CN117483699A - 用于模铸的柱塞及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了用于模铸的柱塞及其制造方法。一种用于模铸的柱塞，可包括由铁合金制成的前注射器端，所述铁合金包含，以质量计：约1%至约6%的镍、约0.1%至约5%的铜、约0.2%至约2.5%的铝、约0.5%至约2%的锰和约0.05%至约0.2%的碳。铁合金可形成前注射器端的初始形状，加热到大于或等于约900℃的温度，并且然后冷却以形成铁和溶解的合金元素的过饱和固溶体。然后，可在足以从过饱和固溶体中沉淀金属间化合物纳米颗粒的温度下加热铁合金，以形成分散在整个基于铁的基体相中的金属间化合物沉淀相。通过将铁合金暴露于含氧和/或含氮环境，可在铁合金表面处并且沿着铁合金表面形成化学化合物层。

Description

用于模铸的柱塞及其制造方法
技术领域
本发明公开了一种用于模铸的柱塞和一种制造用于模铸的柱塞的方法。
背景技术
本部分提供了与本公开相关的背景信息，其不一定是现有技术。
本公开整体涉及模铸模具（tool），并且更具体地涉及基于铁的合金组合物以及由其制造模铸模具的方法。
用于制造消费品和部件的非铁金属和金属合金可通过模铸工艺形成所需的形状。在模铸中，被称为“注料（shot）”的一定体积的熔融非铁金属经由柱塞被强制通过圆筒进入模腔。在将铸件从模腔中取出之前，允许熔融金属在模腔内冷却和凝固。在一些铸造工艺(例如，高压模铸工艺)中，熔融金属在高表压(例如，在约1,500 psi至约25,400 psi的压力)下被强制进入模腔中，其可促进模腔的快速填充并且可允许大量生产具有相对薄的壁(例如，小于约5毫米)的部件。可通过模铸工艺制造的非铁金属的实例包括铝、镁、锌、铜及其合金。
在制造过程中与熔融非铁金属进行直接接触的模铸机的部件或模具通常由钢制成，所述钢被配制和热处理以在高温(例如，约500-700℃)下显示出某些期望的性质，包括高强度、耐磨性、冲击韧性、导热率和耐焊性。例如，用于制造模铸模具的热加工模具钢通常包含以质量计约0.4%的碳(C)以在奥氏体化期间促进形成硬质马氏体微观组织，以及约4-5%的铬(Cr)以提供具有高抗氧化性的钢。此外，热加工模具钢可包含铬(Cr)、钼(Mo)、钨(W)、钒(V)和/或锰(Mn)的合金元素，以促进回火期间马氏体微观组织内碳化物颗粒的形成，从而增加钢的硬度和强度。热加工模具钢的一个实例是H13，其包含以质量计约4.75-5.5%的Cr、1.1-1.75%的Mo、0.8-1.2%的Si、0.8-1.2%的V、0.32-0.45%的C、0.3%的Ni、0.25%的Cu和0.2-0.5%的Mn。H13热加工模具钢在约215℃下的导热率为约28.6W/m·K，并且洛氏硬度为约38-53 HRC，取决于随后的回火热处理的条件。
在最初形成钢模铸模具之后，该模具经常经受各种热处理以实现机械性质的期望组合。例如，在初始成形之后，钢模铸模具通常在约870℃的温度下经受退火处理以在机械加工之前软化钢并产生均匀的微观组织，在约600-650℃的温度下经受应力消除热处理(在机械加工之前或之后)以使变形最小化，在约1010-1100℃的温度下经受奥氏体化热处理，随后淬火至约160℃或以下的温度以获得马氏体微观组织并增加硬度，并且在约555-620℃的温度下经受两次或三次随后的回火热处理以增加冲击韧性和延展性并降低脆性。在包含以质量计大于约0.3% C的热加工模具钢中，奥氏体化和淬火热处理导致钢的硬度显著增加，并且因此通常必须在奥氏体化之前进行机械加工操作，在那时钢相对较软。
在奥氏体化热处理期间，钢模铸模具被加热到它们的奥氏体转变温度(Ac3) 上限以上，以将钢从被称为铁素体的体心立方(BCC)晶体结构转变为被称为奥氏体的面心立方(FCC)晶体结构。包含碳的合金元素在奥氏体中比在铁素体中溶解得显著更多，并且一旦钢被加热到其奥氏体转变温度上限以上，钢组合物中的合金元素溶解到奥氏体晶体基体中，形成铁和合金元素的固溶体。此后，当钢被快速淬火时，在钢的温度下降到被称为马氏体开始转变温度（martensite start temperature）(Ms)的转变温度以下之前，合金元素没有足够的时间从奥氏体晶格中扩散出来。这样，在钢被冷却到马氏体开始转变温度以下的温度之后，钢转变成过饱和固溶体，该过饱和固溶体具有被称为马氏体的高度无序体心四方(BCT)晶体结构。在钢冷却至室温后，填隙或替代地截留在马氏体晶格中的碳和其它合金元素起到抵抗晶格内滑移位错的作用，其有效地提高了钢的强度和硬度。
当熔融的非铁金属粘附或焊接到钢模铸模具的表面，包括模腔、柱塞和/或顶出销的表面上时，在非铁金属的模铸过程中可发生被称为焊接的铸造缺陷。不意在受理论的约束，据信在铸造期间由于模铸模具的钢和熔融非铁金属之间的化学反应、机械相互作用、扩散和/或原子亲和力而可发生焊接，其可导致在它们之间形成强结合。在一些情况下，模铸模具的钢和熔融非铁金属之间的化学反应可导致沿着模铸模具的表面和熔融非铁金属之间的界面形成金属间化合物层。粘附到模铸模具表面的非铁金属可改变模铸模具表面的形状，并且在从模铸模具表面去除固化的非铁金属期间可导致损坏。例如，当铸件从模具中顶出时，粘附到模腔表面的非铁金属可导致铸件附着于模腔表面，其可损坏模腔表面或从模腔表面去除材料。此外，由于与模腔的温度相比，柱塞的温度相对较高，非铁金属在柱塞的表面上的焊接可比模腔所经历的焊接更严重。实际上，对于模铸机的柱塞端（plungertip），焊接是主要的故障模式。
据信，通过将钢模铸模具保持在与熔融非铁金属的温度相比相对低的温度下，可防止或抑制焊接。例如，用于将熔融金属注入模腔的柱塞可包括内部冷却通道，并且冷却剂可循环通过内部冷却通道，以有助于在模铸过程中将柱塞保持在相对低的温度，并且从而防止或抑制熔融的非铁金属粘附或焊接到柱塞的前注射器端。由于用于制造模铸机柱塞的热加工模具钢例如H13的低导热率，通常希望在低于约10℃的温度下连续地向柱塞供应冷却剂，以有效地冷却柱塞并抑制焊接。
发明内容
本部分提供了本公开的一般概述，而不是其全部范围或其所有特征的全面公开。
本公开涉及一种用于模铸的柱塞。柱塞包括前注射器端，该前注射器端包括前壁、从前壁延伸的圆柱形侧壁、以及至少部分地由前壁的前面和圆柱形侧壁的外圆周表面限定的外周表面。前注射器端由铁合金制成，所述铁合金包含以质量计：大于或等于约1%至小于或等于约6%的量的镍，大于或等于约0.1%至小于或等于约5%的量的铜，大于或等于约0.2%至小于或等于约2.5%的量的铝，大于或等于约0.5%至小于或等于约2%的量的锰，大于或等于约0.05%至小于或等于约0.2%的量的碳；和大于或等于约78%的铁。化学化合物层在前注射器端的外周表面处并沿着前注射器端的外周表面设置。与前注射器端的主体（bulkvolume）相比，化学化合物层包含相对高浓度的金属氧化物、金属氮化物和金属氮氧化物中的至少一种。化学化合物层具有从前注射器端的外周边表面延伸的大于或等于约2微米至小于或等于约15微米的厚度。
在一些方面，化学化合物层可包括氧化物层，该氧化物层在前注射器端的外周表面处并且沿着前注射器端的外周表面设置。氧化物层可包含以质量计氧化物层的大于或等于约90%的量的Fe2O3和/或Fe3O4。氧化物层的厚度可大于或等于约2微米至小于或等于约15微米。
氧化物层可包含以质量计小于或等于氧化物层的约0.1%的量的氧化铬和/或氧化硅。
在一些方面，化学化合物层可包括氧化物层和在氧化物层下方在前注射器端的外周表面处并且沿着前注射器端的外周表面延伸的氮化物层。氧化物层可包含以质量计氧化物层的大于或等于约5%的量的Fe2O3和/或Fe3O4。氮化物层可包含以质量计氮化物层的大于或等于约90%的量的铁的氮化物和氮化物层的大于或等于约0.5%至小于或等于约2.5%的量的氮化铝。
柱塞还可包括在氮化物层下方在前注射器端的外周表面处并且沿着前注射器端的外周表面延伸的扩散层。扩散层可包含以质量计扩散层的大于或等于大约0.01%至小于或等于大约2.5%的量的氮化铝和扩散层的大于或等于大约0.01%的量的铁的氮化物。
铁合金可具有包含基于铁的基体相和分布在整个基于铁的基体相中的金属间化合物沉淀相的微观组织。基于铁的基体相可包含马氏体、贝氏体和铁素体中的至少一种。基于铁的基体相可包含以体积计小于5%的奥氏体。
无机沉淀相可包含平均粒径小于或等于约50纳米的金属间化合物纳米颗粒。金属间化合物纳米颗粒中的每一个可包含镍、铝、铜或其组合。
基于铁的基体相中的金属间化合物纳米颗粒的分布密度可大于或等于约1024金属间化合物纳米颗粒/立方米。
铁合金的微观组织可进一步包含分布在整个基于铁的基体相中的金属碳化物沉淀相。金属碳化物沉淀相可包含粒径小于约250纳米的金属碳化物颗粒。
铁合金在约25℃的温度下可表现出大于或等于约42 HRC的洛氏硬度。铁合金在大于或等于约200℃至小于或等于约500℃的温度下可表现出大于或等于约35W/m·K的导热率。
公开了一种制造用于模铸的柱塞的方法。该方法包括下述顺序的以下步骤。在第一步骤中，将使合金形成用于模铸机柱塞的前注射器端的初始形状。铁合金以质量计包含：大于或等于约1%至小于或等于约6%的量的镍，大于或等于约0.1%至小于或等于约5%的量的铜，大于或等于约0.2%至小于或等于约2.5%的量的铝，大于或等于约0.5%至小于或等于约2%的量的锰，大于或等于约0.05%至小于或等于约0.2%的量的碳，以及大于或等于约78%的铁。在第二步骤中，将铁合金加热到大于或等于约900℃的温度以形成铁和溶解的合金元素的固溶体。在第三步骤中，以大于或等于约5℃/秒的冷却速率冷却铁合金以形成铁和溶解的合金元素的过饱和固溶体。在第四步骤中，在足以从过饱和固溶体中沉淀出金属间化合物纳米颗粒的温度下加热铁合金，以形成分散在整个基于铁的基体相中的金属间化合物沉淀相。在第五步骤中，将铁合金暴露于含氧环境和/或含氮环境以形成化学化合物层，该化学化合物层在前注射器端的外周表面处并且沿着前注射器端的外周表面设置。与前注射器端的主体相比，化学化合物层包含相对高浓度的金属氧化物、金属氮化物和金属氮氧化物中的至少一种。步骤四和五基本上同时进行。
铁合金可在步骤四和五中在大于或等于约350℃至小于或等于约600℃的温度下加热。
在一些方面，铁合金可在步骤五中暴露于含氧环境以在前注射器端的外周表面处并且沿着前注射器端的外周表面形成氧化物层。氧化物层可包含以质量计氧化物层的大于或等于约90%的Fe2O3和/或Fe3O4。氧化物层的厚度可大于或等于约2微米至小于或等于约15微米。
在其它方面，铁合金可在步骤五中暴露于含氧环境和含氮环境以形成氧化物层、在氧化物层下方延伸的氮化物层、以及在氮化物层下方沿着前注射器端的外周表面延伸的扩散层。氧化物层可包含以质量计氧化物层的大于或等于约5%的量的Fe2O3和/或Fe3O4。氮化物层可包含以质量计氮化物层的大于或等于约90%的量的铁的氮化物和氮化物层的大于或等于约0.5%至小于或等于约2.5%的量的氮化铝。
在一些方面，铁合金可暴露于含氮环境，并且然后在步骤五中随后暴露于含氧环境。
在其它方面，铁合金可在步骤五中同时暴露于含氧环境和含氮环境。
在步骤五中，通过将铁合金浸入液体盐浴中，可将铁合金同时暴露于含氧环境和含氮环境。
在步骤三之后且在步骤四之前，在约25℃的温度下铁合金可具有小于或等于约38HRC的洛氏硬度。在步骤四之后，在约25℃的温度下铁合金可具有小于或等于约42 HRC的洛氏硬度，并且在大于或等于约200℃至小于或等于约500℃的温度下可具有大于或等于约35W/m·K的导热率。
方法还可包括在步骤三之后且在步骤四之前，将铁合金机械加工成前注射器端的最终形状。
在步骤二之前，铁合金可不经受退火热处理或应力消除热处理。在步骤三之后，铁合金可不经受回火热处理。
本发明公开了以下实施方案：
方案1 一种用于模铸的柱塞，所述柱塞包括：
前注射器端，其包括前壁、从所述前壁延伸的圆柱形侧壁、以及至少部分地由所述前壁的前面和所述圆柱形侧壁的外圆周表面限定的外周表面，所述前注射器端由铁合金制成，所述铁合金包含，以质量计：
大于或等于约1%至小于或等于约6%的量的镍；
大于或等于约0.1%至小于或等于约5%的量的铜；
大于或等于约0.2%至小于或等于约2.5%的量的铝；
大于或等于约0.5%至小于或等于约2%的量的锰；
大于或等于约0.05%至小于或等于约0.2%的量的碳；以及
大于或等于约78%的铁；以及
化学化合物层，所述化学化合物层在所述前注射器端的所述外周表面处并且沿着所述前注射器端的所述外周表面设置，其中与所述前注射器端的主体相比，所述化学化合物层包含相对高浓度的金属氧化物、金属氮化物和金属氮氧化物中的至少一种，
其中所述化学化合物层具有从所述前注射器端的所述外周表面延伸的大于或等于约2微米至小于或等于约15微米的厚度。
方案2 根据实施方案1所述的柱塞，其中所述化学化合物层包括氧化物层，所述氧化物层在所述前注射器端的所述外周表面处并且沿着所述前注射器端的所述外周表面设置，其中所述氧化物层包含以质量计所述氧化物层的大于或等于约90%的量的Fe2O3和/或Fe3O4，并且其中所述氧化物层具有大于或等于约2微米至小于或等于约15微米的厚度。
方案3 根据实施方案2所述的柱塞，其中所述氧化物层包含以质量计所述氧化物层的小于或等于的约0.1%的量的氧化铬和/或氧化硅。
方案4 根据实施方案1所述的柱塞，其中所述化学化合物层包括氧化物层和在所述氧化物层下方在所述前注射器端的所述外周表面处并且沿着所述前注射器端的所述外周表面延伸的氮化物层，其中所述氧化物层包含以质量计所述氧化物层的大于或等于约5%的量的Fe2O3和/或Fe3O4，并且其中所述氮化物层包含以质量计所述氮化物层的大于或等于约90%的量的铁的氮化物和所述氮化物层的大于或等于约0.5%至小于或等于约2.5%的量的氮化铝。
方案5 根据实施方案4所述的柱塞，还包括：
扩散层，所述扩散层在所述氮化物层下方在所述前注射器端的所述外周表面处且沿着所述前注射器端的所述外周表面延伸，其中所述扩散层包含以质量计所述扩散层的大于或等于约0.01%至小于或等于约2.5%的量的氮化铝和所述扩散层的大于或等于约0.01%的量的铁的氮化物。
方案6 根据实施方案1所述的柱塞，其中所述铁合金具有包含基于铁的基体相和分布在整个所述基于铁的基体相中的金属间化合物沉淀相的微观组织，并且其中所述基于铁的基体相包括马氏体、贝氏体和铁素体中的至少一种，并且其中所述基于铁的基体相包含以体积计小于5%的奥氏体。
方案7 根据实施方案6所述的柱塞，其中所述金属间化合物沉淀相包含金属间化合物纳米颗粒，所述金属间化合物纳米颗粒具有小于或等于约50纳米的平均粒径，并且其中所述金属间化合物纳米颗粒中的每一个包含镍、铝、铜或其组合。
方案8 根据实施方案7所述的柱塞，其中所述基于铁的基体相中的所述金属间化合物纳米颗粒的分布密度大于或等于约1024金属间化合物纳米颗粒/立方米。
方案9 根据实施方案7所述的柱塞，其中所述铁合金的微观组织还包含分布在整个所述基于铁的基体相中的金属碳化物沉淀相，并且其中所述金属碳化物沉淀相包含具有小于约250纳米的粒径的金属碳化物颗粒。
方案10 根据实施方案1所述的柱塞，其中所述铁合金在约25℃的温度下表现出大于或等于约42 HRC的洛氏硬度，并且其中所述铁合金在大于或等于约200℃至小于或等于约500℃的温度下表现出大于或等于约35W/m·K的导热率。
方案11 一种制造用于模铸的柱塞的方法，所述方法包括下述顺序的以下步骤：
(i)使铁合金形成用于模铸机的柱塞的前注射器端的初始形状，所述铁合金包含，以质量计：
大于或等于约1%至小于或等于约6%的量的镍；
大于或等于约0.1%至小于或等于约5%的量的铜；
大于或等于约0.2%至小于或等于约2.5%的量的铝；
大于或等于约0.5%至小于或等于约2%的量的锰；
大于或等于约0.05%至小于或等于约0.2%的量的碳；以及
大于或等于约78%的铁；
(ii)将铁合金加热到大于或等于约900℃的温度以形成铁和溶解的合金元素的固溶体；
(iii)以大于或等于约5℃/秒的冷却速率冷却所述铁合金以形成铁和溶解的合金元素的过饱和固溶体；
(iv)在足以从所述过饱和固溶体中沉淀出金属间化合物纳米颗粒并形成分散在整个基于铁的基体相中的金属间化合物沉淀相的温度下加热所述铁合金；以及
(v)将所述铁合金暴露于含氧环境和/或含氮环境以形成在所述前注射器端的所述外周表面处并且沿着所述前注射器端的所述外周表面设置的化学化合物层，其中与所述前注射器端的主体相比，所述化学化合物层包含相对高浓度的金属氧化物、金属氮化物和金属氮氧化物中的至少一种，
其中步骤(iv)和(v)基本上同时进行。
方案12 根据实施方案11所述的方法，其中在步骤(iv)和(v)中在大于或等于约350℃至小于或等于约600℃的温度下加热所述铁合金。
方案13 根据实施方案12所述的方法，其中在步骤(v)中将所述铁合金暴露于含氧环境以在所述前注射器端的外周表面处并且沿着所述前注射器端的外周表面形成氧化物层，其中所述氧化物层包含以质量计所述氧化物层的大于或等于约90%的量的Fe2O3和/或Fe3O4，并且其中所述氧化物层具有大于或等于约2微米至小于或等于约15微米的厚度。
方案14 根据实施方案12所述的方法，其中在步骤(v)中将所述铁合金暴露于含氧环境和含氮环境以形成氧化物层、在所述氧化物层下方延伸的氮化物层、以及在所述氮化物层下方沿着所述前注射器端的所述外周表面延伸的扩散层，其中所述氧化物层包含以质量计所述氧化物层的大于或等于约5%的量的Fe2O3和/或Fe3O4，并且其中所述氮化物层包含以质量计所述氮化物层的大于或等于约90%的量的铁的氮化物和所述氮化物层的大于或等于约0.5%至小于或等于约2.5%的量的氮化铝。
方案15 根据实施方案14所述的方法，其中在步骤(v)中，将所述铁合金暴露于所述含氮环境，并且然后随后暴露于所述含氧环境。
方案16 根据实施方案14所述的方法，其中在步骤(v)中，将所述铁合金同时暴露于所述含氧环境和所述含氮环境。
方案17 根据实施方案16所述的方法，其中在步骤(v)中，通过将所述铁合金浸入液体盐浴中，使所述铁合金同时暴露于所述含氧环境和所述含氮环境。
方案18 根据实施方案11所述的方法，其中在步骤(iii)之后且在步骤(iv)之前，所述铁合金在约25℃的温度下具有小于或等于约38 HRC的洛氏硬度，并且其中在步骤(iv)之后所述铁合金在约25℃的温度下具有大于或等于约42 HRC的洛氏硬度，并且在大于或等于约200℃至小于或等于约500℃的温度下具有大于或等于约35W/m·K的导热率。
方案19 根据实施方案11所述的方法，在步骤(iii)之后和步骤(iv)之前，还包括：
将所述铁合金机械加工成所述前注射器端的最终形状。
方案20 根据实施方案11所述的方法，其中在步骤(ii)之前，所述铁合金不经受退火热处理或应力消除热处理，并且其中在步骤(iii)之后，所述铁合金不经受回火热处理。
从本文提供的描述中，进一步的应用领域将变得显而易见。本发明内容中的描述和具体实例仅用于说明的目的，而不是意在限制本公开的范围。
附图说明
本文描述的附图仅用于所选实施方案而非所有可能实施方式的说明性目的，并且不旨在限制本公开的范围。
图1是冷腔模铸机的示意性横截面图，包括至少部分地限定模腔的一对半模、圆柱形套筒和柱塞，该柱塞构造成将一定体积的熔融非铁金属推动通过由套筒限定的水平通道并进入模腔。
图2是图1的模铸机柱塞的前注射器端的放大图。
图3描述了用于在由Fe-Ni-Cu-Al-Mn-C合金制成的模铸模具中发展期望的微观组织的热处理循环的时间(小时)vs.温度(℃)图。
图4是在模铸模具已经被机械加工成最终形状之后模铸模具的表面的扫描电子显微镜(SEM)图像。
图5是由Fe-Ni-Cu-Al-Mn-C合金制成的并且具有在模铸模具的表面处并且沿着模铸模具的表面形成的氧化物层的模铸模具的表面的示意性横截面图。
图6是由Fe-Ni-Cu-Al-Mn-C合金制成的并且具有在模铸模具的表面处并且沿着模铸模具的表面形成的氧化物层、氮化物层和扩散层的模铸模具的表面的示意性横截面图。
图7是由Fe-Ni-Cu-Al-Mn-C合金制成的模铸模具在模铸模具已经受氧化处理以在模铸模具的表面上形成氧化层之后的表面的扫描电子显微镜(SEM)图像。
图8是由市售H13热加工模具钢制成的模铸模具在模铸模具已经受氧化处理后的表面的扫描电子显微镜(SEM)图像。
在附图的几个视图中，相应的附图标记表示相应的组件。
具体实施方式
提供示例性实施方案从而使得本公开将为完全的，并使本公开将向本领域技术人员充分传达范围。阐述了许多具体细节，例如具体组成、组件、装置和方法的实例，以提供对本公开的实施方案的充分理解。对本领域技术人员将显而易见的是，不需要采用具体细节，示例性实施方案可以以许多不同的形式表现，并且它们都不应被解释为限制本公开的范围。在一些示例性实施方案中，没有详细描述公知的方法、公知的装置结构和公知的技术。
本文中所用的术语仅为了描述示例性实施方案，并且无意作为限制。除非上下文清楚地另行指明，如本文所用，单数形式“一”、“一个”和“该”可旨在也包括复数形式。术语“包含”、“包括”、“涵盖”和“具有”是可兼的，并且因此指定了所述特征、元件、组合物、步骤、整数、操作和/或组件的存在，但不排除一个或多个其它特征、整数、步骤、操作、元件、组件和/或其群组的存在或加入。尽管开放式术语“包含”、“包括”、“涵盖”和“具有”应被理解为用于描述和要求保护本文中所述的各种实施方案的非限制性术语，但在某些方面，该术语或可被理解成替代性地为更具限制性和局限性的术语，如“由……组成”或“基本由……组成”。由此，对叙述组合物、材料、组件、元件、成分、特征、整数、操作和/或方法步骤的任意给定实施方案，本公开还具体包括由或基本由此类所叙述组合物、材料、组件、元件、成分、特征、整数、操作和/或方法步骤组成的实施方案。在“由……组成”的情况下，替代实施方案排除任何附加的组合物、材料、组件、元件、成分、特征、整数、操作和/或方法步骤，而在“基本由……组成”的情况下，从此类实施方案中排除了实质上影响基本和新颖特性的任何附加的组合物、材料、组件、元件、成分、特征、整数、操作和/或方法步骤，但是不在实质上影响基本和新颖特性的任何组合物、材料、组件、元件、成分、特征、整数、操作和/或方法步骤可以包括在实施方案中。
本文中描述的任何方法步骤、工艺和操作不应解释为必定要求它们以所论述或举例说明的次序执行，除非明确确定以一履行次序的形式进行。还要理解的是，除非另行说明，可采用附加或替代的步骤。
当组件、元件或层被提到在另一元件或层“上”，“啮合”、“连接”或“耦合”到另一元件或层上时，其可直接在另一组件、元件或层上，啮合、连接或耦合到另一组件、元件或层上，或可存在居间元件或层。相较之下，当元件被提到“直接在另一元件或层上”，“直接啮合”、“直接连接”或“直接耦合”到另一元件或层上时，可不存在居间元件或层。用于描述元件之间关系的其它词语应以类似方式解释(例如“在…之间”相对“直接在…之间”，“相邻”相对“直接相邻”等)。如本文所用，术语“和/或”包括一个或多个相关罗列项的组合。
尽管术语第一、第二、第三等在本文中可用于描述各种步骤、元件、组件、区域、层和/或区段，但除非另行说明，这些步骤、元件、组件、区域、层和/或区段不应受这些术语限制。这些术语可仅用于将一个步骤、元件、组件、区域、层或区段与另一步骤、元件、组件、区域、层或区段进行区分。除非上下文清楚表明，术语如“第一”、“第二”和其它数值术语在本文中使用时并不暗示次序或顺序。因此，下文论述的第一步骤、元件、组件、区域、层或区段可以被称作第二步骤、元件、组件、区域、层或区段而不背离示例性实施方案的教导。
为了易于描述，在本文中可使用空间或时间上相对的术语，如“之前”、“之后”、“内”、“外”、“下”、“下方”、“下部”、“上方”、“上部”等描述如附图中所示的一个元件或特征与其它(一个或多个)元件或(一个或多个)特征的关系。除了在附图中所示的取向之外，空间或时间上的相对术语可旨在涵盖装置或系统在使用或操作中的不同取向。
在本公开通篇中，数值代表近似测量值或范围界限且涵盖与给定值的轻微偏差和大致具有所提及值的实施方案以及确切具有所提及值的实施方案。除了在详细描述最后提供的工作实例之外，本说明书(包括所附权利要求)中的(例如量或条件)参数的所有数值应被理解为在所有情况中被术语“约”修饰，无论在该数值前是否实际出现“约”。“约”是指所述数值允许一定的轻微不精确(在一定程度上接近该值的精确值；大致或合理地近似该值；几乎是)。如果在本领域中不以这种普通含义另行理解由“约”提供的不精确性，那么本文所用的“约”是指可由测量和使用此类参数的普通方法造成的至少偏差。例如，“约”可包括小于或等于5%、任选小于或等于4%、任选小于或等于3%、任选小于或等于2%、任选小于或等于1%、任选小于或等于0.5%，和在某些方面任选小于或等于0.1%的偏差。
此外，范围的公开包括对在整个范围内的所有值和进一步细分范围的公开，包括对端点和对范围所给出的子范围的公开。
如本文所用，术语“组合物”和“材料”可互换使用，以广泛地指至少含有优选的化学成分、元素或化合物的物质，但除非另外指明，其也可包含另外的元素、化合物或物质，包括痕量的杂质。“基于X的”组合物或材料广义上是指其中“X”为组合物或材料的基于重量百分比(%)的单一最大成分的组合物或材料。这可包括具有大于50重量% X的组合物或材料，以及具有小于50重量% X的那些，只要X是组合物或材料基于其总重量的单一最大成分。
如本文所用，术语“金属”可指纯元素金属或元素金属与一种或多种其它金属或非金属元素的合金。
如本文所用，术语“铁合金”是指包含以质量计大于或等于约78%或大于或等于约80%的铁(Fe)和一种或多种其它元素(称为“合金”元素)的材料，所述其它元素经选择以赋予材料不由纯铁表现出的某些期望的性质。
现在将参照附图更全面地描述示例性实施方案。
本公开的模铸模具由铁合金制成，该铁合金被配制成具有相对低的碳含量，即，以质量计铁合金的小于或等于约0.2%。因此，当经受奥氏体化热处理然后淬火时，铁合金不表现出显著的固溶强化(即，高硬度和脆性)。相反，在随后的沉淀硬化或老化热处理期间，铁合金中的硬度和强度得到发展，其中金属间化合物纳米颗粒从过饱和固溶体沉淀以形成分散在整个基于铁的基体相中的金属间化合物沉淀相。如本文所用，术语“金属间化合物”是指由金属元素的组合组成的材料，所述金属元素可以以具有特定组成和有序结晶结构的化学化合物的形式化学键合在一起。如本文所用，术语“金属间化合物”具体地排除含有碳例如碳化物的材料。
因为本公开的铁合金的硬度和强度可归因于铁合金的沉淀硬化微观组织，而不是来自填隙或替代固溶强化，所以与具有相对高碳含量的奥氏体化和淬火的铁合金相比，本公开的铁合金可表现出相对高的导热率。不意在受理论的约束，据信本公开的铁合金的相对高的导热率可有助于降低在模铸操作期间由其形成的模铸模具内的热梯度，其可有助于降低模铸模具在重复的铸造循环期间所经受的热应力。此外，本公开的铁合金的相对高的导热率可提高模铸操作期间由其形成的模铸模具和冷却介质之间的热传递速率，与熔融非铁金属的热传递速率相比，其可有助于将模铸模具保持在相对低的温度，其可抑制模铸模具的铁合金材料和熔融非铁金属之间的化学反应，从而增加模铸模具的耐焊性。此外，因为在固溶热处理之后，即在随后的沉淀硬化或老化热处理期间，在本公开的铁合金中发展硬度和强度，所以由本公开的铁合金制成的模铸模具可在固溶热处理之后被机械加工成最终形状，而不需要使用相对昂贵和/或耗时的机械加工操作。此外，因为在本公开的铁合金中不需要奥氏体化热处理然后淬火来发展硬度和强度，所以由其制造的模铸模具可在高温下表现出期望的微观组织以及机械和化学性质的期望组合，而不必在奥氏体化之前经受各种退火和/或应力消除热处理和/或在奥氏体化之后经受重复的回火热处理，其可增加制造工艺的能量效率。
在一些实施方案中，由本公开的铁合金制成的模铸模具的沉淀硬化可与热化学表面处理（例如氧化、氮化或氧氮化表面处理）组合，或者可在热化学表面处理（例如氧化、氮化或氧氮化表面处理）期间固有地发生。热化学表面处理可在与沉淀硬化热处理基本相同的温度和时间下进行，进一步提高了制造方法的能量效率。可进行氮化和/或氧化表面处理，使得在模铸模具的表面处并且沿着模铸模具的表面设置的材料层内形成金属氮化物、金属氧化物和/或金属氮氧化物。不意在受理论的约束，据信这些金属氮化物、金属氧化物和/或金属氮氧化物的形成可有助于防止或抑制在铸造期间沿着模铸模具的表面与铸件的非铁金属之间的界面发生化学反应，其可防止或抑制模铸模具与铸件的非铁金属之间的焊接。
图1示出了用于使用冷腔模铸方法铸造非铁金属部件的模铸机10。图1中所示的模铸机10可用于铸造成形的铝和/或镁部件。本公开的铁合金和由其制造的模铸模具可用于各种模铸机，包括图1所示的模铸机10，以及构造成用于铸造成形非铁金属部件的其它模铸机。例如，本公开的铁合金和由其制造的模铸模具可用于冷腔模铸机，其可用于铸造成形的锌和/或铜部件。
模铸机10包括定模12、相对的动模14、基本上圆柱形的套筒16和至少部分地设置在套筒16内的柱塞18。在模铸过程中，动模14定位在定模12附近，并且定模12和相对的动模14一起在其间限定了模腔20。模铸机10任选地可包括一个或多个用于将铸件从模腔20中顶出的顶出销22。在模铸过程中，一个或多个型芯（core）(未示出)任选地可位于模腔20内，以有助于形成具有所需形状的铸件。
套筒16是中空的，并包括接收端24、相对的排出端26以及在接收端24和排出端26之间以轴向方向延伸通过其中的通道28。套筒16的接收端24可包括在其上侧的开口30，通过该开口30，一定体积的熔融金属可以被接收并引入通道28中。套筒16的排出端26与模腔20连通，并可至少部分地延伸通过定模12。
柱塞18构造成在由套筒16限定的通道28内以轴向方向前后滑动。在模铸过程中，柱塞18构造成推动一定体积的熔融非铁金属通过通道28并进入模腔20。如图2中最佳示出的，柱塞18包括前注射器端32和从其延伸远离定模12的细长体34。
前注射器端32包括前壁38、从前壁38延伸的圆柱形侧壁40、以及限定在前注射器端32的中心区域内的任选的冷却室42。前壁38可限定前注射器端32的前面或前表面44，其在模铸过程中与熔融的非铁金属进行直接接触。圆柱形侧壁40可限定前注射器端32的外圆周表面46，其在模铸期间抵靠套筒16的内表面48滑动。前注射器端32的外周表面50可至少部分地由前注射器端32的前面44和外圆周表面46限定。
在模铸过程中，冷却剂可被供给到和/或循环通过冷却室42，以有助于将前注射器端32保持在与熔融非铁金属的温度相比相对低的温度，其可有助于防止前注射器端32的铁合金材料与熔融非铁金属之间的焊接。
细长体34可将柱塞18的前注射器端32连接到机械装置，该机械装置被构造成在模铸期间控制前注射器端32的前后移动。细长体34可包括冷却通道54，其在轴向方向上延伸穿过细长体34到达冷却剂室42，使得冷却剂可通过细长体34的冷却通道54供应到冷却剂室42。
柱塞18的前注射器端32由铁合金制成，该铁合金除了铁之外还包含镍(Ni)、铜(Cu)、铝(Al)、锰(Mn)和碳(C)合金元素，并且因此可被称为Fe-Ni-Cu-Al-Mn-C合金。本公开的铁合金可用于制造模铸机的其它模具部件。例如，本公开的铁合金可用于制造形成型腔20的内表面36的定模12和/或动模14的表面部分。铁合金被配制成为前注射器端32和由其制成的其它模铸模具提供在高温(例如，约400-600℃)下的化学和机械性质的所需组合，包括高强度、耐磨性、冲击韧性、导热率和耐焊性。
选择铁合金中的碳量以为铁合金提供经受奥氏体化热处理或固溶热处理随后淬火而不在其中形成脆性马氏体微观组织的能力。铁合金可包含以质量计大于或等于约0.05％的碳；小于或等于约0.2%或约0.15%的碳；或约0.05%至约0.2%或约0.05%至约0.15%的碳。
选择铁合金中Ni、Cu和/或Al的总量和各自的量以为铁合金提供在经受沉淀硬化或老化热处理时具有形成沉淀硬化微观组织的能力。铁合金可包含以质量计大于或等于约1％的镍；小于或等于约 6% 的镍；或约 1% 至约 6% 的镍。铁合金可包含以质量计大于或等于约0.1％的铜；小于或等于约5%或约2.5%的铜；或约0.1%至约5%或约0.1%至约2.5%的铜。铁合金可包含以质量计大于或等于约0.2%的铝；小于或等于约2.5%或约1.7%的铝；或约0.2%至约2.5%或约0.2%至约1.7%的铝。铁合金中镍与铝的质量比可大于或等于约2至小于或等于约5。
可选择铁合金中包含的锰的量以提高铁合金的淬透性。铁合金可包含以质量计大于或等于约0.5％的锰；小于或等于约2%或约1.5%的锰；或约0.5%至约2%或约0.5%至约1.5%的锰。铁合金中镍与锰的质量比可大于或等于约1至小于或等于约3。
铁合金任选地可包含铬(Cr)。可选择铁合金中包含的铬的量以为铁合金提供耐腐蚀性并提高铁合金的淬透性。铁合金可包含以质量计大于或等于约0％的铬；小于或等于约2%或约1.5%的铬；或约0%至约2%或约0%至约1.5%的铬。
铁合金任选地可包含钼(Mo)、钨(W)和/或铌(Nb)。可选择包含在铁合金中的钼、钨和/或铌的量以为铁合金提供形成碳化物沉淀相的能力，其可增加由其制成的模铸模具的强度和硬度。铁合金可包含以质量计大于或等于约0％的钼；小于或等于约1.5%或约1%的钼；或约0%至约1.5%或约0%至约1%的钼。铁合金可包含以质量计大于或等于约0％的钨；小于或等于约2.5%或约2%的钨；或约0%至约2.5%或约0%至约2%的钨。铁合金可包含以质量计大于或等于约0％的铌；小于或等于约 0.2% 的铌；或约0%至约0.2%的铌。
铁合金可包含以质量计大于或等于约78％、约80％或约81％的铁。
并非有意引入本公开的铁合金的组成中的附加元素可以相对较小的量固有地存在于合金中，例如，以质量计，以单独和/或累计的量计，所述量小于或等于约0.1%，任选地小于或等于约0.05％，任选地小于或等于约0.01％，或任选地小于或等于约0.001％的铁合金。例如，这些元素可作为杂质存在于用于制备铁合金的原料或废料中。在铁合金指包含一种或多种合金元素（例如，Ni、Cu、Al、Mn、C、Cr、Mo、W和/或Nb中的一种或多种）和铁作为余量的实施方案中，术语“作为余量”不排除存在并非有意引入铁合金组成中但仍以相对少量固有地存在于合金中的另外元素，例如，作为杂质。
在制造用于模铸机（例如图1所示的模铸机10）的模具的方法中，一定体积的本公开的铁合金可形成模铸模具的初始形状。例如，一定体积的本公开的铁合金可形成柱塞18的前注射器端32的初始形状。作为另一个实例，一定体积的本公开的铁合金可形成为限定模腔20的内表面36的定模12、动模14、或者定模12和/或动模14的插入件（insert）的初始形状。作为另一个实例，一定体积的本公开的铁合金可形成一个或多个顶出销22的初始形状。铁合金可通过本领域已知的各种方法形成为模铸模具的初始形状，包括例如通过锻造和/或轧制。
图3描述了可施加到铁合金以在其中形成所需微观组织的热处理循环100。此外，热处理循环100可与热化学表面处理组合，以在前注射器端32的外周表面50处并且沿着前注射器端32的外周表面50形成相对较硬的化学化合物层。如图3所示，在铁合金形成为模铸模具的初始形状之后，铁合金可经受固溶热处理110，随后是冷却120、任选的机械加工130、以及沉淀硬化或老化热处理140，其可与热化学表面处理组合。在图3中，温度101是指环境温度，例如约25℃。因为在沉淀硬化热处理140期间，本公开的铁合金的硬度和强度发展，所以不必在固溶热处理110之前使铁合金经受退火热处理和/或应力消除热处理，也不必在固溶热处理110之后使铁合金经受回火热处理。
在固溶热处理110期间，将铁合金加热到第一温度111足以将铁合金的微观组织基本上完全转变成单相固溶体的持续时间，并将合金元素溶解到单相固溶体中。例如，固溶热处理110可包括将铁合金加热至大于或等于约900℃至小于或等于约1050℃的温度持续大于或等于约0.5小时至小于或等于约24小时或约12小时。在一些方面，固溶热处理110可在约950℃的温度下进行约1小时。在一些实施方案中，在固溶热处理110期间，将铁合金加热至大于或等于铁合金的奥氏体转变温度(Ac3)上限的第一温度111。在这种情况下，在固溶热处理110期间，铁合金的微观组织可转变成称为奥氏体的单相固溶体，并且合金元素可溶解到奥氏体晶体基体中。铁合金的奥氏体转变温度上限可为约900℃。
在固溶热处理110之后，将铁合金冷却120至环境温度101。铁合金可例如在空气中以大于或等于约5℃/秒的冷却速率从第一温度111冷却至环境温度101。在一些方面，铁合金可以小于30℃/秒、小于20℃/秒或小于10℃/秒的冷却速率冷却。在一些实施方案中，铁合金可相对快速地冷却到低于铁合金的马氏体开始转变(Ms)温度的第二温度(未示出)，以将铁合金中的至少一部分奥氏体转变为马氏体，并且然后铁合金可以以相对慢的冷却速率冷却到环境温度101。在将铁合金冷却120至环境温度101之后，铁合金可以是过饱和固溶体的形式，并且可包括马氏体、贝氏体和铁素体中的一种或多种相以及以体积计小于约5%的奥氏体的混合物。
在固溶热处理110和冷却120之后，由于铁合金中的相对低的碳量，与包含以质量计大于约0.3%或约0.4%的碳的铁合金相比，铁合金可相对软。例如，在固溶热处理110和冷却120之后，在约25℃的温度下，铁合金可表现出小于约38 HRC、小于约37 HRC或小于约36HRC的洛氏硬度。在一个具体的实例中，在固溶热处理110和冷却120之后，铁合金可表现出约35 HRC的洛氏硬度。
在固溶热处理110和冷却120之后，铁合金可被机械加工130或经受其它表面处理以使铁合金形成模铸模具的最终形状。在一些实施方案中，机械加工130可以是必要的或期望的，以补偿模铸模具的物理形状的变形，其可在固溶热处理110和冷却120步骤期间或之后发生。然而，由于在本公开的铁合金中的相对低的碳量，由于铁合金的相对柔软，机械加工130可相对容易地进行，并且不需要使用相对昂贵的机械加工设备。机械加工130铁合金的方法可包括车削、铣削、成形、规划（planning）、钻孔、电子束机械加工、激光束机械加工及其组合。
现在参考图4，因为在固溶热处理110和冷却120之后，铁合金被机械加工成模铸模具的最终形状，在机械加工130期间可发生的模铸模具的微观组织的物理变化可保留在模铸模具中，并且可沿着模铸模具的外周表面以高放大率可见。例如，在机械加工130之后，沿着模铸模具的外周表面设置的变形材料层350可表现出显示机械加工130所进行的方向的变形微观组织。另外或替代地，变形材料层350可表现出变形的晶粒和细化的晶粒微观组织。在机械加工130之后，沿着模铸模具的外周表面设置的变形材料层350可具有大于或等于约1微米至小于或等于约10微米的厚度。在经受奥氏体化热处理（其之后为淬火）之前被机械加工成最终所需形状的模铸模具将不会在它们的外周表面上保留来自先前机械加工过程的可见标记。
在机械加工130之后，使铁合金经受沉淀硬化热处理140以增加铁合金的硬度。在沉淀硬化热处理140期间，铁合金可被加热到大于环境温度101并且基本上小于第一温度111 (固溶热处理110的温度)的第三温度141。例如，铁合金可在沉淀硬化热处理140期间被加热到大于或等于约350℃、约400℃、或约425℃并且小于或等于约600℃的第三温度141。沉淀硬化热处理140可进行足以使金属间化合物纳米颗粒从过饱和固溶体中沉淀并且形成分布在整个基于铁的基体相中的金属间化合物沉淀相的持续时间。例如，沉淀硬化热处理140可进行大于或等于约5分钟、约0.5小时或约5小时并且小于或等于约50小时、约15小时或约12小时的持续时间。在一些方面，沉淀硬化热处理140可在约450℃的温度下进行约8-12小时的持续时间。
金属间化合物沉淀相的金属间化合物纳米颗粒可沿着基于铁的基体相的晶格结构内的缺陷位错沉淀，并可通过阻碍晶格中的位错的移动来增加铁合金的硬度。例如，在沉淀硬化热处理140之后，铁合金在约25℃的温度下可表现出大于或等于约42 HRC的硬度。例如，在沉淀硬化热处理140之后，铁合金在约25℃的温度下可表现出约49 HRC的硬度。
据信，在铁合金的基于铁的基体相中金属间化合物沉淀相的形成可增加铁合金的硬度，同时还增加铁合金的导热率。不意在受理论约束，据信由于金属间化合物纳米颗粒从基于铁的基体相中的沉淀而从基于铁的基体相中去除合金元素可有效地纯化基于铁的基体相的组成，改善电子在基于铁的基体相中移动的能力，并且从而改善基于铁的基体相传导热的能力。因此，与包含以质量计大于约0.3%或约0.4%的碳并依赖固溶强化来赋予其硬度的铁合金相比，本公开的沉淀硬化铁合金可表现出相对高的导热率。例如，在沉淀硬化热处理140之后，铁合金可在大于或等于约200℃至小于或等于约500℃的温度范围内表现出大于或等于约35W/m·K的导热率。例如，在沉淀硬化热处理140之后，铁合金可在大于或等于约250℃至小于或等于约350℃的温度下表现出大于或等于约37W/m·K、约38W/m·K或约39W/m·K的导热率。
不意在受理论的约束，据信在沉淀硬化热处理140之后铁合金的相对高的导热率可有助于减小由铁合金制成的模铸模具内的热梯度，其可有助于减小在重复铸造循环期间模铸模具内的热应力，并且因此可增加由铁合金制成的模铸模具的寿命。另外，在沉淀硬化热处理140之后，铁合金的相对高的导热率可提高由铁合金制成的模铸模具和用于在铸造期间冷却模铸模具的冷却剂之间的热传递速率，与熔融的非铁金属的热传递速率相比，其可有助于将模铸模具保持在相对低的温度。在模铸模具和非铁金属之间发生焊接与温度密切相关，其中模铸模具的温度升高增加了模铸模具的铁合金材料和铸件的非铁金属之间化学反应的可能性。因此，与具有相对较低的导热率的模具相比，在沉淀硬化热处理140之后的铁合金的相对较高的导热率可允许由铁合金制成的模铸模具在铸造操作期间保持在相对较低的温度，其可防止或抑制模铸模具的铁合金材料与铸件的非铁金属之间的化学反应，从而防止或抑制焊接的发生。此外，据信在沉淀硬化热处理140之后的本公开的铁合金的相对高的导热率可有助于减少在铸造操作期间模铸模具中的热梯度，其又可减少模铸模具的形状随时间的物理变形。
在沉淀硬化热处理140之后，金属间化合物沉淀相的金属间化合物纳米颗粒可具有小于或等于约50纳米的平均粒径。基于铁的基体相中的金属间化合物纳米颗粒的分布密度可大于或等于约1024纳米颗粒/立方米。金属间化合物沉淀相可包含镍、铝和/或铜的金属间化合物纳米颗粒。例如，金属间化合物纳米颗粒可包含或基本上由含镍、铝和铜的颗粒(Ni-Al-Cu纳米颗粒)组成。作为另一个实例，金属间化合物纳米颗粒可包含或基本上由含镍和铝的颗粒(Ni-Al纳米颗粒)组成。在另一实例中，金属间化合物纳米颗粒可包含或基本上由含铜颗粒(Cu纳米颗粒)组成。在金属间化合物沉淀相从基于铁的基体相沉淀期间，镍、铝和/或铜可共沉淀，使得金属间化合物纳米颗粒中的每一个包含共沉淀量的镍、铝和/或铜。在沉淀硬化热处理140之后，金属间化合物沉淀相可占铁合金的以质量计大于或等于约1%或约2%至小于或等于约12%。
在一些实施方案中，在沉淀硬化热处理140期间，金属碳化物颗粒可从过饱和固溶体沉淀以形成分布在整个基于铁的基体相中的金属碳化物沉淀相。金属碳化物沉淀相可包含或基本上由金属碳化物组成，所述金属碳化物例如铬、钨、钼和/或铌的碳化物。金属碳化物沉淀相的金属碳化物颗粒可具有小于约250纳米的颗粒直径。当存在时，金属碳化物沉淀相可占铁合金的以质量计大于或等于约0%至小于或等于约3%。
现在参照图2、5和6，在一些实施方案中，沉淀硬化热处理140可与热化学表面处理组合以在模铸模具的表面处并且沿着模铸模具的表面形成化学化合物层52。例如，如图2所示，在一些实施方案中，沉淀硬化热处理140可与热化学表面处理组合，以在前注射器端32的外周表面50处并沿着前注射器端32的外周表面50形成化学化合物层52。作为另一实例，沉淀硬化热处理140可与热化学表面处理组合以在模腔20的内表面36处并沿着模腔20的内表面36形成化学化合物层。热化学表面处理可在与沉淀硬化热处理140相同的温度下进行并且持续相同的持续时间。因此，沉淀硬化热处理140可与热化学表面处理同时进行，或者可在热化学表面处理期间固有地发生。
在本公开的铁合金中，在沉淀硬化热处理140期间而不是在奥氏体化和淬火热处理过程期间，在铁合金中发展硬度和强度，所述奥氏体化和淬火热处理过程经常用于增加具有相对高的碳含量的铁合金的硬度和强度。因此，本公开的铁合金不需要经受反复的回火热处理，其通常是在将具有相对高的碳含量的铁合金奥氏体化和淬火之后所需要的。另外，沉淀硬化热处理140可在与本文公开的某些热化学表面处理例如氧化、氮化和/或氧氮化处理基本相同的温度下进行，并且持续基本相同的持续时间。这样，沉淀硬化热处理140和一个或多个热化学表面处理可组合并在模铸模具的制造期间基本上同时进行。然而，与沉淀硬化热处理140的温度和持续时间不同，在具有相对高的碳含量的铁合金奥氏体化和淬火之后进行的回火热处理的温度和持续时间与本公开的一个或多个热化学表面处理的温度和持续时间并非基本上相同。当然，在奥氏体化和淬火之后进行的回火热处理的温度通常比在本公开的一个或多个热化学表面处理期间使用的温度高得多。例如，在奥氏体化和淬火之后进行的回火热处理通常在大于约550℃或约600℃的温度下进行。因此，本公开的一个或多个热化学表面处理(例如氧化、氮化和/或氧氮化处理)可不与在具有相对高的碳含量的铁合金的奥氏体化和淬火之后进行的回火热处理组合或基本上同时进行。通常，如果对具有相对高的碳含量的铁合金进行氧化、氮化和/或氧氮化处理，则在奥氏体化和淬火之后，以及在所有的回火热处理已经进行之后，进行氧化、氮化和/或氧氮化处理。
热化学表面处理可包括在含氧环境中加热铁合金的氧化处理、在含氮环境中加热铁合金的氮化处理、或在含氧和含氮环境中加热铁合金的氧氮化处理。热化学表面处理可通过将铁合金暴露于气态和/或液体环境，例如，含氧和/或含氮的气体或液体中来进行。在一些实施方案中，在热化学表面处理期间，铁合金可暴露于含氮环境，并且然后随后暴露于含氧环境，或反之亦然。在一些实施方案中，铁合金可暴露于含氧和/或含氮环境，并且然后随后加热以在模铸模具的外周表面处并且沿着模铸模具的外周表面形成化学化合物层。例如，通过在空气或水蒸气中加热铁合金或通过将铁合金浸入含氧液体中，可将铁合金暴露于含氧环境。例如，通过在氨(NH3)气存在下加热铁合金或将铁合金暴露于含氮液体，可将铁合金暴露于含氮环境。在一些实施方案中，可通过在包含氰酸盐(例如KCNO和/或NaCNO)、氯化物(例如KCl和/或NaCl)、碳酸盐(例如K2CO3、Na2CO3和/或LiO2CO3)或其组合的液体盐浴中加热铁合金来使铁合金经受液体氧氮化处理。
可进行热化学表面处理，使得氧原子和/或氮原子扩散到沿着铁合金的表面设置的材料层中，并与铁合金的组成中包含的金属元素形成金属氮化物、金属氧化物和/或金属氮氧化物。这样，与化学化合物层52下方的铁合金的主体56相比，化学化合物层52可包括铁合金层，该铁合金层包括相对高浓度的金属氮化物、金属氧化物和/或金属氮氧化物。在热化学表面处理期间形成的金属氮化物、金属氧化物和/或金属氮氧化物层可具有从模铸模具的表面延伸的大于或等于大约1微米至小于或等于大约15微米的厚度。
现在参考图5，在一些实施方案中，热化学表面处理可包括氧化表面处理，并可导致在铁合金的表面150处并且沿着铁合金的表面150形成氧化物层152。在氧化表面处理期间，铁合金可在含氧环境中在大于或等于约350℃至小于或等于约600℃的温度下加热大于或等于约0.5小时至小于或等于约15小时。
与氧化物层152下方的铁合金的主体156相比，氧化物层152可包含相对高浓度的金属氧化物。例如，氧化物层152可包含相对高浓度的铁氧化物，例如Fe2O3和/或Fe3O4。铁的氧化物可以以包含氧化物层152的以质量计大于或等于约90%的量存在于氧化物层152中。氧化物层152的厚度可大于或等于约1微米至小于或等于约15微米。在一些方面，氧化物层152可具有大于或等于约1微米至小于或等于约5微米的厚度，或者约2微米的厚度。在其它方面，氧化物层152可具有大于或等于约2微米至小于或等于约8微米的厚度。在又另一方面，氧化物层152可具有大于或等于约3微米至小于或等于约15微米的厚度。氧化物层152的期望厚度可取决于氧化物层152中Fe2O3的量。不意在受理论的约束，据信，由于Fe2O3的密度与Fe3O4的密度相比，相对较低，从氧化物层152的表面剥离Fe2O3可更容易。因此，如果Fe2O3包含以质量计氧化物层152的大于或等于约50%，则可希望氧化物层152的厚度保持相对小以避免不希望的剥离量。例如，如果Fe2O3包含以质量计氧化物层152的大于或等于约50%，则氧化物层152优选具有小于或等于约5微米的厚度。
氧化物层152可基本上不含氧化铬、氧化硅或其组合。例如，氧化铬和/或氧化硅可包含以质量计氧化物层152的小于0.1%，优选地小于0.05%，并且更优选地小于0.01%。不意在受理论的约束，据信，由于本公开的铁合金的组成中不是有意包含铬和硅，与有意包含铬和/或硅合金元素的铁合金相比，在模铸模具表面处并且沿着模铸模具表面形成的氧化物层152可相对较厚并且更容易形成。
现在参照图6，在一些实施方案中，热化学表面处理可包括氧氮化表面处理，并可导致在铁合金的表面250处并且沿着铁合金的表面250形成氧化物层252、氮化物层258和扩散层260。如图6所示，氧化物层252可沿着铁合金的表面250延伸并限定铁合金的表面250。氮化物层258可以是下方层，并且在氧化物层252的直接下方沿着铁合金的表面250延伸。扩散层260可在氮化物层258的直接下方(并因此在氧化物层252的下方)沿着铁合金的表面250延伸。通过使铁合金的表面250经受氮化表面处理，随后进行氧化表面处理，或者通过使铁合金的表面250经受氧氮化表面处理，其中铁合金基本上同时经受氧化和氮化表面处理二者，可在铁合金的表面250处或沿着铁合金的表面250形成氧化物层252、氮化物层258和扩散层260。例如，在氧氮化表面处理期间，可在含氮环境中在大于或等于约400℃至小于或等于约580℃的温度下加热铁合金大于或等于约0.5小时至小于或等于约15小时，并且然后可在含氧环境中在大于或等于约350℃至小于或等于约600℃的温度下加热铁合金大于或等于约0.1小时至小于或等于约12小时。作为另一实例，氧氮化表面处理可包括液体氧氮化表面处理。在液体氧氮化表面处理期间，铁合金可在含氧和氮的液体盐浴中在大于或等于约400℃至小于或等于约580℃的温度下加热大于或等于约0.5小时至小于或等于约15小时。
与扩散层260下方的铁合金的主体256相比，氧化物层252可包含相对高浓度的金属氧化物。例如，氧化物层252可包含相对高浓度的铁氧化物，例如Fe2O3和/或Fe3O4。铁的氧化物可以以包含以质量计氧化物层252的大于或等于约5%、约50%或约90%的量存在于氧化物层252中。与氧化物层152类似，氧化物层252可基本上不含氧化铬和/或氧化硅。氧化物层252可具有与氧化物层152的厚度基本相同的厚度。在氧氮化表面处理中，因为铁合金在铁合金经受氮化表面处理之后或同时经受氧化表面处理，所以与扩散层260下方的铁合金的主体256中的铁的氮化物和氮化铝的浓度相比，氧化物层252可包含相对高浓度的铁的氮化物和氮化铝。
与扩散层260下方的铁合金的主体256中的铁的氮化物和氮化铝的浓度相比，氮化物层258可包含相对高浓度的铁的氮化物(例如，Fe2N、Fe3N和/或Fe4N)和氮化铝(AlN)。铁的氮化物可以以包含以质量计氮化物层258的大于或等于约80%或约90%的量存在于氮化物层258中。氮化铝可以以包含以质量计氮化物层258的大于或等于约0.5%至小于或等于约2.5%的量存在于氮化物层258中。氮化物层258可具有大于或等于约2微米至小于或等于约15微米的厚度。不意在受理论的约束，据信与在不有意包含铝作为合金元素的铁合金上形成的氮化物层相比，在氮化物层258内形成氮化铝可显著增加铁合金的硬度。
与扩散层260下方的铁合金的主体256中的浓度相比，扩散层260可包含相对高浓度的氮、氮化铝(AlN)沉淀和铁的氮化物沉淀(例如，Fe2N、Fe3N和/或Fe4N)。氮可以以包含以质量计扩散层260的大于或等于约0.002%或约2%至小于或等于约13%的量存在于扩散层260中。氮化铝沉淀可以以包含以质量计扩散层260的大于或等于约0.01%、约0.03%、约0.1%、或约0.3%至小于或等于约2.5%或约1.5%的量存在于扩散层260中。铁氮化物沉淀可以以包含以质量计扩散层260的大于或等于约0.01%或约0.1%的量存在于扩散层260中。扩散层260中的氮、氮化铝沉淀和铁的氮化物沉淀的量可从氮化物层258朝向铁合金的主体256逐渐减少。扩散层260的厚度可大于或等于约20微米至小于或等于约150微米。扩散层260的厚度可通过测量氧化物层252和氮化物层258下方的铁合金的硬度来确定，如本领域普通技术人员所知。与扩散层260下方的铁合金的主体256相比，氮的添加和氮化铝沉淀和铁的氮化物沉淀的形成可增大扩散层260的硬度。具有大于或等于铁合金的主体256的约105%的硬度的铁合金区域可归因于扩散层260。
不意在受理论的约束，据信在模铸模具的表面上形成的金属氧化物、金属氮化物和/或金属氮氧化物层可有助于防止或抑制在铸造操作期间沿着模铸模具的表面与铸件的非铁金属之间的界面发生化学反应。这样，金属氮化物、金属氧化物和/或金属氮氧化物层的形成可有助于防止或抑制在铸造过程中模铸模具和铸件的非铁金属之间的焊接。已经发现，在热化学表面处理之后，当铁合金在约600℃至约750℃的温度范围内被置于与一定体积的熔融铝直接接触时，铁合金可基本上耐焊接。
实施例
为了评价本公开的Fe-Ni-Cu-Al-Mn-C合金的耐焊性，制备Fe-Ni-Cu-Al-Mn-C合金的测试销，使其在约480℃的温度下经受沉淀硬化热处理约12小时的持续时间，接着在约450℃的温度下在空气中氧化处理约8小时的持续时间。另外，制备由市售H13热加工模具钢制成的测试销，并使其经受相同的氧化热处理。如图7所示，在使Fe-Ni-Cu-Al-Mn-C合金经受氧化处理之后，在Fe-Ni-Cu-Al-Mn-C合金表面上存在厚度大于约2微米的氧化物层。或者，如图8所示，在使H13热加工模具钢经受氧化处理之后，在H13热加工模具钢的表面上没有形成可辨别的氧化物层。
将测试销浸入到具有约705℃温度的一定体积的熔融铝中约0.5小时的持续时间。测试销浸入熔融铝中的部分具有约80毫米的长度和约10毫米的直径。在将测试销从熔融铝中移出后，将残余的铝从其中洗去。将测试销干燥并称重以确定由于其暴露于熔融铝而导致的销的重量损失。由本公开的铁合金制成的测试销表现出小于0.1%的重量损失。相反，由市售H13热加工模具钢制成的试验销表现出约2%-3%的重量损失。测试结果表明，本公开的铁合金表现出比市售的H13热加工模具钢更好的耐焊性。
为了说明和描述的目的，已经提供了对实施方案的上述描述。其不意在穷举的或限制本公开。特定实施方案的各个元件或特征通常不限于该实施方案，而是在适用的情况下是可互换的，并且可以在所选实施方案中使用，即使没有具体示出或描述。同样的也可以以许多方式变化。这样的变型不应被认为是背离本公开，并且所有这样的修改旨在被包括在本公开的范围内。

Claims (10)

1.一种用于模铸的柱塞，所述柱塞包括：
前注射器端，其包括前壁、从所述前壁延伸的圆柱形侧壁、以及至少部分地由所述前壁的前面和所述圆柱形侧壁的外圆周表面限定的外周表面，所述前注射器端由铁合金制成，所述铁合金包含，以质量计：
大于或等于约1%至小于或等于约6%的量的镍；
大于或等于约0.1%至小于或等于约5%的量的铜；
大于或等于约0.2%至小于或等于约2.5%的量的铝；
大于或等于约0.5%至小于或等于约2%的量的锰；
大于或等于约0.05%至小于或等于约0.2%的量的碳；以及
大于或等于约78%的铁；以及
化学化合物层，所述化学化合物层在所述前注射器端的所述外周表面处并且沿着所述前注射器端的所述外周表面设置，其中与所述前注射器端的主体相比，所述化学化合物层包含相对高浓度的金属氧化物、金属氮化物和金属氮氧化物中的至少一种，
其中所述化学化合物层具有从所述前注射器端的所述外周表面延伸的大于或等于约2微米至小于或等于约15微米的厚度。
2.根据权利要求1所述的柱塞，其中所述化学化合物层包括氧化物层，所述氧化物层在所述前注射器端的所述外周表面处并且沿着所述前注射器端的所述外周表面设置，其中所述氧化物层包含以质量计所述氧化物层的大于或等于约90%的量的Fe2O3和/或Fe3O4，其中所述氧化物层具有大于或等于约2微米至小于或等于约15微米的厚度，并且其中所述氧化物层包含以质量计所述氧化物层的小于或等于的约0.1%的量的氧化铬和/或氧化硅。
3.根据权利要求1所述的柱塞，其中所述化学化合物层包括氧化物层和在所述氧化物层下方延伸的氮化物层，和在所述氮化物层下方在所述前注射器端的所述外周表面处并且沿着所述前注射器端的所述外周表面延伸的扩散层，其中所述氧化物层包含以质量计所述氧化物层的大于或等于约5%的量的Fe2O3和/或Fe3O4，其中所述氮化物层包含以质量计所述氮化物层的大于或等于约90%的量的铁的氮化物和所述氮化物层的大于或等于约0.5%至小于或等于约2.5%的量的氮化铝，并且其中所述扩散层包含以质量计所述扩散层的大于或等于约0.01%至小于或等于约2.5%的量的氮化铝和所述扩散层的大于或等于约0.01%的量的铁的氮化物。
4.根据权利要求1所述的柱塞，其中所述铁合金具有包含基于铁的基体相和分布在整个所述基于铁的基体相中的金属间化合物沉淀相的微观组织，其中所述基于铁的基体相包括马氏体、贝氏体和铁素体中的至少一种，其中所述基于铁的基体相包含以体积计小于5%的奥氏体，其中所述金属间化合物沉淀相包含金属间化合物纳米颗粒，所述金属间化合物纳米颗粒具有小于或等于约50纳米的平均粒径，其中所述金属间化合物纳米颗粒中的每一个包含镍、铝、铜或其组合，并且其中所述基于铁的基体相中的所述金属间化合物纳米颗粒的分布密度大于或等于约1024金属间化合物纳米颗粒/立方米。
5.根据权利要求4所述的柱塞，其中所述铁合金的微观组织还包含分布在整个所述基于铁的基体相中的金属碳化物沉淀相，并且其中所述金属碳化物沉淀相包含具有小于约250纳米的粒径的金属碳化物颗粒。
6.根据权利要求1所述的柱塞，其中所述铁合金在约25℃的温度下表现出大于或等于约42 HRC的洛氏硬度，并且其中所述铁合金在大于或等于约200℃至小于或等于约500℃的温度下表现出大于或等于约35W/m·K的导热率。
7.一种制造用于模铸的柱塞的方法，所述方法包括下述顺序的以下步骤：
(i)使铁合金形成用于模铸机的柱塞的前注射器端的初始形状，所述铁合金包含，以质量计：
大于或等于约1%至小于或等于约6%的量的镍；
大于或等于约0.1%至小于或等于约5%的量的铜；
大于或等于约0.2%至小于或等于约2.5%的量的铝；
大于或等于约0.5%至小于或等于约2%的量的锰；
大于或等于约0.05%至小于或等于约0.2%的量的碳；以及
大于或等于约78%的铁；
(ii)将铁合金加热到大于或等于约900℃的温度以形成铁和溶解的合金元素的固溶体；
(iii)以大于或等于约5℃/秒的冷却速率冷却所述铁合金以形成铁和溶解的合金元素的过饱和固溶体；
(iv) 在大于或等于约350℃至小于或等于约600℃的温度下加热所述铁合金以从所述过饱和固溶体中沉淀出金属间化合物纳米颗粒并形成分散在整个基于铁的基体相中的金属间化合物沉淀相；以及
(v)使所述铁合金经受：
氧化表面处理，以形成在所述前注射器端的所述外周表面处并且沿着所述前注射器端的所述外周表面的氧化物层，或
氧氮化表面处理，以形成氧化物层、在所述氧化物层下方延伸的氮化物层，和在所述氮化物层下方沿着所述前注射器端的所述外周表面延伸的扩散层，
其中步骤(iv)和(v)基本上同时进行。
8.根据权利要求7所述的方法，其中在步骤（v）中通过将所述铁合金暴露于在步骤（v）中的含氧环境使所述铁合金经受氧化表面处理，其中所述氧化物层包含以质量计所述氧化物层的大于或等于约90%的量的Fe2O3和/或Fe3O4，并且其中所述氧化物层具有大于或等于约2微米至小于或等于约15微米的厚度。
9.根据权利要求7所述的方法，其中在步骤（v）中通过将所述铁合金暴露于在步骤（v）中的含氧环境和含氮环境使所述铁合金经受氧氮化表面处理，其中所述氧化物层包含以质量计所述氧化物层的大于或等于约5%的量的Fe2O3和/或Fe3O4，并且其中所述氮化物层包含以质量计所述氮化物层的大于或等于约90%的量的铁的氮化物，和所述氮化物层的大于或等于约0.5%至小于或等于约2.5%的量的氮化铝。
10.根据权利要求7所述的方法，进一步包括，在步骤（iii）之后，且在步骤(iv)之前，将所述铁合金机械加工成所述前注射器端的最终形状，其中在步骤（iii）之后，且在步骤(iv)之前，所述铁合金在约25℃的温度下具有小于或等于约38 HRC的洛氏硬度，其中在步骤(iv)之后所述铁合金在约25℃的温度下具有大于或等于约42 HRC的洛氏硬度，并且在大于或等于约200℃至小于或等于约500℃的温度下具有大于或等于约35W/m·K的导热率，并且其中在步骤(iii)之后，所述铁合金不经受回火热处理。
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