CN101487103B

CN101487103B - 钒铌复合合金化冷作模具钢及其制备方法

Info

Publication number: CN101487103B
Application number: CN2009100091739A
Authority: CN
Inventors: 李小明; 方玉诚; 况春江; 钟海林; 匡星; 吴立志
Original assignee: Advanced Technology and Materials Co Ltd
Current assignee: An Tai (Bazhou) special flour Co., Ltd.
Priority date: 2009-02-20
Filing date: 2009-02-20
Publication date: 2010-12-22
Anticipated expiration: 2029-02-20
Also published as: CN101487103A

Abstract

本发明提供了一种钒铌复合合金化的冷作模具钢，该冷作模具钢按质量百分比计包含：V：5.0％-12％，Nb：0.2％-5.0％，C：2.2％-2.8％，Si：≤1.3％，Mn：0.2％-0.9％，Cr：4.0％-5.6％，W：≤1.00％，Mo：≤6.00％，余量为铁和杂质。本发明还提供了制备所述钒铌复合合金化的冷作模具钢的方法。本发明的钒铌复合合金化冷作模具钢具有高耐磨性和高韧性。该钢在淬回火热处理后硬度可达到58-65HRC；在本发明的钢中MC型碳化物呈弥散分布状态，MC型碳化物相的体积分数为13-20％，平均粒径为1-4μm。

Description

钒铌复合合金化冷作模具钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种钒铌复合合金化冷作模具钢，尤其是一种高耐磨、高韧性钒铌复合合金化的冷作模具钢。本发明还涉及这种冷作模具钢的制备方法。

背景技术

由于利用模具进行加工成型具有高效性和经济性，模具在材料加工成型行业中的应用非常普遍。在模具服役的过程中，其行为受到各种因素的影响，如模具的形状设计、模具的加工质量、模具的表面特殊处理情况、模具的实际工作参数等，其中影响最大的是模具本身所选用的材料。对于冷作模具材料，耐磨性能、冲击韧性、硬度是最重要的三个性能参数指标，根据不同的应用场合应选用合适的热处理制度以得到合适数值，这三者只有相互匹配恰当才能得到满意的综合性能。

在很多情况下，对于同一钢种，其耐磨性能、冲击韧性和硬度难以同时达到最佳。根据热处理的经验，在硬度达到最佳的热处理制度下通常得到最差的韧性性能，而耐磨性能同时受到这两个参数的影响，大部分情况下更多受到硬度的影响，而韧性性能则能保证磨损过程的稳定性和安全性。所以，人们一直致力于开发新的合金组合物和生产工艺来同时提高各项性能。在这个发展过程中有两个里程碑式的事件发生，第一个是粉末冶金工艺的出现，第二个是在粉末冶金工艺的基础上大幅度提高冷作模具材料中V的含量。

众所周知，MC型碳化物是冷作模具材料中硬度最高的次生相，它的存在可使冷作模具材料的耐磨性能得到提高。但是传统铸锻工艺无法解决MC型碳化物的形成元素V、Nb等在缓慢冷却过程中很容易发生偏析的问题。严重偏析会造成粗大MC相的形成，这将对材料的韧性性能极为不利。因此传统铸锻法生产的冷作模具钢，其V含量一般不会超过3％，这种状况导致的后果是抵抗磨损的主要次生相MC型碳化物含量较少，从而使传统铸锻冷作模具钢的耐磨性能一直处于较低水平。粉末冶金工艺的出现使材料组织偏析的问题得到了彻底的解决。粉末冶金工艺与传统铸锻工艺相比钢体从液态到固态的冷却时间大为缩短，传统铸锻工艺钢液的冷却速度为10¹K/S-10²K/S，而粉末冶金工艺钢液的冷却速度为10⁴K/S-10⁶K/S，在如此快的冷却速度下各种元素来不及扩散，偏析问题于是迎刃而解。

伴随粉末冶金工艺的出现到粉末冶金工艺的成熟，全世界范围内涌现出了一批性能优异的粉末冶金法高V冷作模具钢。在美国，Crucible公司自上世纪八十年代开始连续推出了一系列性能优异的粉末冶金法高钒合金化的冷作模具钢，代表钢种有牌号为CPM3V、CPM6V、CPM9V、CPM10V、CPM11V、CPM15V、CPM18V系列钢种，这些钢种分别代表其含V量为3％、6％、9％、10％、11％、15％、18％，其合金设计的主要出发点就是通过调整钢中钒含量来提高耐磨性能。这几个钢种中像CPM3V、CPM6V其综合性能与传统高铬合金化的模具钢如D2相比已经有了很大提高，在对韧性要求不高但对耐磨性能要求极高的场合CPM15V、CPM18V则是较好的选择。Crucible公司开发的这一系列钢种所表现出的一个共同特点是对钒资源的依赖较大，通过以钒来形成高耐磨次生相MC型碳化物来提高耐磨性能毕竟有限，耐磨性能表现较好的同时是以韧性性能损失较多为代价的，所以如CPM15V、CPM18V等耐磨性能虽然很好，但是由于其韧性较差因而使其应用范围受到较大限制。

奥地利Bohler钢厂在其专利US6773482B2中公开了另一种粉末冶金法冷作模具钢，其综合性能相比美国Crucible公司的CPM高钒系列钢种更加优异。这一钢种的突出特点是包含较高的铬含量，典型在6％以上。研究发现铬可促进碳化物析出，因而是一种有用的强化元素；但另一方面铬元素易于促进较软碳化物M₇C₃的析出，M₇C₃相的析出会导致耐磨性能的显著降低。另外从国情来讲我国是铬资源短缺国家，有效利用铬资源，开发少铬型合金符合我国的长远利益。

奥地利Bohler钢厂的K390microclean是其2003年在欧洲申请的专利钢种，专利号为EP1382704T1，这一钢种与其他高钒合金化系列钢种相比突出特点是其V含量9％，另外含2％的钴。这一钢种的性能特点为耐磨性能与CPM10V相当，但是冲击韧性提高了20％左右。然而由于成分含有2％的钴，该钢种的合金成本显著增加。由于我国钴资源非常缺乏，因此在我国低钴、甚至无钴型高耐磨冷作模具钢相对更具竞等力。

传统的铸锻冷作模具钢由于工艺的限制难以提高组织中的MC型碳化物含量，以致其耐磨性能始终停留在一个较低的水平。采用粉末冶金工艺的现有技术方法中，大多数方法考虑增加V来促进MC型碳化物的形成而达到增加耐磨性能的目的。虽然近期研究表明采用复合合金化的技术方案有希望进一步提高冷作模具钢的综合性能，然而由于现有技术的复合合金化冷作模具钢利用了较高含量的钴、铬等高成本元素，导致所得到的冷作模具钢成本较高。

因此，现有技术中仍需要高韧性、高耐磨的粉末冶金法冷作模具钢，并且所述冷作模具钢具有较少的钴和铬含量，甚至不含钴，以便降低合金成本，从而开发出无钴少铬，符合我国资源国情的经济型优质冷作模具钢。

发明内容

本发明的目的是提供具有更高综合性能同时制造成本廉价的冷作模具钢。本发明的另一目的是提供制造所述冷作模具钢的方法。

第一方面，本发明提供了一种钒铌复合合金化的冷作模具钢。按质量百分比，该冷作模具钢包含：

V： 5.0％-12％，

Nb： 0.2％-5.0％，

C： 2.2％-2.8％，

Si： ≤1.30％，

Mn： 0.2％-0.9％，

Cr： 4.0％-5.6％，

W： ≤1.00％，

Mo： ≤6.00％，

余量为铁和杂质。

在本发明的冷作模具钢中，Nb可代替V形成MC型碳化物，即Nb在形成MC型碳化物方面具有与V类似的作用。可通过如下定义V当量，Veq(质量％)＝V+0.65Nb。在一个优选的实施方案中，本发明的冷作模具钢中的V当量为：5％-13％。

其中上述杂质包括磷、硫等制备过程中不可避免的元素。在本发明的冷作模具钢中S≤0.1％并且P≤0.03％。

另一方面，本发明提供了一种采用粉末冶金工艺生产本发明的钒铌复合合金化冷作模具钢的方法，本发明的制备方法包括如下顺序步骤：

1)提供具有上述合金元素组成的金属原料。

2)采用中频感应熔炼对所述金属原料进行熔炼，熔炼温度为1600℃-1700℃，熔炼时间15-30分钟，得到均匀的合金熔体。

3)利用气体雾化装置并使用雾化气体对合金熔体进行雾化，雾化浇钢温度为1600℃-1700℃，雾化气体温度为15±5℃，雾化气压≥2.52×10⁶Pa，所得合金粉末平均粒径30-90μm。

4)采用热等静压工艺对合金粉末进行成型，形成压坯，热等静压温度为1050℃-1160℃，压力≥100MPa。

5)对压坯进行压力锻造得到锻件，锻造温度为1095℃-1170℃，停锻温度不低于930℃，锻后入沙坑缓冷，入坑温度≥600℃，出坑温度≤50℃。

6)对锻造后的锻件进行热处理，得到本发明的冷作模具钢。

在本发明方法的雾化步骤中，使用的雾化气体是不与合金熔体反应的惰性气体，如氮气、氩气或它们的混合物。

在本发明方法的雾化步骤中，使用的雾化装置为真空雾化装置或非真空雾化装置，使用真空雾化装置时要求真空度≤4.04×10³Pa，使用非真空雾化装置时要求使用氮气、氩气或它们的混合物作为合金熔体的保护气氛。

本发明方法中所使用的热处理包括退火、淬火和回火。所述退火涉及到将锻件加热到870℃-890℃，保温时间2小时，随后以≤15℃/小时的冷速冷至530℃，然后炉冷或静止空气空冷至50℃以下，退火后硬度小于280HB。其中淬火处理涉及将退火后的锻件在盐浴815℃-845℃预热，温度均匀后放入盐浴1000℃-1200℃的温度下保温30-45分钟，随后淬入530℃～550℃盐浴，并空冷至50℃以下。所述回火涉及将淬火后的锻件盐浴加热到540-670℃的温度并保温1.5-2小时，随后空冷至50℃以下，如此重复2到3次。

通过以上的合金制备方法，可以得到非常致密的钒铌复合合金化的冷作模具钢，所述冷作模具钢具有高耐磨性和高韧性。该钢在淬回火热处理后硬度可达到58-65HRC；在本发明的钢中MC型碳化物呈弥散分布状态，MC型碳化物相的体积分数为13-20％，平均粒径为1-4μm。

具体实施方式

在本说明书中，钢中合金化元素的含量以质量百分比表示，除非另外说明。

在本发明的冷作模具钢中，在添加一定量元素V的同时，添加一定量的元素Nb。如前所述，Nb元素同样可以促进MC型碳化物的形成，并且Nb与V相比其碳化物形成能力更强，生成的MC型碳化物具有更高的热稳定性和耐磨性，这使得本发明的钒铌复合合金化冷作模具钢具有更佳的综合性能。

为了达到满意的综合性能，本发明钢中的各合金成分应控制在上述所给范围之内，下面对本发明中各合金元素的作用进行详细说明。

C：C元素含量的控制非常关键，因为它同时影响基体的性能和MC型碳化物的状态。如果C含量过高则会使淬回火后钢中生成的MC型碳化物过多，同时过量的C也会使基体的韧性恶化，这都不利于模具钢整体韧性的表现；另一方面，过低的C则不足以生成足够的MC型碳化物，这两种情形都会降低模具钢的耐磨性能。根据合金化原理，为了达到各项性能最佳的平衡，本发明钢中的碳含量应为：

C＝0.033W+0.063Mo+0.060Cr+0.2V+0.13Nb

其中各元素符号表示相应元素的质量百分比。本发明钢中的碳含量为2.2％-2.8％，且优选为2.2％-2.6％。

V：V元素对于提高耐磨性能非常重要，因为V是用于形成MC型碳化物的主要元素。V含量每提高1％，耐磨性能大约提高1倍。本发明中V含量的确定主要是根据实际应用对材料综合性能的需求，在对硬度要求较高时，V含量可以适当高一些，在对韧性要求较高的情况下V的含量应该适当减少。本发明冷作模具钢中的V含量控制在5.0％-12％，且优选5.85％-10.31％，同时匹配相应的碳含量来形成MC型碳化物。

Nb：Nb与V相比可以形成更稳定、更耐磨、富Nb的MC型碳化物，这使得钒铌复合合金化的冷作模具钢可以得到比普通高V冷作模具钢更优异的耐磨性能和热处理稳定性。另外从资源角度看我国Nb资源非常丰富，Nb矿产保有储量居世界第二位，因此用Nb部分取代V作为MC型碳化物形成元素可显著降低冷作模具钢的生产成本。由于Nb相比V会更加显著地提高钢的熔点温度，而熔点升高会给合金熔炼和雾化制粉带来工艺方面困难，所以本发明钢中的铌含量为0.2-5.0％，且优选为0.5-4.75％。

Cr：在冷作模具钢中，Cr元素一直被认为是碳化物析出的催化剂，另外Cr有利于提高钢的淬硬性和基体强度，所以在高合金工模具钢中Cr元素是必不可少的合金元素。在本发明中Cr的含量控制在4.0％-5.6％，过高的Cr不利于提高耐磨性能，因为过量的Cr易于促进形成较软的M₇C₃型碳化物。本发明钢中的优选铬含量为5.0-5.5％。

Mo、W：Mo、W的存在可以增加钢的淬硬性和基体强度，Mo、W之间的当量关系可以用Mo_eq(质量％)＝Mo+0.5W，来表示。Mo是形成碳化物M₂C和M₆C的主要形成元素之一，通常在回火过程中M₂C型碳化物分解为细小的MC型和M₆C型碳化物，这些细小碳化物的存在有利于提高钢的硬度和耐磨性能。W主要参与M₆C型碳化物的形成。鉴于M₂C和M₆C这两种碳化物与MC型碳化物相比硬度偏低，对耐磨性能的贡献相对较小，因此本发明钢中Mo含量范围是Mo≤6.00％，W≤1.00％，且优选范围为Mo≤3.85％，W≤0.6％。

Si：Si在冷作模具钢中不参与碳化物的形成，它主要是作为一种脱氧剂和基体强化元素来使用，Si过多会使基体的韧性下降。因此本发明钢中Si的含量范围是Si≤1.30％，优选Si≤1.10％。

Mn：Mn可作为脱氧剂加入，并可以固硫减少热脆性，另外锰可显著增加淬透性。在本发明钢中的Mn含量范围是0.2-0.9％。

S：S通常认为它影响热加工性能而作为一种杂质元素在很多钢中加以严格控制，但是S和Mn结合后形成的MnS有利于提高钢的可磨削性能，所以S元素在钢中可以有一定的保留。在本发明的钢中，S含量至多为0.1％。

本发明的冷作模具钢的主要性能如下表1所示：

表1

性能	指标
		耐磨性能	Cr12的20倍以上，M2的10倍左右
U型缺口冲击韧性a<sub>k</sub>，J/cm<sup>2</sup>	30-70
		硬度，HRC	58-65
抗弯强度σ<sub>bb</sub>，Mpa	3950-4800

以上试验分别参考ASTM-G99、GBT/299、GB/T230、GB/T14452。对该钢进行相分析，其组织组成如下表2所示：

表2

综上所述，本发明的粉末冶金法钒铌复合合金化冷作模具钢的综合性能非常优越，其耐磨性能是现有高Cr高C模具钢Cr12的20倍以上，是中国产销量最大的几个高速钢品种之一M2的10倍左右，而该钢的原料成本仅与M2相当。本发明钢的韧性性能同样非常优秀，基本与粉末冶金法高速钢处于同一水平。与普通粉末冶金法高V冷作模具钢CPM10V相比，本发明的冲击韧性提高5％-20％，这样的韧性不仅可以保证常规的冲切顺利进行，在具有大载荷冲击的场所也可以胜任。本发明由于采用粉末冶金工艺，所以常规手段即可进行磨削，机械加工性能良好。基于上面的原因，在追求高速度、高精确度、高安全性的今天，本发明的冷作模具钢以其优异的耐磨性能和韧性在大部分场合可以实现对现有传统冷作模具钢的替代。在要求模具形状复杂的场合可以实现对难加工材料如硬质合金的替代，另外由于其经济性，部分场合也可以用来替代粉末冶金高速钢。

本发明的几种典型应用实例如下表3所示：

表3

应用领域	应用实例
		冲压或锻造工具	冲压凸模和凹模
粉末压实工具	冲切和穿孔模
		工业刀片和剪切刀	木材加工工具和切纸刀
塑料模具镶嵌件	塑料注射筒衬
		磨损部件	粉碎机叶片

实施例

下面通过具体的实施例对本发明进行详细描述，应当清楚的是这些实施例仅用于举例说明，而并不意图限制本发明的范围。

通过本发明的方法制备得到实施例1-3的具有不同组成的冷作合金钢，并将其形成直径45mm的棒材。实施例1-3的冷作模具钢的具体组成参见表4，另外为了对比还列出了现有技术的两种冷作模具钢Cr12和CPM10V。

表4

	C	Si	Mn	Cr	Mo	W	V	Nb	S
										实施例1	2.61	1.09	0.88	5.53	1.51	0.60	10.31	0.53	0.02
实施例2	2.25	0.93	0.27	5.25	2.17	0.13	8.08	1.25	0.01
										实施例3	2.20	0,85	0.53	4.96	3.85	0.06	5.85	4.75	0.01
Cr12	2.20	0.30	0.35	12.05	0.03	0.06	0.00	0.00	0.01
										CPM10V	2.45	0.80	0.36	5.25	1.30	0.06	9.75	0.00	0.01

对实施例1、2、3以及比较例Cr12、CPM10V钢取样进行热处理并随后进行性能试验，试验结果如下表5所示：

表5

	淬火制度	回火制度	热处理后的硬度(HRC)	冲击韧性a<sub>k</sub>(J/cm<sup>2</sup>)	抗弯强度σ<sub>bb</sub>(Mpa)
						实施例1	1120℃，保温30分钟	550℃×1.5h×3次	61	42	4280
实施例2	1120℃，保温30分钟	550℃×1.5h×3次	62	35	4050
						实施例3	1120℃，保温30分钟	550℃×1.5h×3次	63	25	3970
Cr12	1000℃，保温15分钟	200℃×1.5h×2次	61	22	2600
						CPM10V	1120℃保温30分钟	550℃×1.5h×3次	61	25	3980

用实施例和比较例的钢制作硅钢片冷冲模进行对比试验，其试验结果如下表6所示：

表6

Claims

1.一种钒铌复合合金化的冷作模具钢，按质量百分比计，该冷作模具钢包含：

V：5.0％-12％，

Nb：0.2％-5.0％，

C：2.2％-2.8％，

Si：≤1.3％，

Mn：0.2％-0.9％，

Cr：4.0％-5.6％，

W：≤1.00％，

Mo：≤6.00％，

余量为铁和杂质；并且

所述冷作模具钢中的V当量是5-13％，所述V当量定义为V_eq＝V+0.65Nb。

2.根据权利要求1所述的冷作模具钢，其中V和Nb形成MC型碳化物相。

3.根据权利要求2所述的冷作模具钢，其中MC型碳化物相在钢中的体积分数是13-20％。

4.根据权利要求2所述的冷作模具钢，其中MC型碳化物相的平均粒径是1-4μm。

5.根据权利要求1的冷作模具钢，其中所述杂质包括S和P，且S≤0.1％，P≤0.03％。

6.制备权利要求1-5任一项所述的冷作模具钢的方法，该方法包括如下顺序步骤：

1)提供具有权利要求1所述合金元素组成的金属原料；

2)采用中频感应熔炼对所述金属原料进行熔炼，熔炼温度为1600℃-1700℃，熔炼时间15-30分钟，得到均匀的合金熔体；

3)利用气体雾化装置并使用雾化气体对合金熔体进行雾化，雾化浇钢温度为1600℃-1700℃，雾化气体温度为15±5℃，雾化气压≥2.52×10⁶Pa，得到的合金粉末平均粒径30-90μm；

4)采用热等静压工艺对合金粉末进行成型，形成压坯，热等静压温度为1050℃-1160℃，压力≥100MPa；

5)对压坯进行压力锻造得到锻件，锻造温度为1095℃-1170℃，停锻温度不低于930℃，锻后入沙坑缓冷，入坑温度≥600℃，出坑温度≤50℃；

6)对锻造后的锻件进行包括退火、淬火和回火的热处理，得到所述的冷作模具钢。

7.根据权利要求6的方法，其中所述退火处理涉及将锻件加热到870℃-890℃，保温时间2小时，随后以≤15℃/小时的冷速冷至530℃，然后炉冷或静止空气空冷至50℃以下。

8.根据权利要求6的方法，其中所述淬火处理涉及将退火后的锻件在盐浴815℃-845℃预热，温度均匀后放入盐浴，在1000℃-1200℃的温度下保温30-45分钟，随后淬入530℃-550℃的盐浴，并空冷至50℃以下。

9.根据权利要求6的方法，其中所述回火处理涉及将淬火后的锻件盐浴加热到540-670℃的温度并保温1.5-2小时，随后空冷至50℃以下，如此重复2到3次。

10.根据权利要求6的方法，其中所述雾化气体是氮气、氩气或它们的混合物。

11.根据权利要求6的方法，其中步骤3)中所用的气体雾化装置是真空雾化装置，且雾化过程中的真空度≤4.04×10³Pa。

12.根据权利要求6的方法，其中步骤3)中所用的气体雾化装置是非真空雾化装置，且使用氮气、氩气或它们的混合物作为合金熔体的保护气氛。