高导热率大截面压铸模具钢及其制备和热处理方法

摘要

本发明涉及一种高导热率大截面压铸模具钢及其制备和热处理方法，其特征在于该钢的各主要合金元素质量百分比为：C0.30～0.45%，Mn0.20~0.30%，Si0.10~0.30%，Cr2.00～3.50%，Ni2.00～6.00%，W2.50～4.00%，Mo1.00～1.50%，V0.35～0.65%，P＜0.025%，S＜0.025%，Fe余量。本发明钢制备过程如下：配料、冶炼、浇涛；然后电渣重熔及退火；高温匀质化处理；接着多向锻造；再进行超细化处理；最后淬火和回火热处理。其导热率、淬透性、高温强度及抗热裂性能均远优于H13钢，为我国大型、复杂、精密压铸模用钢的国产化迈出了关键的一步。

说明书

技术领域

本发明涉及一种高导热率大截面压铸模具钢及其制备和热处理方法，属合金钢制造工艺技术领域。

背景技术

由于压力铸造可以铸出外形复杂、精度高、表面粗糙度小并且具有良好的力学性能的零件，因此，用压铸法生产的铝、锌、铜、镁、铅及其它合金件日益增长，压铸行业发展迅速。但较长时间以来，国内该行业尚未寻得最佳的模具材料，均以通用型热作模具钢如H13（4Cr5MoSiV1）、H11（4Cr5MoSiV）等替代，但是效果不理想。一方面是在板材锻造加工过程中容易出现表面微裂纹，另一方面是压铸模具的使用寿命很短，所压铸出的产品表面质量不高。

在压铸过程中，为了使模具能很快地把钢板的热量带走和保证模具在服役过程中的精度，模具材料必需具有较大的导热系数和较小的热膨胀系数；当金属件取出时，型腔表面由于急剧降温而受到拉应力和拉应变作用，在这种交替变换温度的工况下模具极易产生热疲劳；并且压铸模具钢在服役过程中，还要受到一定的冲击载荷，因此模具需具备优良的韧性。为防止模具表面在服役过程中产生拉毛，模具还需具有较高的硬度。因此，复杂的工况要求压铸模具钢具有较高的导热率、淬透性、高温强韧性、热稳定性和抗冷热疲劳性能等。

从理论上，钢的组织中铁素体的热导率最高，约为71~80W/m·K，回火马氏体热导率为35W/m·K，渗碳体的热导率最低为7W/m·K。现有H13或H11压铸模具钢属于中碳中合金钢，得到的回火马氏体中铁素体的比例不高。从导热机理来看，对于纯金属，通过自由电子运动来导热是主要机制，对于自由电子导热而言，热传导的阻力主要是晶格振动声子对自由电子的散射温度增加，晶格振动加剧，声子对自由电子运动的阻力增加，导致其导热能力下降。现有H13钢含有较多种类的合金元素，合金元素的存在导致原子铁晶格畸变，降低热导率；特别是化学成份中含有较高的Si元素，Si的外层电子结构与Fe的差异较大，会严重降低钢的热导率。这些因素都使得现有压铸模具钢H13或H11的热导率不高。由于这种材料含有大量的二次硬化元素，其回火态二次碳化物容易在服役条件下长大粗化和发生类型转变，而且回火马氏体中的合金元素也容易析出而降低钢的强度，从而降低钢的高温性能。同时，由于H13或H11钢合金化特点，在制造350mm以上的大型模具钢时，心部不能完全淬透，达不到优质钢的水平，因此，给当前压铸模具钢向大型化发展趋势带来了严重的阻碍，对我国当前大型、复杂、精密压铸模具的国产化带来了极大的影响。

发明内容

针对现有的技术缺陷，本发明的目的是提供一种高导热率大截面压铸模具钢及其制备和热处理方法。其目的是为了满足国内外压铸模具钢向大截面、高导热率、高的高温强度方向发展的需要，从创新性角度出发，本发明压铸模具钢合金化特点结合了H13优良的韧性和3Cr2W8V较高的高温强度，通过在H13钢基础上大大降低Si、Cr元素提高本发明钢的导热率，降低V元素提高本发明钢的工艺性能，但加入W元素保证了本发明钢的高温强度和抗热裂性，同时加入合理的Ni元素，使其CCT曲线上无珠光体区及贝氏体区，大大提高了本发明钢的淬透性。

为达到上述目的，本发明采用如下技术方案：

一种高导热率大截面压铸模具钢各主要合金元素的质量百分比为：

C                   0.30～0.45%

Mn                  0.20~0.30%

Si                   0.10~0.30%

Cr                  2.00～3.50%

Ni                  2.00～6.00%

W                  2.50～4.00%

Mo                   1.00～1.50%

V                    0.35～0.65%

P                       ＜0.025%

S                       ＜0.025%

Fe                         余量

一种用于上述高导热率大截面压铸模具钢的制备和热处理方法，该方法具有以下的步骤：

A.    冶炼：按大截面压铸模用新型热作模具钢的化学成分及重量百分比：C 0.30～0.45%，Mn 0.20~0.30%， Si 0.10~0.30%，Cr 2.00～3.50%，Ni 2.00～6.00%，W 2.50～4.00%，Mo 1.00～1.50%，V 0.35～0.65%，P ＜0.025%，S ＜0.025%，Fe余量，进行配料、感应熔炼或电弧炉熔炼，然后浇注钢锭待用；

B.     电渣重熔：将浇涛后的钢锭作为自耗电极放置于电渣重熔装置中，进行电渣重熔，化渣电压54~60V，电流3200~5200A，电制度电压55~57V，电流10000~11000A，封顶电压59~61V，电流时间37~52min，电渣重熔成Ф1000mm电渣锭；电渣重熔时合金得到进一步精炼，夹杂物去除是通过渣洗和在熔池中上浮，合金的持久性能和塑性都得到提高，消除或减轻了各种宏观和显微缺陷，获得高质量电渣锭；

C.     电渣重熔后退火：于800℃～850℃保温10~12小时后随炉冷却；

D.    高温均质化处理：均质化温度为1230～1280℃，均质化时间为10～15h；

E.     锻造：将经高温均质化处理的钢锭降温至1150～1200℃温度范围内进行多向锻造加工，锻造比≥6，终锻温度850~900℃；

F.      锻后退火：于850℃～900℃保温10~12小时，随炉冷却；

G.    超细化处理：固溶温度为1080～1120℃，超细化时间为8～12h；然后快冷至200℃以下；再热送热处理炉进行下一步工序；

H.    两段式退火处理：第一阶段退火温度为830～850℃，退火时间为6～12h；第二阶段退火温度为730～750℃，退火时间为10～15h；

I.       淬火及回火热处理：加热至940～1000℃，采用油冷或水冷却至250℃以下；随后进行600～660℃回火处理，回火≥2次，每次回火保温2～4小时。

与现有技术相比，本发明的有益效果是：

经合金优化设计以及推荐热处理工艺，该高导热率大截面压铸模具钢将H13优良的韧性和3Cr2W8V较高的高温强度完美结合在一起，通过大大降低Si、Cr元素提高本发明钢的导热率，降低V元素提高本发明钢的工艺性能，但加入W元素保证了本发明钢的高温强度和抗热裂性，同时加入合理的Ni元素，使其CCT曲线上无珠光体区及贝氏体区，大大提高了本发明钢的淬透性，其综合性能，尤其是导热率、淬透性、高温强度及抗热裂性能均远优于H13钢，从而可以满足国内外压铸模具钢向大截面、高导热率、高的高温强度方向发展的需要，为我国大型、复杂、精密压铸模的国产生产迈出了关键的一步。

附图说明

图1为本发明高导热率大截面压铸模具钢回火特性曲线。

图2为本发明高导热率大截面压铸模具钢和H13钢冲击韧性对比。

图3为本发明高导热率大截面压铸模具钢和H13钢高温强度对比。

图4为本发明高导热率大截面压铸模具钢和H13钢导热率对比。

图5为本发明高导热率大截面压铸模具钢和H13钢热疲劳裂纹表面形貌图。

具体实施方式

现将本发明的具体实施例叙述于下。

实施例

本实例中，采用高导热率大截面压铸模具钢的组成成分及其重量百分比如下：

C                     0.32%

Mn                    0.20%

Si                     0.15%

Cr                     3.50%

Ni                     5.00%

W                     3.00%

Mo                   1.10%

V                    0.48%

P                    0.017%

S                    0.016%

Fe                    余量

A    电炉冶炼：按上述的合金元素配比在电弧炉中进行熔炼，熔炼温度大于1500℃，浇铸成Ф800mm-Ф850mm电极棒并空冷；

B    电渣重熔：将浇涛后的钢锭作为自耗电极放置于电渣重熔装置中，进行电渣重熔，化渣电压54~60V，电流3200~5200A，电制度电压55~57V，电流10000~11000A，封顶电压59~61V，电流时间37~52min，电渣重熔成Ф1000mm电渣锭；

C    电渣重熔后于800℃～850℃保温10~12小时后随炉冷却；

D    高温匀质化：将电渣重熔后的钢锭加热至1260℃进行高温均质化处理，保温15小时，均匀组织，消除成分偏析和大块状液析碳化物；

E     锻造：将经过高温均质化热处理钢锭降温至1150～1200℃温度范围内进行多向锻造加工，锻造比≥6，终锻温度850~900℃；

F     锻后退火：于850℃～900℃保温10~12小时，随炉冷却；

G    超细化：超细化温度为1080～1120℃，超细化时间为10～12h；然后快冷至200℃以下；再热送回热处理炉，待下一步工序；

H    等温退火：第一阶段等温退火温度为830～850℃，退火时间为8h；第二阶段等温退火温度为730～750℃，退火时间为14h；

I      热处理：950℃淬火，采用油冷；随后进行650℃回火处理，回火两次，每次回火保温2小时。

本发明高导热率大截面压铸模具钢经过上述冶炼及热加工和热处理后，最终成品规格为430mm×800mm×4000mm模块，取样进行性能测试并与同等条件下的H13钢进行对比：

A    淬回火态硬度

淬火硬度：51HRC；回火硬度：46HRC。

B    回火特性曲线

选择不同的回火温度均回火2h，进行硬度测试，硬度随温度变化曲线如附图1所示，在450~620℃，本发明钢的硬度几乎不变，一直维持在51HRC左右，表明其具有极佳的回火特性。

C    淬回火态冲击韧性

在硬度为44~46HRC的坯料上取横向冲击试样，试样尺寸为10mm×10mm×55mm，开V2型缺口（采用北美压铸协会NADCA#207标准）。室温冲击功值：本发明钢种25J，H13钢16J，冲击韧性都达到NADCA#207标准的超级钢冲击功要求，但同等硬度条件下，本发明钢高出H13钢9J，测试结果如附图2所示。

D    高温强度

分别在室温、100℃、200℃、300℃、400℃、500℃、600℃测量其0.2%屈服强度，绘制成曲线如附图3所示，在600℃以上，本发明钢高温强度优于H13钢。

E     导热率

分别测100℃、400℃、600℃下的热导率，结果如附图4所示，本发明钢不同温度下的导热率要远高于H13钢。

F     热疲劳性能

在室温~700℃条件下进行冷热循环，经过3000次冷热循环后，对比本发明钢与H13钢的热疲劳表面形貌，如附图5所示。由图中可见，本发明钢热疲劳实验后，表面裂纹十分均匀、细小，在表面上没有看到比较大的主裂纹的形成。而H13钢的表面裂纹成网状，且其中存在几条宽度较大的主裂纹，裂纹之间相互贯通，呈开裂状。二者对比可以看出，本发明钢的热疲劳性能强于H13钢。