CN102691005B - 一种低合金模具钢 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种低合金模具钢材料，其成分重量百分比为：C：0.68-0.78％，Si：0.7-1.0％，Mn：0.7-1.1％，P≤0.02％，S≤0.02％，Cr：2.2-2.5％，Mo：0.2-0.3％，V：0.15-0.35，Ni：0.3-0.4％，余量为Fe及不可避免的杂质。其制造方法，包括：所述成分钢经冶炼浇铸成钢锭；钢锭以600-800℃入径锻机加热炉内，以60-120℃/h的升温速度加热至1200-1230℃，然后保温3-5小时；经过锻机锻造成材开锻温度为1050-1100℃，终锻温度为≥850℃。得到的模具钢在经过910-950℃淬火和160-200℃回火热处理后，冲击韧性为135J/cm²以上，硬度HRC为62以上。

Description

一种低合金模具钢

技术领域

本发明涉及一种冷作模具钢，尤其是涉及一种具有淬透性好，淬火温度较低，热处理变形小，合金成本低，具有较好的强度和韧性配合的低合金冷作模具材料，用于冷作成型的精密复杂模具的制造。

背景技术

冷作模具用于金属或非金属材料的冲裁、拉伸、弯曲、冷挤、冷镦等工序。工作对象处于室温状态，模具工作条件相当恶劣。通常选用的冷作模具钢要求有足够的强度、韧度、硬度、抗磨能力及抗疲劳能力。对于大载荷的冷挤压和冷镦锻体成型模具，要求材料具有更高的抗变形和断裂能力。

目前，国内外模具材料市场上应用最为广泛的冷作模具钢材料是高碳高铬冷作模具钢D2钢(ASTM A681)，其成分质量百分数为：C：1.4-1.6％，Si≤0.60％，Mn≤0.60％，Cr：11.0-13.0％，Mo：0.7-1.2，V≤1.10，P≤0.030％，S≤0.030％，属于莱氏体钢，具有较高的淬透性、淬硬性、耐磨性，高温抗氧化性能好，可以作为通用型冷作模具钢材料用于制造各种用途的冷作模具，例如形状复杂的冲孔凹模、冷挤压模、滚螺纹轮、冷剪切刀和精密量具等。但是，这种通用型冷作模具钢材料中的合金元素组成中的Cr含量达到11.0-13.0％，而过多的铬元素含量会使材料显微组织中存在网状的莱氏体碳化物，造成材料的韧性不高。D2钢的性能指标是，经过1030℃淬火200℃回火之后，冲击韧性为65J/cm²，硬度为62HRC、抗弯强度为5000MP。而这些性能指标是冷作模具钢的关键技术指标。冷作模具主要用于金属或非金属材料的冷成型，包括冷冲压、冷挤压和冷镦等。这类模具工作载荷大、尺寸精度、表面质量要求高。通常选用的冷作模具钢要求有足够的强度、韧度、硬度和耐磨性。而D2钢由于组织中含有不均匀的莱氏体碳化物，虽然经过淬火回火之后有较高的硬度和耐磨性能，但是韧性较低。在实际使用中容易发生崩裂和塌陷。

上述D2钢采用电弧炉熔炼，浇铸成钢锭锻造开坯，具体步骤依次为炼钢、锻造、热处理，最后形成产品。其锻造的加热温度为1120℃-1160℃，终锻温度为≥850℃，冷却方式采用高温退火、坑冷或者砂冷。由于D2钢形成大量粗大的呈连续网状分布的共晶碳化物。这种网状共晶碳化物严重割裂基体，还可作为模具钢断裂时的裂纹源和裂纹扩展途径，从而使得模具钢的晶界严重脆化，韧性很低。并且在锻造时，由于受到锻造比的限制，对于大尺寸铸坯，其心部的共晶碳化物很难打碎，所以在锻造后的模具钢组织中经常存在带状碳化物偏析，使模具钢的性能出现各向异性。而且由于网状共晶碳化物的存在，在锻造过程中容易出现开裂和过烧等引起的废品。

CN101182619A公开了一种高强韧性冷作模具钢及其制造方法，其中化学成份重量百分比含量为：C：0.9-1.0％，Si：1.0％以下，Mn：0.5-0.8％，P＜0.02％，S＜0.02％，Cr：9-10％，Cu：0.8-1.0％，Mo：2.0％以下，V：0.8-1.0％，其余Fe余量。该材料含有较高的铬元素和钼、钒元素，而铬元素是造成碳化物不均匀性的主要原因之一，容易形成网状的碳化物，降低材料的韧性。

CN101250667A公开了一种通用型冷作模具钢，其化学成分设计针对传统的冷作钢的化学元素设计，适当降低了Cr的含量(但是和本发明中的Cr元素成分设计相比，还是高出许多)，并加入了钨元素来提高钢的性能。

发明内容

本发明的目的是提供一种高强韧低合金冷作模具钢，全面提升冷作模具材料的综合性能。

为实现上述目的，本发明的高淬透性合金球铁模具材料，其成分重量百分比为：C：0.68-0.78％，Si：0.7-1.0％，Mn：0.7-1.1％，P≤0.02％，S≤0.02％，Cr：2.2-2.5％，Mo：0.2-0.3％，V：0.15-0.35％，Ni：0.3-0.4％，余量为Fe及不可避免的杂质。

以下是本发明主要元素的作用及其限定说明：

C：0.68-0.78％

C碳元素是高强韧性冷作模具钢的主要化学元素之一，是形成钒碳化物、钼碳化物和铬碳化物等各种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，溶解在马氏体中能够保证马氏体拥有良好的强度和淬透性。钢中含碳量增加，屈服点和抗拉强度升高，但塑性和冲击性降低。此外，碳能增加钢的冷脆性和时效敏感性。本设计钢成分与D2钢相比较，碳含量有较大的降低，其目的是改善钢的显微组织中的碳化物的分布和性质，改善钢的网状碳化物的级别。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抗弯强度和冲击韧性下降。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，影响钢的网状性能指标，特别是造成钢的抗弯强度和冲击韧性降低；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细小的碳化物和碳化物的复合作用，影响钢的强度和钢的淬硬性。

Si：0.7-1.0％

Si溶于基体中能够提高基体强度，回火时能够阻碍马氏体的分解提高了钢的回火稳定，在炼钢过程中能够起到还原剂和脱氧剂的作用。如果钢中含硅量超过0.50-0.60％，硅就算合金元素。硅能显著提高钢的弹性极限，屈服点和抗拉强度。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，这主要是通过拟制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Fe3C的转变。本专利的硅含量的控制相对目前D2钢稍有提高，目的是进一步阻止马氏体转变后在回火过程中的分解，对提高钢在淬火后的抗弯强度和冲击性能值有一定的作用。

Mn 0.7-1.1％

Mn在奥氏体化的过程中，大部分溶入到了基体当中，提高了基体中的合金含量，加强了固溶强化作用，从而提高基体的强度。但是Mn有严重的正偏析倾向，可富集于共晶团晶界处形成晶间碳化物，能降低材料的韧性。本发明钢相对于D2钢的Mn含量稍有提高，并控制在一定的范围内。目的是增加基体的强度，并使材料的性能稳定。

Cr：2.2-2.5％

Cr是强碳化物形成元素，能够提高材料的淬透性，同时价格低廉。但Cr也是网状碳化物形成的主要原因，影响材料的韧性，因此Cr的含量不宜过高。在D2钢中含有11.0-13.0％的Cr，这些Cr与C形成了网状的莱氏体碳化物，这些铬的碳化物在钢的结晶过程中分布不均匀，不仅影响了铬元素在钢种提升淬透性的作用，而且降低了钢的抗弯强度和冲击韧性值指标。本专利钢与D2钢相比极大的降低了Cr含量，这种Cr含量的配比不会使得材料产生大块的莱氏体组织，从根本上消除了组织粗大，冲击韧性低的内部因素，其目的是使材料的组织均匀，提高材料的韧性。

Mo：0.4-0.6％；V：0.15-0.35％

Mo和V在钢中形成弥散的第二相析出物，这些弥散的析出物不仅能够起到沉淀强化作用，而且能够有效地阻碍奥氏体晶粒的长大，提高材料的强韧性。并且由于Mo和V与碳原子的亲和力强，在回火过程中降低了马氏体的分解速度，提高钢的稳定性。本专利钢中的Mo和V与D2钢相比较都有所降低，这是因为本专利钢中的C含量比D2钢低。过多的Mo和V将消耗基体中的C使马氏体中的C含量降低，从而降低材料的强度。因此将本设计钢的Mo和V控制在一定的范围，使组织总既有较多的二次碳化物弥散析出，并使马氏体中保持足够的强度。

Ni：0.3-0.4％

Ni能提高钢的强度，而又保持良好的塑性和韧性。镍对酸碱有较高的耐腐蚀能力，在高温下有防锈和耐热能力。但由于镍是较稀缺的资源，故应尽量采用其他合金元素代用镍铬钢。本设计中的镍元素是控制在少量的范围，镍元素本身不是碳化物形成元素，在钢的基体中不会起到强化的作用，但是过多的镍元素会造成金属间化合物的结合作用，从而降低钢的性能，所以控制镍元素在钢种的含量对防止钢的性能的下降起到一定的作用。与D2钢相比较，本专利钢含有0.3-0.4％的Ni，能够很好的强韧化基体。

P≤0.020wt％

磷是钢中的有害元素，增加钢的脆性，降低钢的冲击韧性，因此磷元素控制较原技术D2钢低一些，对性能指标值的提高有一定的作用。

S≤0.020wt％

硫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。因此控制硫含量较原有技术D2钢低一些可以提高钢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过热现象起到拟制的作用。

本发明还提供一种高冷作模具材料的制备方法，该方法包括如下步骤：

按照本发明的化学成分的配比，采用感应炉中进行熔炼之后浇铸成的钢锭作为自耗电极放置于电渣重熔装置中，进行电渣重熔，液体金属经过渣池的渣层下落至下面的水冷结晶器中，再重新凝固成2.0-2.5t钢锭；将上述钢锭加热至1200-1230℃温度范围内保温3-5小时后进行锻造加工；始锻温度：1050-1100℃，终锻温度≥850℃，优选850-900℃。

主要工艺参数控制如下：

钢锭在径锻机加热炉内以60-120℃/h的升温速度加热至1200℃-1230℃后保温3-5小时：

钢锭在加热过程中的热应力敏感性较高，容易产生应力裂纹，钢锭的入炉温度控制在600-800℃，升温速度控制在60-120℃/h可以防止钢锭在加热的过程中产生热应力裂纹，在加热至1200-1230℃后保温3-5小时，使得钢锭的整个表面至心部的温度都可以保持均匀，这样可以改善钢锭的可锻形，防止钢在锻造过程中的开裂倾向，并可以改善钢的显微组织指标，提高钢的强度和韧性。

经过锻机锻造开坯开锻温度为1050-1100℃：

由于这种钢在1050-1100℃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。

该钢的径锻机停锻温度为≥850℃，优选850-900℃：

由于钢锭终轧温度对钢锭轧制质量有着重要的影响，径锻机停锻温度低于所规定的控制范围，非常容易引起钢锭在径锻机锻造开坯过程中产生钢锭开裂，但是，停锻温度高于控制范围容易引起钢在径锻机锻造开坯后产生钢组织粗晶现象，并形成严重的网状碳化物，降低钢的性能。

本发明与现有的技术相比，化学成分的配比更加合理，降低了碳和铬元素的含量使得钢的组织偏析状况的到很大的改善。从而使得高强韧性冷作模具钢的抗弯强度、网状碳化物等性能指标提高；本发明钢中的钼和钒与D2钢相比较都有所降低，这是因为本发明钢中的C含量比D2钢低。过多的钼和钒将消耗基体中的C使马氏体中的C含量降低，从而降低材料的强度。因此将本发明钢的钼和钒控制在一定的范围，使组织有较多的二次碳化物弥散析出，并使马氏体中保持足够的强度；适当提高钢中的硅含量可以进一步阻止钢在马氏体转变后的回火过程中的分解，对提高钢在淬火后的抗弯强度和冲击性能值有一定的作用；控制镍元素的含量在一定的低值可以防止脆性的产生和金属间化合物的产生，提高钢的性能；降低磷和硫的含量可以使得钢液更加纯净，减少钢的非金属夹杂物形成趋势，降低钢调质回火脆性。

由于本发明钢与D2钢相比较，合金元素含量低，降低了制造成本，提高了产品的市场竞争力，并且本发明钢的显微组织中的碳化物的分布和性质网状碳化物的级别都有很大的改善。因此在同等的锻造比条件下，本发明钢比D2更能够使铸态的组织中树枝状碳化物形态得到更好的碎化，细化钢的显微组织，提高钢的性能。

本发明合理的化学成分配比和先进的制造工艺使得钢的性能指标明显提升，传统的D2钢经过1000-1050℃淬火180-220℃回火热处理之后，冲击韧性为65J/cm²，硬度HRC为62。而本发明钢经过910-950℃淬火160-200℃回火热处理之后，冲击韧性为135J/cm²以上，硬度HRC为62以上。在相同的硬度状况下，其冲击韧性提高1.08倍。

本发明钢其主要的特点是，成分上面把C和Cr控制在合理的范围，并加入一定量的Mo、V等碳化物形成元素，加入少量的Ni和Si，即能够强韧化基体有控制了合金元素的成本。使冷作模具钢铸态下的碳化物形态得到改善，则在锻打时就能以较小的锻造比获得较好的，也就是说可以使得碳化物在相同锻造比的情况下获得更好的均匀分布。本发明开发了淬透性好，淬火温度较低，热处理变形小，价格低，具有较好的强度和韧性的配合，适用于制造精密复杂模具用钢。能在较大的范围内取代通用的D2型冷作模具钢。

该冷作模具钢通过加热到910-950℃奥氏体化后，促使合金元素大量溶入基体，提高合金度，增强固溶强化效果。同时，在进行回火过程中，弥散析出细小均匀的第二相粒子通过沉淀强化，提高材料强韧性。

附图说明

图1为本发明钢和D2钢经过淬火回火后的金相组织比较。图1(a)为SDC55在热处理为930℃淬火180℃回火后的金相照片。图中可见马氏体基体上均匀分布着弥散细小的碳化物颗粒。这样的组织确保SDC55有优良的强韧性配合。图1(b)为D2钢经过1030℃淬火180℃回火后的金相照片。图片中看出存在莱氏体碳化物的偏析导致材料韧性的下降。

图2为SDC55在热处理工艺为930℃淬火180℃回火后与D2钢经过1030℃淬火200℃回火后，两者的冲击韧性和硬度比较。图中可以看出，两者的硬度相当，都是62HRC。但是SDC55的韧性比D2钢有较大的提高。D2钢的韧性为65J/cm²而SDC55的韧性为135J/cm²。这是因为经过淬火回火之后，SDC55的碳化物都是非常弥散细小的二次碳化物，不会相D2钢那样存在碳化物的偏析情况。

具体实施方式

以下通过具体实施例对本发明的特点进行较为详细的说明。

实施例1

本实例中，采用冷作模具钢的组成成分及其重量百分比如下：

C：0.69％，Si：0.72％，Mn：0.89％，Cr：2.33％，Mo：0.25％，V：0.25％，Ni：0.37％，P：0.016％，S：0.011％，余量为Fe。

本实施例中，冷作模具钢的工艺过程和步骤如下：

采用感应炉中进行熔炼之后浇铸成的钢锭作为自耗电极放置于电渣重熔装置中，进行电渣重熔，液体金属经过渣池的渣层下落至下面的水冷结晶器中，再重新凝固成2.0吨钢锭；将上述钢锭加热，钢锭入炉温度为750℃，钢锭升温速度为110℃，钢锭加热至1230℃温度范围内保温4小时后进行锻造加工；始锻温度：1100℃，终锻温度870℃。

采用本实施例的高强韧性冷作模具钢的热处理硬度达到HRC62，韧性值有明显的提高，提高到了135J/cm²。

实施例2-6的具体化学成分(重量百分比Wt％)见表1所示，工艺参数控制见表2所示，性能指标见表3所示。

表1

实施例	C	Mn	Cr	Ni	Si	Mo	V	P	S
										1	0.69	0.89	2.33	0.37	0.72	0.25	0.25	0.016	0.011
2	0.70	1.10	2.50	0.35	0.78	0.25	0.20	0.010	0.015
										3	0.78	0.9	2.20	0.40	1.0	0.23	0.25	0.019	0.009
4	0.68	0.70	2.35	0.38	0.75	0.22	0.15	0.020	0.012
										5	0.75	0.85	2.40	0.30	0.70	0.20	0.23	0.013	0.011
6	0.72	0.95	2.45	0.32	0.98	0.30	0.18	0.015	0.013

表2

表3

实施例	冲击韧性值(J/cm2)	热处理硬度值(HRC)
			1	135	62
2	157	62
			3	135	62.5
4	147	62
			5	140	62.5
6	143	62.5

本发明钢与现有技术的钢相比具有以下区别

表4

从成份的对比可以看出，本发明的化学成份的元素含量中的碳含量、铬含量、钼含量、钒含量等比CN101182619A更低，同时增加了少量的镍元素，其对材料的性能作用的机理也就不同，材料的性能特点也有所不同。CN101182619A中含有较高的铬元素和钼、钒元素，而铬元素是造成碳化物不均匀性的主要原因之一，容易形成网状的碳化物，降低材料的韧性。而本发明的化学成份组成中含有较低的铬含量、并加入少量的Ni含量来取代Mo和V。Ni在提高钢的强度同时能够保持良好的塑性和韧性。Mo和V在钢中形成弥散的第二相析出物，这些弥散的析出物不仅能够起到沉淀强化作用，而且能够有效地阻碍奥氏体晶粒的长大，提高材料的强韧性。CN101250667A的化学成分设计针对传统的冷作钢的化学元素设计，适当降低了Cr的含量(但是和本发明中的Cr元素成分设计相比，还是高出许多)，并加入了钨元素来提高钢的性能，而本发明是采用Ni元素强化钢的基体强度，降低C含量和合金元素的含量降低制造成本，改善显微组织，提高钢的性能指标，其作用的机理和成分的设计理念是有所区别的，成分设计也有较大的差别。

图1(a)为本发明钢SDC55在930℃淬火180℃回火后的金相照片。图中可见马氏体基体上均匀分布着弥散细小的碳化物颗粒。这样的组织确保SDC55有优良的强韧性配合。

图1(b)为D2钢经过1030℃淬火180℃回火后的金相照片，图片中看出存在莱氏体碳化物的偏析。

图2为本发明钢SDC55经过930℃淬火+180℃回火热处理工艺后与D2钢经过1030℃淬火+200℃回火热处理工艺后，两者的冲击韧性和硬度比较。从图中可以看出，两者的硬度相当。但是SDC55的韧性比D2钢有较大的提高。

Claims (3)

1.一种低合金模具钢材料，其成分重量百分比为：C：0.68-0.78％，Si：0.7-1.0％，Mn：0.7-1.1％，P＜0.02％，S＜0.02％，Cr：2.2-2.5％，Mo：0.2-0.3％，V：0.15-0.35，Ni：0.3-0.4％，余量为Fe及不可避免的杂质；

所述低合金模具钢材料通过包含如下步骤的方法制造：

所述成分钢在感应炉中熔炼后浇铸成钢锭，并作为自耗电极进行电渣重熔，液体金属经过渣池的渣层下落后再重新凝固成2.0-2.5t钢锭；

钢锭以600-800℃入径锻机加热炉内，以60-120℃/h的升温速度加热至1200-1230℃，然后保温3-5小时；

经过径锻机锻造成材开锻温度为1050-1100℃，终锻温度为≥850℃

经过910-950℃淬火和160-200℃回火热处理。

2.如权利要求1所述的低合金模具钢材料，其特征在于，终锻温度为850-950℃。

3.如权利要求1或2所述的低合金模具钢材料，冲击韧性为135J/cm²以上，硬度HRC为62以上。

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