CN116479334A - 具有优异热熔损性模具钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提出一种具有优异热熔损性模具钢及其制造方法，钢板成分按重量百分比计：C：0.35％～0.45％，Si：1.30％～1.50％，Mn：1.30％～1.50％，P≤0.015％，S≤0.015％，Cr：3.0％～3.5％，Mo：2.8％～3.3％，Ni：0.90％～1.10％，Cu：0.31％～0.40％，Sc：0.05％～0.10％，Zn：0.40％～0.50％，其中，Cu+Cr＝3.40％～3.81％，Zn/Cu＝1.25～1.30，Sc+Zn＝0.50％～0.55％，余量为Fe及不可避免杂质。钢板的生产方法包括冶炼、连铸、板坯加热、轧制、缓冷、热处理工艺。该模具钢终态钢板室温硬度为47～49HRC，厚度截面硬度差≤2HRC；终态钢板无缺口室温心部横向冲击韧性为235～245J；经700℃的ADC12铝合金压铸1600次，试样表面硬度下降1.8～2.1HRC，具有良好的耐热熔损性能；终态钢板的相组成为600℃时，MC型碳化物含量为1.3％～1.4％，M6C型碳化物含量为3.87％～3.97％；600℃下保温35h，仍具有41.3～43.3HRC的硬度，其热稳定性较高。

Description

具有优异热熔损性模具钢及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料生产技术领域，尤其涉及一种具有优异热熔损性模具钢及其制备方法。
背景技术
铝合金压铸是一种效率很高的铸造成型工艺，压铸过程快速且复杂。高温铝液在高压下被快速压射进入型腔，由于压铸是一个循环往复过程，模具表面反复受到高温铝液的冲刷腐蚀。随着压铸模次的增加，模具钢表面受到铝液的冲刷愈加严重，形成腐蚀坑和裂纹沟壑，为热疲劳裂纹的形成提供了可能，因此提高模具的抗铝液熔损和冲刷性能尤为重要。此外，该种模具的机械加工厂地处我国东南沿南，气候比较潮湿，模具加工后存储环境通常有Cl-，表面易发生腐蚀，环境中存在氧化剂会加速其腐蚀，因此该种模具钢还需提高其耐蚀性。
国内许多单位在开发研制新型模具钢、提高产品质量、优化生产工艺、提高模具寿命等方面做了大量的工作。申请号为202111303235.4的专利《一种增材制造高导热模具钢材料及其制备方法》中公开一种增材制造高导热模具钢材料及其制备方法，SLM成型的模具钢经过固溶+时效的热处理后强度由1041MPa提高到1364MPa，提升率为31.0％，硬度由31.8HRC提高到45.2HRC，延伸率则从12.4％下降到10.6％，既保证了SLM成型模具钢的强度和硬度，也保证了热导率提高模具的生产效率，但难以保证材料韧性塑性等其他性能。申请号为202111316218.4的专利《热作模具钢及其细化晶粒均匀组织的方法》公开了一种热作模具钢，其成分百分比为：C：0.35％～0.40％，Mn：0.40％～0.60％，Si：0.15％～0.25％，Cr：4.90％～5.20％，Mo：2.20％～2.50％，V：0.50％～0.70％。该公开了一种热作模具钢的细化晶粒均匀组织的方法，减少了返工热处理过程，显著改善了其组织均匀性。不能说明组织及晶粒细化的程度，且采用锻造及长时间热处理工艺，生产工艺路线较为复杂、生产周期长，与目前模具制造业的发展方向不符。申请号为202111350778.1的专利《一种马氏体热作模具钢及制备方法》中公开了一种马氏体热作模具钢，其成分百分比为：C：0.53％～0.56％，Si：0.22％～0.25％，Mn：0.68％～0.72％，Cr：0.95％～1.00％，Cu：0.10％～0.14％，Ni：1.50％～1.58％，Mo：1.78％～1.83％，V：0.79％～0.85％，Nb：0.01％～0.04％，Ce：0.08％～0.12％，P≤0.012％，S≤0.003％，余量为Fe和不可避免杂质。基于传统热作模具钢5CrNiMoV，根据热力学计算，调整碳化物形成元素Mo和V，并添加少量微量元素Nb和稀土元素Ce，并通过两阶段等温退火处理和调质处理使得制备的热作模具钢相对于传统的模具钢常温性能和高温性能更加优异，显著提高服役寿命，600℃热稳硬度HRC降低值为3.0～3.2，650℃热稳硬度HRC降值为6.2～7.8，高温热疲劳性：主裂纹长度为65.10～85.12μm，裂纹最大宽度为2.86～3.52μm。但只能保证材料的表面硬度，厚度截面组织性能的均匀性难以保证，且韧性不高。申请号为201410124967.0的专利《一种具有抗腐蚀性的塑料模具钢及其制造方法》中公开了一种具有抗腐蚀性的塑料模具钢，其成分质量分数为C：0.20％～0.32％，Si：0.12％～0.15％，Mn：0.05％～0.15％，P：0.06％～0.08％，S：0.01％～0.015％，N：0.1％～0.15％，Ni：3.5％～4.0％，Cr：8.5％～10.5％，Cu：0.25％～0.45％，Mo：0.45％～0.5％，Cr+Ni＝12％～14.5％。在保证了塑料模具钢原有强度、延伸率、耐磨性和切削性能下，大大提高了耐蚀性能，但韧性较差。申请号为201410194383.0的专利《一种具有良好耐蚀性和韧性的超高强度模具钢》其成分质量分数为C：0.08％～0.32％、Si：≤0.8％、Mn：≤0.5％、Cr：5％～10％、Ni：6.0％～8.0％、Co：1.3％～1.8％、W：0.9％～1.1％、V：0.2％～0.5％、Nb：0.08％～0.15％、N：≤0.002％、O：≤0.0015％、Mo：0.9％～1.4％、Ti：0.05％～0.4％、S：0.011％～0.025％。该种模具钢经过锻造加工手段可广泛应用于要求高强度高韧性的汽车行业。但锻造成本高，成材率低，且该种塑料模具钢难以保证冲击性能。
发明内容
针对现有技术的不足，本发明的目的在于制备一种具有优异的热熔损性、高品质长寿命模具钢，通过设计合金成分配以适当工艺，兼顾成本及模具钢性能，使该种模具钢终态钢板具有稳定且均匀的组织，性能上具有优异的热熔损性，较的高耐蚀性能和热稳定性等，且生产工艺高效经济。
一种具有优异热熔损性模具钢，按重量百分比计，包括以下组分：C：0.35％～0.45％，Si：1.30％～1.50％，Mn：1.30％～1.50％，P≤0.015％，S≤0.015％，Cr：3.0％～3.5％，Mo：2.8％～3.3％，Ni：0.90％～1.10％，Cu：0.31％～0.40％，Sc：0.05％～0.10％，Zn：0.40％～0.50％，其余为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，所述模具钢，按重量百分比计，Cu+Cr为3.40％～3.81％。
进一步地，所述模具钢，按重量百分比计，Zn/Cu为1.25～1.30。
进一步地，所述模具钢，按重量百分比计，Sc+Zn为0.50％～0.55％。
进一步地，所述模具钢室温硬度为47～49HRC，厚度截面硬度差≤2HRC；600℃下保温35h，硬度为41.3～43.3HRC；经700℃的ADC12铝合金压铸1600次，试样表面硬度下降1.8～2.1HRC；无缺口室温心部横向冲击韧性为235～245J；所述模具钢钢板厚度20～150mm。
进一步地，所述模具钢在600℃时，钢板相组成包括MC型碳化物，含量为1.3％～1.4％，以及M6C型碳化物，含量为3.87％～3.97％。
本发明成分设计理由如下：
C：在本发明模具钢中，一部分碳固溶于基体中起到固溶强化作用，一部分与合金元素相互作用，以合金碳化物的形式析出。碳含量可直接影响本发明钢的强度、塑韧性、高温强度及热稳定性，尤其是在回火过程中，由马氏体和残余奥氏体分解的碳化物弥散分布在α相上，从而提高模具钢强度、韧性等综合性能。本发明添加适量碳，一方面提高钢的强度硬度，弥补由于降低Cr元素导致基体硬度降低，保证钢的耐磨损性；一方面避免增加本发明钢的冷脆性和时效敏感性，保证钢的焊接性能及耐蚀性。因此，本发明选择加入C：0.35％～0.45％，使该种模具钢具有优异的综合性能、较稳定的组织结构、耐磨损性及优异的热熔损性。
Si：本发明中Si有以下作用，一是可提高淬透性和基体强度，有利于二次硬化，可提高该种模具钢在高温回火过程中析出合金碳化物的弥散度，并抑制其高温下长大粗化；二是本发明设计的Si含量可以提高残留奥氏体的C含量，抑制回火过程中的渗碳体的析出，降低了因过冷奥氏体分解而产生的碳化物，从而提高残奥的稳定性；三是Si会对奥氏体产生固溶强化作用，过冷奥氏体的切变强度增强，引起Ms点降低；四是高温时Si会促成C在位错处聚集形成柯氏气团，降低温度后Si会抑制C的扩散，使中、低温下过冷奥氏体的切变强度增加，另一方面，在回火转变过程中Si会在碳化物周围富集，会阻碍C原子在基体中的扩散，从而阻碍碳化物的聚集长大，提高本发明模具钢的回火稳定性和热稳定性，使材料抗高温铝液熔损性提高。此外，它可扩散至ε-碳化物中，以固溶的方式提高ε的稳定性，在回火过程中，推迟渗碳体的出现。这个过程可以有效缩短第一类回火脆性的温度区间，从而调整回火马氏体的强韧性配合。本发明添加适量Si元素，一方面避免出现比较严重的偏析情况，使钢产生各向异性，对钢的组织均匀性产生不利影响；一方面增强残余奥氏体的稳定性，从而提高钢的韧性，并能有效的阻碍裂纹的起裂和扩展，因此本发明需控制Si含量为1.30％～1.50％。
Mn：本发明中Mn一是起到固溶强化作用，虽然其固溶强化效果弱于C，但其对钢塑性影响较小，几乎不降低钢的延展性；二是提高淬透性，其是提高淬透性最显著的元素；三是可使二次硬化温度提前，促进碳化物的溶解，奥氏体化加热过程中有较多的碳化物溶入基体，同其他强碳化物元素结合形成碳化物，从而使二次硬化峰值提高。但含Mn量过高对韧性和高温性能有不利影响，且易产生元素富集发生偏析使基体材料成分及组织不均匀，造成终态钢板全板性能差异大，因此本发明适量添加Mn，一方面起到稳定奥氏体作用，高温固溶时使更多的碳化物溶入基体，同其他强碳化物元素结合形成碳化物，充分发挥有利效果，一方面避免对材料韧性和抗热疲劳性能产生不利影响，因此本发明中选择加入Mn含量为1.30％～1.50％。
P、S：S以MnS的形式分布于钢中，MnS在热轧过程中沿着轧制方向伸长，使得硫易切削钢的横向力学性能显著降低，加剧了钢材的各向异性，同时它导致基体内部产生空洞并成为氧化向纵深发展的通道，降低该种模具钢的热稳定性。P虽能适量提高铁素体硬度，改进零件的表面光洁度和切削性能，但其较容易在奥氏体晶界发生偏析使基体材料晶界上原子间结合力减弱，造成材料回火脆性大，磷元素在晶界偏析还会造成脆性断口遗传，而且S、P过多会影响钢的均质性及纯净度。综合考虑炼钢成本及其对钢的影响，本发明选择加入P≤0.015％，S≤0.015％。
Cr：可提高钢的淬透性并具有二次强化作用，促进合金化，推迟珠光体和贝氏体转变，增加钢的硬度和耐磨性而不会使钢变脆，可确保大截面积模具制造和生产。Cr元素易与碳元素结合，可形成各种碳化物，这些碳化物分布于钢的基体之中，对提高本发明模具钢的硬度、耐磨性及热稳定性能发挥着重要作用。若Cr含量过高，在高温回火或长时间回火时，碳化物中其他合金元素被Cr代替，形成粗大且较软的高铬碳化物，从而降低模具钢的热强性，因此本发明加入适量Cr元素，一方面保证固溶于基体后能显著增强钢的透性，确保大截面积模具制造和生产；一方面使本发明模具钢回火时二次析出碳化物类型主要为热稳定性高的MC碳化物，从而抑制模具钢在高温服役时碳化物的聚集长大，并且钉扎位错推迟马氏体基体的回复，从而提高材料的高温性能；一方面材料在腐蚀过程中可富集于基体表面，形成多元合金氧化物，填塞锈层的微裂纹和孔洞，从而增加锈层的致密度，增强了材料的耐腐蚀性能。在Zn等合金元素的共同作用下可增大钢中Cr的扩散率，降低其在钢板心部聚集形成偏析，因此本发明选择加入Cr含量为3.0％～3.5％。
Mo：在本发明中Mo的作用一是溶入基体以固溶强化的方式增强模具钢的强度及硬度。固溶于基体的Mo会在位错周围偏聚以降低集体晶格畸变程度，并形成柯氏气团或铃木气团对位错钉扎，阻碍位错的开动，提高模具钢的屈服强度，甚至出现屈服平台，在回火时由于气团的钉扎作用，α相内位错难以聚集合并或对消，使得亚晶粒出现温度推迟，明显阻碍了α相的回复、甚至再结晶，增加了材料的回火稳定性；二是在后续回火时析出MC和M2C碳化物，这两种碳化物尺寸细小，分布弥散，对二次硬化作用贡献极大。本发明中Mo含量较多，可使钢中存在较多的M6C型碳化物，M6C型碳化物是在高温回火中由富Mo的M2C转变形成的，因此M6C的稳定性较强，且获得该相的△G更小。M6C型碳化物较高的析出温度和稳定性可以提高本发明模具钢的热稳定性。但Mo含量过高，则会使M6C碳化物颗粒增大，使材料脆化，降低韧性，但含量过少会导致由Mo产生的二次硬化效果不显著。因此本发明选择加入Mo含量为2.8％～3.3％。
Ni：适量Ni能提高钢的强度和韧性，提高淬透性。可提高铁－铬合金的钝化倾向，能够提高钢在还原性介质中的抗腐蚀能为，在高温下有防锈和抗氧化能力，本发明中，Ni在一定的温度范围内，还能与Cr共同作用形成一层保护性良好的尖晶石氧化膜NiO·Cr2O3复合氧化膜等，有效提高该种模具钢耐蚀、抗高温氧化能力；在本发明材料奥氏体化过程中，Ni元素能够阻碍碳化物向基体中溶解，未溶的碳化物颗粒在晶界处能有效阻止原始奥氏体的长大，从而使材料允许的奥氏体化加热温度提高；在本发明模具钢回火过程中，Ni元素会富集在碳化物周围，从而阻碍碳化物周围铁素体中碳原子的继续扩散，提高碳化物粗化的激活能，阻碍碳化物长大，减小该钢硬度下降，减小应力集中，使模具表面不易产生裂纹，有利于稳定模具钢的高温硬度，经高温铝液反复冲刷后仍具有较高的表面硬度，从而更耐冲蚀，有利于提高试块抗铝液损伤性能，减轻粘铝情况。此外，由于Cu在钢中溶解度低，生产中经常出现钢表面有时可形成一层沉积铜，如果钢的热加工在铜熔点以上，则表面沉积的铜将形成液膜，将润湿钢的表面并沿晶界向钢的内部浸润，最后导致严重的铜裂。因此本发明加入一定量的Ni，使钢表面的铜富集层变为熔点超过1200℃的铜镍富集层，避免铜裂。但Ni含量过高一是提高成本，二是Ni固溶于基体时使基体点阵常数缩小，造成晶格畸变，从而降低碳在基体中的扩散速度，阻碍相变动力学，延缓了未溶碳化物向奥氏体的溶解过程。因此本发明中Ni：0.90％～1.10％。
Cu：本发明添加适量Cu元素，有以下作用，一是提高该种模具钢的耐蚀性，材料在腐蚀环境中，Cu元素会从基体中脱离出来，在基体表面沉积并逐渐积累，形成Cu元素在锈层内部的富集，阻塞腐蚀介质直接接触基体的通道，降低了腐蚀速率，还可抵消S的有害作用，因为溶解的Cu+又沉积在Fe表面，与吸附的S2-离子形成Cu2S，在酸中不溶，因此可消除S2-离子对电化学反应的催化作用。二是铜相颗粒长大成棒状的铜颗粒，起到沉淀强化作用，提高该种模具钢的强度。但Cu元素含量过高，超过基体的溶解度，则会有部分Cu以ε-Cu的形式析出，在冲击过程中产生应力集中使材料的冲击韧性有一定损失，还会引起热脆性。因此本发明中Cu：0.31％～0.40％。
本发明技术方案之二是提供一种优异热熔损性模具钢及其制备方法，包括冶炼、连铸、板坯加热、轧制、缓冷、热处理工艺；
板坯加热
将连铸板坯加热至1230℃～1270℃，均热段保温4～5h，本发明的模具钢合金含量较高，通常需要较高板坯加热温度，较长的保温时间使合金元素在基体中充分固溶，改善板坯成分不均匀性，减轻成分偏析，进而减轻后续的组织偏析，使大尺寸共晶碳化物溶解。
轧制
控制开轧温度为1050℃～1080℃，钢板轧制时前三个道次的压下率为18％～21％。采用大压下率可以提高变形渗透深度，使粗大的柱状晶得以破碎，形成细小均匀的晶粒，焊合中心组织缺陷，得到20～150mm厚度钢板。
缓冷
钢板下线温度300～400℃。下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为36～48h。
热处理工艺
随后进行淬火热处理。将钢板加热至1040～1060℃，保温3～4h，出炉迅速油冷至室温，随后将钢板放入-60℃—-70℃的液氮中，保持2～3h，然后取出。本发明采用较高温度淬火可消除沿晶界分布的未溶碳化物和带状碳化物，增加了奥氏体中的合金度，细化了晶粒，而且分布均匀，这种组织使位错滑移阻力增大，增大了回火后的碳化物弥散度，使热稳定性、耐热熔损性和耐蚀性显著提高。本发明采用的冷处理工艺，可使马氏体晶格发生畸变，产生较大的内应力导致位错等晶体缺陷数量增多，过饱和的碳原子及合金元素在应变能的作用下向缺陷处偏聚，偏聚的碳原子和缺陷形成新的亚单元界面，导致马氏体板条细化，从而使材料硬度升高；经本发明的深冷处理后，材料在后续回火过程中可使碳化物析出更多，分布更均匀，且马氏板条细化，从而析出强化作用较大，有利于提高材料的强度硬度；还可提高活化能，提高形核率，所以有利于碳化物的形核，优先产生细小的碳化物，显著提高材料力学性能、热稳定性和耐热熔损性。
随后进行高温短时预回火热处理，将钢板加热至640～650℃，保温40～60min，出炉空冷至室温。由于回火温度升高，碳化物析出量增加，马氏体亚结构的位错畸变特征下降程度较大，使材料在断裂时吸收更多的能量，并且较多的析出物可改变断裂时裂纹的延伸方向和裂纹头部的应力状态，提高材料的冲击韧性，采用高温短时回火预处理可保证材料硬度在合理范围内提高冲击韧性，得到强度、韧性的良好匹配。
最后进行回火热处理，将钢板加热至590～600℃，保温2～3h，出炉空冷至室温。作用一是继续消除残余应力，使整个组织均匀化，提高材料韧性；二是使组织为均匀的回火马氏体并有大量的细小析出相弥散分布在基体上，这些析出相具有较高的热稳定性，有利于提高材料的高温强度同时具有较好的韧性，此外这些析出相为硬质相，可有效提高材料的耐熔损性。
本发明有益效果在于：
1.本发明采用低Cr高Mo的设计思想，Zn、Cu按照比例添加，Cu、Cr、Sc、Zn共同作用，不添加V、W、Co等贵金属元素，采用冶炼、连铸、板坯加热、轧制、缓冷、热处理工艺生产。使本发明的模具钢具有稳定且均匀的组织，同时经过工艺设计使该种模具钢性能上具有优异的热熔损性，较的高耐蚀性能和热稳定性等。使本发明的模具钢具有较高的硬度、强韧性匹配及性能均匀性，钢板室温硬度为47～49HRC，厚度截面硬度差≤2HRC；钢板无缺口室温心部横向冲击韧性为235～245J；经700℃的ADC12铝合金压铸1600次，试样表面硬度下降1.8～2.1HRC，具有良好的耐热熔损性能。
2.在600℃时钢板相组成及含量分别为MC型碳化物为1.3％～1.4％，M6C型碳化物为3.87％～3.97％，有助于结构稳定的析出相含量较高；600℃下保温35h，仍具有41.3～43.3HRC的硬度，其热稳定性较高；试样浸入3.5％NaCl溶液中侵蚀30天，最大腐蚀坑直径10～11μm，锈层厚度25.26～25.77μm，腐蚀产物中α-FeOOH百分比含量为39.06％～39.61％，侵蚀30天后质量损失(0.7781～0.7791)g·dm-2，具有优异的耐蚀性能。
具体实施方式
下面通过实施例对本发明作进一步的说明。
本发明实施例根据技术方案的组分配比，进行铁水预处理、冶炼、LF、RH、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、淬火、冷处理、预回火、回火。
板坯加热
连铸板坯加热至1230℃～1270℃，均热段保温4～5h；
轧制
控制开轧温度为1050℃～1080℃，钢板轧制时前三个道次的压下率为18％～21％；
热处理工艺
(1)淬火
将钢板加热至1040～1060℃，保温3～4h，出炉迅速油冷至室温，再将钢板放入-60℃～-70℃的液氮中，保持2～3h；
(2)预回火
将钢板加热至640～650℃，保温40～60min，出炉空冷至室温；
(3)回火
将钢板加热至590～600℃，保温2～3h，出炉空冷至室温。
进一步，所述模具钢下线温度300～400℃，下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为36～48h。
以下实施例仅为本发明的一些最优实施方案，并不对前述发明范围和技术手段有任何限制。其中表1为各实施例所涉及的成分，表2为实施例板坯加热、轧制工艺及冷却工艺，表3为实施例的热处理工艺，表4为实施例终态钢板的洛氏硬度性能，表5为各实施例室温心部横向冲击韧性，表6为各实施例压铸不同次数后试块的表面平均硬度，表7为实施例600℃时相组成，表8为实施例600℃下保温不同时间后心部平均硬度，表9为实施例在3.5％NaCl溶液中耐蚀性能，表10为实施例在3.5％NaCl溶液中腐蚀不同时间下的质量损失。
表1本发明实施例的化学成分(wt％)
表2实施例板坯加热、轧制工艺及冷却工艺
表3实施例的热处理工艺
表4终态钢板的洛氏硬度性能
表5各实施例室温心部横向冲击韧性
注：冲击试样为尺寸为10×7×55mm(无缺口)
表6各实施例压铸不同次数后试块的表面平均硬度
实施例 未压铸/HRC 400次/HRC 800次/HRC 1200次/HRC 1600次/HRC
1 47.8 47.4 47.1 46.7 45.7
2 48.0 47.7 47.3 46.8 45.8
3 48.3 48.1 47.7 47.1 46.4
4 48.1 47.8 47.4 47.0 46.2
5 47.6 47.3 47.0 46.6 45.5
6 48.6 48.2 47.9 47.5 46.8
7 48.5 48.3 47.8 47.4 46.6
8 48.2 47.9 47.5 47.3 46.5
9 48.3 48.0 47.6 46.9 46.0
10 47.7 47.4 46.9 46.5 45.6
注：将实施例钢板加工成适合尺寸，表面打磨去除氧化皮，使用500t卧式冷室压铸机进行压铸试验，ADC12铝液温度700℃。
表7实施例600℃时相组成
实施例 MC型碳化物含量/％ M6C型碳化物含量/％
1 1.33 3.89
2 1.35 3.90
3 1.38 3.92
4 1.39 3.94
5 1.32 3.96
6 1.30 3.97
7 1.36 3.91
8 1.40 3.88
9 1.31 3.87
10 1.37 3.95
优质H13钢 0.96 0
表8实施例600℃下保温不同时间后心部平均硬度
实施例 0h/HRC 5h/HRC 10h/HRC 15h/HRC 20h/HRC 25h/HRC 30h/HRC 35h/HRC
1 48.4 47.7 47.3 46.7 45.8 44.5 43.6 42.4
2 48.2 47.5 47.0 46.5 45.6 44.0 43.1 42.2
3 47.8 47.2 46.9 46.2 45.3 44.7 43.8 42.9
4 47.6 47.0 46.4 46.0 45.2 43.7 42.7 41.8
5 48.5 47.9 46.3 45.8 44.8 43.3 42.3 41.3
6 48.7 48.2 47.5 47.0 46.1 43.5 42.5 41.5
7 49.0 48.5 48.0 47.4 46.5 43.9 42.8 41.9
8 48.9 48.4 48.3 47.8 46.8 45.3 44.3 43.3
9 48.2 47.8 46.7 46.2 45.4 43.8 42.9 42.2
10 48.2 47.6 47.6 47.1 46.0 45.0 44.0 42.9
表9实施例在3.5％NaCl溶液中耐蚀性能
注：实施例钢板心部沿轧制方向切取20×10×4mm试样，打磨至2000目，全部浸入3.5％NaCl溶液中，浸蚀30天。
表10实施例在3.5％NaCl溶液中腐蚀不同时间下的质量损失
实施例 3天/g·dm-2 7天/g·dm-2 15天/g·dm-2 30天/g·dm-2
1 0.2827 0.3188 0.4944 0.7783
2 0.2825 0.3186 0.4947 0.7788
3 0.2822 0.3185 0.4942 0.7790
4 0.2821 0.3182 0.4941 0.7791
5 0.2824 0.3189 0.4945 0.7782
6 0.2830 0.3190 0.4948 0.7784
7 0.2831 0.3191 0.4950 0.7785
8 0.2826 0.3184 0.4946 0.7787
9 0.2823 0.3192 0.4940 0.7789
10 0.2829 0.3187 0.4943 0.7781
由上可见，本发明模具钢具有较高的硬度、强韧性匹配及性能均匀性，终态钢板室温硬度为47～49HRC，厚度截面硬度差≤2HRC；终态钢板无缺口室温心部横向冲击韧性为235～245J；经700℃的ADC12铝合金压铸1600次，试样表面硬度下降1.8～2.1HRC，具有良好的耐热熔损性能；终态钢板的相组成为600℃时，MC型碳化物含量为1.3％～1.4％，M6C型碳化物含量为3.87％～3.97％，有助于结构稳定的析出相含量较高；600℃下保温35h，仍具有41.3～43.3HRC的硬度，其热稳定性较高。
为了表述本发明，在上述中通过实施例对本发明恰当且充分地进行了说明，以上实施方式仅用于说明本发明，而并非对本发明的限制，有关技术领域的普通技术人员，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，还可以做出各种变化和变型，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内，本发明的专利保护范围应由权利要求限定。

Claims (8)

1.一种具有优异热熔损性模具钢，其特征在于，按重量百分比计，包括以下组分：C：0.35％～0.45％，Si：1.30％～1.50％，Mn：1.30％～1.50％，P≤0.015％，S≤0.015％，Cr：3.0％～3.5％，Mo：2.8％～3.3％，Ni：0.90％～1.10％，Cu：0.31％～0.40％，Sc：0.05％～0.10％，Zn：0.40％～0.50％，其余为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种具有优异热熔损性模具钢，其特征在于，所述模具钢，Cu+Cr为3.40％～3.81％。
3.根据权利要求1所述的一种具有优异热熔损性模具钢，其特征在于，所述模具钢，Zn/Cu为1.25～1.30。
4.根据权利要求1所述的一种具有优异热熔损性模具钢，其特征在于，所述模具钢，Sc+Zn为0.50％～0.55％。
5.根据权利要求1所述的一种具有优异热熔损性模具钢，其特征在于，所述模具钢室温硬度为47～49HRC，厚度截面硬度差≤2HRC；600℃下保温35h，硬度为41.3～43.3HRC；经700℃的ADC12铝合金压铸1600次，试样表面硬度下降1.8～2.1HRC；无缺口室温心部横向冲击韧性为235～245J；所述模具钢钢板厚度20～150mm。
6.根据权利要求1所述的一种具有优异热熔损性模具钢，其特征在于，所述模具钢在600℃时，钢板相组成包括MC型碳化物，含量为1.3％～1.4％，以及M6C型碳化物，含量为3.87％～3.97％。
7.一种根据权利要求1～6任一项所述的具有优异热熔损性模具钢的制造方法，包括冶炼、连铸、板坯加热、轧制、缓冷、热处理工艺，其特征在于，
板坯加热
连铸板坯加热至1230℃～1270℃，均热段保温4～5h；
轧制
控制开轧温度为1050℃～1080℃，钢板轧制时前三个道次的压下率为18％～21％；
热处理工艺
(1)淬火
将钢板加热至1040～1060℃，保温3～4h，出炉迅速油冷至室温，再将钢板放入-60℃～-70℃的液氮中，保持2～3h；
(2)预回火
将钢板加热至640～650℃，保温40～60min，出炉空冷至室温；
(3)回火
将钢板加热至590～600℃，保温2～3h，出炉空冷至室温。
8.根据权利要求7所述的具有优异热熔损性模具钢的制造方法，其特征在于，所述模具钢下线温度300～400℃，下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为36～48h。
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