专利名称：一种贝氏体大截面塑料模具钢及其制造方法
技术领域：
本发明属于冶金技术领域，涉及免淬火预硬型塑料模具钢，特别适用于制造大截面塑料模具及其制造方法。
背景技术：
目前用于家电和汽车的大型塑料模具厚度可达500mm，如电视机前后盖模具、洗衣机模具、空调外壳模具及汽车保险杠模具等。这些模具通常使用中碳铬-镍-钼低合金调质钢，如德国标准、著名的DIN2738来制造。该钢的典型化学成分如表1所示。
表1 现有大截面调质型塑料模具钢的化学成分，wt％
由于需要进行调质处理，该钢的硬度受截面不同部位冷速的影响比较大，导致大截面硬度分布的均匀性差。同时，淬火马氏体组织的硬度随回火温度的变化很敏感，导致厚400mm截面硬度最大差距常在4HRC以上，而且生产上难于控制回火炉内温度的均匀分布。这种硬度分布的不均匀性导致切削加工性能受到不良影响。另外，大截面板坯在淬火过程中由于截面温差导致的截面应力大，经常出现淬火开裂现象。从成本和工序上看，一方面为了提高大截面板坯的淬透性需要添加1％左右的贵合金元素镍，使得合金成本高。另一方面需要使用大型淬火设备及板型娇直装置，使得总体制造成本高，生产周期长。
为了降低合金和制造成本、缩短制造周期，中国专利公开号98111772.4的发明专利公开了利用非调质贝氏体钢的合金成分设计，使厚度达450mm截面获得贝氏体组织及均匀的硬度分布，而且硬度水平达到DIN2738钢的下限。该钢的碳含量在0.20％以上，锰含量在1.70％以上，而且硼含量为0.0005～0.0050％，以提高大截面板坯的淬透性。由于碳、锰属于易偏析合金元素，加上硼含量在冶炼时的难于精准控制等因素，导致工业生产大截面板坯(厚度200mm以上)时，芯部偏析严重。而偏析严重的直接后果就是，板坯芯部即使在热加工后空冷也获得了马氏体组织。虽然通过后续回火，芯部获得了回火索氏体组织，但它的硬度和贝氏体组织回火后仍有差距。由于芯部和其它部位组织不同，切削加工性受到不良影响。因此，该发明专利虽然成功采用了非调质贝氏体钢的成分设计来生产薄规格板坯，但难于生产高质量的厚200mm以上的大截面板坯。
发明内容
本发明的目的在于提供一种贝氏体大截面塑料模具钢及其制造方法，大截面板坯硬度分布的均匀性更好。
为了解决现有调质钢的技术和成本上的弱点，同时避免现有非调质钢发明专利的碳锰偏析及硼含量难于精准控制带来的芯部马氏体组织现象，本发明拟在先前专利基础上采用低碳、降锰，去硼合金化技术，同时添加适当的铬、钼和钒等少量多元合金元素方案，获得贝氏体组织。在于采用低碳(＜0.20％)，中锰(＜1.70％)以降低偏析倾向，同时采用铬、钼、钒等合金元素的匹配设计，并和适当的生产工艺相配合，保证热加工后获得粒状贝氏体组织。在热加工后空冷再施以不高于600℃回火，使厚度达500mm的大截面板坯获得均匀的贝氏体组织，芯部无偏析导致的马氏体组织形成。由于本发明钢在600℃以下回火时，随着温度的变化硬度基本保持不变化，因此在获得和现有调质钢同等硬度水平的基础上。
本发明的技术方案，其化学成分如下(重量％)C 0.05～0.19％，Si0.10～0.60％，Mn 1.0～1.65％，V 0.04～0.20％，Cr 1.0～1.70％，Mo0.15～0.50％，≤0.02％P，S≤0.01％，Ni 0.10～0.50％，Ti 0.005～0.025％，Al 0.01～0.04％，其余为Fe和不可避免的杂质。
其优选成分如下(重量％)C 0.10～0.15％，Si 0.15～0.40％，Mn 1.45～1.65％，V 0.04～0.10％，Cr 1.20～1.60％，Mo 0.25～0.40％，P≤0.02％，S≤0.01％，Ni 0.10～0.50％，，Ti 0.01～0.025％，Al 0.01～0.04％，其余为Fe和不可避免的杂质。
进一步，本发明还包含Ca 0～0.0050％，N≤0.01％。
C0.05～0.19％，是保证获得粒状贝氏体组织和硬度为HRC28～33的重要元素。太低，不能保证获得粒状贝氏体组织和钢所需要的硬度。太高，会导致板坯中心偏析严重，形成芯部马氏体组织。
Si0.10～0.60％，适当硅含量可以帮助脱氧，并和钙铝一起形成硅酸盐，有助于改善切削加工性能。但太高的硅含量会提高马氏体淬透性，形成芯部马氏体组织。
Mn1.00～1.65％，是获得粒状贝氏体组织和硬度为HRC28～33的重要合金元素。太低，难于保证大截面板坯均获得粒状贝氏体组织和上述硬度。太高，会导致板坯中心偏析严重，形成芯部马氏体组织。
V0.04～0.20％，加入V有利于获得扁平的贝氏体相变曲线，从而保证组织和硬度不受冷却速度变化而变化。此外，利用V在锻/轧后从铁素体中析出碳氮化物，以提高钢的硬度和强度。但V＞0.20％将严重降低钢的塑性和韧性。
Cr1.0～1.7％，加入铬，一方面能够提高钢的硬度，另一方面能够改善钢的耐腐蚀性能。此外，铬也是贝氏体相变促进元素。但太高的铬和锰同时加入钢中，会导致低熔点Cr-Mn复合氧化物形成，在热加工过程中形成表面裂纹。
Mo0.15～0.50％，强烈促进贝氏体相变，并保证扁平的贝氏体相变曲线，有助于大截面板坯获得均匀的组织和硬度分布。但当钼含量大于0.50％时，会形成特殊碳化物，影响了对贝氏体相变的促进作用。
Ti0.005～0.025％，微钛处理对于不施行后续淬火处理的钢在加热过程中阻止晶粒的长大有明显帮助。同时，对高铬钢可以避免低熔点Cr-Mn复合氧化物形成，防止表面裂纹产生。但其含量不能够太高，不然TiN颗粒粗大，不仅不能够阻止晶粒长大，而且会损害钢的切削加工性能。
Ca0～0.0050％，钙处理可以控制硫化物形态，并且通过氧化物-硫化物复合，可以改善切削加工性能。
N≤0.01％，属于控制元素，不然会和铝一起形成氮化铝，使钢的热加工性能恶化。
Al0.01～0.04％，适当铝含量可以帮助脱氧，并和钙、硅一起形成硅酸盐，有助于改善切削加工性能。另外，由于铝的氧化能力比铬强，它的加入可以避免低熔点Cr-Mn复合氧化物形成，防止表面裂纹产生。但太高的铝含量会形成氮化铝，使钢的热加工性能恶化。
Ni0.10～0.50％，适当的镍含量可以促进粒状贝氏体组织转变，并改善钢的韧性，但太高的镍含量会增加合金成本。
P≤0.02％和S≤0.01％，尽量降低该两杂质元素含量，以降低偏析。
本发明的贝氏体大截面塑料模具钢的制造方法，包括如下步骤，按上述成分冶炼、及LF+RH精炼模具钢，LF脱硫、合金化，RH除氢，以去除夹杂物和有害气体，特别是氢；采用模铸或者连铸方式浇注；浇注后的热加工，要求控制钢锭均热温度1250～1300℃，连铸坯均热温度1200～1280℃；控制热加工(轧制或者锻造)，终轧(锻)温度在850℃以上；热加工后直接冷却，冷却速度不高于1℃/s；整个板坯截面可以获得粒状贝氏体组织，同时芯部不会出现由于偏析导致的马氏体组织；再施以不高于600℃回火，消除应力，避免锯切开裂，并保证回火前后硬度不变化，使厚度达500mm的大截面板坯获得均匀的粒状贝氏体组织，芯部无偏析导致的马氏体组织形成硬度水平达到HRC28～33。
本发明的有益效果本发明采用低碳、降锰，去硼合金化技术，同时添加适当的铬、钼和钒等少量多元合金元素方案，获得贝氏体组织。在于拟采用低碳(＜0.20％)，中锰(＜1.70％)以降低偏析倾向，同时采用铬、钼、钒等合金元素的匹配设计，并和适当的生产工艺相配合，保证热加工后获得粒状贝氏体组织。在热加工后空冷再施以不高于600℃回火，使厚度达500mm的大截面板坯获得均匀的贝氏体组织，芯部无偏析导致的马氏体组织形成。由于本发明钢在600℃以下回火时，随着温度的变化硬度基本保持不变化，因此在获得和现有调质钢同等硬度水平的基础上，大截面板坯硬度分布的均匀性更好。
图1a、b为本发明和对比例例2非调质钢(CN98111772.4)的CCT曲线。
图2为冷却速率对本发明钢和对比例2贝氏体相变温度的影响。
图3为冷却速率对本发明钢和对比例2非调质钢。
图4a～图4e示出了本发明钢板坯截面硬度分布。
图4f、图4g示出了两个对比例钢400mm厚板坯截面硬度分布。
图5所示本发明钢500mm厚板坯获得的粒状贝氏体组织示意图。
具体实施例方式
根据上述合金成分设计思路，在试验室冶炼了5炉钢，浇铸成100kg钢锭，其化学成分如表2所示。为比较，同时示出了对比例1调质钢DIN2738和工业生产的对比例2非调质钢(CN98111772.4)的成分。必须说明的是，在工业生产对比例2非调质钢(CN98111772.4)时，为了提高板坯硬度至对比调质钢DIN2738水平而添加了少量铬和镍。将钢锭锻造加工成150×300mm试样，分别进行空冷和砂冷至室温。对试验板坯的整个截面部位截取金相样，进行组织观察和硬度测定。之所以分空冷和砂冷，主要是考察所设计钢的硬度对冷却速率的敏感性。金相组织观察表明，所有发明例钢在两种冷却条件下均获得了粒状贝氏体组织。硬度试验结果表明，试验钢整个截面在两种冷却条件下均获得了基本同等的硬度(HRC28～33)，如表3所示。
为了研究本发明钢在热加工后的组织转变特点，在热模拟试验机上测定了其动态CCT曲线。均热温度1200℃×10min，冷却至1100℃施以0.20的应变，再冷却至1050℃施以0.30的应变，再以不同冷却速率冷却至室温，观察组织，并测定硬度。得到的CCT曲线如图1a所示。为了比较，图1b示出了工业生产的添加铬和镍的对比例2非调质钢(CN98111772.4)的CCT曲线。
表2 本发明和对比例钢的化学成分，wt％
表3 发明例钢在空冷和砂冷条件下的硬度，HRC
本发明钢的贝氏体开始相变温度在冷速＜5℃/s范围内变化很小，为500～510℃，而对比例2非调质钢(CN98111772.4)仅在很窄的冷速(＜0.5℃/s)范围内变化很小，为490～510℃，如图2所示。另外，对比例2非调质钢(CN98111772.4)马氏体淬透性高，即获得马氏体组织的临界冷速为3℃/s，小于本发明钢获得马氏体组织的临界冷速(7℃/s)。这说明本发明钢形成马氏体组织的倾向比对比例2非调质钢小得多。
本发明钢的硬度和对比例2非调质钢的硬度在冷却速率小于0.5℃/s范围内相当，均为VHN315～345(HRC30～34)，达到了调质钢DIN2738的水平。但随着冷却速率的进一步升高，本发明钢硬度增加的程度远小于对比例2非调质钢，如图3所示。试验结果表明，本发明钢的组织和硬度对冷却速率的敏感性比对比非例2调质钢更低。
根据上述成分设计原则及试验室小炉冶炼和热模拟工作，进行了工业性试制。生产流程为转炉冶炼、LF+RH精炼，模铸，钢锭均热、初轧、轧后单张板空冷，然后在不超过600℃温度下回火。试验板坯厚度为100、200、300、400和500mm，其化学成分如表4所示。剖析了板坯在整个截面的硬度分布，如图4a～图4e所示。图4f和图4g示出了两个对比例钢400mm厚板坯截面硬度分布。
表4 本发明钢的化学成分，wt％
由图可见，用同一种成分生产的本发明钢，当板坯厚度从100mm变化到500mm，其硬度均在设计的HRC28～33范围内，而且最厚板坯的平均硬度和最薄板坯的差距在3HRC以内，同一块板坯的硬度最大差距也控制在3HRC以内。这充分显示本发明钢的硬度对冷却速率的敏感性低的优点。
比较同一厚度(400mm)板坯，本发明钢硬度分布的最大差距为3HRC，对比例1调质DIN2738钢由于芯部硬度偏低导致最大硬度差距为5HRC，对比例2非调质钢(CN98111772.4)由于芯部硬度偏高导致最大硬度差距也为5HRC。这说明，用本发明钢生产的大截面板坯硬度分布的均匀性比两种对比钢更好。
组织观察表明，用本发明钢生产的厚度达500mm的大截面获得了均匀的粒状贝氏体组织，如图5所示。板坯芯部未发现由于偏析导致的马氏体组织，这和对比例2非调质钢不同。
塑料模具钢在使用过程中不可避免和大气或者潮湿气氛接触，而容易出现点蚀现象，这将影响模具表面光泽度和塑料制品的表面质量。一般而言，钢的耐点蚀能力可以用铬当量Cr(eq)＝Cr+3.3Mo+0.5Ni来表示。按照表3的化学成分进行的计算结果表明，本发明钢的铬当量为2.49，稍低于对比调质DIN2738钢的2.94，但明显高于对比例2非调质钢的1.48。这预示本发明钢的耐点蚀能力虽然比对比例1调质DIN2738钢稍低，但远高于对比例2非调质钢。
通过上述实施例及效果分析可以发现，本发明钢比对比调质DIN2738钢制造的大截面板坯的硬度分布的均匀性更好，耐腐蚀能力接近。本发明钢减少了至少一半的镍含量，而且不需要淬火处理，同时，当回火温度在600℃以下时，本发明钢的硬度不随着温度波动而变化，对比钢则不同，其在淬火过程中形成的马氏体组织随着回火温度的变化而发生显著的硬度变化。因此，本发明钢比对比调质DIN2738钢的合金成本和制造成本更低，而且制造工艺更简单、制造周期更短，环境污染更小。
本发明钢和和对比例2非调质钢(CN98111772.4)的共同特点是，都免去了淬火工序。两者合金成本接近(本发明钢的钒含量只有对比钢的一半)，制造成本也接近。最大优点是，本发明钢硬度分布的均匀性比对比例2非调质钢好。这同后者较高的碳和锰含量，加上硼在冶炼时难于精确控制导致大截面板坯芯部偏析严重出现了马氏体组织有关。第二个优点是，本发明钢的的铬含量更高，整个铬当量也明显高，其耐腐蚀能力比对比例2非调质钢高。第三个优点是，用本发明钢制造的大截面板坯芯部出现的粗大氮化钛夹杂物远比对比例2非调质钢少。这是因为，为了保证对比例2非调质钢中的硼主要固溶于基体，添加的钛含量为Ti/N＝3～4，以固定氮，不然会导致氮化硼出现，影响硼对贝氏体相变的促进作用。但这样会导致对比例2非调质钢板坯芯部出现粗大的氮化钛夹杂物，从而对切削加工性能有不利影响。而本发明钢的钛含量不是按照Ti/N＝3～4设计的，其最高钛含量不超过0.025％。最后，本发明钢针对高铬(1.40％左右)高锰(1.50％左右)合金成分的特点提出了铝含量要求，目的是避免炼钢时低熔点Cr-Mn氧化物夹杂导致的板坯表面裂纹。这在实际工业生产中已经得到证实，也是本发明的一大创新之处。
本发明钢的合金成本低，偏析倾向小，不需要淬火处理，热加工后空冷，再施以回火，就可以使厚度达500mm板坯获得硬度HRC28～33。大截面的组织和硬度分布均匀，有一定的耐腐蚀能力。其制造工艺简单、成本低、周期短。因此，本发明钢特别适用于制造硬度均匀的大截面塑料模具。
本发明实施以来，已经生产了近10000吨钢，厚度范围从35～500mm，硬度分布均匀，切削加工性能良好，获得了家电和汽车塑料模具用户的青睐，正在逐步取代进口调质DIN2311和DIN2738钢，获得了良好的经济效益。同时，也为国家节省外汇，降低中国模具用户的原材料成本带来了良好的社会效益。
权利要求
1.一种贝氏体大截面塑料模具钢，化学成分如下(重量％)C0.05～0.19％，Si 0.10～0.60％，Mn 1.0～1.65％，V0.04～0.20％，Cr 1.0～1.70％，Mo 0.15～0.50％，P≤0.02％，S≤0.01％，Ni 0.10～0.50％，Ti 0.005～0.025％，Al 0.01～0.04％，其余为Fe和不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的贝氏体大截面塑料模具钢，其特征是，化学成分优选为(重量％)C 0.10～0.15％，Si 0.15～0.40％，Mn 1.45～1.65％，V 0.04～0.10％，Cr 1.20～1.60％，Mo 0.25～0.40％，P≤0.02％，S≤0.01％，Ni 0.10～0.50％，Ti 0.01～0.025％，Al 0.01～0.04％，其余为Fe和不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的贝氏体大截面塑料模具钢，其特征是，还包含N≤0.01％，Ca 0～0.0050％(重量％)。
4.一种贝氏体大截面塑料模具钢的制造方法，其特征是，包括如下步骤，其成分(重量％)C 0.05～0.19％，Si 0.10～0.60％，Mn1.0～1.65％，V 0.04～0.20％，Cr 1.0～1.70％，Mo 0.15～0.50％，≤0.02％P，S≤0.01％，Ni 0.10～0.50％，N≤0.01％，Ti 0.005～0.025％，Ca 0～0.0050％，Al 0.01～0.04％，其余为Fe和不可避免的杂质；按上述成分冶炼，然后RH真空脱气；模铸或者连铸，控制钢锭均热温度为1250～1300℃，连铸坯均热温度为1200～1280℃；控制热加工，终轧(锻)温度在850℃以上；热加工后直接冷却，冷却速度不高于1℃/s；再施以不高于600℃回火，使厚度达500mm的大截面板坯获得均匀的粒状贝氏体组织，芯部无偏析导致的马氏体组织形成。
5.如权利要求3所述的贝氏体大截面塑料模具钢的制造方法，其特征是，冶炼采用转炉冶炼。
6.如权利要求3所述的贝氏体大截面塑料模具钢的制造方法，其特征是，RH真空脱气前进行LF精炼。
7.如权利要求3所述的贝氏体大截面塑料模具钢的制造方法，其特征是，热加工为轧制或者锻造。
8.如权利要求3所述的贝氏体大截面塑料模具钢的制造方法，其特征是，所述的冷却采用空冷或砂冷。
全文摘要
一种贝氏体大截面塑料模具钢及其制造方法，其化学成分如下(重量％)C 0.05～0.19％，Si 0.10～0.60％，Mn 1.0～1.65％，V 0.04～0.20％，Cr1.0～1.70％，Mo 0.15～0.50％，≤0.02％P，S≤0.01％，Ni 0～0.50％，N≤0.01％，Ti 0.005～0.025％，Ca 0～0.0050％，Al 0.01～0.04％，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明方法为按上述成分转炉冶炼、LF+RH精炼模具钢；模铸或者连铸后热加工；热加工终轧(锻)温度850℃以上，然后直接冷却，冷却速度不高于1℃/s。再施以不高于600℃回火，消除应力，避免锯切开裂，并保证回火前后硬度不变化，使厚度达500mm的大截面板坯获得均匀的粒状贝氏体组织，芯部无偏析导致的马氏体组织形成，硬度水平达到HRC28～33。
文档编号B29C33/38GK1727512SQ20041005328
公开日2006年2月1日 申请日期2004年7月29日 优先权日2004年7月29日
发明者江来珠, 华蔚, 吕卫东 申请人:宝山钢铁股份有限公司