CN103233168B

CN103233168B - 粉末冶金高韧性冷作模具钢及其制备方法

Info

Publication number: CN103233168B
Application number: CN201310165533.0A
Authority: CN
Inventors: 李小明; 钟海林; 霍光; 王学兵; 卢广峰; 匡星; 况春江; 吴立志
Original assignee: Advanced Technology and Materials Co Ltd
Current assignee: Advanced Technology and Materials Co Ltd
Priority date: 2013-05-08
Filing date: 2013-05-08
Publication date: 2015-04-29
Anticipated expiration: 2033-05-08
Also published as: CN103233168A

Abstract

本发明属于含钒或铌的铁基合金技术领域，提供了一种粉末冶金高韧性冷作模具钢，其化学成分按质量百分比包括：V：2.5%-6.0%，Nb：0.2%-2.5%，C：0.5%-2.0%，Si：≤2.0%，Mn：0.2%-1.5%，Cr：4.0%-5.6%，Mo：≤3.0%，余量为铁和不可避免的杂质；其中，所述冷作模具钢中Nb不以NbC相存在，而是固溶于V形成的MC型碳化物相，且MC型碳化物相呈弥散分布状态，MC型碳化物相在所述冷作模具钢中的体积分数是1.5%－12.0%。本发明还提供了制备所述冷作模具钢的方法，使得本发明的冷作模具钢具备高韧性的同时也具有良好的耐磨性能。

Description

粉末冶金高韧性冷作模具钢及其制备方法

技术领域

本发明属于含钒或铌的铁基合金技术领域，具体涉及一种新型粉末冶金高韧性冷作模具钢及其制备方法。

背景技术

模具是工业生产中极其重要而又不可或缺的特殊基础工艺装备，使用模具批量生产制件具有高生产效率、高一致性、低耗能耗材，以及有较高的精度和复杂程度，已越来越被各工业生产部门所重视。冷作模具的主要失效形式包括磨损、断裂以及塑性变形等，冷作模具材料的主要评价指标包括耐磨性能、冲击韧性、抗弯强度以及硬度等四个方面。

冷作模具钢的耐磨性能主要取决于钢中存在的硬质第二相，硬质第二相的种类包括M₆C、M₂C、M₂₃C₆、M₇C₃以及MC等，MC碳化物的显微硬度高于其他碳化物，能够更好的保护基体，减少磨损发生，提高模具的使用寿命。

冷作模具钢的冲击韧性以及抗弯强度是反映韧性的重要指标，钢中粗大碳化物的存在引起应力集中，使模具韧性降低，导致在较低的外力加载下发生断裂，为了提高冷作模具钢韧性，减少碳化物含量或细化碳化物粒度是重要的手段。

为了避免塑性变形的发生，对冷作模具钢的硬度有一定要求，冷作模具钢的硬度主要决定于基体的形态，马氏体形态基体相比奥氏体形态基体具有更高的硬度，合金在基体中的固溶以及均匀分布的细小析出相能使硬度进一步提高。

本申请人的在先中国发明专利申请CN200910009173.9公开了一种“钒铌复合合金化的冷作模具钢及其制备方法”，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。该冷作模具钢含有V和Nb形成的富V型碳化物和富Nb型碳化物，且其耐磨性能为Cr12的20倍以上，M2的10倍左右，且冲击韧性a_k为30-70J/cm²。然而，由于该冷作模具钢具有较高含量的V和Nb，生产成本较高。并且，在现有技术中，有时需要相对更高的冲击韧性，以及良好的耐磨性能，例如对一些高强度板材的冲压成型，模具工作中，模具表面反复承受很大的压应力和拉应力，模具的失效主要表现为崩刃、磨损和疲劳断裂等，模具材料韧性的提高使模具发生崩刃以及疲劳断裂的风险降低，耐磨性能提高减少模具发生磨损的程度，故模具具备良好的韧性、耐磨性能，以及一定的硬度有助于提高模具的使用寿命。

发明内容

针对上述问题，本发明的目的是提供一种粉末冶金法制备的高韧性冷作模具钢，具有更加优异的韧性，同时也具有良好的耐磨性能，且成本较低。

本发明的另一目的是提供制造所述冷作模具钢的方法。

为实现上述发明目的，本发明提供了如下技术方案：

一种粉末冶金高韧性冷作模具钢，其中，其化学成分按质量百分比包括：

V：2.5%-6.0%，Nb：0.2%-2.5%，C：0.5%-2.0%，Si：≤2.0%，Mn：0.2%-1.5%，Cr：4.0%-5.6%，Mo：≤3.0%，余量为铁和不可避免的杂质；

其中，所述冷作模具钢中Nb固溶于V形成的MC型碳化物相，且MC型碳化物相呈弥散分布状态，在所述冷作模具钢中的体积分数是1.5%－12.0%。

所述化学成分按质量百分比包括：V：2.8%-3.5%，Nb：0.5%-1.7%，C：0.8%-1.2%，Si：≤1.3%，Mn：0.2%-1.5%，Cr：4.8%-5.4%，Mo：≤2.0%，余量为铁和不可避免的杂质。

所述冷作模具钢的V当量为2.6%－7.0％，所述V当量定义为V_eq＝V+0.65Nb。

所述冷作模具钢的基本相中马氏体的质量分数＞95%，其余为残余奥氏体。

MC型碳化物相的最大尺寸≤2.5μm，粒度D₅₀≤1.2μm。

MC碳化物最大尺寸≤2.0μm，碳化物粒度D₅₀≤0.9μm。

所述杂质包括S和P，且S≤0.1%，P≤0.03%。

制备前述冷作模具钢的方法，其中，所述方法包括如下步骤：

1）配料：提供按照如下合金元素配比的金属原料：V：12%-20%，Nb：0.5%-4.5%，C：2.5%-4.8%，Si：≤2.0%，Mn：0.2%-1.5%，Cr：4.0%-5.6%，Mo：≤3.0%，余量为铁和杂质；

2）熔炼：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℃-1680℃，熔炼时间15-30分钟，得到均匀的合金熔体；

3）雾化制粉：利用真空气雾化对合金熔体进行雾化得到合金粉末，雾化浇钢温度为1600℃-1680℃，对雾化中间包采用加热措施，保温温度为800℃-1300℃，雾化气体为高纯氮气，雾化气压≥2.52×10⁶Pa，雾化后粉末平均粒径30-150μm；

4）热等静压：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1100℃-1160℃，压力≥110MPa；

5）锻造：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；

6）热处理：对锻造后的锻件进行退火、淬火和回火热处理，得到本发明的冷作模具钢。

所述退火处理包括：将锻件加热到880℃-910℃，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。

所述淬火处理包括：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。

所述回火处理包括：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。

与现有技术相比，本发明的有益效果在于：

1、本发明对各合金元素含量进行了优化设计，通过合适的热处理，残余奥氏体含量处于非常低的值，基体主要以马氏体形式存在，硬度可达到HRC60以上，满足一般模具材料对硬度的要求。

2、本发明的关键在于基于对不同成分MC碳化物的研究，发现铌合金在MC碳化物中的固溶能够降低富钒MC碳化物形核势垒，从而达到提高MC碳化物形核率的作用，使析出MC碳化物能够更加细小，有利于冷作模具钢韧性的提高，本发明的冷作模具钢的冲击韧性可以达到40-85J/cm²。

3、通过热力学计算，本发明合金铌含量处在合适的范围内，同时铌主要以固溶于富钒MC碳化物的形式存在，避免了NbC相在钢液中形成。

4、本发明采用了粉末冶金工艺制备冷作模具钢，粉末冶金工艺快速冷却的特点避免了合金元素的偏析，采用了合适的工艺参数保证了粉末冶金工艺能够顺利进行，同时在雾化制粉过程中采取对雾化中间包进行加热保温措施，使得到的钢组织均匀，MC碳化物非常细小。

具体实施方式

下面，结合实施例进一步详细解释本发明的冷作模具钢及其制备方法。在本说明书中，钢中的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的作用在于降低MC碳化物的形核势垒，促进更加细小MC碳化物的形成，从而提高本发明钢的韧性。

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是MC碳化物的组成元素之一，C的含量至少大于0.5%,最大含量小于2.0%。C含量的优选范围为0.8%-1.2%，在此范围内，C元素充分参与碳化物的形成且不会有过多的C固溶于基体导致残余奥氏体含量增加。

V：V主要和C反应生成硬质MC碳化物相，提高材料的耐磨性能。V含量控制在2.5%-6.0%，且优选2.8%-3.5%，同时匹配相应的C含量来形成MC型碳化物。

Nb：Nb的作用在于降低MC碳化物的形核势垒，促使MC碳化物在钢液凝固过程中具有更高的形核率，从而使最终MC碳化物尺寸更为细小。Nb的主要存在形式为固溶于MC碳化物中，形成成分特点为富V含Nb的MC碳化物。Nb的含量大于0.2%，使MC碳化物中能够固溶足够量的铌，对MC碳化物起到充分细化作用，Nb的含量应小于2.5%，避免NbC在钢液中形成，Nb的含量优选为0.5%-1.7%。

Cr：Cr的作用在于固溶于MC碳化物，提高MC碳化物的稳定性，促使更多MC碳化物析出。本发明钢中的Cr含量为4.0%-5.6%，优选范围为4.8%-5.4%。

Mo：本发明钢中Mo的作用类似Cr，其作用在于促使更多MC碳化物析出。本发明钢中Mo含量范围是Mo≤3.0%，且优选范围为Mo≤2.0%。

Si：Si在本发明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。因此本发明的钢中Si含量范围是Si≤2.0%，优选Si≤1.3%。

Mn：Mn作为脱氧剂加入，同时固硫减少热脆性，另外Mn显著增加淬透性。在本发明钢中的Mn含量范围是0.2%-1.5%。

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%。

在本发明的冷作模具钢中，Nb、V及C形成富V含Nb的MC型碳化物，通过如下定义V当量，V_eq（质量%）=V+0.65Nb。在一个优选的实施方案中，本发明冷作模具钢中的V当量为：2.6%-7.0%。

本发明的高韧性冷作模具钢的制备方法包括如下步骤：

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℃-1680℃，整个熔炼时间15-30分钟，最后得到均匀的合金熔体。

3）采用真空气雾化的方法对合金熔体进行雾化得到合金粉末。雾化浇钢温度为1600℃-1680℃。浇钢钢液从中频感应炉留出经由雾化中间包流入喷嘴最后进入雾化塔，为了防止钢液流经雾化中间包时钢液温度降低过快导致大颗粒MC碳化物形成，对雾化中间包采取了加热保温措施，防止MC碳化物在进入雾化塔前形成，雾化中间包保温温度为800℃-1300℃。雾化气体为高纯氮气，雾化气压≥2.52×106Pa，雾化后粉末平均粒径30-150μm。

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1100℃-1160℃，压力≥110MPa。

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。

所述退火处理涉及将锻件加热到880℃-910℃，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。

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。

通过本发明的方法制备得到实施例1-4的具有不同组成的冷作模具钢，并将其制成Φ50mm的棒材。另外为了对比还列出了两种冷作模具钢，分别为普通粉末冶金高钒冷作模具钢（合金A）和普通高铬铸锻冷作模具钢（合金B）。其中，实施例1-4与合金A、合金B的冷作模具钢的具体组成参见表1。

表1本发明各实施例合金以及合金A、B的具体组成

	C	Si	Mn	Cr	Mo	V	Nb	S
									实施例1	0.85	0.80	0.80	4.22	1.55	2.6	0.4	0.01

实施例2	1.20	0.95	0.75	4.80	3.00	3	1.0	0.01
									实施例3	1.68	0.70	0.55	5.16	2.80	4.8	1.7	0.01
实施例4	2.00	1.09	0.50	5.50	3.00	5.5	2.2	0.01
									合金A	0.88	0.95	0.70	4.22	1.55	3.0	0.00	0.01
合金B	2.20	0.30	0.35	12.05	0.03	0.00	0.00	0.01

实施例1-4及合金A及合金B热处理后硬度、冲击韧性的对比如表2。

表2本发明各实施例合金以及合金A、B热处理后硬度、冲击韧性的对比

采用硬度为HRC63的钢球作为摩擦副，对比实施例1-4及合金A及合金B的耐磨性能，结果如表3所示。

表3本发明各实施例合金以及合金A、B的耐磨性能对比

实施例1-4及合金A及合金B的组织对比如表4所示。

表4本发明各实施例合金以及合金A、B的组织对比

综上所述，本发明的粉末冶金冷作模具钢的冲击韧性可达到40-85J/cm²，具备优异的韧性，同时也具备良好的耐磨性能。与普通高铬铸锻冷作模具钢（合金B）相比，本发明的粉末冶金冷作模具钢的耐磨性能有很大提高。与普通粉末冶金高钒冷作模具钢（合金A）相比，在碳化物含量相当情况，即实施例1与合金A相比，由于铌的添加，本发明的冷作模具钢具有更加细小的碳化物，表现出更高的韧性。

Claims

1.一种粉末冶金高韧性冷作模具钢，其特征在于：其化学成分按质量百分比包括：

V：2.5％-6.0％，Nb：0.2％-2.5％，C：0.5％-2.0％，Si：≤2.0％，Mn：0.2％-1.5％，Cr：4.0％-5.6％，Mo：≤3.0％，余量为铁和不可避免的杂质；

其中，所述冷作模具钢中Nb固溶于V形成的MC型碳化物相，且MC型碳化物相呈弥散分布状态，在所述冷作模具钢中的体积分数是1.5％－12.0％。

2.根据权利要求1所述的冷作模具钢，其特征在于：所述化学成分按质量百分比包括：V：2.8％-3.5％，Nb：0.5％-1.7％，C：0.8％-1.2％，Si：≤1.3％，Mn：0.2％-1.5％，Cr：4.8％-5.4％，Mo：≤2.0％，余量为铁和不可避免的杂质。

3.根据权利要求1所述的冷作模具钢，其特征在于：所述冷作模具钢的V当量为2.63％－7.0％，所述V当量定义为V_eq＝V+0.65Nb。

4.根据权利要求1所述的冷作模具钢，其特征在于：所述冷作模具钢的基本相中马氏体的质量分数＞95％，其余为残余奥氏体。

5.根据权利要求1所述的冷作模具钢，其特征在于：MC型碳化物相的最大尺寸≤2.5μm，粒度D₅₀≤1.2μm。

6.根据权利要求5所述的冷作模具钢，其特征在于：MC碳化物最大尺寸≤2.0μm，碳化物粒度D₅₀≤0.9μm。

7.根据权利要求1所述的冷作模具钢，其特征在于：所述杂质包括S和P，且S≤0.1％，P≤0.03％。

8.制备权利要求1-7任一项所述的冷作模具钢的方法，其特征在于：所述方法包括如下步骤：

1)配料：提供按照如下合金元素配比的金属原料：V：2.5％-6.0％，Nb：0.2％-2.5％，C：0.5％-2.0％，Si：≤2.0％，Mn：0.2％-1.5％，Cr：4.0％-5.6％，Mo：≤3.0％，余量为铁和杂质；

2)熔炼：采用中频感应炉对所述金属原料进行熔炼，熔炼温度为1600℃-1680℃，熔炼时间15-30分钟，得到均匀的合金熔体；

3)雾化制粉：利用真空气雾化对合金熔体进行雾化得到合金粉末，雾化浇钢温度为1600℃-1680℃，对雾化中间包采用加热措施，保温温度为800℃-1300℃，雾化气体为高纯氮气，雾化气压≥2.52×10⁶Pa，雾化后粉末平均粒径30-150μm；

4)热等静压：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1100℃-1160℃，压力≥110MPa；

5)锻造：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；

6)热处理：对锻造后的锻件进行退火、淬火和回火热处理，得到本发明的冷作模具钢。

9.根据权利要求8所述的方法，其特征在于：所述退火处理包括：将锻件加热到880℃-910℃，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。

10.根据权利要求8所述的方法，其特征在于：所述淬火处理包括：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。

11.根据权利要求8所述的方法，其特征在于：所述回火处理包括：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。