CN102373376A - 一种高硅高锰热作模具钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高硅高锰热作模具钢，其化学元素质量百分配比为：C0.3-0.4％，Si 1.2-1.8％，Mn 0.6-1.5％、Cr 3.5-4.5％，Mo 0.8-1.0％，V 0.3-0.5％，P≤0.03％，S≤0.03％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。相应地，本发明还公开了所述高硅高锰热作模具钢的制备方法。该高硅高锰热作模具钢不仅具有高抗回火稳定性以及良好冲击韧性，而且由于降低了铬、钼等贵合金元素的含量，使得该钢成为一种低成本经济型的热作模具钢。

Description

一种高硅高锰热作模具钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种热作模具钢及其制备方法，尤其涉及一种含硅量和含锰量高的热作模具钢及其制备方法。

背景技术

模具钢通常可以分为热作模具钢、冷作模具钢和塑料模具钢三大类产品。热作模具钢主要用于制造铝合金压铸模和铜锌压铸模等，是目前使用最广和消耗最大的模具钢之一，它的工况条件复杂，在工作时需长时间与加热的坯料甚至液态金属相接触，当炽热的金属放入热作模具型腔时，型腔表面急剧升温，表层产生压应力和压应变，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，极易产生热疲劳，并且热作模具钢在服役过程中，还要受到较大的冲击载荷。因此模具材料需要具有高的热强度、高温硬度、冲击韧性、淬透性和好的热稳定性和抗冷热疲劳性能等。

我国目前使用的热挤压模具钢采用的是国家标准GB/T1299-2000中钢号为4Cr5MoSiV1。这种热挤压模具钢的化学成分采用C 0.32-0.45wt％、Cr4.75-5.50wt％、Mo 1.20-1.75wt％、V 0.80-1.20wt％、Si 0.80-1.2wt％、Mn0.20-0.5wt％、P≤0.03wt％、S≤0.03wt％。这种热挤压模具钢的化学成份含有较高的钼元素和铬元素和一定量的碳元素，因此其材料电渣锭的偏析严重，成材后的组织中存在大量的大块液析碳化物，使得材料的韧性不足，容易出现早期开裂失效。又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。

目前热作模具钢的性能指标为：经1030℃淬火+600℃回火后冲击韧性值Ak为150J；抗回火稳定指标为：620℃高温持续8小时后硬度为38HRC、620℃高温持续12小时后硬度为35HRC、620℃高温持续20小时后硬度为31HRC。上述冲击韧性值和抗回火稳定性指标是衡量热挤压模用钢质量好坏的关键技术指标。

公开日为2008年8月13日，公开号为CN101240401，名称为“一种无钼低成本热作模具钢”的中国专利公开了一种热作模具钢，其化学成份重量百分比含量为：碳0.38～0.42％，硅0.9～1.1％，硫≤0.03％，磷≤0.03％，锰0.3～0.5％，钨1.9～2.2％，铬4.8～5.2％，钒0.25～0.45％，铌0.08～0.15％，其余量为铁Fe。该技术方案在保持了一定的碳当量的同时，在钢中加入了0.08～0.15％的铌和1.9～2.2％的钨元素，不含钼元素，使得材料的组织中形成大量的钨的碳化物，从而进行组织强化，并通过铌元素来细化晶粒。

公开日为2009年3月25日，公开号为CN101392353，名称为“高锰低铬型高强韧性热作模具钢及其制备方法”的中国专利公开了一种热作模具钢，其化学成份重量百分比含量为：碳0.3～0.6％，硅01～0.5％，锰0.5～1.5％，铬1.5～4.0％，钼1.0～3.0％，钒0.4～1.3％，钨0.5～2.0％，磷≤0.02％，硫≤0.03％，其余量为铁。该技术方案同样是通过添加钨元素使得材料的组织中形成大量的钨、钼的碳化物进行组织强化。

发明内容

本发明的目的是提供一种高硅高锰热作模具钢及其制备方法，通过适当的化学元素配比并辅以适当的制造工艺，提高材料的冲击韧性和抗回火稳定性，同时降低钢的制造成本。

本发明的设计构思为：本发明所述的技术方案不同于现有的各种热作模具钢，开创性的采用硅、锰作为主要的合金化元素，充分利用硅、锰合金元素的固溶强化和对碳化物回火稳定性等作用，该措施不仅能够保证热作模具钢具有高抗回火稳定性以及良好冲击韧性，而且由于降低了铬、钼等贵合金元素的含量，使得该钢种成为一种低成本经济型的热作模具钢。

根据本发明的上述目的，本发明提出了一种高硅高锰热作模具钢，其化学元素质量百分配比为：C 0.3-0.4％，Si 1.2-1.8％，Mn 0.6-1.5％、Cr 3.5-4.5％，Mo 0.8-1.0％，V 0.3-0.5％，P≤0.03％，S≤0.03％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。

上述各化学元素的添加原理如下：

(1)C 0.3-0.4％

碳元素是高热强性热作模具钢的主要化学元素之一，是形成铬碳化物、钼碳化物、钒碳化物和各种类型碳化物的不可缺少的基本元素，也是影响钢的成分偏析和钢的组织均匀性的重要元素，本发明中的碳含量较之现有的4Cr5MoSiV1有所降低，其目的是改善钢的显微组织中的碳化物的分布和性质，改善钢的液析碳化物的级别和分布，提高钢材基体的冲击韧性。较低的碳元素含量可以防止钢在凝固的过程中产生偏析组织从而造成钢的硬度的不均匀和冲击韧性下降。因此，碳含量如果高于此成分设计上限，将导致过多的碳化物的形成和组织的偏析产生，影响钢的冲击韧性性能指标，特别是造成钢的液析碳化物的不均匀性严重使得钢的冲击韧性降低；但是碳元素低于此成分的设计范围也将要造成碳元素和其他合金元素结合形成碳化物的当量发生偏差，不能有效地形成稳定的铬碳化物、钼碳化物、钒碳化物和各种类型碳化物复合作用，影响钢的硬度和钢的冲击韧性。

(2)Mn 0.6-1.5％

钢中含有Mn元素可以改变钢在凝固时所形成的氧化物的性质和形状。同时它与S有较大的亲合力，可以避免在晶界上形成低熔点的硫化物FeS，而以具有一定塑性的MnS存在，从而消除硫的有害影响，改善钢的热加工性能。Mn具有固溶强化作用，从而提高铁素体和奥氏体的强度和硬度，虽然其固溶强化效果不及碳、磷和硅，但其对钢的延展性几乎没有影响。锰溶入奥氏体中能强烈增加钢的淬透性，同时强烈减低钢的Ms点。锰是弱碳化物形成元素，它可溶入渗碳体中形成合金渗碳体(Fe，Mn)3C，其形成可降低系统的自由能，即趋于更稳定状态。发明人经过试验研究发现：适量的锰元素的加入可以增加钢的基体强化作用并能推迟马氏体组织的转变，提高钢的抗回火软化性。锰元素虽然是弱碳化物形成元素，不能够形成碳化物强化作用，但是一定量的锰元素的加入可以促进渗碳体的分解和推迟碳化物的析出与长大，有利于钢的热稳定性。另外，锰元素可以造成钢中的残余奥氏体的含量增加与稳定，这样可以提高钢的韧性和抗热疲劳性能。

因此，在本发明中提高了钢中锰元素的含量，其有利与热作模具钢的高温稳定性和热疲劳性能。而且，当锰和硅共同作用时，对本钢种的热稳定性和热疲劳性能作用效果更显著。

(3)Si 1.2-1.8％

硅是一个对铁素体进行置换固溶强化非常有效的元素，仅次于磷，但同时在一定程度上降低钢的韧度和塑性。硅元素不是碳化物形成元素，但硅元素是提高回火抗力的有效元素，提高钢中硅元素的含量主要是可以使得钢在回火的过程中马氏体的分解减缓，硅元素可以在奥氏体到马氏体的转变之后的回火过程中有效阻碍马氏体的分解，这主要是通过抑制ε碳化物质点的长大和扩大ε碳化物稳定区，延迟了ε-碳化物向θ-碳化物的转变。硅推迟ε→θ转变，并能充分减小钢中渗碳体在回火过程中的长大速率，硅原子从θ相析出而在θ相周围形成硅原子的富集区，抑制θ相的长大粗化。另外硅元素能有效提高钢的抗回火软化能力。

发明人通过试验证明，当钢中含1wt％的Si元素时，相应可提高回火温度30℃-50℃；当硅含量提高到1.6wt％时，能有效提高马氏体的回火脆化温度，并且有效抑制渗碳体的析出，从而增加残余奥氏体的碳含量，因此提高了残余奥氏体的含量和稳定性，从而提高钢的韧性和热疲劳抗力。但是，硅量过高时还会加重钢的脱碳敏感性，并且使碳化物聚集的过时效速度增大而难以控制。另外，硅和锰共同作用使钢的高温性能，如高温抗回火软化性能和热疲劳性能得到更显著的提高，这些都是对热作模具钢使用性能和寿命有利的。

(4)Cr 3.5-4.5％

铬元素在本发明的合金成分设计中是对钢的性能影响较大的合金元素，铬元素在本技术方案中是多种形态碳化物形成的关键元素，铬元素既可以是碳化物的形成元素，也是可以在钢中提高钢的淬透性的合金元素，但是铬含量过高可以使得钢的强度过高而韧性不足，降低钢的综合性能，也提高了钢的合金成本。因此，在本技术方案中将铬含量较原有的4Cr5MoSiV1钢的铬元素含量减少了约百分之二十，其目的是在保证钢的淬透性的同时提高钢的韧性和降低钢的合金成本。铬元素控制在本发明所述的范围内，可以在钢中形成稳定的多种碳化物类型，主要的铬碳化物类型是Cr7C3和Cr23C6类型碳化物起到强化基体的作用，并且这种铬元素的控制使得钢在回火的过程中析出稳定的弥散相，这种弥散相M7C3和Cr23C6不但能够提高钢的抗回火性能，而且能够使得钢产生一定的红硬性，提高钢的热强性。

(5)Mo 0.8-1.0％

钼元素是强碳化物形成元素，本发明较之现有的4Cr5MoSiV1钢大大降低了Mo元素的含量。钼元素的加入能够提高奥氏体的稳定性以及钢的淬透性，并且在钢的回火过程中和碳元素结合形成数量较多的较稳定的M2C合金碳化物的析出，这种析出过程是一种弥散的质点强化相析出，较为均匀的分布在钢的基体中，具有较好的二次硬化效果。但是Mo元素的添加会大大提高钢的合金化成本。将Mo的加入量的控制在本发明所述的范围内，可以使得钢在回火的过程中获得更多的M2C合金碳化物，并产生较大的两次强化的作用，这对钢的硬度和冲击韧性的提高起着重要的作用，同时还大大降低了成本。

(6)V 0.3-0.5％

钒元素是强碳化物形成元素，其在钢中的强化作用和钼元素相似，钒元素在钢中形成的是M2C和MC类型的碳化物，产生弥散强化相，不但能弥补铬量的减少，而且能阻碍奥氏体晶粒的长大，改善碳化物的形态，提高钢的强度。但钒的碳化物容易在钢凝固过程中形成一次碳化物，成网状或链状分布在原奥氏体晶界，并且不易重溶，从而降低钢的韧性，因此，本技术方案中钒元素含量控制在0.3-0.5％，减小一次碳化物的析出，改善钢的韧性。

磷元素和硫元素是钢中的有害元素。P元素增加钢的脆性，降低钢的冲击韧性。S元素在一定的程度上容易造成钢的加工性能的恶化，容易使得钢在热加工的过程中产生过热和过烧现象。因此控制硫含量可以保证钢的加工性能和机械性能，特别是对径锻机锻造开坯时的连续锻造加工所产生的的过热现象起到拟制的作用，并对热作模具钢的显微组织的改善起到一定的作用。

相应地，本发明还提供了一种高硅高锰热作模具钢的制备方法，其包括下列步骤：

(1)冶炼：采用电炉冶炼浇铸成电极棒，然后电渣重熔，电渣重熔的电压为56-62V，电流为11000-12000A。发明人通过大量试验总结出控制电压56-62V/电流11000-12000A可以使得电渣重熔得到的电渣钢锭的内部结晶组织细小，均匀性好，从而提高热作模具钢的内在质量。

(2)加热：将上述电渣重熔后的电渣锭置入炉温为700℃-800℃的加热炉内加热，以60℃/h-120℃/h的升温速度加热至1230℃-1250℃后，保温8-10小时。由于电炉冶炼浇铸成电极棒，故电渣重熔后的电渣钢锭为圆形钢锭，圆形钢锭在加热过程中存在较大的表面应力使得钢锭的热应力敏感性提高，容易在钢锭加热的过程中产生应力裂纹，因此，需要控制电渣锭的入炉温度在700℃-800℃。此外，升温速度控制在60℃/h-120℃/h可以防止钢锭在加热的过程中产生热应力裂纹，防止电渣锭的热应力导致开裂的风险。在加热至1230℃-1250℃后保温8-10小时，使得钢锭的整个表面至心部的温度都可以保持均匀，更重要的是消除大块状液析碳化物或使其细小球化，使钢中合金元素的分布更加均匀，这样可以改善钢锭的可锻形，防止电渣锭在锻造过程中的开裂倾向，并可以改善钢的显微组织指标，提高钢的基体强度和韧性。

(3)锻造：控制开锻温度为1100℃-1150℃。该开锻温度与本发明中钢种的化学元素配比是匹配的，该钢种在1100℃-1150℃温度范围是钢的奥氏体单相组织区域，有着最佳的高温热塑性，有利于高温变形加工处理，不容易产生高温热加工开裂。如果高于此加热温度的上限，可能会导致成份偏析所造成的锻造过热，从而会形成组织的晶粒粗大，影响产品的内在质量。

(4)退火热处理。

优选地，所述步骤(4)为：将经过锻造的锻材在1080℃-1120℃的退火炉中保温8-10小时，然后风冷至室温，最后再置入温度为740℃-860℃的退火炉中保温8-10小时后出炉空冷至室温。采用这种工艺进行热处理，是因为钢锭锻后在再结晶时容易出现晶粒粗大，且在晶界析出二次碳化物，会降低材料的性能，因此采用上述热处理工艺对钢锭进行一次高温固溶，使大部分碳化物溶入奥氏体，避免二次碳化物沿晶析出，并获得碳化物分布均匀细小的组织，降低钢的硬度，便于机械加工。

优选地，所述步骤(3)中终锻温度为850℃-900℃。电渣锭终锻温度对钢锭终锻质量也有着重要影响，终锻温度低于上述范围，非常容易引起电渣锭在径锻机锻造成材过程中产生成品材开裂，但是，停锻温度高于上述范围容易引起钢在径锻机锻造开坯后产生钢的组织粗晶现象，降低钢的性能。

优选地，所述步骤(2)中的升温速度为80℃/h-120℃/h。

本发明所述的高硅高锰热作模具钢具有以下优点：

(1)本技术方案降低了碳元素的含量、铬元素的含量以及钼元素含量，而提高了硅元素的含量和锰元素的含量，使得这种热作模具钢的合金成本较现有的热作模具钢下降了10％。

(2)较高含量的硅元素和锰元素，使钢的回火马氏体和合金碳化物更稳定，同时提高了钢淬火后残余奥氏体含量，提高了回火过程中残余奥氏体的稳定性，从而提高了钢的冲击韧性和高温抗回火稳定性。

(3)与成分匹配的锻造工艺和锻后热处理工艺有效消除了材料中的大块状液析碳化物，并使得材料的显微组织均匀细小，从而提高了钢的综合性能。

(4)本发明所述的热作模具钢的冲击韧性较现有材料提升了100％，高温抗回火稳定性表现为：620℃持续8小时，材料硬度值提升10.5％；620℃持续12小时，材料硬度值提升14.3％；620℃持续20小时，材料硬度值提升12.9％。

说明书附图

图1为本发明实施例2中高硅高锰热作模具钢退火态的金相组织。

图2为本发明实施例2中高硅高锰热作模具钢在1030℃的淬火后的显微组织。

图3为本发明实施例2中高硅高锰热作模具钢在1030℃淬火和610℃回火后的显微组织。

具体实施方式

实施例1-5

按照下列步骤制造本发明所述的热作模具钢，具体工艺参数参见表2，各实施例中钢的化学元素质量百分配比见表1：

(1)冶炼：采用电炉冶炼浇铸成电极棒，然后电渣重熔，电渣重熔的电压为56-62V，电流为11000-12000A；

(2)加热：将上述电渣重熔后的电渣锭置入炉温为700℃-800℃的加热炉内加热，以60℃/h-120℃/h的升温速度加热至1230℃-1250℃后，保温8-10小时；

(3)锻造：控制开锻温度为1100℃-1150℃，终锻温度为850℃-900℃。

(4)退火热处理：将经过锻造的锻材在1080℃-1120℃的退火炉中保温8-10小时，然后风冷至室温，最后再置入温度为740℃-860℃的退火炉中保温8-10小时后出炉空冷至室温。

表1.实施例1-5中的化学元素质量百分配比(％)

实施例	C	Si	Mn	Cr	Mo	V	P	S
									1	0.33	1.3	1.1	4.1	0.9	0.33	0.016	0.018
2	0.32	1.5	1.5	4.0	1.0	0.50	0.025	0.029
									3	0.35	1.2	1.0	3.8	0.9	0.44	0.012	0.011
4	0.38	1.8	0.9	4.5	0.8	0.42	0.021	0.007
									5	0.40	1.4	0.6	3.5	1.0	0.30	0.015	0.009

表2.实施例1-5中的具体工艺参数

	实施例1	实施例2	实施例3	实施例4	实施例5
						电渣重熔电压(V)	58	56	61	60	62
电渣重熔电流(A)	11900	12000	11500	11300	11800
						电渣锭入炉温度(℃)	710	700	800	730	750
电渣锭升温速度(℃/h)	110	90	80	120	100
						电渣锭加热温度(℃)	1231	1230	1250	1240	1233
电渣锭保温时间(h)	8.8	8.3	8.6	10.0	8.0
						开锻温度(℃)	1130	1100	1145	1150	1140
终锻温度(℃)	870	900	850	880	860
						退火炉高温温度(℃)	1110	1080	1120	1090	1100
高温保温时间(h)	9.5	8.0	8.5	10.0	9.0
						退火炉低温温度(℃)	780	740	860	800	790
低温保温时间(h)	8.1	8.5	8.0	9.0	10.0

表3列出了本实施例1-5中各钢种的冲击韧性值和抗回火稳定性。

表3.

从图1显示的实施例2的金相组织照片可以看出，均匀细小的合金碳化物弥散地分布在机体上，而没有大块状的液析碳化物，这种组织达到NADCA#207-2007的A级标准。

从图2显示的实施例2的微观组织可以看出，合金碳化物基本溶解入了奥氏体组织中，奥氏体组织均匀细小，这种显微组织可以获得较高的回火硬度和一定的冲击韧性。

从图3显示的实施例2的显微组织可以看出，细小弥散的碳化物在组织中分布均匀，这种微观组织可以保证材料的冲击韧性高达300J。

要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变化，均应属于本发明的保护范围。

Claims (5)

1.一种高硅高锰热作模具钢，其特征在于，其化学元素质量百分配比为：

C     0.3-0.4％；

Si    1.2-1.8％；

Mn    0.6-1.5％；

Cr    3.5-4.5％；

Mo    0.8-1.0％；

V     0.3-0.5％；

P     ≤0.03％；

S     ≤0.03％；

余量为Fe和其他不可避免杂质。

2.如权利要求1所述的高硅高锰热作模具钢的制备方法，其特征在于，包括下列步骤：

(1)冶炼：采用电炉冶炼浇铸成电极棒，然后电渣重熔，电渣重熔的电压为56-62V，电流为11000-12000A；

(2)加热：将上述电渣重熔后的电渣锭置入炉温为700℃-800℃的加热炉内加热，以60℃/h-120℃/h的升温速度加热至1230℃-1250℃后，保温8-10小时；

(3)锻造：控制开锻温度为1100℃-1150℃；

(4)退火热处理。

3.如权利要求2所述的高硅高锰热作模具钢的制备方法，其特征在于，所述步骤(4)为：将经过锻造的锻材在1080℃-1120℃的退火炉中保温8-10小时，然后风冷至室温，最后再置入温度为740℃-860℃的退火炉中保温8-10小时后出炉空冷至室温。

4.如权利要求2所述的高硅高锰热作模具钢的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中控制终锻温度为850℃-900℃。

5.如权利要求2所述的高硅高锰热作模具钢的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中的升温速度为80℃/h-120℃/h。

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