本发明属于模具钢技术领域，特别涉及一种析出硬化型塑料模具钢及其制备方法，具有耐蚀性优异综合性能；适用于各类高镜面抛光性能塑料模具用钢。
背景技术：
现在塑料制品作为金属制品的替代品得到广泛的应用，高强度工程塑料、超高强度工程塑料、添加大量gf的树脂用量不断增加。伴随信息技术(it)产品快速普及，与it相关联使用的塑料制品大幅增加，如制造液晶屏幕保护膜、cd、dvd数字视频光盘等。在塑料制品的拉动下，塑料模具用钢的需求不断增加。同以往相比，目前的塑料制品要求更为苛刻的、极高的光学镜面性。以10ni3mncual钢为代表的ni-al-cu复合析出硬化型塑料模具钢可获得8000#以上的抛光性能，同时兼备良好的切削加工性、雕饰性和放电加工性，得到广泛应用。然而，目前该钢在使用时存在易发生过加热、冷却孔耐蚀性差、韧性低的问题。本发明的目的是通过适量添加耐腐蚀性元素cr和合理配置合金元素，发明具备耐蚀性且各方面综合性能优异的新型时效硬化型塑料模具钢。
技术实现要素：
本发明的目的是提供一种析出硬化型塑料模具钢及其制备方法，具备耐蚀性优异综合性能。
根据上述目的，本发明整体的技术方案是：
本发明在10ni3mncual钢的基础上，添加元素cr并严格控制其含量，获得耐蚀性，并不影响其他性能；添加mo元素，以mo元素为主形成的m2c型碳化物是钢中二次硬化效应的重要析出相，通过添加mo元素使钢在时效处理过程中析出m2c型碳化物，增加钢的强化效果，提高钢的析出硬化硬度。同时还增加钢的淬透性，易于生产大尺寸模具钢材；添加v元素，细化奥氏体晶粒，提高冲击韧性。同时细化组织，提高抛光性能。使该模具钢耐蚀性能又具有良好的韧性、抛光性等力学和使用性能，而成为综合性能优良的预硬化型塑料模具用钢，具有良好的使用性和应用前景。
根据上述目的和整体技术方案，本发明具体的技术方案为：
本发明钢的化学成分(重量％)如下：c：0.08～0.25％，si：0.8～1.5％，s：≤0.030％，p：≤0.030％，mn：0.4～0.8％，ni：2.0～4.0％，mo：0～1.5％，cr：1.0～2.8％，cu：0.5～1.5％，al：0.5～2.0％，v：0～0.2％，余量为fe及不可避免的杂质。
上述各元素的作用及配比依据如下：
c：碳元素对钢的强韧性有重要影响，当钢中的碳含量较低时经淬火后室温下钢的组织为细小的板条马氏体，低碳的板条马氏体体强而韧，随着碳含量的增加，马氏体的过饱和程度增加，畸变程度增加，高碳马氏体一般呈针片状，而且硬而脆。过高的碳含量会损伤钢的焊接性能，沉淀硬化钢经常通过添加其他合金元素形成沉淀强化相来提高的强度，只需要较低的含碳量。本发明中添加了mo元素，其中一个主要目的是与c形成m2c碳化物强化相，因此必须适量添加c元素，确定c含量为0.08～0.25％。
ni：时效硬化钢中重要的析出硬化形成元素，通过与al结合形成ni3al金属间化合物强化相，在时效过程中析出，使钢获得期许的强度和硬度。为了保证钢能够获得40hrc以上硬度，本发明钢中确定ni含量为2.0～4.0％。
al：时效硬化钢中重要的析出硬化形成元素，通过与ni结合形成ni3al金属间化合物强化相，在时效过程中析出，使钢获得期许的强度和硬度。为了与发明钢中ni含量配合，本发明钢中确定al含量为0.5～2.0％。
cu：铜在钢中有两种强化机制，即固溶强化和时效沉淀强化。在时效处理之前，大多数铜保留在过饱和铁素体中，起着固溶强化的作用。经时效，铜以ε-cu细小弥散的颗粒形式析出，产生显著沉淀强化。cu在α-fe中的最大溶解度为2.2％，随温度降低，cu在α相中的溶解度急剧下降，为cu产生时效析出强化创造了条件。每添加0.1％cu产生的固溶强化对铁素体强度的贡献仅为3.8pa。钢中每1％cu从过饱和的基体中析出，钢的强度上升248mpa，这一数值大大高于cu在钢中的固溶强化作用。因此，发明钢中添加cu产生时效沉淀强化作用，控制cu的含量为0.5～1.5％。
cr：铬是钢中添加的重要合金元素。cr最显著的功能是提高钢的耐蚀性能，但同时容易降低钢的塑性和韧性。cr在钢中有两大去处，一部分会溶入到铁素体中，起到固溶强化的作用，提高铁素体基体的强度和硬度，增加耐蚀性。还有一部分置换铁原子，形成合金渗碳体或与c形成合金碳化物。另外少量cr还能够细化贝氏体钢中的m/a岛组织，改善m/a岛对钢强韧性的影响。本发明中添加cr主要的目的是增加钢的耐蚀性，尤其是耐气蚀性能。然而添加cr含量必须严格控制，cr太高则会与c形成合金碳化物，不但严重恶化冲击韧性，同时减少固溶cr含量，使其不能发挥耐蚀性的效果。因此综合考虑以上原因，控制其含量在1.0～2.8％。
mn：锰主要以固溶形式存在于基体中，具有强烈稳定奥氏体的作用，钢中加入大量的mn后可在室温下获得奥氏体组织；当添加少量mn时会扩大γ相区以及降低a1和a3平衡相变温度，可通过降低钢的终轧温度在低碳钢中获得相对细小的铁素体晶粒；mn还可提高钢的淬透性，具有一定的固溶强化作用。因此只需要控制0.4～0.8％。
si：硅是非碳化物形成元素，si原子置换固溶作用可以有效降低碳在铁素体中的扩散速率和溶解度，也即使碳原子析出更容易而扩散比较困难，在回火过程中容易从碳化物中析出在其周围富集，从而促进小碳化物的形成，并阻碍碳化物在高温下的长大粗化。因此，设计si含量在0.8～1.5％。
p：磷在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体化温度加热时偏聚在晶界，使钢的脆性显著增大。控制p的含量在0.030％以下，并且含量越低越好。
s：硫为不可避免的不纯物，形成fes，给钢带来热脆性。控制s含量在0.030％以下，并且含量越低越好。
mo：钼固溶于铁素体时有固溶强化作用，形成碳化物时有提高碳化物稳定性的作用，固溶于奥氏体中还能够提高淬透性。钼是重要的二次硬化元素，通过高温回火在马氏体基体中析出mo2c型碳化物而形成二次硬化。钼能够增加钢对回火软化的抗力，也就是提高钢的回火稳定性。另外，钼对回火脆性的影响颇为复杂。作为单一的合金元素存在钢中时，钼增加钢的回火脆性；但和其他导致回火脆性元素，如铬、锰等并存时，钼又降低或抑制因其他元素所导致的回火脆性。在本发明钢中，利于钢在时效过程中析出mo2c型碳化物提高钢的时效硬度，进而提高抛光性能，控制mo含量在0～1.5％。
v：钒和碳、氮都有极强的亲和力，与之形成极为稳定的碳氮化物，在钢中也主要以碳化物的形态存在。vc的熔点为2830℃。因此，即使在较高的奥氏体化温度下加热vc也能有效地阻止晶粒长大，同时增加钢的耐磨性。钒和钨、钼一样溶入基体中可提高α-fe的自扩散激活能，另外它偏聚在位错线附近形成气团，与位错产生交互作用阻止位错的滑移及位错网络的重新排列而形成胞状亚结构，增加了马氏体的回复再结晶抗力，增加回火稳定性。但在钢中加入过量v时，则会增大元素偏析，严重时会形成vc一次碳化物。本发明钢中将v含量控制为0～0.2％。
本发明的制备方法：采用电炉、感应炉、炉外精炼、电渣重熔等方式进行熔炼，浇铸成钢锭，对钢锭进行缓冷或800～900℃保温退火处理。将铸锭充分加热，加热时温度升高不得超过30℃/s，加热温度≤1250℃，始锻温度≤1200℃，终锻温度≥850℃。锻后以900～1000℃保温处理，缓慢冷却至650℃保温，炉冷至低于400℃出炉。再经固溶和时效热进行预硬化热处理，在860～900℃进行固溶处理，出炉水冷或油冷或风冷至室温，再在500～560℃进行保温时效处理。
本发明与现有技术相比具有耐蚀性能、高冲击韧性、高抛光性能、优异切削性能等优良综合性能的优点。与现有模具钢相比，本发明钢具有更高的冲击韧性，更好的抛光性能，同时具备耐蚀性能，可更好的满足用户需求。
具体实施方式
根据本发明所设计的化学成分范围，在25kg真空感应炉上冶炼了3炉本发明钢，其具体化学成分如表1所示。钢水浇铸成锭，并经锻造制成
本发明钢具有在保持高硬度的前提下，具有更好的韧性。
1.发明钢1#、2#、3#比对比钢4#具有高的固溶硬度。(见表2)
2.经相同温度固溶，不同温度时效，发明钢1#、2#、3#比对比钢4#具有高的时效硬度。(见表3、表4)
3.经相同温度固溶，520～560℃时效后，发明钢1#、2#、3#具有比对比钢4#更好的冲击韧性，能够更好的满足模具钢更高韧性使用要求。(见表5、表6)
表1实施例与对比钢的化学成分，重量％
表2实施例与对比钢不同温度固溶的硬度值
表3实施例与对比钢在850℃固溶不同温度时效的硬度值
表4实施例与对比钢在880℃固溶不同温度时效的硬度值
表5实施例与对比钢在850℃固溶不同温度时效的冲击韧性
表6实施例与对比钢在880℃固溶不同温度时效的冲击韧性
说明：
(1)固溶试验在箱式电阻炉中进行，保温2小时，空冷。
(2)不同温度时效4小时，空冷。