢的碳、硅、锰、铬、钼及镍的各含量值代入下述式(1)的情况下，其值可以是25以上：

式(1)：F(C)×F(Si)×F(Mn)×F(Cr)×F(Mo)×F(Ni)

(但是，在所述式(1)中，各因子的定义可为如下：

F(C)＝0.37-0.39×(0.12^碳含量(％))；

F(Si)＝0.7×硅含量(％)+1；

F(Mn)＝3.35×锰含量(％)+1；

F(Cr)＝2.16×铬含量(％)+1；

F(Ni)＝0.36×镍含量(％)+1；以及

F(Mo)＝3×钼含量(％)+1。)

在本发明中，在将组成所述热模具钢的碳、硅、锰、铬、钼及镍的各含量值代入所述式(1)的情况下，其值可以是30以上。

在本发明中，在将组成所述热模具钢的钼及钨的各含量值代入下述式(2)的情况下，其值可以是2以上且3以下：

式(2)：钼含量(％)+0.5×钨含量(％)。

在本发明中，在将组成所述热模具钢的钛及钒的各含量值代入下述式(3)的情况下，其值可以是0.4以上且0.5以下：

式(3)：钛含量(％)+钒含量(％)。

在本发明中，将组成所述热模具钢的铬、钼及钨的各含量值代入下述式(4)的情况下，其值可以是9以上：

式(4)：铬含量(％)+3.3×{钼含量(％)+0.5×钨含量(％)}。

在本发明中，所述模具钢可以是压铸用模具钢。

根据本发明的另一实例，提供如下的热模具钢的制造方法，包括：

制造钢锭，相对于总重量，包含0.35重量百分比至0.45重量百分比的碳、0.20重量百分比至0.30重量百分比的硅、0.30重量百分比至0.40重量百分比的锰、0.50重量百分比至1.20重量百分比的镍、1.5重量百分比至2.2重量百分比的铬、2.0重量百分比至2.6重量百分比的钼、0.0001重量百分比至1.0重量百分比的钨、0重量百分比以上且0.40重量百分比以下的钛、0.30重量百分比至0.50重量百分比的钒、0.0001重量百分比至0.003重量百分比的硼及0.005重量百分比至0.02重量百分比的铜，其余包含铁及难以避免的杂质；

通过锻造所述钢锭来制造模具材料；

对所述模具材料进行淬火(quenching)；

以及进行所述淬火后进行回火(tempering)。

在本发明中，所述钢锭还可包含0.02重量百分比至0.08重量百分比的铝。

在本发明中，所述热模具钢还可包含0.005重量百分比至0.06重量百分比的氮。

在本发明中，所述钢锭还可包含0.001重量百分比至0.006重量百分比的磷及0.0001重量百分比至0.002重量百分比的硫。

在本发明中，在锻造所述钢锭之前，还可包括执行电渣重熔(Ele ctro-slagremelting，ESR)工序的步骤。

在本发明中，可在氩气气氛下，执行所述电渣重熔工序。

在本发明中，在锻造所述钢锭之前，还可包括以800℃至1300℃的温度预热处理钢锭的步骤。

在本发明中，能够以5S以上的锻造比执行所述锻造。

在本发明中，可在850℃至1300℃的温度下执行所述锻造。

在本发明中，可在900℃至1030℃的温度下执行所述淬火。

在本发明中，可在500℃至630℃的温度下执行所述回火。

在本发明中，所述回火还可包括：在580℃至600℃的温度下执行第一回火；以及在550℃至590℃的温度下执行第二回火。

在本发明中，在执行所述第二回火之后，还可包括在610℃至630℃的温度下执行第三回火。

在本发明中提供的热模具钢的导热性优秀，且在高温环境下很少发生材料的温度差，因而热裂(heat-checking)特性优秀。因此，在将本发明的热模具钢用作压铸来使用的情况下，利用所述压铸生产的产品的冷却速度快，从而所生产的产品的物性得到提高，且冷却时间被缩短，从而可提高生产性。

并且，在本发明中提供的热模具钢的高温耐久性优秀，从而利用所述热模具钢来制造的压铸可具有长寿命的特性。

附图说明

图1为示出在实验例1中对在实施例3中制造的热模具钢按各温度测定导热性的结果。

图2为示出实验例2中的在实施例2、3至5及10和比较例2及4中制造的热模具钢的随着硬度变化而变化的屈服强度值的曲线图。

图3为示出实验例2中的在实施例2、3至5及10和比较例2及4中制造的热模具钢的随着硬度变化而变化的抗拉强度值的曲线图。

图4为示出实验例2中的在实施例2、3至5及10和比较例2及4中制造的热模具钢的随着硬度变化而变化的冲击能量值的曲线图。

图5为示出在实验例3中对在实施例12和比较例7及8中制造的热模具钢的随着温度变化而变化的导热性进行测定的结果的曲线图。

图6为示出实验例3中的在实施例12和比较例7及8中制造的热模具钢的随着硬度变化而变化的夏比U型缺口冲击能量值的曲线图。

图7的(a)部分及(b)部分分别示出在实验例5中对在实施例3及比较例9中制造的热模具钢的表面粒子照片进行拍摄的结果。

图8为示出在实验例6中以与实施例3相同的工序制造热模具钢并通过调节成多种淬火温度来评价根据淬火温度而变化的热模具钢的强度的结果的曲线图。

图9为在实验例7中以与实施例3相同的工序制造热模具钢并通过调节成多种淬火温度及回火温度来示出最终所制造的热模具钢的组织照片。

图10为示出在实验例8中以与所述实施例1及3相同的工序制造热模具钢并通过调节成多种回火温度来评价根据回火温度而变化的热模具钢的强度的结果的曲线图。

具体实施方式

以下，对本发明的优选实施方式进行说明。但是，本发明的实施方式可变更成各种形态，本发明的范围不限定于以下说明的实施方式。并且，本发明的实施方式是为使本技术领域的普通技术人员更充分地理解而提供的。

以下，对根据本发明的一实例的热模具钢进行说明。

在本实施例的热模具钢中，作为必须元素，包含碳、硅、锰、镍、铬、钼、钨、钛、钒、硼及铜，其余由铁、微量元素及难以避免的杂质组成。在本实施例的热模具钢中，作为难以避免的杂质，包含磷、硫、铝、氮及氧(O)。其中，在本说明书中，由质量定义的所有百分比分别与以重量定义的百分比相同。以下，对限制所述热模具钢的成分组成及其数值的理由进行说明。

碳

碳作为调节强度所需的必须元素，是通过加强固溶来提高基质强度，且对淬硬性产生影响的元素。并且，通过热处理来形成碳化物。在所述碳含量小于0.35重量百分比的情况下，由于硬度及强度降低且硬化能力下降，而无法得到均匀的断面硬度，在所述碳含量大于0.45重量百分比的情况下，硬度容易被饱和，同时，碳化物量过多，从而可使疲劳强度及冲击值减弱。因此，优选地，本发明的热模具钢包含0.35重量百分比至0.45重量百分比的所述碳。

硅

硅作为在调节钢的被削性中所需的必须元素，是抑制渗碳体生成，且在高温环境下通过促进碳化物生成来大大增加导热性的元素。若所述硅含量小于0.20重量百分比，则难以保障与STD61的切削性相同或更高的切削性，若所述硅含量大于0.30重量百分比，则导热性会相当减少。因此，优选地，本发明的热模具钢包含0.20重量百分比至0.30重量百分比的所述硅。

锰

锰作为提高变态工作(硬化能力)的必须元素，是对淬硬性产生最高效果的元素。若所述锰含量小于0.30重量百分比，则变态点减少及显微结构纯化的效果不足，从而难以确保硬度或冲击值。若所述Mn含量大于0.40重量百分比，则不仅冲击值更减少，而且也几乎不可能维持高的导热性。因此，优选地，本发明的热模具钢包含0.30重量百分比至0.40重量百分比的所述锰。

镍

所述镍为提高韧性和硬化能力且在高温环境下提高稳定性的元素。若所述镍含量小于0.50重量百分比，则降低可防止随着硬度及强度的增加而韧性下降的韧性的提高效果，若所述镍含量大于1.20重量百分比，则生成残留奥氏体，从而组织不稳定且使用中可发生变性，并且切削加工性减少且具有非经济性。因此，优选地，本发明的热模具钢包含0.50重量百分比至1.20重量百分比的所述镍。

铬

所述铬为提高硬化能力且通过生成复合碳化物来提高硬度、强度、抗回火软化性及耐磨性的元素。若所述铬含量小于1.5重量百分比，则硬化能力提高效果下降，从而难以得到均匀的断面硬度，并且钼、钒等和复合碳化物的生成减少，从而抗回火软化性下降且对强度及耐氧化性的提高效果下降。与此相反，若所述铬含量大于2.2重量百分比，则硬度、抗拉强度及屈服强度的特性也急剧下降。因此，优选地，本发明的热模具钢包含1.5重量百分比至2.2重量百分比的所述铬。

钼

所述钼为如下的元素，即，通过形成碳化物如钼碳化物，来提高硬度和强度，并且，当进行回火时，在高温环境下通过引起二次硬化现象来使高温强度增加，并通过与存在于晶界的磷相结合，来当进行回火热处理时防止因磷而出现的回火脆性。若所述钼的含量小于2.0重量百分比，则抑制回火脆性的效果下降，且由于二次硬化现象降低而在高温中的硬度及强度下降。而且，若所述钼的含量大于2.6重量百分比，则不仅由钼产生的效果下降而且具有非经济性。因此，优选地，本发明的热模具钢包含2.0重量百分比至2.6重量百分比的所述钼。

钨

所述钨是为了通过析出(析出硬化)碳化物来增加强度而可被添加的选择性元素。若所述钨含量小于0.0001重量百分比，则所述强度的增加效果下降，若所述钨含量大于1.0重量百分比，则会导致效果的饱和和费用的显著上升。因此，优选地，本发明的热模具钢包含0.0001重量百分比至1.0重量百分比的所述钨。

钛

钛作为生成最强的析出相的元素，是在奥氏体中溶解度低且产生组织细化效果的元素。在本发明的热模具钢中，对于硬度及强度的物性提高，优选地，包含0重量百分比以上且0.40重量百分比以下的所述钛，更优选地，可包含0.10重量百分比至0.40重量百分比的所述钛，更加优选地，包含0.15重量百分比至0.40重量百分比的所述钛。

钒

钒作为被铁置换固溶(solid solution)而增加抗拉强度并通过生成不溶性碳化物来提高高温硬度且使回火性增加的元素，尤其，在高温环境下产生通过生成稳定的析出相来抑制奥氏体粒子增长的效果。若所述钒的含量小于0.30重量百分比，则效果可能微弱，若所述钒的含量大于0.50重量百分比，则因晶粒现象优秀而可导致硬化能下降，因此无法得到均匀的断面硬度且具有非经济性。因此，优选地，本发明的热模具钢包含0.30重量百分比至0.50重量百分比的钒。

硼

硼具有以极微量的添加量并借助晶界偏析(Grain Boundary Segr egation)来大大提高淬火的特性，且具有提高作为其他元素的如锰、铬、镍等成分的淬火特性，与此相反，硼的淬火特性提高效果具有随着碳量增加而下降的趋势。优选地，本发明的热模具钢包含0.0001重量百分比至0.003重量百分比的所述硼。

铜

所述铜作为包含在废铁中的元素，若添加大于0.02重量百分比的所述铜，则当进行热锻造时，因发生表面裂开现象等而导致锻造性下降，因此，在本发明的热模具钢中，包含0.02重量百分比以下含量的所述铜，优选地，包含0.005重量百分比至0.02重量百分比的含量。

磷

磷部分性地参与强度的增加，但是，在大于0.006重量百分比的情况下，存在焊接性变差的问题。因此，在本发明中，限制包含0.006重量百分比以下的所述磷，优选地，包含0.001重量百分比至0.006重量百分比的所述磷。

硫

硫作为代表性的难以避免的杂质，在本发明中，优选地，包含0.0001重量百分比至0.002重量百分比。

铝及氮

铝及氮作为在制钢中所包含的杂质，应尽量消减，但是，在通过添加硼来得到晶界偏析的情况下，若在不损害钢性质的范围以下添加适当量，则可产生铝-氮-硼间的缓冲作用。如上所述，已确保了有助于淬硬性提高的晶界偏析的固溶硼量，在本发明的热模具钢中，优选地，包含0.02重量百分比至0.08重量百分比的铝，优选地，包含0.005重量百分比至0.06重量百分比的氮。

在本发明中，除了所述的热模具钢的成分以外，其余基本上由铁组成。

所述其余基本上由铁组成是指，在不限制本发明的作用效果下，包括难以避免的杂质在内的其他微量元素也包括在本发明的范围内。

在本发明中，所述热模具钢在其组成中，尤其，将铬的含量调节至特定的范围，来使所述热模具钢在高温环境下下具有高的导热性，且可提供强度及硬度也非常优秀的热模具钢。

另一方面，在本发明中，优选地，在将组成所述模具钢的碳、硅、锰、铬、钼及镍的各含量值代入下述式(1)的情况下，其值为25以上。

式(1)：F(C)×F(Si)×F(Mn)×F(Cr)×F(Mo)×F(Ni)

但是，在所述式(1)中使用的个因子的定义可为如下：

F(C)＝0.37-0.39×(0.12^碳含量(％))；

F(Si)＝0.7×硅含量(％)+1；

F(Mn)＝3.35×锰含量(％)+1；

F(Cr)＝2.16×铬含量(％)+1；

F(Ni)＝0.36×镍含量(％)+1；以及

F(Mo)＝3×钼含量(％)+1。

在本发明中，由所述式(1)所得到的值是指理想临界直径(单位是英寸(inch))，尤指当快速冷却时可以进行淬火的最大直径，其值越高，在规定冷却速度下可将深部也制造成马氏体的产品的大小越变大，因此有利于产品生产。因此，在考虑本发明所制造的热模具钢的导热性、强度及硬度等，也考虑所述产品的生产性时，优选地，由所述式(1)得到的值可为25以上，更优选地，可为26以上，更加优选地，可为30以上。

并且，在本发明中，优选地，在将所述热模具钢的组成中的钼及钨的各含量值代入下述式(2)的情况下，其值为2以上且3以下。

式(2)：钼含量(％)+0.5×钨含量(％)。

在本发明中提供的新型的所述式(2)作为调节高温强度及耐腐蚀性的要素，在所述式的值小于2或大于3的情况下，由于很难确保充分的高温强度及耐腐蚀性，因此，利用所述的热模具钢来制造压铸的情况下，寿命可会变短。

并且，在本发明中，优选地，在将所述热模具钢的组成中的钛及钒的各的含量值代入下述式(3)的情况下，其值为0.4以上且0.5以下。

式(3)：钛含量(％)+钒含量(％)。

在本发明中提供的新型的所述式(3)作为调节与碳化物有关的高温导热性的要素，在所述式的值小于0.4或大于0.5的情况下，由于很难确保充分的高温导热性，因此，可对利用由本发明的热模具钢制造的压铸的产品的质量或生产速度产生影响。

并且，在本发明中，优选地，在将所述热模具钢的组成中的铬、钼及钨的各含量值代入下述式(4)的情况下，其值为9以上。

式(4)：铬含量(％)+3.3×{钼含量(％)+0.5×钨含量(％)}

在本发明中提供的所述式(4)作为调节高温中的抗腐蚀性的要素，在所述式的值小于9的情况下，很难确保充分的高温腐蚀性。因此，在本发明中，优选地，由所述式(4)得到的值为9以上，更优选地，可为9.5以上，更加优选地，可为10以上。

在本发明中，具有如上的组成的热模具钢的高温耐久性及高温导热性优秀，从而在高温环境下很少发生材料的温度差，因而热裂特性优秀。因此，在将本发明的所述热模具钢适用于压铸的情况下，所述压铸寿命变长，并且，利用所述压铸生成的产品的冷却速度变快，从而所生成的产品的物性得到提高，且冷却时间被缩短，从而可提高生产性。

以下，对利用如上所述的钢的成分的热模具钢的制造方法进行说明。

在本发明中，首先可制造具有所述的组成的钢锭。利用人工热源，例如，利用电炉、真空诱导炉及大气诱导炉中的任一种溶解金属后，可通过有效去除制钢作业时产生的氧、氢、氮等的气体来制造钢锭。

在本发明中，在所述钢锭中，作为必须元素，包含碳、硅、锰、镍、铬、钼、钨、钛、钒及硼，其余包含铁、如磷(P)、硫(S)、铝(Al)、氮(N)及氧(O)等微量元素及难以避免的杂质。优选地，所述钢锭包含0.35重量百分比至0.45重量百分比的碳、0.20重量百分比至0.30重量百分比的硅、0.30重量百分比至0.40重量百分比的锰、0.50重量百分比至1.20重量百分比的镍、1.5重量百分比至2.2重量百分比的铬、2.0重量百分比至2.6重量百分比的钼、0.0001重量百分比至1.0重量百分比的钨、0重量百分比以上且0.4重量百分比以下的钛、0.30重量百分比至0.50重量百分比的钒、0.0001重量百分比至0.003重量百分比的硼及0.005重量百分比至0.02重量百分比的铜，其余可包含铁及难以避免的杂质，还可包含0.02重量百分比至0.08重量百分比的铝、0.005重量百分比至0.06重量百分比的氮、0.001重量百分比至0.006重量百分比的磷及0.0001重量百分比至0.002重量百分比的硫。

在本发明中，对于按照所述钢锭的组成中各成分的含量进行限定的理由在于，由于与对所述热模具钢的组成的记载重复，以下省略其详细的记载。

在本发明中，若准备好如上的钢锭，则可通过选择性地执行电渣重熔工序来精炼钢锭。

并且，在本发明中，可在非活性气体气氛下执行电渣重熔工序，优选地，在氩气气氛下执行，由此可防止因从空气中溶解的氮形成的氮化物而造成材料的韧性下降。但是，在本发明中，可在本技术领域通常使用的方法或者普通技术人员可从所述方法易于进行变更的范围内执行所述电渣重熔工序，对气体气氛以外的具体工序没有特别限制。

在本发明中，在执行作为用于制造电渣重熔工序后得到的电渣重熔钢锭的规格的形状的工序的锻造之前，可执行预热处理。

在本发明中，对所述预热处理的温度没有特别限制，但优选地，可为800℃至1300℃。在所述预热处理的温度小于800℃的情况下，由于在锻造中温度下降而难以进行工作，在所述预热处理的温度大于1300℃的情况下，因过热而会产生高温脆化现象。

并且，在本发明中，所述预热处理步骤还可包括：在1150℃至1300℃的温度下进行15小时至25小时的第一热处理的步骤；以及在1100℃至1200℃的温度下进行8小时至13小时的第二热处理的步骤。

在本发明中，进行所述预热处理后，可通过对钢锭进行锻造来制造模具材料。具体地，在850℃至1300℃的温度下，通过锻造所述经热处理的钢锭来破坏钢锭的铸造组织，并通过压缩及去除凝固时所生成的钢锭内部的气孔来提高内部质量，并且可制造模具材料的形状。在本发明中，在所述锻造工序的执行温度小于850℃的情况下，由于在锻造工作中难以进行变形而发生裂纹，若大于1300℃，则因过热而产生的高温脆化现象，从而可产生裂纹。

并且，在本发明中，当进行所述锻造工序时，优选地，锻造比为5S以上，更优选地，可为5S至10S。在本发明中，通过以5S以上的锻造比锻造钢锭，来压缩消灭存在于钢锭内部的气孔，由此最终可细微地形成模具钢的组织。但是，在所述锻造比小于5S的情况下，由于模具钢的组织变得粗大，韧性变得脆弱，并且，在将这些模具钢用作压铸适用的情况下，所生产的产品的质量也可能变差。另一方面，在所述锻造比大于10S的情况下，可存在铸造钢锭的大小被限制且在锻压机的工作范围上的问题，因此，在本发明中，优选地，以5S至10S的锻造比执行锻造工序。

在本发明中，可对借助如上的锻造工序来得到的模具材料进行球状化热处理。由于执行所述锻造工序，模具材料的显微组织和晶粒变得粗大且不均匀。因此，在本发明中，通过球状化热处理来使模具材料的不均匀的晶粒和显微组织重结晶，并通过精细化来均匀化，从而在作为后工序的淬火及回火中，可得到良好的要求性质。

在本发明中，优选地，所述球状化热处理的执行温度为650℃至850℃。在所述球状化热处理的执行温度小于650℃的情况下，由于重结晶及晶粒不均匀，即使在进行球状化热处理后显微组织也不均匀，若所述球状化热处理的执行温度大于850℃，则由于晶粒变得粗大化，在之后的淬火及回火工序中可能难以得到目的性质。

在本发明中，在进行如上的球状化热处理后，可执行以10℃/小时至30℃/小时的冷却速度冷却至200℃至300℃的冷却结束温度的工序。对于所述进行冷却的方法没有特别限制，可借助油冷、气冷及水冷中的任一种来进行冷却。

在本发明中，在进行所述工序后，可执行对模具材料进行热处理的淬火工序。在本发明中，所述淬火执行温度优选为900℃至1030℃，更优选地，可为940℃至1030℃。在淬火执行温度小于900℃的情况下，所添加的合金元素的固溶效果少，且组织的均质效果可能下降，在淬火执行温度大于1030℃的情况下，因粒子变得粗大而模具材料的硬度可能急剧下降。

并且，在本发明中，在进行所述淬火工序后，还可执行利用加速冷却机并以0.5℃/秒以上的冷却速度，优选地，以0.5℃/秒至3.0℃/秒的冷却速度来迅速冷却至80℃至100℃的冷却结束温度的工序，从而可进一步提高最终所制造的模具钢的强度。

并且，在本发明中，可执行对以如上所述的方法而被迅速冷却的模具材料进行回火的工序。在本发明中，在所述回火执行温度为500℃至630℃情况下，改善钢的脆性和去除残留应力，并且，因生成微细的碳化物而可得到规定的强度和冲击韧性。在所述回火的执行温度小于500℃的情况下，因温度低而残留残余应力，且具有脆性的马氏体的韧性改善效果低，所述回火的执行温度大于630℃的情况下，硬度可能急剧下降。

并且，在本发明中，对被迅速冷却的模具材料在580℃至600℃的温度下可进行3小时至6小时的第一回火后，在550℃至590℃的温度下可进行3小时至6小时的第二回火，且在610℃至630℃的温度下可进行1小时至4小时的第三回火。

在本发明中，借助所述第一回火去除模具材料的组织内残留奥氏体，并形成细碳化物，所述模具材料的强度可借助马氏体的回火而得到提高。

并且，在本发明中，借助所述第二回火在模具材料的组织内形成细碳化物，所述模具材料可借助新鲜(fresh)马氏体的回火而强度进一步得到提高。

并且，在本发明中，可借助所述第三回火精确调节模具材料的硬度。

但是，在执行所述第一回火、第二回火及第三回火工序后，分别利用油冷、气冷及水冷中的任一种冷却方法来冷却至80℃以下的温度，从而可形成均匀且微细的碳化物或马氏体组织。

并且，在本发明中，可选择性地检查以如上所述的方法而被回火的模具材料。检查通过如上所述的工序得到的模具材料是否有残缺部分，当有残缺部分时，去除后可出厂。

若完成如上所述的检查工序，则可得到本发明的热模具钢。在本发明中制造的热模具钢可用作使用于制造汽车部件等的压铸用热模具钢。

本发明以具有特定组成的钢锭为对象，通过在特定工序条件下制造热模具钢，从而最终可制造高温导热性及高温耐久性优秀的热模具钢。在本发明中制造的热模具钢可长时间使用，因而具有环保性，并且，均可提高由所述模具钢制造的产品的生产质量及生产速度。

以下，通过具体的实施例对本发明进行更具体地说明。下述实施例仅用于理解本发明的例示，本发明的范围并不限定于此。

实施例

实施例1至12及比较例1至8

首先，准备具有下述表1及表2的组成的钢锭后，在氩气气氛下执行电渣重熔工序，通过在1180℃的温度下以5.2S的锻造比进行锻造来制造模具材料后，在800℃的温度下执行球状化热处理。之后，通过如表3所示的条件执行淬火、迅速冷却及第三回火工序来制造热模具钢。

表1

表2

表3

实验例1.导热性评价

对在实施例3中制造的模具钢按各温度测定导热性的结果如下述表4及图1所示

表4

温度(℃)	热导性(W/mK)
		25	30.73
100	35.142
		200	35.982
300	35.161
		400	34.384
500	34.03
		600	32.502
650	32.188
		700	31.611

如所述表4及图1所示，根据本发明制造的热模具钢在常温以上的环境下具有30W/mK以上的导热率，在100℃以上的高温环境下具有约35W/mK以上的导热率，而且在600～700℃的很高的高温环境下也具有31W/mK以上的导热率。

由此可知，本发明的热模具钢的高温导热性优秀。

实验例2.物性评价

为了确认随着铬及钛的含量变化而变化的强度，图2及3的曲线图示出在所述实施例2、3至5及10和比较例2及4中制造的热模具钢的随着硬度变化而变化的屈服强度及抗拉强度的值，图4的曲线图示出随着硬度变化而变化的冲击能量的值

如图2及3所示，在铬的含量为属于本发明的范围的实施例2、3至5及10的情况下，结果显示，硬度、屈服强度(Yield Strength)及抗拉强度(Tensile Strength)非常高，但是，在铬的含量为脱离本发明的范围的比较例2及4的情况下，可见，硬度及屈服强度具有显著低的值。并且，在实施例10的情况下，可见，与实施例2及3至5相比，硬度及屈服强度非常高。

如图4所示，在铬的含量为属于本发明的范围的实施例2、3至5及10的情况下，冲击能量非常低，相反，在铬的含量为脱离本发明范围的比较例2及4的情况下，可见，冲击能量具有很高的值。并且，在实施例10的情况下，可见，与实施例2及3至5相比，冲击能量具有更低的值。

实验例3.物性评价

对在所述实施例12、比较例7及8中制造的热模具钢随着温度而变化的导热性进行测定，其结果如图5所示，执行热裂的结果如下述表5所示，韧性评价结果如图6所示。

但是，热裂评价条件为如下，即，在700℃的条件下加热13秒钟后冷却12秒钟并重复1000次后，测定平均裂纹长度(mm)和最大裂纹长度(mm)。并且，根据规格NADCA并以20J/cm²以上的U型缺口冲击韧性进行评价。

表5

如图5及6所示，可见，与比较例7及8的热模具钢相比，实施例12的热模具钢的导热性及冲击韧性的特性显著优秀。

并且，如所述表5所示，可见，与比较例7相比，实施例12的热裂特性也显著优秀，具有与比较例8同等以上的水平。

实验例4.电渣重熔条件评价

对所述实施钢1的钢锭，在空气(注入20吨)或氩气(注入100kg)条件下执行电渣重熔工序。评价在所述钢锭的溶解状态、在空气或在氩气气氛下执行电渣重熔工序后得到的钢锭内的氢、氧及氮的含量，其结果如下述表6所示。

表6

如所述表6所示，可见，在为了制造热模具钢而进行电渣重熔工序中，在氩气气氛下执行的情况下，在钢锭材料中，氮含量相对于溶解状态略有增加，但是，在注入空气的情况下，从空气中溶解的氮相当量形成了氮化物。

实验例5.锻造比条件评价

为了比较根据锻造比的效果差异，准备在所述实施例3中制造的热模具钢，并与所述实施例3相同的工序制造热模具钢，并将以3.2S的锻造比执行锻造来制造的热模具钢准备成比较例9。拍摄所述实施例3和比较例9的热模具钢的表面粒子照片的结果如下述图7的(a)部分及(b)部分所示。

如图7的(a)部分所示，可见，实施例3的热模具钢粒子大小为ASTM#7以上，具有稠密的结构，但是，可以确认，比较例9的热模具钢粒子大小为ASTM#2.5左右，粒子变得粗大。

实验例6.淬火温度条件评价

为了评价随着淬火温度条件而变化的强度，与所述实施例3相同的工序制造热模具钢，并将淬火温度调节成940℃、970℃、1000℃、1030℃及1060℃。评价根据淬火温度的最终制造的热模具钢的强度，其结果如下述图8所示。

图8所示，可见，随着淬火温度由940℃上升至970℃及1000℃，强度也具有增加趋势，并在1030℃的温度下具有最优秀的强度，但在1060℃的温度下迅速下降。

实验例7.淬火温度及回火温度条件评价

为了评价随着淬火温度及回火温度条件而变化的强度，与所述实施例3相同的工序制造热模具钢，并将淬火温度调节成1000℃、1020℃及1040℃，执行第一回火，并将执行温度分别调节成400℃、550℃及625℃。根据淬火温度及回火温度最终制造的热模具钢的组织照片如下述图9所示。

如图9所示，在1000℃及1020℃的温度下执行淬火，在550℃的温度下进行回火的情况下，可见，热模具钢的组织粒子微细，且具有稳定的结构，但是，在1040℃的温度下进行淬火的情况下，可见，即使在550℃的温度下执行回火，热模具钢的粒子也变得粗大，且具有不规则的结构。

因此，根据所述实验例6及7，优选地，在940℃至1030℃的温度下执行淬火，以使热模具钢的组织稠密来提高强度及韧性。

实验例8.回火温度条件评价

为了评价根据回火温度条件的强度变化，与所述实施例1及3相同的工序制造热模具钢，执行第一回火，并将执行温度调节成0℃、400℃、500℃、550℃、565℃、580℃、600℃、625℃及650℃。评价根据回火温度最终制造的热模具钢的强度，其结果如下述图10所示。

如图10所示，在500至600℃的温度下执行回火的情况下，可见强度为最大，但是，当执行温度大于600℃时，可见，硬度急剧下降。

以上对本发明的实施例进行详细说明，但是本发明的要求保护范围并不限定于此，对本技术领域的普通技术人员而言，在不脱离记载在要求保护范围中的本发明的技术思想的范围内，可进行各种补充及变形是显而易见的。

Claims (23)

1.一种热模具钢，相对于总重量，包含0.35重量百分比至0.45重量百分比的碳、0.20重量百分比至0.30重量百分比的硅、0.30重量百分比至0.40重量百分比的锰、0.50重量百分比至1.20重量百分比的镍、1.5重量百分比至2.2重量百分比的铬、2.0重量百分比至2.6重量百分比的钼、0.0001重量百分比至1.0重量百分比的钨、0重量百分比以上且0.40重量百分比以下的钛、0.30重量百分比至0.50重量百分比的钒、0.0001重量百分比至0.003重量百分比的硼以及0.005重量百分比至0.02重量百分比的铜，其余包含铁及难以避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的热模具钢，所述热模具钢还包含0.02重量百分比至0.08重量百分比的铝。

3.根据权利要求1所述的热模具钢，所述热模具钢还包含0.005重量百分比至0.06重量百分比的氮。

4.根据权利要求1所述的热模具钢，所述热模具钢还包含0.001重量百分比至0.006重量百分比的磷及0.0001重量百分比至0.002重量百分比的硫。

5.根据权利要求1所述的热模具钢，在将组成所述热模具钢的碳、硅、锰、铬、钼及镍的各含量值代入下述式1时，其值为25以上：

式1：F(C)×F(Si)×F(Mn)×F(Cr)×F(Mo)×F(Ni)

且，在所述式1中，：

F(C)＝0.37-0.39×(0.12^碳含量(％))；

F(Si)＝0.7×硅含量(％)+1；

F(Mn)＝3.35×锰含量(％)+1；

F(Cr)＝2.16×铬含量(％)+1；

F(Ni)＝0.36×镍含量(％)+1；以及

F(Mo)＝3×钼含量(％)+1。

6.根据权利要求5所述的热模具钢，在将组成所述热模具钢的碳、硅、锰、铬、钼及镍的各含量值代入所述式1时，其值为30以上。

7.根据权利要求1所述的热模具钢，将组成所述热模具钢的钼及钨的各含量值代入下述式2时，其值为2以上且3以下：

式2：钼含量(％)+0.5×钨含量(％)。

8.根据权利要求1所述的热模具钢，将组成所述热模具钢的钛及钒的各含量值代入下述式3时，其值为0.4以上且0.5以下：

式3：钛含量(％)+钒含量(％)。

9.根据权利要求1所述的热模具钢，将组成所述热模具钢的铬、钼及钨的各含量值代入下述式4时，其值为9以上：

式4：铬含量(％)+3.3×{钼含量(％)+0.5×钨含量(％)}。

10.根据权利要求1所述的热模具钢，所述热模具钢是压铸用热模具钢。

11.一种热模具钢的制造方法，包括：

制造钢锭，相对于总重量，包含0.35重量百分比至0.45重量百分比的碳、0.20重量百分比至0.30重量百分比的硅、0.30重量百分比至0.40重量百分比的锰、0.50重量百分比至1.20重量百分比的镍、1.5重量百分比至2.2重量百分比的铬、2.0重量百分比至2.6重量百分比的钼、0.0001重量百分比至1.0重量百分比的钨、0重量百分比以上且0.40重量百分比以下的钛、0.30重量百分比至0.50重量百分比的钒、0.0001重量百分比至0.003重量百分比的硼及0.005重量百分比至0.02重量百分比的铜，其余包含铁及难以避免的杂质；

通过锻造所述钢锭来制造模具材料；

对所述模具材料进行淬火；以及

进行所述淬火后进行回火。

12.根据权利要求11所述的热模具钢的制造方法，所述钢锭还包含0.02重量百分比至0.08重量百分比的铝。

13.根据权利要求11所述的热模具钢的制造方法，所述钢锭还包含0.005重量百分比至0.06重量百分比的氮。

14.根据权利要求11所述的热模具钢的制造方法，所述钢锭还包含0.001重量百分比至0.006重量百分比的磷及0.0001重量百分比至0.002重量百分比的硫。

15.根据权利要求11所述的热模具钢的制造方法，在锻造所述钢锭之前，还包括进行电渣重熔的工序。

16.根据权利要求15所述的热模具钢的制造方法，在氩气气氛下进行所述电渣重熔工序。

17.根据权利要求11所述的热模具钢的制造方法，在锻造所述钢锭之前，还包括以800℃至1300℃的温度预热处理所述钢锭的步骤。

18.根据权利要求11所述的热模具钢的制造方法，以5S以上的锻造比执行所述锻造。

19.根据权利要求11所述的热模具钢的制造方法，在850℃至1300℃的温度下进行所述锻造。

20.根据权利要求11所述的热模具钢的制造方法，在900℃至1030℃的温度下进行所述淬火。

21.根据权利要求11所述的热模具钢的制造方法，在500℃至630℃的温度下进行所述回火。

22.根据权利要求11所述的热模具钢的制造方法，所述回火包括：

在580℃至600℃的温度下进行第一回火；以及

在550℃至590℃的温度下进行第二回火。

23.根据权利要求22所述的热模具钢的制造方法，在进行所述第二回火之后，还包括在610℃至630℃的温度下进行第三回火。