CN106086668A - 一种高性能高速冲压冷作模具钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种高速冲压冷作模具钢及其制备方法，其特征在于：主要物质组分包括C、Si、Mn、P、S、Cr、Mo、W、V、Al、Cu和Ni，各物质组分的质量百分含量分别为：C 0.85‑0.95％、Si 0.80‑1.20％、Mn 0.30‑0.60％、P≤0.025、S≤0.015、Cr7.90‑8.40％、Mo 1.40‑1.70％、W 1.90‑2.20％、V 2.20‑2.50％、Al 0.90‑1.20％，Cu≤0.20，Ni≤0.25；余量为Fe。本发明通过加入合金元素铝，进一步提高钢的硬度、红硬性与渗氮后的表面硬度和热稳定性，加入的钼能够提高钢的淬透性、热强性、防止回火脆性、抗回火软化能力，具有高硬度、热硬性及热稳定性，满足现代工业发展的需要，减少冷作模具钢的消耗，增加社会效益的突出的有益效果。

Description

一种高性能高速冲压冷作模具钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种高速冲压冷作模具钢及其制备方法。属于钢铁冶炼技术领域。

背景技术

随着经济全球化和工业技术的迅速发展，许多工业产品都依靠模具进行生产，例如；家电行业的80％零部件，机电工业的70％零部件，塑料、陶瓷、建材等制品85％以上都用模具成型。工业产品的模具绝大部份也用模具钢来制造。模具钢几乎都是合金钢，主要分为三大类：冷作模具钢、热作模具钢和塑料模具钢。冷作模具钢的消耗约占模具钢总消耗的40％。我国是全世界模具钢消耗最大的国家。冷作模具钢应用十分广泛，各种冷状态下使用的冲裁模、镦锻模、挤压模、拉伸模广泛使用于工厂生产。

目前，冷作模具钢中，性能好、寿命高、应用面最广是高碳高铬钢，主要的钢号有:Cr12(铬12)，Cr12MoV，Cr12Mo1V1。这类钢的含碳量为1.4-2.3％，含铬量12％，有的型号还含有0.4-1.2％的钼和0.15-1.1％的钒，个别型号含有≤1.0％的钴。这类钢具有高的耐磨性、淬透性、微变形和高抗压强度的特点。高碳高铬钢属于莱氏体钢，共晶碳化物多而且偏析严重，纵向和横向之间性能差别大，脆性大。为此，其制作成模具时必须进行改锻，但它属于高合金钢改锻加热时导热性差、塑性低、变形抗力大、锻造加热温区窄、锻打变形时发热效应大，所以改锻困难，报废率高，使用大大受到了限制。对于要求高耐磨性的模具，往往选择高速钢，但高速钢韧性差、价格高，热处理要求1240℃高温淬火，一般热处理炉不能处理，不能被普遍使用；也有选用基体钢或低碳高速钢，但耐磨性又不能满足要求。对于要求高的模具，一般会选用硬质合金和粉末高速钢，但这些材料比较昂贵。

随着现代工业技术的发展，机器的速度和效率越来越高，例如高速冲床其冲压频率达到800～1200次/分，高速冷轧机的轧速己达到1200米/分，这些冲床模具的刃部和轧辊辊面因高速磨擦而产生高热，往往会超过冷作模具钢的回火温度而导致硬度和耐磨性下降。前面所述的大部份冷作模具钢都无法满足要求。所以在上世纪七、八十年代世界各国均开展了高韧性高耐磨性冷作模具钢的研究；例如日本的DC53钢、QCM-8钢、SLD-8钢、TCD钢和AUD11钢；美国的Vasco Die钢和Vasco Wear钢，国内有7Cr7Mo3V2Si钢、GM钢、ER5钢等，这类钢的化学成分具有如下特点；含碳量0.7-1.4％，含铬量8.0％左右且还含有1.0-3.0％的硅、钼、钒、钨等合金元素。这类钢与铬12系列比较，降低了含碳和含铬量，同时消除了大块的共晶碳化物，钢的显微组织中碳化物呈细小、均匀分布，所以其断裂韧性及抗弯强度、磨削性、切削性能和锻造性能都大为改善，其热处理变形小，抗回火稳定性也有所提高。国内外专家预测：铬8系列有可能取代铬12系列成为用途广泛的冷作模具钢。但是，这类钢用作高速冲压和高速轧制工作条件的模具来说，其红硬性和热稳定性及耐磨性仍显不足；而且高速轧辊还要求辊面硬度达HRc65以上，并保证轧辊不脆断。目前国内外的高韧性、高耐磨性冷作模具钢很难满足该要求。

为此，需要设计一种高速冲压冷作模具钢，能够满足在高速冲压和高速冷轧工作条件下模具的高红硬性、热稳定性及耐磨性的要求。

发明内容：

本发明的目的之一，是为了解决现有技术中冷作模具钢红硬性、热稳定性、耐磨性不足的问题，提供一种高速冲压冷作模具钢；能够满足高速冲压和高速冷轧工作条件。具有比目前国内外的高耐磨性、高韧性冷作模具钢的更高硬度、热硬性及热稳定性，满足现代工业发展的需要，减少冷作模具钢的消耗，增加社会效益的特点。

本发明的目的之二，是为了解决现有技术中冷作模具钢红硬性、热稳定性、耐磨性不足的问题，提供一种高速冲压冷作模具钢的制备方法。

本发明的目的之一可以通过采取如下技术方案达到：

一种高速冲压冷作模具钢，其特征在于：主要物质组分包括C、Si、Mn、P、S、Cr、Mo、W、V、Al、Cu和Ni，各物质组分的质量百分含量分别为：C 0.85-0.95％、Si 0.80-1.20％、Mn0.30-0.60％、P≤0.025、S≤0.015、Cr 7.90-8.40％、Mo 1.40-1.70％、W 1.90-2.20％、V2.20-2.50％、Al 0.90-1.20％，Cu≤0.20，Ni≤0.25；余量为Fe。

本发明的目的之一还可以通过采取如下技术方案达到：

进一步地，主要物质成分是在前述主要物质组分的基础上减少Cu和Ni，即主要物质组分包括C、Si、Mn、P、S、Cr、Mo、W、V和Al，各物质组分的质量百分含量分别为：C 0.85-0.95％、Si 0.80-1.20％、Mn 0.30-0.60％、P≤0.02、S≤0.015、Cr7.90-8.40％、Mo 1.40-1.70％、W 1.90-2.20％、V 2.20-2.50％、Al 0.90-1.20％；余量为Fe。

本发明的目的之二可以通过采取如下技术方案达到：

一种高速冲压冷作模具钢的制备方法，其特征在于：

1)按设定的物质组分准备高速冲压冷作模具钢的原料，准备好碱性电弧炉或感应熔炼炉；

2)冶炼工艺采用氧化法或返回法；

采用氧化法冶炼时，配料时熔清碳在成品碳的0.40％以上，严格控制废钢的硫、磷含量，即熔清后硫、磷含量在≤0.025％以下，合金炉料按各生产厂已有条件的烧损率配入；

采用返回法冶炼时，废钢中本钢种返回料高达60％以上，配碳时熔清碳控制在规格上限0.20％以上，严格控制炉料的磷含量在≤0.020％以下，防止砷、锡、铅、铜的带入；

3)铝的加入，是将铝块放在钢包内，出钢时将钢水对准铝块倒出，铝块将迅速熔化与钢水混合，保证铝在钢水中的均匀性和低的烧损率；

4)钢水脱氧，出钢前要求钢水脱氧，由于本新钢种属高性能冷作模具钢有必要进行电渣重熔处理，电渣重熔时铝的烧损率增大，冶炼配料时应适当增加配铝量以保证铝的质量百分含量在设定比例范围内；

5)经过原料的装料、熔化、氧化、还原精炼、出钢和浇注工序，确保各物质组分的质量百分含量分别为：C 0.85-0.95％、Si 0.80-1.20％、Mn 0.30-0.60％、P≤0.025、S≤0.015、Cr 7.90-8.40％、Mo 1.40-1.70％、W 1.90-2.20％、V 2.20-2.50％、Al0.90-1.20％，Cu≤0.20，Ni≤0.25，余量为Fe；或者确保各物质组分的质量百分含量分别为：C0.85-0.95％、Si 0.80-1.20％、Mn 0.30-0.60％、P≤0.02、S≤0.015、Cr 7.90-8.40％、Mo1.40-1.70％、W 1.90-2.20％、V 2.20-2.50％、Al 0.90-1.20％；余量为Fe；所述装料、熔化、氧化、还原精炼、出钢和浇注工序按各厂高合金工具钢的冶炼规程执行；

6)注锭并在注锭后均匀化退火、锻造，制成高速冲压冷作模具钢，即101钢。

所述退火、锻造工序参照高铬高合金工具钢的工艺和操作规程执行；考虑到新钢种含有铝较容易脱炭，在均匀化退火，锻造加热，锻后退火时加以重视，即锻后退火采用等温退火和球化退火，新钢种热处理淬火温度较高在1150℃左右，在真空炉或盐浴炉中加热，回火在盐浴炉回火。

本发明的目的之二还可以通过采取如下技术方案达到：

进一步地，在采用氧化法或返回法的基础上，采用炉外精炼、电渣重溶冶炼方法冶炼，或者采用真空处理的精炼方法冶炼。

进一步地，在采用氧化法或返回法的基础上，按各钢厂高铬合金工具钢的冶炼操作规程进行冶练，铝的加入量按成分范围的中、上限另加烧损率，加入方法是将铝块在出钢前放入钢包内，钢水的含氧量要尽量低，以保证钢获得低的氧化物夹杂和铝的低烧损率；出钢时将钢水对铝块并及时加入防止钢水氧化的保护剂；出钢后经真空处理或经精炼方法精炼；锭型大小与锻材规格相匹配。

进一步地，在进行电渣重熔时，按各钢厂电渣重熔冶炼操作规程执行，以保证得到更纯净更优质的钢材；浇注工艺、锻造工艺、退火工艺及操作规程与各钢厂高铬合金工具钢的规程相同。

试制产品，锻材规格为∮95，按森吉米尔20辊轧机的成品轧辊尺寸经下料，机加工，在真空炉或盐浴炉中1130-1150℃加热淬火，在520-530℃盐浴炉中回火3-4次，回火后硬度控制在HRc65左右，然后上磨床精磨即可得到高质量高寿命的冷轧辊；若希望冷轧辊有更高的使用寿命，即在热处理精磨后再进行氮化处理，液体氮化或离子氮化均可，氮化温度比常规的低一些，选在520-530℃为佳，氮化后加精抛光，表面显微硬度达到Hv₅₀₀＝1120以上，使用寿命比未氮化处理高1-3倍；氮化层被磨去后可重新氮化。

本发明具有如下突出的有益效果：

1、本发明的各物质组分的质量百分含量分别为：C 0.85-0.95％、Si 0.80-1.20％、Mn 0.30-0.60％、P≤0.025、S≤0.015、Cr 7.90-8.40％、Mo 1.40-1.70％、W 1.90-2.20％、V 2.20-2.50％、Al 0.90-1.20％，Cu≤0.20，Ni≤0.25；余量为Fe；或者各物质组分的质量百分含量分别为：C 0.85-0.95％、Si 0.80-1.20％、Mn 0.30-0.60％、P≤0.02、S≤0.015、Cr 7.90-8.40％、Mo 1.40-1.70％、W 1.90-2.20％、V 2.20-2.50％、Al0.90-1.20％；余量为Fe；加入合金元素铝，进一步提高钢的硬度、红硬性与渗氮后的表面硬度和热稳定性，加入的钼能够提高钢的淬透性、热强性、防止回火脆性、抗回火软化能力，因此，能够解决现有技术中冷作模具钢红硬性、热稳定性、耐磨性不足的问题，具有高耐磨性、高韧性、高硬度、热硬性及热稳定性的特点，能够满足现代工业发展的需要、减少冷作模具钢的消耗和增加社会效益的突出的有益效果。

2、本发明在铬8系列冷作模具钢中首次加入合金元素铝，作为进一步提高钢的硬度、红硬性、回火稳定性与渗氮后的表面硬度和热稳定性的重要措施，从而获得高于目前国内外铬8系列高韧性、高耐磨性的新钢种，经试验能满足高速冲压和高速轧辊的工作条件。在高速钢中W6Mo5Cr4V2和W6Mo5Cr4V2Al相比，由于加入1％的Al在高硬度的情况下仍能提高在淬火、回火后的硬度。W6Mo5Cr4V2钢经1240℃淬火，550℃回火硬度为HRc66.2，而W6Mo5Cr4V2Al钢同样1240℃淬火，550℃回火硬度为HRc68.2，后者比前者硬度高2HRc。

附图说明：

图1为日本大同公司的DC53回火硬度曲线图。

图2为日立金属公司SLD-8钢回火曲线图。

图3为7Cr7Mo3V2Si钢1100℃淬火硬度与回火的关系图。

图4为合金工具钢二次硬度与Cp和A的关系图。

图5为W6Mo5Cr4V2钢的回火硬度曲线图。

图6为W6Mo5Cr4V2Al钢的回火硬度曲线图。

图7为101钢与我国LD钢及日本大同、日立公司的冷作模具钢回火稳定性比较曲线图。

图8为101钢与高速工具钢经氮化后不同加热温度下的硬度比较曲线图。

图9为101钢在1120-1150℃淬火和520-530℃回火其回火硬度曲线图。

图10为101钢马氏体转变。

具体实施方式：

具体实施例1：

本实施例涉及的一种高速冲压冷作模具钢，主要物质成分包括C、Si、Mn、P、S、Cr、Mo、W、V、Al、Cu和Ni，各物质组分的质量百分含量分别为：C 0.85-0.95％、Si 0.80-1.20％、Mn 0.30-0.60％、P≤0.025、S≤0.015、Cr 7.90-8.40％、Mo 1.40-1.70％、W 1.90-2.20％、V 2.20-2.50％、Al 0.90-1.20％，Cu≤0.20，Ni≤0.25；余量为Fe。

本实施例涉及的一种高速冲压冷作模具钢的制备方法，其特征在于：

1)按设定的物质组分准备高速冲压冷作模具钢的原料，准备好碱性电弧炉或感应熔炼炉；

2)冶炼工艺采用氧化法或返回法；

采用氧化法冶炼时，配料时熔清碳在成品碳的0.40％以上，严格控制废钢的硫、磷含量，即熔清后硫、磷含量在≤0.025％以下，合金炉料按各生产厂已有条件的烧损率配入；

采用返回法冶炼时，废钢中本钢种返回料高达60％以上，配碳时熔清碳控制在规格上限0.20％以上，严格控制炉料的磷含量在≤0.020％以下，防止砷、锡、铅、铜的带入；

3)铝的加入，是将铝块放在钢包内，出钢时将钢水对准铝块倒出，铝块将迅速熔化与钢水混合，保证铝在钢水中的均匀性和低的烧损率；

4)钢水脱氧，出钢前要求钢水脱氧，由于本新钢种属高性能冷作模具钢有必要进行电渣重熔处理，电渣重熔时铝的烧损率增大，冶炼配料时应适当增加配铝量以保证铝的质量百分含量在设定比例范围内；

5)经过原料的装料、熔化、氧化、还原精炼、出钢和浇注工序，确保各物质组分的质量百分含量分别为：C 0.85-0.95％、Si 0.80-1.20％、Mn 0.30-0.60％、P≤0.025、S≤0.015、Cr 7.90-8.40％、Mo 1.40-1.70％、W 1.90-2.20％、V 2.20-2.50％、Al0.90-1.20％，Cu≤0.20，Ni≤0.25，余量为Fe；所述装料、熔化、氧化、还原精炼、出钢和浇注工序按各厂高合金工具钢的冶炼规程执行；

6)注锭并在注锭后均匀化退火、锻造，制成高速冲压冷作模具钢，即101钢。

所述退火、锻造工序参照高铬高合金工具钢的工艺和操作规程执行；考虑到新钢种含有铝较容易脱炭，在均匀化退火，锻造加热，锻后退火时加以重视，即锻后退火采用等温退火和球化退火，新钢种热处理淬火温度较高在1150℃左右，在真空炉或盐浴炉中加热，回火在盐浴炉回火。

进一步地，在采用氧化法或返回法的基础上，采用炉外精炼、电渣重溶冶炼方法冶炼，或者采用真空处理的精炼方法冶炼。

进一步地，在采用氧化法或返回法的基础上，按各钢厂高铬合金工具钢的冶炼操作规程进行冶练，铝的加入量按成分范围的中、上限另加烧损率，加入方法是将铝块在出钢前放入钢包内，钢水的含氧量要尽量低，以保证钢获得低的氧化物夹杂和铝的低烧损率；出钢时将钢水对铝块并及时加入防止钢水氧化的保护剂；出钢后经真空处理或经精炼方法精炼；锭型大小与锻材规格相匹配。

进一步地，在进行电渣重熔时，按各钢厂电渣重熔冶炼操作规程执行，以保证得到更纯净更优质的钢材；浇注工艺、锻造工艺、退火工艺及操作规程与各钢厂高铬合金工具钢的规程相同。

进一步地，锻材规格为∮95，按森吉米尔20辊轧机的成品轧辊尺寸经下料，机加工，在真空炉或盐浴炉中1130-1150℃加热淬火，在520-530℃盐浴炉中回火3-4次，回火后硬度控制在HRc65左右，然后上磨床精磨即可得到高质量高寿命的冷轧辊；若希望冷轧辊有更高的使用寿命，即在热处理精磨后再进行氮化处理，液体氮化或离子氮化均可，氮化温度比常规的低一些，选在520-530℃为佳，氮化后加精抛光，表面显微硬度达到HV0.5＝1120以上，使用寿命比未氮化处理高1-3倍；氮化层被磨去后重新氮化。

本实施例的原理解释如下：

为了满足高速冲压和高速冷轧工作条件下模具的高性能要求，本发明运用合金化原理，利用碳化物形成元素的特性和综合作用使其具有足够数量的碳化物保证其耐磨性。加入合金元素铝提高其红硬性和热稳定性，计算平衡碳合金度Cp和碳饱和度A，保证二次硬化获得高硬度，控制总碳量和马氏体转变点及回火温度保证其韧性，使新冷作模具钢比目前国内外的高耐磨性高韧性冷作模具钢具有更高的硬度和热硬性及热稳定性，满足现代工业发展的需要，减少冷作模具钢的消耗，增加社会效益。本发明相应其他牌号其含铝量≤3.0％。

为了确保该钢具有足够的耐磨性，以碳化物形成元素铬、钼、钨、钒为主要加入元素。其中，铬是主加元素，铬是中强碳化物形成元素，在钢中与碳形成Cr23C6+Cr7C3碳化物，也可熔于固溶体和Fe3C中，考虑加入量时，为避免如铬12系列所形成过多的莱氏体共晶和大块碳化物，又要保证足够碳化物量和溶于基体而提高基体耐磨性的量，所以铬定为8.0％。钼、钨、钒都是很强的碳化物形成元素。钼、钨形成Mo6C，W6C碳化物，钒形成VC碳化物。钼在钢中有众多的良好作用，能够提高钢的淬透性、热强性、防止回火脆性、增加抗回火软化能力。在高温回火时，钼使钢产生二次硬化作用，溶于固溶体有固溶强化作用同时能提高碳化物稳定性。在工具钢中能改善钢的韧性和提高耐磨性，有铬同时加入时还能增强二次硬化效果。所以在各类钢中得到广泛的应用。

保证钼在钢中的良好作用，加入量考虑为1.5％。钨能增加钢的回火稳定性、红硬性和热强性。一般在冷作模具钢中很少加入，主要用于高速钢和热作模具钢；考虑到高速冲压冷作模具钢工作条件比较恶劣，高速冲压模具和轧辊工作时表面温度高，加入一定量的钨提高其回火稳定性，红硬性和热强性也很有必要；而且钨在钢中与钼的作用相同，降低一定的含钼量而加入一定的钨量可以起弥补钼的作用钨加入量为2.0％。钒是工模具钢中提高耐磨性的最主要因素，钒的碳化物与其他碳化物相比它的硬度和稳定性都是最高的，每增加1.0％V，耐磨性增强一倍，但含钒量过高将大大降低其磨削性，为了获得高的耐磨性又不至于恶化其磨削性含钒量控制在2.4％。在本实施例中碳量的高低是十分重要的；铬12系列冷作模具钢含碳量都是高碳，C％在1.4％-2.3％，Cr％达12％这是该系列钢性能差的主要先天性内在原因。

参照图1-图3，为了准确的确定在上述合金元素含量的基础上的配比碳量有必要进行平衡碳Cp和碳饱和度A的计算：按G.斯蒂文(Steven)平衡计算式计算

注：上表中日本公司、美国公司的产品数据属于“CP和A平均值”

参照图4，从上述计算结果与图4比较可以看出：铬12系列的A值＞1为1.5-2.9说明其碳含量大大超过该钢合金元素所需的定比碳，钢中将出现大量的Fe3C，这是该系列钢性能恶化的主要原因，日本的高韧性高耐磨性钢的A＞1，而美国的高韧性高耐磨性钢及粉末钢的A＜1。SC101钢的A＝0.8其二次硬化能力介乎于几十种合金工具钢CP与A分布曲线的中值其合金元素含量与定比碳匹配比较合理，这是保证新钢具有高硬度水平的基础，而且A值的±0.002非常小，换言之在这样的成分范围内，钢的性能波动将很小。本发明设定A＝0.8-0.85之间是综合了冷作模具钢、高速钢和国内外高韧性高耐磨性钢的CP和A值与其性能之间的大量研究结果而设定的，在己进行的试验中已取得了良好的工业产品使用效果。

加入的钼在钢中有众多良好作用，能够提高钢的淬透性、热强性、防止回火脆性、抗回火软化能力。在高温回火时，钼使钢产生二次硬化作用，溶于固溶体有固溶强化作用并能提高碳化物稳定性，改善钢整体的韧性和提高耐磨性，同时加入铬能增强二次硬化效果。钨能增加钢的回火稳定性，红硬性和热强性。钒是提高耐磨性的最主要因素，钒的碳化物与其他碳化物相比，它的硬度和稳定性都是最高的，钒量控制在2.4％左右可使本发明获得高耐磨性和适合加工成模具的磨削性。在本发明中碳含量在0.85-0.95％之间，SC101钢的A＝0.8其二次硬化能力介乎于几十种合金工具钢的CP值与A分布曲线的中值，其合金元素含量与定比碳匹配合理，保证本发明具有高硬度水平的基础。且A值的±0.002非常小，换言之在这样的成分范围内，钢的性能波动将很小。从而使本发明具有良好的工业生产效果。本发明运用合金化的组分结构，利用碳化物元素的特性，足够数量的碳化物能保证材料的耐磨性，加入合金元素铝提高其红硬性和热稳定性。通过平衡碳合金度Cp和碳饱和度A，保证二次硬化获得高硬度，控制总碳量和马氏体转变点及回火温度保证其韧性，从而形成高速冲压冷作模具钢。

另外，本发明在高韧性高耐磨性钢中加入合金元素铝＞0.7％，进一步提高钢的硬度、红硬性和渗氮后的表面硬度和热稳定性的重要手段。这在铬8系列钢中无此先例，在国内外冷作模具钢中也极少见。铝是与氧和氮有很大亲和力的元素，作为炼钢时的强脱氧和固氮剂，并能细化晶粒，提高钢在低温下的韧性。作为合金元素可以提高钢抗氧化性.改善钢的电磁性能，提高渗氮钢的耐磨性和疲劳强度；在耐热不起皮钢、不锈耐酸钢、电热合金、磁钢和渗氮钢中在国内外很早就得到了应用。在切削工具钢中在上世纪第二次世界大战时因缺少钨前苏联有人研究过用铝来代替钨，战后就没有推广应用；上世纪七十年代我国在高速钢研究中在美国M2(W6Mo5Cr4V2)钢中加入1％的铝，成功的开发出W6Mo5Cr4V2Al高硬度高速钢及相关的几个高速钢在国内得到很好的应用；同年代在热作模具钢中5Cr4Mo3SiMnAl钢中为了提高钢的冲击韧性及热加工塑性加入0.3-0.7％Al；本发明人在另一项发明专利(专利号：00117148.8)中，在中铬合金工具钢基础上为了提高钢的红硬性，渗氮性能和渗氮层表面硬度和热稳定性加入0.9-1.3％Al开发出一个高性能热作模具钢，查阅文献资料，国内曾有人在D2(即Cr12Mo1V1)冷作模具钢中加入微量铝，镍，氮进行微合金化研究，未能有效的改善D2的性能未取得成功。

参见图5、图6，本实施例涉及的铬8系列冷作模具钢中，首次加入合金元素铝，作为进一步提高钢的硬度、红硬性、回火稳定性和渗氮后的表面硬度和热稳定性的重要措施，从而获得高于目前国内外铬8系列高韧性高耐磨性的新钢种经试验能满足高速冲压和高速轧辊的工作条件。在高速钢中W6Mo5Cr4V2和W6Mo5Cr4V2Al相比，由于加入1％的Al在高硬度的情况下仍能提高在淬火、回火后的硬度，从图5图6中看出：W6Mo5Cr4V2钢经1240℃淬火，550℃回火硬度为HRc66.2，而W6Mo5Cr4V2Al钢同样1240℃淬火，550℃回火硬度为HRc68.2，后者比前者硬度高2HRc。

参见图7，在热作模具钢中，本发明申请人另一项发明专利钢SMM301(专利号00117148.8)与日本大同公司的DH31－S钢有相近的合金成分但前者多加入0.9-1.3％Al淬火后在500-550℃回火前者的硬度比后者高4-6HRc，两者在600℃加热40小时，SMM301比DH31－S硬度高13HRc。

本发明涉及的铬8系列高韧性高耐磨性冷作模具钢之一的101钢与M2、M35、M42高速钢相比，渗氮后经550-800℃的重新加热保温1小时101钢的表面显微硬度及热硬性比M2、M35、M42钢还高，550℃的表面显微硬度高达Hv0.51350，M2等钢只有Hv0.51260以下，加热到750℃前者表面硬度还有Hv0.5980，M2等只有H v0.5610-680。

参见图8，关于心部硬度问题：M2钢合金元素总量达17％，而且W、Mo、V的量达13％，而101钢的合金元素总量只有14％，W、Mo、V元素的量不到6％，所以M2等钢的心部硬度比SC221钢稍高；101钢在1120-1150℃淬火和520℃-530℃回火其回火硬度可达HRc65左右。

参见图9和图10，高硬度钢的韧性是至关重要的，前面已经提到新钢种的韧性是通过选择不同淬火温度控制马氏体转变点得到不同数量的残留奥氏体量再通过不同回火温度和次数保证一定残留奥氏体量来确保韧性。

所以，铝作为合金元素加入钢中可以促进合金碳化物的析出，增加其弥散度，提高二次硬化的能力，从而提高钢的抗氧化性、红硬性和抗回火稳定性。钢中含铝在氮化处理时与氮形成极为稳定的、高度弥散的氮化物，大幅度提高渗氮层的硬度和热稳定性，从而提高其耐磨性和抗疲劳强度。

有条件的情况下最好进行真空处理或其他精炼方法处理。冶炼工艺可以采用氧化法或返回法；氧化法配料时熔清碳在成品碳的0.40％以上，严格控制废钢的硫，磷含量，熔清后在≤0.025％以下，合金炉料按各生产厂条件的烧损率配入。也可以用返回法冶炼，废钢中本钢种返回料可高达60％以上，配碳时熔清碳控制在规格上限0.20％以上。严格控制炉料的磷含量在≤0.020％以下，此外还应该严格控制砷、锡、铅、铜的带入。其他工序：氧化、装料、熔化、氧化、还原精炼、出钢、浇注等按各厂高合金工具钢的冶炼规程执行。特别提示；铝的加入是将铝块放在钢包内，出钢时将钢水对准铝块倒出，铝块将迅速熔化与钢水混合，保证铝在钢水中的均匀性和低的烧损率。出钢前要求钢水很好脱氧，保证出钢前达到尽量低的含氧量，这一点对保证钢获得低的氧化物夹杂和铝的低烧损率是十分必要的。

由于本发明属高性能冷作模具钢有必要进行电渣重熔处理，这样可以保证获得更纯净，更佳的材质。但电渣重熔时铝的烧损率增大，冶炼配料时应适当增加配铝量。注锭后均匀化退火，锻造，退火等工序可参照高铬高合金工具钢的工艺和操作规程执行。需注意的是新钢种含有铝较容易脱炭，在均匀化退火，锻造加热，锻后退火时加以重视；锻后退火宜采用等温退火和球化退火。另外，新钢种热处理淬火温度较高在1150℃左右，应在真空炉或盐浴炉中加热，回火也最好在盐浴炉回火。需氮化处理或表面涂层处理按这些处理的规程执行。

具体实施例2：

本发明具体实施例2的特点是：涉及的高速冲压冷作模具钢，主要物质成分是在权利要求1的基础上减少Cu和Ni，即主要物质组分包括C、Si、Mn、P、S、Cr、Mo、W、V和Al，各物质组分的质量百分含量分别为：C 0.85-0.95％、Si 0.80-1.20％、Mn0.30-0.60％、P≤0.02、S≤0.015、Cr 7.90-8.40％、Mo 1.40-1.70％、W 1.90-2.20％、V 2.20-2.50％、Al 0.90-1.20％；余量为Fe。其制备方法同具体实施例1。

本发明的新钢种与现有的高韧性高耐磨性冷作模具钢相比有如下突出的优点：

1、比我国7Cr7Mo3V2Si钢，日本大同公司的DC53钢和日立金属公司的SLD－8钢有更高的回火硬度；见图9，在1130-1150℃淬火，530℃回火后硬度达HRc65以上，上述三个钢均无法达到，能满足高速冲模尤其是高速冷轧辊的高硬度要求。

2、新钢种在高硬度的情况下其韧性可以通过淬火温度的选择、冷处理、回火温度、回火次数来调整，控制其残留奥氏体量来保证。由于新钢种属中高碳高合金钢，其马氏体点随淬火温度的高低而改变，下马氏体点Mf甚至降至－0℃以下见图10，该钢工件在油冷淬火降至室温时由于大量奥氏体尚未转变成马氏体，硬度很低甚至在HRc20以下，所以淬火过程不会出现淬裂或变形问题。随着在室温冷却的时间推移，淬火硬度逐步上升至HRc57-62左右，通过回火或进行冷处理硬度即升至HRc65以上，而且基体仍保存有一定数量的残留奥氏体，保证了产品在高硬度时仍有足够的韧性。

3、新钢种由于含铬量为8％，含碳量0.9％，碳饱和度A在0.8-0.85之间所以不会出现大块碳化物，碳化物细小和均匀分布，所以避免了铬12系列的锻造性差，脆性大，磨削性差等一系列缺陷；由于其含钒量达2.4％，因此有很高的耐磨性。

4、许多高速冲压模需要高寿命时往往要进行氮化处理；新钢种经氮化后钢中的铝与氮生成高弥散的氮化铝提高了钢的表面硬度，甚至比M2高速钢在相同条件下的硬度还高，见图8，高硬度意味着高耐磨性和高使用寿命。

5、新钢种另一个显著特点：经氮化处理后，钢表面所获得的铝氮化物有很高的热稳定性和红硬性。因为氮化铝在真空中加热到1100℃还是稳定的，而氮化铬、氮化钒在400℃已开始分解，氮化钛、氮化钨在600℃开始分解，在所有氮化物当中氮化铝的热稳定性最高。

6、如上所述，这就是新钢种的合金总量虽然比M2高速钢低，但氮化后热稳定性和红硬性比M2钢还高的原因，这意味着钢能在更高的温度，更长的时间保持高硬度和耐磨性，这对高速冲模和高速冷轧辊是十分重要的。

7、新钢种中铝的加入量比普通炼钢时加入的量多，由于铝是强脱氧剂将进一步降低钢的含氧量；模具钢中含氧量的降低能提高其热塑性和疲劳性能，降低热裂纹和冲击裂纹的产生，对提高模具钢的性能和寿命有利。

8、本钢种是一种高韧性、高耐磨性的新钢种，比目前应用广泛的铬12系列的冷作模具钢有更高的硬度，耐磨性和抗回火稳定性，在高硬度的情况下其韧性可调控；锻造性能、磨削性、线切割性都比铬12系列好；热处理性能方面淬火不会淬裂，变形小；能满足铬12系列无法满足用于高速冲压模和高速冷轧辊的工作条件要求；它比目前国内外的高韧性、高耐磨性的7Cr7Mo3V2Si钢，日本大同公司的DC53钢和日立金属公司的SLD-8钢性能都好。经氮化处理后，具有更高的表面硬度和红硬性，比相同处理的M2、M35、M42等高速钢还高，所以能代替铬12系列的冷作模具钢和用作模具的M2高速钢，在广泛的冷作模具中应用，是很有前途的通用性强高性能冷作模具钢。

以上所述，仅为发明较具体的实施例，但发明的保护范围并不局限与此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的范围内，根据本发明的技术方案及构思加以等同替换或改变，都属于本发明的保护范围。

Claims (7)

1.一种高速冲压冷作模具钢，其特征在于：主要物质组分包括C、Si、Mn、P、S、Cr、Mo、W、V、Al、Cu和Ni，各物质组分的质量百分含量分别为：C 0.85-0.95％、Si 0.80-1.20％、Mn0.30-0.60％、P≤0.025、S≤0.015、Cr 7.90-8.40％、Mo 1.40-1.70％、W 1.90-2.20％、V2.20-2.50％、Al 0.90-1.20％，Cu≤0.20，Ni≤0.25；余量为Fe。

2.根据权利要求1所述的一种高速冲压冷作模具钢，其特征在于：主要物质成分是在权利要求1主要物质组分的基础上减少Cu和Ni，即主要物质组分包括C、Si、Mn、P、S、Cr、Mo、W、V和Al，各物质组分的质量百分含量分别为：C 0.85-0.95％、Si 0.80-1.20％、Mn 0.30-0.60％、P≤0.02、S≤0.015、Cr 7.90-8.40％、Mo 1.40-1.70％、W 1.90-2.20％、V 2.20-2.50％、Al 0.90-1.20％；余量为Fe。

3.一种高速冲压冷作模具钢的制备方法，其特征在于：

1)按设定的物质组分准备高速冲压冷作模具钢的原料，准备好碱性电弧炉或感应熔炼炉；

2)冶炼工艺采用氧化法或返回法；

采用氧化法冶炼时，配料时熔清碳在成品碳的0.40％以上，严格控制废钢的硫、磷含量，即熔清后硫、磷含量在≤0.025％以下，合金炉料按各生产厂已有条件的烧损率配入；

采用返回法冶炼时，废钢中本钢种返回料高达60％以上，配碳时熔清碳控制在规格上限0.20％以上，严格控制炉料的磷含量在≤0.020％以下，防止砷、锡、铅、铜的带入；

3)铝的加入，是将铝块放在钢包内，出钢时将钢水对准铝块倒出，铝块将迅速熔化与钢水混合，保证铝在钢水中的均匀性和低的烧损率；

4)钢水脱氧，出钢前要求钢水脱氧，由于本新钢种属高性能冷作模具钢有必要进行电渣重熔处理，电渣重熔时铝的烧损率增大，冶炼配料时应适当增加配铝量以保证铝的质量百分含量在设定比例范围内；

5)经过原料的装料、熔化、氧化、还原精炼、出钢和浇注工序，确保各物质组分的质量百分含量分别为：C 0.85-0.95％、Si 0.80-1.20％、Mn 0.30-0.60％、P≤0.025、S≤0.015、Cr7.90-8.40％、Mo 1.40-1.70％、W 1.90-2.20％、V 2.20-2.50％、Al0.90-1.20％，Cu≤0.20，Ni≤0.25，余量为Fe；或者确保各物质组分的质量百分含量分别为：C 0.85-0.95％、Si 0.80-1.20％、Mn 0.30-0.60％、P≤0.02、S≤0.015、Cr 7.90-8.40％、Mo 1.40-1.70％、W 1.90-2.20％、V 2.20-2.50％、Al 0.90-1.20％；余量为Fe；所述装料、熔化、氧化、还原精炼、出钢和浇注工序按各厂高合金工具钢的冶炼规程执行；

6)注锭并在注锭后均匀化退火、锻造，制成高速冲压冷作模具钢，即101钢。

4.根据权利要求3所述的一种高速冲压冷作模具钢的制备方法，其特征在于：在采用氧化法或返回法的基础上，采用炉外精炼、电渣重溶冶炼方法冶炼，或者采用真空处理的精炼方法冶炼。

5.根据权利要求3所述的一种高速冲压冷作模具钢的制备方法，其特征在于：在采用氧化法或返回法的基础上，按各钢厂高铬合金工具钢的冶炼操作规程进行冶练，铝的加入量按成分范围的中、上限另加烧损率，加入方法是将铝块在出钢前放入钢包内，钢水的含氧量要尽量低，以保证钢获得低的氧化物夹杂和铝的低烧损率；出钢时将钢水对铝块并及时加入防止钢水氧化的保护剂；出钢后经真空处理或经精炼方法精炼；锭型大小与锻材规格相匹配。

6.根据权利要求3所述的一种高速冲压冷作模具钢的制备方法，其特征在于：在进行电渣重熔时，按各钢厂电渣重熔冶炼操作规程执行，以保证得到更纯净更优质的钢材；浇注工艺、锻造工艺、退火工艺及操作规程与各钢厂高铬合金工具钢的规程相同。

7.根据权利要求3所述的一种高速冲压冷作模具钢的制备方法，其特征在于：试制产品，锻材规格为∮95，按森吉米尔20辊轧机的成品轧辊尺寸经下料，机加工，在真空炉或盐浴炉中1130-1150℃加热淬火，在520-530℃盐浴炉中回火3-4次，回火后硬度控制在HRc65左右，然后上磨床精磨即可得到高质量高寿命的冷轧辊；若希望冷轧辊有更高的使用寿命，即在热处理精磨后再进行氮化处理，液体氮化或离子氮化均可，氮化温度比常规的低一些，选在520-530℃为佳，氮化后加精抛光，表面显微硬度达到Hv₅₀₀＝1120以上，使用寿命比未氮化处理高1-3倍；氮化层被磨去后可重新氮化。