壓鑄用熱作模具鋼的製作方法

2023-06-27 01:50:26

專利名稱：：壓鑄用熱作模具鋼的製作方法
技術領域：
：本發明涉及壓鑄模具中使用的熱作模具鋼，具體來說，涉及這樣一種壓鑄用熱作模具鋼，其可以抑制壓鑄模具大裂紋的主要原因即從水冷孔開始的裂紋，以可以應對壓鑄產品製造的高循環化。本發明的壓鑄用熱作模具鋼，特別適於作為鋁壓鑄模具的材料使用。
背景技術：
：作為鋁壓鑄模具，當前一直存在因熱疲勞而在空腔表面產生裂紋(熱裂)的問題。該熱裂是指以下現象在開模後向空腔表面澆注冷卻水時，由於空腔表面的急速冷卻和加熱狀態的內部之間的溫度差，在空腔表面會產生拉伸應力，由於由該反覆過程引起的熱疲勞而在空腔表面產生裂紋。對於該熱裂來說，提高模具的硬度是有利的。另一方面，近年來，人們要求縮短鋁壓鑄產品的製造周期(高循環化)。為了實現這一要求，以縮短模具的合模時間為目的，逐漸強化對模具內的鋁鑄造產品的水冷。該水冷的強化，具體來說，通過使水冷孔接近空腔表面來進行。該情況下產生以下問題鋁製品鑄造時在水冷孔表面產生的熱應力增大，會產生從水冷孔開始產生裂紋的現象。這種從水冷孔開始的裂紋，並不僅僅是由於鑄造時反覆加載的熱應力引起的，而是由熱應力引起的裂紋、和由在水冷孔表面產生的鏽蝕引起的應力腐蝕裂紋的複合的延遲破壞現象。該從水冷孔開始的裂紋，模具的硬度越高越容易發生。因此，對於這種從水冷孔開始的裂紋來說，降低模具的硬度是有利的。也就是說，如果提高模具硬度，則對於熱裂來說是有利，但對於從水冷孔開始的裂紋來說是不利的，相反，如果降低模具硬度，則對於從水冷孔開始的裂紋來說是有利的，另一方面，對於熱裂來說是不利的，抗熱裂性會惡化。從抑制上述從水冷孔開始的裂紋的角度出發，優選使模具硬度為HRC4540。作為現有的鋁壓鑄模具，主要使用以JIS—SKD61為代表的5Cr類熱作模具鋼。近些年來，為了抑制在空腔表面產生的熱裂，逐漸使其使用硬度提高，隨著鋁壓鑄產品的製造的高循環化，從模具水冷孔開始的裂紋帶來的危險性逐漸增大。在上述JIS—SKD61的情況下，含有大約0.4%的C，在淬火狀態下的硬度，例如為HRC53左右。因此，為了出於抑制從水冷孔開始的裂紋的目的而使其硬度降低到小於或等於HRC45,需要進行在大於或等於600°C的高溫下的退火。但是，如果進行這種高溫下的退火，則會顯著降低鋼的抗腐蝕性。這種材料含有大約5%的Cr，其本來是抗腐蝕性良好的材料。但是，如果在大於或等於600°C的高溫下進行退火，則所含有的Cr幾乎都因為該高溫回火而作為Cr碳化物析出，鋼中含有的Cr對抗腐蝕性的提高沒有作用。無論如何，使用目前主要作為鋁壓鑄模具使用的以JIS—SKD61為代表的熱作模具鋼，不能很好地解決從水冷孔開始的裂紋問題。為了使從水冷孔開始的裂紋問題和空腔表面的熱裂問題均得到很好地解決，考慮以下方法是有效的在防止在水冷孔內產生的鏽蝕的同時降低存在水冷孔的模具內部的硬度，另一方面提高產生熱裂的模具的空腔表面的硬度。但是，滿足這種特性的材料還沒人提出。此外，在下述參考文獻1公開了關於以下方法的發明通過使壓鑄模具的水冷孔內徑表面為比模具表面低的硬度，同時實現防止水冷孔的裂紋和模具表面的抗熱裂性。在該參考文獻1中公開的鋼，在將目前使用的JIS—SKD61通過淬火、回火而調質為高硬度之後，通過將水冷孔表面由感應加熱、燃燒器加熱、雷射加熱等局部回火為較低的硬度。在該參考文獻1公開的技術中，無論用哪種方法都必須進行局部加熱，存在水冷孔形狀受到限制的問題，例如必須使水冷孔的直徑成為燃燒器可以進入的大小。參考文獻l:特開平6-315753號公報
發明內容本發明以上述情況為背景，其目的在於提供一種壓鑄用熱作模具鋼，其有良好的抗熱裂性，且能夠很好地抑制從水冷孔開始的裂紋。本發明人認真地進行該問題的研究，結果發現前述問題可以通過下述將熱加工鋼用於壓鑄而得到解決，基於該發現，完成了本發明。本發明主要含有以下技術方案1.一種壓鑄用熱作模具鋼，其通過將下述鋼淬火後，在小於或等於500°C的溫度下回火而得到，該鋼含有以下質量百分比的成分C:0.10.3%、Si:0.11.5%、Mn:0.32%、Cr:612%、P:小於或等於0.05%、S:小於或等於0.01%、Mo:13%、V:0.51.5%、s—Al:0.0050.025%、N:0.0050.025%、0:小於或等於0.005%、剩餘部分為Fe及不可避免的雜質。2.如技術方案1所述的壓鑄用熱作模具鋼，其還包含從下述群中選擇出的至少一種，該群由以下質量百分比的成分構成Ni:小於或等於2%、以及CU:小於或等於1%。3.如技術方案1或2所述的壓鑄用熱作模具鋼，其還含有Co，其質量百分比小於或等於5%。4.如技術方案13中任意一項所述的壓鑄用熱作模具鋼，其還包含從下述群中選擇出的至少一種，該群由以下質量百分比的成分構成Ti:小於或等於0.2%、Zn:小於或等於0.2%、以及Nb:小於或等於0.2%。本發明的壓鑄用熱作模具鋼，減少了C的含量，另一方面，Cr、Mo的含量增多且使之適量，由此能夠有效地抑制作為壓鑄模型使用時從水冷孔開始的裂紋，另外，還向該壓鑄模具賦予良好的抗熱裂性。本發明的壓鑄用熱作模具鋼，特別地適合於作為鋁壓鑄模具材料使用。已知Cr是改善抗腐蝕性的元素。但是，如果是通常的JIS-SKD61，則由於在調質為使用硬度時，如前所述以大於或等於600°C的高溫回火，所以用於改善抗腐蝕性的Cr會作為碳化物析出，其效果完全失去。另一方面，如果使回火程度降低到無Cr碳化物析出的程度，則硬度會大於或等於50HRC而變得非常硬，在作為壓鑄模具使用時，容易產生從水冷孔開始的裂紋。特別地，通過降低C的含量，可以用小於或等於500°C的低溫回火，得到需要的硬度。但是，該情況下，直至空腔表面的硬度會降低，發生抗熱裂性惡化的問題。在這裡，在本發明的壓鑄用熱作模具鋼中，在減少C含量的同時，適當地增加Mo含量。通過減少C含量，通過小於或等於500°C的低溫回火可以得到不易發生從水冷孔開始的裂紋的小於或等於HRC45的硬度。另外，通過適量添加Mo，在作為壓鑄模具使用時，可以利用來自壓鑄時的熔融金屬(例如熔融鋁)的熱量，使模具空腔表面局部地變硬。具體來說，在為了鑄造壓鑄產品而使用模具時，利用來自熔融金屬的熱量而空腔表面被加熱(在熔融鋁的情況下是600650。C左右)，添加的Mo作為碳化物析出，起到將空腔表面局部地加硬的作用。也就是說，本發明的壓鑄用熱作模具鋼具有以下效果空腔表面的硬度在模具使用中利用時效硬化而提高。利用該效果，能夠很好地抑制空腔表面上的熱裂。也就是說，本發明的壓鑄用熱作模具鋼，在作為壓鑄模具使用時，能夠巧妙地利用由來自熔融金屬的熱量使該空腔表面發生時效硬化的現象，其結果可以得到這樣的模具對其內部來說，維持較低的硬度，另一方面，對空腔表面來說，其硬度局部提高。在這一點上，與現有的產品相比，本發明的壓鑄用熱作模具鋼有良好的效果。在本發明中，比JIS—SKD61更多添加了作為抗腐蝕性元素的Cr。在本發明中，因為在淬火處理後以小於或等於500°C的低溫進行退火，所以添加的Cr不會作為碳化物析出，成為固溶於基體中的狀態，有效地助於鋼的抗腐蝕性的提高。也就是說，利用該Cr的抗腐蝕性提高的作用，在將本發明的壓鑄用熱作模具鋼作為壓鑄用模具使用時，能夠抑制水冷孔中的鏽蝕的產生，並很好地抑制伴隨由該鏽蝕引起的應力腐蝕裂紋的從水冷孔開始的裂紋。另外，在將本發明的壓鑄用熱作模具鋼作為壓鑄模具使用時，模具的空腔表面利用由Mo碳化物的析出引起的2次硬化(時效硬化)，硬化為可以確保抗熱裂性的大於或等於HRC45的硬度。下面，如下詳細說明本發明中的各種化學成分的限制理由。並且，以下說明中"％"表示"質量百分比"。C:0.10.3%C是為了確保作為模具性能的重要的硬度和耐磨性所必需的元素。在通常的熱作模具鋼中含有大約0.4%的C，但在本發明中，為了以小於或等於500°C的低溫回火得到小於或等於HRC45的硬度，相對通常的熱作模具鋼減少C含量，其範圍為0.10.3%，優選0.150.25%。Si:0.11.5%Si是作為煉鋼時的脫氧元素而必需的元素。另外，通過提高其含量，能夠提高被切削性及抗回火軟化性。但是，因為其添加量多時會使得衝擊值下降，所以使其添加範圍為0.11.5%，優選0.10.5%。Mn:0.32%Mn是為了確保淬火性及硬度所必需的成分，使其添加量大於或等於0.3%。另外，如果過量添加Mn，則使得淬火性過高，淬火時會產生大量殘餘Y而衝擊值降低，或者即使退火也不會降低硬度，所以使其上限為2%。另外，Mn的添加量的上限值優選1%。Cr:612%Cr是在提高淬火性的同時改善水冷孔的抗腐蝕性的元素。為了得到抗腐蝕性提高的效果，需要添加大於或等於6%，優選添加大於或等於8%。但是，如果過量添加，則會使抗回火軟化性降低，降低模具性能。因此，其上限為12%。另外，Cr含量的上限值優選10%。p是因為會降低衝擊韌度而應儘量減少的元素，在不可避免地含有的情況下，優選使其減少到小於或等於0.05%。S:^0.01%S是因為形成MnS、使衝擊韌度降低而應儘量減少的元素，在必須含有的情況下，最好使其減少到小於或等於0.01°/。。Mo:13%由於Mo會形成碳化物而使得基體強化並提高耐磨性，所以是為了確保淬火性所必需的。另外，在將本發明的壓鑄用熱作模具鋼作為壓鑄模具使用時，該Mo碳化物會利用熔融金屬的熱量(熔融鋁的情況下為600。C左右)析出，增加模具的硬度。在本發明中，為了防止從水冷孔開始的裂紋，淬火、回火後的模具硬度為小於或等於HRC45，但在壓鑄中空腔表面溫度會上升(鋁壓鑄的情況下為600。C左右)而得到大於或等於HRC45的硬度，可以改善抗熱裂性。為了獲得這種效果，需要添加大於或等於1%，優選添加大於或等於1.5%。但是，因為即使過量添加，其效果也達到飽和因而在經濟方面不利，因此使添加上限為3。/。。另外，Mo的添加量的上限值優選2.5%。V:0.51.5%V是通過淬火時形成並析出碳化物，使得基體強化及提高耐磨性的元素。另外，通過淬火加熱時形成細晶的碳化物，具有抑制結晶顆粒粗大、抑制衝擊值降低的效果。為了得到這種效果，需要添加大於或等於0.5%。另一方面，由於如果過量添加，則凝固時作為碳氮化物而生成粗大的結晶物而使得韌性降低，因此使上限為1.5%。另外，V的添加量的上限優選1%。s—Al:0.0050.025%Al除了在煉鋼時作為脫氧元素的作用之外，是還與鋼中的N結合成為氮化物而細微分散，抑制淬火加熱時的結晶顆粒粗大化的元素。為了得到這種效果，需要添加大於或等於0.005%。但是，由於即使過量地添加其效果也已經飽和，所以使其上限為0.025%。N:0.0050.025%N是與鋼中的Al或V結合而形成氮化物，通過細微分散而抑制淬火加熱時的結晶顆粒粗大化，有效防止衝擊值下降的元素。為了得到這種效果，需要添加大於或等於0.005%。但是，即使過量添加其效果也已經飽和，所以使其上限為0.0250/o。0:^0.005%O形成氧化物類夾雜物，使衝擊韌度降低。為了抑制衝擊值的降低，需要使O含量小於或等於0.005%。Ni在提高淬火性同時，也對基體的增韌化有效，可以根據需要添加。但是，即使過量添加，其效果也已經飽和，且對經濟方面不利，所以分別使其上限為2%和1%。Co:^5%Co是利用固溶強化提高強度的元素，可以根據需要添加。但是，即使過量添加其效果也已經飽和，對經濟方面不利，因此使其上限為5%。Ti:^0.2%、ZrS0.2%、Nb:任一種都是形成Ti(CN)、Zr(CN)、Nb(CN)及其複合氮化物並細微地析出，防止淬火加熱時的結晶顆粒粗大化的元素。在希望使結晶顆粒細微化而確保韌性的情況下，可以根據需要添加。但是，如果過量添加，則凝固時會結晶為粗大的碳氮化物，反而使得衝擊韌度降低，所以使其上限分別為0.2%。另外，在這些元素複合添加的情況下，其總量優選小於或等於0.5%。具體實施例方式下面，如下說明本發明的實施方式。以下參照本發明鋼和對比鋼，對本發明進行詳細說明，但應該明確，本發明不限於所說明的內容。將表1所示的各種組成的鋼，在150Kg的真空高頻感應爐中熔解，將所得到的鋼錠在1200°C下鍛造成剖面為60x60mm的方棒。將該方棒切割為500mm的長度後，加熱到1030°C，進行油淬火。然後，進行2次450。Olh的條件下的回火。對於進行了回火後的各個方棒，分別進行下述測定1/4H處(表面與中心部之間的一半的部位)的硬度測定；2mmU形缺口試驗片的T方向(方棒的寬度方向)的夏比衝擊試驗；從1/4H部切出10xl0xl0mm的塊體，將表面用砂紙打磨後，在20°C的工業用水中浸泡24h，確認鏽蝕產生的抗腐蝕性試驗。此外，抗腐蝕性的評價為，將無鏽蝕產生的情況記為o，將有鏽蝕產生的情況記為x。另外，因為要模擬反覆進行鋁壓鑄產品鑄造時的熱過程，所以對於進行了上述450°C下的回火後的各個方棒，利用高頻加熱，從室溫開始加熱4秒鐘達到650。C後進行水冷，以該過程為l個循環，將其反覆進行IOOO次循環，測量其後的表面硬度。上述評價結果如表2所示。表ltableseeoriginaldocumentpage13表2tableseeoriginaldocumentpage14另外，將表1的發明鋼No.2加熱到1030QC後，進行油淬火，在450。Cxlh的條件下回火2次，此外，將現有鋼A加熱到1030°C後，進行油淬火，然後在450。Olh的條件下回火2次，另外，使現有鋼A在630。Olh的條件下回火2次，分別對於以上各種情況，評價作為從水冷孔開始的裂紋感受性的指標的抗延遲破壞特性。在這裡，抗延遲破壞特性的評價按照下述方式進行。艮口，將工業用水滴到具有0.1R的環狀切槽(凹口)試驗片的切槽部上(為了使其發生鏽蝕)，研究彎曲應力和破壞時間之間的關係。然後，通過比較靜態彎曲應力(Oh斷裂應力)與200h時斷裂的應力的比，評價抗延遲破壞特性。另外，將從室溫開始加熱4秒鐘達到650°C後再進行水冷的過程作為1個循環，將其反覆進行10000次循環後，測量在表面產生的熱裂的長度，作為抗熱裂性的指標進行評價。以上評價結果，如表3所示。另外，在表3中，抗延遲破壞特性的目標值大於或等於0.7。表3tableseeoriginaldocumentpage15如表2的結果所示，發明鋼No.lNo.U，在450。C回火下，達到HRC4044的硬度，另外650°C反覆加熱後的硬度為HRC4649，硬度增加。另外，因為是450。C的低溫回火，所以基本不會析出Cr碳化物，任何一種情況都顯示出良好的抗腐蝕性。與之相對，比較鋼a，C為0.05%而低於本發明的下限值0.1%，因此在450°C回火時硬度只有HRC36，反覆進行650°C加熱後的硬度也很低，為HRC42，抗熱裂性不好。對比鋼b，相反地C為0.38%而高於本發明的上限值0.3%，因此450。C回火後的硬度較高為HRC53，衝擊值較低。對比鋼c，Si含量為2。/。，高於本發明的上限值1.5%，衝擊值較低。對比鋼d，Mn的含量為2.5。/。，高於本發明的上限值2%，衝擊值較低。對比鋼e，作為雜質的P的含量為0.08%，高於本發明的上限值0.01%，因此衝擊值較低。對比鋼f，同樣地，作為雜質的S的含量為0.05%，高於本發明的上限值0.01%，所以衝擊韌度較低。對比鋼g，Cr含量為5.1%，低於本發明的下限值6%，因此抗腐蝕性低。對比鋼h，相反地，Cr含量為13.5%，高於本發明的上限值12%，因此，衝擊值降低。對比鋼i，Mo含量為0.6。/。，低於本發明的下限值1%，因此即使進行650°C的反覆加熱，硬度也不會充分增加。這說明抗熱裂性不充分。對比鋼j，V含量為0.3。/c)，低於本發明的下限值0.5%，因此產生結晶顆粒的粗大化，衝擊值降低。對比鋼k，s—Al含量為0.003%，低於本發明的下限值0.005%，因此產生結晶顆粒的粗大化，衝擊值為低值。對比鋼l，N含量為0.002%，低於本發明的下限值0.005%，同樣地產生結晶顆粒的粗大化，衝擊值為低值。對比鋼m，O含量為0.008%,高於本發明的上限值0.005%，因此，夾雜物增多，衝擊值為低值。另外，現有鋼A為JIS—SKD61，其在450。C的回火下，硬度為HRC53，650°C反覆加熱後的硬度降為HRC47。另外，抗腐蝕也很差。其次，在表3中，發明鋼No.2雖然在450。C的低溫回火下硬度低，但與硬度高的現有鋼A的450°C回火材料相比，具有相同的抗熱裂性及良好的抗延遲破壞特性。而且，與將現有鋼A進行630°C高溫回火的同硬度產品相比，因為低溫回火，所以抗腐蝕性高，抗熱裂性也很好。如上所述，可知發明鋼具有當前的相反的兩種特性，即抑制從水冷孔開始的裂紋的特性和抗熱裂性。雖然本發明參照具體實施方案進行了詳細說明，但對於本領域技術人員來說，顯然各種不脫離其主旨和範圍的變化和修改都屬於本發明。該申請以2005年9月30日的日本專利申請No.2005—346156號文件為基礎，並且其內容以引用方式併入本文。權利要求1.一種壓鑄用熱作模具鋼，其通過將下述鋼淬火後，在小於或等於500℃的溫度下回火而得到，該鋼含有以下質量百分比的成分C0.1～0.3％、Si0.1～1.5％、Mn0.3～2％、Cr6～12％、P小於或等於0.05％、S小於或等於0.01％、Mo1～3％、V0.5～1.5％、s-Al0.005～0.025％、N0.005～0.025％、O小於或等於0.005％、剩餘部分為Fe及不可避免的雜質。2.如權利要求1所述的壓鑄用熱作模具鋼，其還包含從下述群中選擇出的至少一種，該群由以下質量百分比的成分構成Ni:小於或等於2%、以及CU:小於或等於1%。3.如權利要求1所述的壓鑄用熱作模具鋼，其還含有Co，其質量百分比小於或等於5%。4.如權利要求2所述的壓鑄用熱作模具鋼，其還含有Co,其質量百分比小於或等於5%。5.如權利要求1所述的壓鑄用熱作模具鋼，其還包含從下述群中選擇出的至少一種，該群由以下質量百分比的成分構成Ti:小於或等於0.2%、Zn:小於或等於0.2%、以及Nb:小於或等於0.2%。6.如權利要求2所述的壓鑄用熱作模具鋼，其還包含從下述群中選擇出的至少一種，該群由以下質量百分比的成分構成Ti:小於或等於0.2%、Zn:小於或等於0.2%、以及Nb:小於或等於0.2%。7.如權利要求3所述的壓鑄用熱作模具鋼，其還包含從下述群中選擇出的至少一種，該群由以下質量百分比的成分構成Ti:小於或等於0.2%、Zn:小於或等於0.2%、以及Nb:小於或等於0.2%。8.如權利要求4所述的壓鑄用熱作模具鋼，其還包含從下述群中選擇出的至少一種，該群由以下質量百分比的成分構成Ti:小於或等於0.2%、Zn:小於或等於0.2%、以及Nb:小於或等於0.2%。全文摘要本發明提供一種壓鑄用熱作模具鋼，其通過將下述鋼淬火後，在小於或等於500℃的溫度下回火而得到，該鋼含有以下質量百分比的成分C0.1～0.3％、Si0.1～1.5％、Mn0.3～2％、Cr6～12％、P小於或等於0.05％、S小於或等於0.01％、Mo1～3％、V0.5～1.5％、s-Al0.005～0.025％、N0.005～0.025％、O小於或等於0.005％、剩餘部分為Fe及不可避免的雜質。文檔編號C22C38/52GK101294259SQ20071009793公開日2008年10月29日申請日期2007年4月23日優先權日2007年4月23日發明者井上幸一郎申請人:大同特殊鋼株式會社