TWI390043B - 鋁壓鑄用熱模鋼 - Google Patents

Description

鋁壓鑄用熱模鋼

本發明係關於壓鑄鑄模所使用之熱模鋼；詳細言之，係關於抑制壓鑄鑄模大幅破裂主要原因之水冷孔所導致之破裂，並可因應壓鑄製品製造之高循環(high cycle)化的壓鑄用熱模鋼。本發明之壓鑄用熱模鋼，尤其適合於使用於作為鋁壓鑄鑄模之材料。

於鋁壓鑄鑄模中，習知即有因熱疲勞所導致之於模腔面產生裂痕(熱裂痕(heat check))的問題。此「熱裂痕」係指於開模後對模腔(cavity)面澆注冷卻水時，因模腔面之急速冷卻和與加熱狀態內部之溫度差，導致在模腔面產生拉伸應力，而重複該情況所造成之熱疲勞使得在模腔面產生裂痕之現象。

對於此熱裂痕，提高鑄模之硬度將屬有利的。

另一方面，近年來出現鋁壓鑄製品之製造周期縮短化(高循環化)的要求。為實現此目標而以縮短鑄模之夾壓時間為目的，而有加強對鑄模內之鋁鑄造製品之水冷的傾向。此水冷之加強，具體而言，係藉由使水冷孔接近模腔面而進行。此情況下，於鋁製品鑄造時在水冷孔表面所產生的熱應力將增大，而自水冷孔產生破裂之現象將造成問題。

此等自水冷孔產生之破裂，不僅因壓鑄時之反覆負荷之熱應力而產生，亦起因於熱應力之破裂與水冷孔表面所產生之誘導致之應力腐蝕的複合性延遲破壞現象。

此自水冷孔產生之破裂，於鑄模硬度愈高時愈容易產生。因而，針對此等自水冷孔產生之破裂，則以減低鑄模硬度為有利。

亦即，提高鑄模硬度雖對熱裂痕有利，但對於自水冷孔產生之破裂卻不利；反之，減低鑄模硬度對於自水冷孔產生之破裂有利，卻對熱裂痕不利，並導致耐熱裂痕性變差。

就抑制上述自水冷孔產生之破裂的觀點考量，較佳係使鑄模硬度作成為HRC45~40為佳。

作為目前之鋁壓鑄鑄模，主要係使用以JIS－SKD61為代表之5Cr系熱模鋼。近年來，為了抑制在模腔面所產生之熱裂痕，開始使其硬度提高，而隨著鋁壓鑄製品之製造的高循環化，鑄模之自水冷孔產生之破裂的危險性亦增大。

於上述JIS－SKD61之情況，係含有0.4%左右之C，淬火狀態下之硬度為例如HRC53之程度。

因此，以抑制自水冷孔產生之破裂為目的，為了使其硬度降低至HRC45以下，則必須進行600℃以上之高溫的回火。然而，若於此等高溫下進行回火，則鋼的耐蝕性會顯著地降低。

此材料係含有5%左右之Cr，本來為耐蝕性良好的材料。然而，若於600℃以上高溫進行回火，所含有之Cr幾乎將因此高溫回火而以Cr碳化物的型式析出，使鋼中所含有之Cr無法再有助於提高耐蝕性。

總之，現今主要使用作為鋁壓鑄鑄模之以JIS－SKD61為代表之熱模鋼，係無法良好地解決自水冷孔產生之破裂的問題。

為了良好地解決自水冷孔產生之破裂的問題與模腔面之熱裂痕的問題之任一者，係認為防止水冷孔內產生的銹，並使水冷孔所在之鑄模內部的硬度減低，另一方面，使產生熱裂痕之鑄模的模腔面之硬度提高將屬有效。然而，迄今尚無可滿足此等特性之材料被提供。

又，於下述參考文獻1中，揭示之發明為：使壓鑄鑄模之水冷孔內徑表面作成為較鑄模表面之硬度低，以兼顧水冷孔破裂之防止與鑄模表面之耐熱裂痕性的手法。

此參考文獻1中所揭示之鋼，係藉由向來使用的JIS－SKD61進行淬火、回火而調質為較高硬度後，再對水冷孔表面以感應加熱、燃燒器(burner)加熱、雷射加熱等進行回火成局部性呈較低硬度。

於此參考文獻1中所揭示者中，任一方法皆須進行局部加熱，並須使水冷孔徑作成為燃燒器可進入之大小等，而有水冷孔的形狀須受到限制之問題。

[參考文獻1]日本專利特開平6－315753號公報

本發明即以上述之情形為背景，目的在於提供一種耐熱裂痕性優異且可良好地抑制自水冷孔產生之破裂的壓鑄用熱模鋼。

本發明者等針對上述問題深入進行研究，結果發現上述問題可藉由下述之壓鑄用熱模鋼而解決。遂完成本發明。

本發明之要旨如下：1.一種壓鑄用熱模鋼，係使含有下述成分之鋼淬火後，於500℃以下之溫度進行回火所製得；該含有之成分為以質量%計之C：0.1~0.3%、Si：0.1~1.5%、Mn：0.3~2%、Cr：6~12%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、Mo：1~3%、V：0.5~1.5%、s－Al：0.005~0.025%、N：0.005~0.025%、O：0.005%以下、其餘為Fe及不可避免之雜質。

2.如項目1之壓鑄用熱模鋼，其更進一步含有以質量%計之選自由Ni：2.0%以下、及Cu：1%以下所構成群中之至少一種。

3.如項目1或2之壓鑄用熱模鋼，其更進一步含有以質量%計之Co：5%以下。

4.如項目1~3之任一項之壓鑄用熱模鋼，其更進一步含有以質量%計之選自由Ti：0.2%以下、Zr：0.2%以下、及Nb：0.2%以下所構成群中之至少一種。

本發明之壓鑄用熱模鋼，係使C之含有量減少，另一方面，增多Cr、Mo含有量且適量化，藉此，於作為壓鑄鑄模使用時，可有效地抑制自水冷孔產生之破裂，並可賦予該壓鑄鑄模優異的耐熱裂痕性。本發明之壓鑄用熱模鋼，尤其可較佳地使用作為鋁壓鑄鑄模之材料。

Cr已知為改善耐蝕性之元素。然而，於通常的JIS－SKD61，於調質為使用硬度時，由於須於600℃以上的高溫進行回火，故用於改善耐蝕性之Cr會以碳化物析出，使其效果幾乎喪失。另一方面，若降低至Cr碳化物不析出之程度的回火溫度，則硬度將成為非常硬之50HRC以上，於使用作為壓鑄用鑄模時，自水冷孔產生之破裂將容易發生。

當然，藉由減低C含有量，於500℃以下的低溫進行回火，可得到目標的硬度。然而，此情況，模腔面的硬度也會降低，會產生耐熱裂痕性變差之問題。

於此，本發明之壓鑄用熱模鋼中，於減低C含有量之同時亦適量添加Mo。

藉由減低C含有量，於500℃以下進行低溫回火，可得到不易發生自水冷孔產生之破裂的HRC45以下之硬度。

又，藉由適量添加Mo，於使用作為壓鑄用鑄模時，可利用壓鑄時之來自熔液(例如，鋁熔液)的熱，使鑄模模腔面局部地變硬。

具體而言，所添加之Mo，係於壓鑄製品之鑄造中使用鑄模時，藉由熔液之熱加熱模腔面(於鋁熔液之情況為600~650℃)而以碳化物型式析出，可發揮使模腔面局部地變硬之作用。

亦即，本發明之壓鑄用熱模鋼，具有模腔面之硬度於鑄模使用中藉由時效硬化而變硬的效果。藉由此效果，可良好地抑制模腔面之熱裂痕。

亦即，本發明之壓鑄用熱模鋼，可巧妙地利用於使用作為壓鑄用鑄模時，藉由來自熔液之熱使模腔面時效硬化的現象，結果，可得到內部維持於較低的硬度，而模腔面則局部地增高硬度之鑄模。此點即為本發明之壓鑄用熱模鋼所具有之較習知者優異的效果。

本發明中，作為耐蝕性元素之Cr添加量係較JIS－SKD61多。本發明中，由於淬火處理後係在500℃以下的低溫進行回火，故所添加的Cr不會以碳化物析出，而為固熔於基質(matrix)中之狀態，可有效地提高鋼的耐蝕性。亦即，藉由Cr之提高耐蝕性之作用，於使用本發明之壓鑄用熱模鋼作為壓鑄用鑄模時，可抑制水冷孔之銹發生，因而可良好地抑制起因於該銹之應力腐蝕破裂所伴隨之自水冷孔產生的破裂。

又，於使用本發明之壓鑄用熱模鋼作為壓鑄用鑄模時，鑄模之模腔面將藉由Mo碳化物之析出所進行的2次硬化(時效硬化)而硬化成可確保耐熱裂痕性之HRC45以上的硬度。

其次，就本發明中之各化學成分之限定理由詳述如下。又，下述中，「%」係指「質量%」。

C：0.1~0.3%

C為確保鑄模的性能中之重要的硬度與耐磨損性之必須元素。

於通常之熱模鋼中係含有0.4%左右之C，本發明中為了可依500℃以下的低溫回火得到HRC45以下的硬度，使C含有量較通常的熱模鋼低，其範圍為0.1~0.3%，以0.15~0.25%為較佳。

Si：0.1~1.5% Si為製鋼時作為脫氧元素之必須元素。

又，藉由提高其含有量，可提高被削性及耐回火軟化性。

但，由於其添加量較多時，衝擊韌性會降低，故其添加範圍定為0.1~1.5%，以0.1~0.5%為佳。

Mn：0.3~2% Mn為確保淬火性及硬度之必須成分，其添加量設為0.3%以上。

又，若過剩地添加Mn，淬火性會過高，淬火時將大量生成殘留γ，使衝擊值降低，或即使進行回火而硬度亦無法降低，故其上限設為2%。又，Mn之添加量的上限值以設為1%為佳。

Cr：6~12% Cr為提高淬火性並改善水冷孔之耐蝕性的元素。

為了得到提高耐蝕性之效果，必須添加6%以上，以添加8%以上為佳。

然而，若多量添加，會降低耐回火軟化性而使鑄模性能降低。因此，其上限定為12%。又，Cr含有量之上限值以定為10%為佳。

P：≦0.05% 由於P元素將降低衝擊值，故宜降低其含有量，於不可避免而含有之情況下，以減低為0.05%以下為佳。

S：≦0.01% 由於S元素會形成MnS而降低衝擊值，故以減低其含有量為佳。

於不可避免而含有之情況，以減低至0.01%以下為佳。

Mo：1~3%由於Mo會形成碳化物而提升基材強化、耐磨損性，且於確保淬火性上為必須者。

又，以本發明之壓鑄用熱模鋼作為壓鑄用鑄模使用時，此Mo之碳化物將因來自熔液的熱(於鋁熔液之情況為600℃附近)而析出，使鑄模硬度增加。

本發明中，為了防止自水冷孔產生之破裂，須使淬火、回火後之鑄模硬度設為HRC45以下，而於壓鑄中模腔面之溫度會上昇(於鋁熔液之情況為600℃附近)而可得到HRC45以上之硬度，並可改善耐熱裂痕性。

為了得到此等效果，必須添加1%以上，以添加1.5%以上為佳。

惟，即使過剩地添加，由於效果已達飽和，不符經濟效益，故添加量上限設為3%。又，Mo添加量的上限值以設為2.5%為佳。

V：0.5~1.5% V元素係藉由在回火時形成碳化物而析出，可提升強化基材、提高耐磨損性。

又，藉由在淬火時形成微細的碳化物，將具有抑制結晶粒之粗大化、抑制衝擊值之降低的效果。

為得到此等效果，必須添加0.5%以上。

另一方面，若過剩地添加，由於凝固時會生成碳氮化物之粗大晶析物，而降低韌性，故上限定為1.5%。又，V的添加量之上限值以設為1%為佳。

s－Al：0.005~0.025% Al元素係除了於製鋼時發揮作為脫氧元素之作用外，會與鋼中之N鍵結而以氮化物之形態進行細微分散，可抑制淬火加熱時之結晶粒粗大化。

為得到此等效果，必須添加0.005%以上。

然而，即使過剩之添加，由於其效果已達飽和，故上限定為0.025%。

N：0.005~0.025% N會與鋼中之Al與V鍵結形成氮化物，藉由微細地分散而可抑制淬火加熱時之結晶粒粗大化，為防止衝擊值降低之有效元素。

為了得到此等效果，必須添加0.005%以上。

然而，即使過剩添加，由於其效果已達飽和，故上限定為0.025%。

O：≦0.005% O會形成氧化物系介在物而降低衝擊值。為抑制衝擊值之降低，O含有量必須為0.005%以下。

Ni：≦2%、Cu≦1% Ni及Cu對提高淬火性與使基材強韌化有效，可依需要而添加。

惟，即使過剩添加，由於其效果已達飽和，於經濟效益上不利，故上限分別設為2%與1%。

Co：≦5% Co為藉由固熔強化而提高強度之元素，可依需要添加。

然而，即使過剩添加，由於其效果已達飽和，於經濟效益上不利，故上限設為5%。

Ti：≦0.2%、Zr：≦0.2%、Nb：≦0.2%其等皆會形成Ti(CN)、Zr(CN)、Nb(CN)及此等之複合碳氮化物而微細地析出，為可防止淬火加熱時之結晶粒粗大化之元素。於欲使結晶粒微細化以確保韌性之情況，可依需要添加。

然而，若過剩的添加，由於凝固時會以粗大的碳氮化物晶析，反而降低衝擊值，故其上限分別設為0.2%。

又，於此等複合添加之情況，其合計量以在0.5%以下為佳。

其次，就本發明之實施形態詳述如下。

以下就本發明以本發明鋼與比較鋼舉例說明，惟，本發明並非限定於此等乃不言而喻者。

使表1所示之各種鋼於150Kg之真空高頻感應爐中熔解，使得到之錠塊(ingot)於1200℃下鍛造成60×60mm截面之角棒。

將此角棒裁切成500mm之長度，加熱至1030℃後進行油浴淬火。

然後，於450℃×1小時之條件下施行回火2次。對施行回火之各角棒，分別測定1/4H部位(表面與中心部之一半的部位)之硬度，並進行用2mmU切痕(notch)試驗片之T方向(角棒之寬方向)之夏比(charpy)衝擊試驗，並自1/4H部裁切10×10×10mm之塊，將表面以砂紙研磨後，於20℃之工業用水中浸漬24小時，進行確認銹蝕發生之耐蝕性試驗。

又，耐蝕性之評估，係以未發生銹蝕者作為「○」，發生銹蝕者作為「×」進行評估。

又，為了模擬反覆進行鋁壓鑄製品鑄造時之熱經歷，以藉由高頻加熱自室溫加熱至650℃ 4秒鐘後進行水冷作為1循環，對上述於450℃下進行回火之各角棒，反覆進行1000循環，測定其後之表面硬度。

以上之評估結果示於表2。

又，將表1之發明鋼No.2加熱至1030℃後，進行油浴淬火，於450℃×1小時之條件下進行回火2次者；與將習知鋼A加熱至1030℃後，進行油浴淬火，於450℃×1小時之條件下進行回火2次者；以及將習知鋼A於630℃×1小時之條件下進行回火2次者；分別對其等針對作為自水冷孔產生破裂之敏感度之指標的耐延遲破壞特性進行評估。

此處，耐延遲破壞特性之評估係如下述般進行。

亦即，對具有0.1R的環狀切痕(notch)之試驗片的切痕部滴下工業用水(用以使其生銹)，調查折屈應力與破壞時間之關係。

又，藉由比較靜態折屈應力(0小時破裂應力)與於200小時之破裂應力的比，進行耐延遲破壞特性之評估。

又，以自室溫加熱至650℃ 4秒鐘後進行水冷作為1循環，對其反覆進行10000循環後，測定表面所產生之熱裂痕長度，評價作為耐熱裂痕性之指標。

以上之評價結果係示於表3。

又，於表3中，耐延遲破壞特性之目標值係設為0.7以上。

如表2之結果所示般，發明鋼No.1~No.11，於450℃回火之下為HRC40~44之硬度，又於650℃之反覆加熱後之硬度為HRC46~49，即硬度提高。

又，由於在450℃之低溫回火，幾乎未析出Cr碳化物，故任一者皆顯示良好的耐蝕性。

相對於此，比較鋼a由於C為0.05%，較本發明之下限值0.1%低，因此，於450℃回火中硬度只有HRC36，於650℃反覆加熱後之硬度亦為較低之HRC42，且耐熱裂痕性差。

相反地，比較鋼b之C為0.38%較本發明上限值0.3%高，因此，於450℃回火後之硬度高達HRC53，衝擊值低。

比較鋼c之Si含有量為2%，較本發明上限值1.5%高，衝擊值低。

比較鋼d之Mn含有量為2.5%，較本發明上限值2%高，衝擊值低。

比較鋼e之雜質P之含有量為0.08%，較本發明上限值0.05%高，故衝擊值較低。

又，比較鋼f之雜質S之含有量為0.05%，較本發明上限值0.01%高，因此衝擊值低。

比較鋼g之Cr含有量為5.1%，較本發明下限值6%低，因此耐蝕性低。

反之，比較鋼h之Cr含有量為13.5%，較本發明上限值12%高，因此衝擊值低。

比較鋼i之Mo含有量為0.6%，較本發明下限值1%低，因此，即使反覆進行650℃之加熱，硬度亦無法充分地提高。顯示耐熱裂痕性不佳。

比較鋼j之V含有量為0.3%，較本發明下限值0.5%低，因此發生結晶粒之粗大化，使衝擊值低。

比較鋼k之s－Al含有量為0.003%，較本發明下限值0.005%低，因此發生結晶粒之粗大化，使衝擊值低。

比較鋼1之N含有量為0.002%，較本發明下限值0.005%低，同樣地會發生結晶粒之粗大化，使衝擊值低。

比較鋼m之O含有量為0.008%，較本發明上限值0.005%高，因此，介在物增多，衝擊值低。

其次，習知鋼A為JIS－SKD61，其於450℃回火下之硬度為HRC53，於650℃反覆加熱後之硬度降低至HRC47。且耐蝕性亦較差。

其次，於表3中，發明鋼No.2於450℃之低溫回火下之硬度雖較低，惟，與硬度高之習知鋼A之450℃回火材相比，卻有同等之耐熱裂痕性及優異之耐延遲破壞特性。

再者，與將習知鋼A於630℃下高溫回火之同樣硬度者相比，由於係於低溫進行回火，故耐蝕性較高，耐熱裂痕性亦優。

如上述般，可得知：發明鋼係兼具有於以往為相反性質之抑制自水冷孔產生之破裂的特性、與耐熱裂痕性之兩特性。

如上述般，就本發明以特定的實施例作詳細之說明，對熟習此等技術者而言，於不脫離本發明之精神範圍內可做各種改變與改良，皆屬本發明之範疇是不言而喻者。

本發明係依據於2005年11月30日提出之日本專利申請案號2005－346156者，援用其內容於此說明書中。

Claims (4)

1. 一種鋁壓鑄用熱模鋼，其特徵在於，係使含有下述成分之鋼淬火後，於500℃以下之溫度進行回火所製得；該含有之成分為以質量%計之：C：0.1~0.3%、Si：0.1~1.5%、Mn：0.3~2%、Cr：6~12%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、Mo：1~3%、V：0.5~1.5%、s-Al：0.005~0.025%、N：0.005~0.025%、O：0.005%以下、其餘為Fe及不可避免之雜質。
2. 如申請專利範圍第1項之鋁壓鑄用熱模鋼，其更進一步含有以質量%計之選自由Ni：2%以下、及Cu：1%以下所構成群中之至少一種。
3. 如申請專利範圍第1項之鋁壓鑄用熱模鋼，其更進一步含有以質量%計之Co：5%以下。
4. 如申請專利範圍第2項之鋁壓鑄用熱模鋼，其更進一 步含有以質量%計之Co：5%以下。