CN107130167A - 一种高性能热冲压模具钢及其制备方法 - Google Patents

一种高性能热冲压模具钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种高性能热冲压模具钢,化学成分为:C:0.43-0.55%,Si:0.3-0.5%,Mn:0.5-0.8%,Cr:2.3-2.7%,Mo:1.9-2.4%,V:0.7-1.0%,P≤0.03wt%,S≤0.03wt%,其余为Fe和不可避免杂质,并且满足如下数学关系式:C=1/15Cr+1/10Mo+1/8V。并提供了该模具钢的制备方法。本发明采用硅、锰、铬作为主要的合金化元素,降低了铬、钒元素的含量和硅元素的含量,通过合理的锻造加热工艺参数和锻后热处理工艺参数的控制,开发了一种具有高热导率、高抗回火稳定性以及良好冲击韧性的低成本高性能热冲压模具钢。

Description

一种高性能热冲压模具钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及磨具钢制造领域,具体涉及本发明涉及到一种高性能热冲压模具钢的合金化及其制备方法。
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。热冲压模具钢属于热作模具钢类,主要用于获得超高强度冲压件,是近三十年使用量急剧上升和消耗最大的模具钢之一,它的工况条件复杂。钢板热冲压过程是将特殊的高强度钢板加热到奥氏体温度范围,快速移动到模具,快速冲压,在压机保压状态下通过布置有冷却回路的模具(而不是空气)对零件进行淬火冷却(并要保证一定的冷却速度),最后获得超高强度冲压件(组织为马氏体,强度在1500MPa左右甚至更高)。在工作时模具需长时间与加热的坯料相接触,当炽热的金属放入热冲压模具型腔时,型腔表面急剧升温,表层产生压应力和压应变,这使得模具需要较好的热强性和热稳定性;在保压过程中通过带有冷却水道的模具对零部件淬火,为了使模具能很快地把钢板的热量带走和保证模具在工作工程中的精度,模具材料必需具有较大的导热系数和较小的热膨胀系数;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,极易产生热疲劳等,并且热作模具钢在服役过程中,还要受到较大冲击载荷。为防止在服役过程中产生模具表面的拉毛,模具还需具有较高的硬度。因此,复杂的工况要求热冲压模具材料具有较高的导热率、热强度、温硬度、冲击韧性、淬透性和热稳定性和抗冷热疲劳性能等。我国目前使用的热冲压模具钢采用的是国家标准GB/T1299-2000中钢号为4Cr5MoSiV1。这种热冲压模具钢的化学成分采用C 0.32-0.45wt%、Cr 4.75-5.50wt%、Mo 1.20-1.75wt%、V 0.80-1.20wt%、Si 0.80-1.2wt%、Mn 0.20-0.5wt%、P≤0.03wt%、S≤0.03wt%。这种热冲压模具钢属于中碳中合金钢,并含有较多的合金元素,特别是化学成份中含有较高的Si元素,它严重降低钢的热导率,这些因素都使得该热冲压模具钢的热导率不高。其次,这种热冲压模具钢的化学成分碳含量较低,回火时二次硬化能力较差。含有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。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。4Cr5MoSiV1这种钢的性能指标为:调质硬度为46.5HRC,导热率为24.5W/m·K,冲击韧性值Ak为150J。这些热导率、冲击韧性、硬度值和抗回火稳定性指标是衡量热冲压模用钢质量好坏的主要关键技术参数指标。
为了解决材料导热、调质硬度和冲击韧性低的问题,本技术综合考虑热冲压现场使用性能需求,并综合考虑经济成本,从硅合金元素的特殊作用的角度出发,打破原来的高硅高铬,采用低硅、铬作为主要的合金化元素,充分降低硅对热导率的影响,并降低合金元素的经济成本,同时充分利用硅、锰合金元素的固溶强化对碳化物回火稳定性等作用,利用铬、钼和钒合金元素形成弥散细小碳化物,提高硬度等作用,从而开发了具有高热导率、调质硬度和高冲击韧性的热冲压模具钢。
对相关技术的中外专利检索内容分析
通过输入相关本发明内容的关键词在对中外专利进行检索发现,涉及到和本发明相关联的热作模具钢及其冶金制造技术的专利号为1)专利号申请号:CN200810046104.0,名称:一种新型铬系热作模具钢及其热处理工艺,其化学成份重量百分比含量为:碳C 0.35~0.7%,硅Si 0.3~1.3%,锰Mn 0.3~1.3%,铬Cr 7.0~11.0%,钨W 0.4~1.2%,钼Mo 0.4~1.2%,钒V0.4~1.2%,镍Ni 1.0%,硫S≤0.005%,磷P≤0.030%,硼B 0.03%-0.10%,氮化物含量的范围为0.02%≤氮化物≤0.20%,0.02%≤氮N≤0.10%,其余量为铁Fe。2)专利号申请号:CN200810101341.2,名称:一种低成本热作模具钢,其化学成份重量百分比含量为:C:0.38-0.42%,Si:0.9-1.1%,S≤0.030%,P≤0.030%,Mn:0.3-0.5%,W:0.9-1.2%,Mo:0.45-0.55%,Cr:4.8-5.2%,V:0.25-0.45%,Nb:0.08-0.15%,其余为Fe及不可避免的杂质。3)专利Patent:JP2008095181(A),名称:HOT-WORKING TOOL STEEL HAVING SUPERIOR TOUGHNESSAND HIGH-TEMPERATURE STRENGTH,comprising in terms of%by mass:0.34to 0.40%C,0.3to 0.5%Si,0.45to 0.75%Mn,0to less than 0.5%Ni,4.9to 5.5%Cr,Mo and/or W singly ortotally in an amount of 2.5to 2.9%in(Mo+1/2W)terms,0.5to 0.7%V,and the balance Fe withunavoidable impurities.
相关专利的化学成分对照表如下:
对比分析如下:从成份的对比可以看出,本发明的化学成份的元素含量和专利1-3明显不同,其对材料的性能作用的机理也就不同,材料的应用环境也有所不同。专利CN200810046104.0将铬含量提高到7~11%,主要是考虑到铬是较普遍的和价廉的合金元素,一部分能溶入钢中起固溶强化作用,一部分与碳结合,按含铬量高低以(FeCr)3C、(FeCr)7C3和M23C6形式存在。此外,当钢中含有铬、钼和钒时,Cr>3%时,铬能阻止V4C3的生成和推迟Mo2C的共格析出,V4C3和Mo2C是提高钢材的高温强度和抗回火性的强化相。而本技术与其相比之下的化学成份组成中控制Cr含量不超过3%,使得本技术制造的热冲压模具钢具有更好的高温强度和抗回火性。专利CN200810046104.0在钢中加入了镍Ni1%,钨W0.4~1.2%元素而含较低的钼元素,其化学成分上和本发明相比具有的特点是通过在钢中增加了镍和钨元素,使得材料的组织中形成大量的钨的碳化物进行组织强化,并增加镍元素来细化晶粒增加韧性,其对性能的作用和强化机理主要是通过增加钨的碳化物进一步对基体进行强化,而本技术与其相比之下的化学成份组成中控制有较低的硅含量、铬含量,并增加一定的碳、钼和锰元素含量,不加入钨元素和镍元素,其对性能的强化作用主要是通过低硅减少对热导率的影响,而铬、钼等多种碳化物的复合作用获得钢更好的高温强度和回火稳定性等,并且采用电渣重熔工艺、高温均匀化和超细化热处理工艺控制材料组织,起到对材料的强化作用,提高其性能指标。专利CN200810101341.2化学成份组成和本发明相比增加了Nb元素,Nb含量为0.08~0.15%,Nb元素主要固溶在基体,并且分布均匀,起到固溶强化的作用,并且在在长时间保温时候材料组织中的Nb从基体弥散析出NbC,增强材料的抗回火软化能力;含有较高含量的铬4.8~5.2%和硅0.9-1.1%,能形成致密氧化膜来提高钢的抗氧化性,加入小于6%的铬对提高回火抗力是有利的,但未能构成二次硬化。结合0.38-0.42%的碳,能形成大量的铬、钼的碳化物进行组织强化,其对性能的作用和强化机理主要是通过增加铬、钼、铌的碳化物进一步对基体进行强化。专利JP2008095181化学成份组成和本发明相比类似之处是硅含量都为0.3-0.5%,这和本发明一样有利于减少硅对材料导热系数的损害,减少带状组织的出现,同时能提高钢的横向性能;钼含量保持在2.5-2.9%有利于在回火时马氏体中析出Mo2C,使钢具有二次硬化的效果。但专利JP2008095181中大大提高了铬元素含量,降低了钒元素的含量,并且增加了镍和钨元素,这种材料能获得较高的硬度和耐热性能,但增加了这些合金元素以及合金含量,在经济成本上远比本技术制造的钢要高很多。从以上的对比分析可以看出,本发明和所检索到的专利成份及其合金元素的作用机理是不同的。
发明内容
本发明要解决的技术问题是提供一种高热导率、高冲击韧性和抗回火高稳定性的热冲压具钢,同时提供冶金制备方法。
本发明首先提供一种低成本、高热导率、高调质硬度、高冲击韧性的热冲压模具钢,其化学成分的特色之处是低硅高锰低铬,主要是利用低硅减弱硅对导热系数的损害,利用硅、锰的共同作用以及铬、钼元素形成的碳化物等来提高钢的调质硬度和冲击韧性。
本发明的技术方案是,一种高性能热冲压模具钢,本发明钢的化学成分重量百分比含量为:
C:0.43-0.55%,Si:0.3-0.5%,Mn:0.5-0.8%,Cr:2.3-2.7%,Mo:1.9-2.4%,V:0.7-1.0%,P≤0.03wt%,S≤0.03wt%,其余为Fe和不可避免杂质,并且满足如下数学关系式:C=1/15Cr+1/10Mo+1/8V。
因为在本技术中,铬、钼和钒元素都是强碳化物形成合金元素,它们和碳结合可以形成M23C7、M7C3、MC2型碳化物,合适的碳化物类型和数量是材料获得高调质硬度、高冲击韧性和高导热率的基础,只有铬、钼和钒元素的含量和碳元素的含量满足上述数学关系式才能使得材料获得最佳的显微组织,这种最佳的显微组织的特征是M23C7、M7C3、MC2型碳化物呈现细小均匀的分布在显微组织的机体上,从而保证了材料的高调质硬度、高冲击韧性和高导热率的特点。
以下是本发明主要化学元素的作用:
C 0.43-0.55%
碳元素是影响钢的成分偏析和钢的组织均匀性的重要元素;在热导率方面:碳元素以第二相形式存在时对钢导热能力的损害比以固溶形式存在于基体时小,它可使强碳化物以及Mn弱碳化物从基体进入碳化物中,从而提高热导率;同时,碳是高热强性热作模具钢的主要化学元素之一,碳一部分进入基体起到固溶强化的作用,另一部分则是形成铬碳化物、钼碳化物、钒碳化物和各种类型碳化物,其中的一些合金碳化物能在回火过程中在淬火马氏体基体上弥散析出产生二次硬化现象。本设计碳含量目的是使强碳化物以及Mn弱碳化物充分从基体进入碳化物中,降低合金元素对热导率的损害,并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,提高钢材基体的强度和硬度。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。
Mn 0.5-0.8%
在炼钢过程中,锰是良好的脱氧剂和脱硫剂。钢中含有Mn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,而以熔点较高的具有一定塑性的MnS存在,可防止因FeS而导致的热脆现象从而消除硫的有害影响,改善钢的热加工性能。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。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。
研究发现,一定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,本发明在材料将其含量控制在0.5~0.8%,有利与热作模具钢的高温稳定性和热疲劳性能。但是锰含量过高,会使脆性增加,减弱钢的抗腐蚀能力,降低导热性能、焊接性能等。
Si 0.3-0.5%
硅外层电子结构与Fe的差异较大,研究表明它会严重降低钢的导热性能,本技术降低硅含量,可以使宏观组织更加均匀化,微观凝固组织的树枝晶细化,并且能减少凝固时凝固界面上的成分过冷,塑性和韧性增加。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。Si主要固溶于基体中,不形成碳化物,也不溶于其它碳化物,除了提高钢的淬透性外,Si还有助于提高在高温回火过程中析出特殊碳化物的弥散度,可使二次硬化峰增高,因而Si是提高基体的强度及提高回火抗力的有效元素,硅元素的作用是可以使得钢在回火的过程中马氏体的分解减缓,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;另外硅能有效提高钢的抗回火软化能力。
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。
Cr 2.3-2.7%
铬元素能在铁素体中固溶,又能形成碳化物。铬元素在本技术合金成分设计中是对钢的性能影响较大的合金元素,铬元素是本技术中多种形态碳化物形成关键元素,铬元素既可以是碳化物的形成元素也可以在钢中提高钢的淬透性合金元素,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,降低铬含量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。铬元素控制在本设计的范围内,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。
Mo 1.9-2.4%
钼能使钢的晶粒细化,提高淬透性和热强性能,在高温时保持足够的强度和抗蠕变能力(长期在高温下受到应力,发生变形,称蠕变)。在工具钢中可提高红性。钼元素是强碳化物形成元素,也是本设计成分设计中的重要化学元素之一,在本设计中的钼元素的加入量1.9-2.4wt%。因为钼的固溶温度不高,低温淬火时便可大量固溶,并在回火的过程中以M2C的形式在马氏体板条内的亚晶界上以平行的细针状(二维为层片状)析出,与基体保持共格,提高钢的高温硬度。因此,通过提高钢中Mo含量,在提高回火马氏体的回复、再结晶温度的同时,Mo在钢中能形成较为细小的碳化物,从而进一步提高材料的热强性及热稳定性。钼元素的加入提高了钢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。钼的加入量的控制在此范围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。另外,钼含量过高会因碳含量不足而失去应用的作用,并且大大提高钢的合金化成本。
V 0.7-1.0%
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。但钒的固溶温度较高,如果为了获得钒的碳化物而在较高温度淬火会产生晶粒粗大,使韧性不足,并且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,钒元素含量不宜过高,在本技术钢中为0.7-1.0%,减小一次碳化物的析出,改善钢的韧性。
P≤0.03%
在一般情况下,磷是钢中的有害元素,增加钢的脆性,降低钢的冲击韧性,因此磷元素控制是本技术钢的严格的冶炼要求,对钢性能指标值有一定的影响。
S≤0.030%
硫主要以硫化物的形态存在于钢中。一般认为硫是钢中的有害元素之一。硫在钢中易于偏析,恶化钢的质量。如以熔点较低的FeS的形式存在时,将导致钢的热脆现象。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。
本发明还提供了一种高性能热冲压模具钢的冶金制备方法,包括电渣重熔和径锻机锻造成材工序,该方法包括如下步骤:
根据上述化学成分配比,在所述电渣重熔工序中,电制度电压57-59V,电制度电流11000-12000A;
在所述径锻机锻造工序中,电渣锭的置炉温度为700℃-800℃,电渣锭在加热炉内以60℃/h-120℃/h的升温速度加热至1230℃-1250℃后保温3-5小时,径锻机锻造成材开锻温度为1100℃-1150℃;锻后置入温度为860℃-740℃退火炉中保温14-16小时后出炉空冷至室温。
电制度控制电压57-59V/电流11000-12000A范围可以使得电渣钢锭的内部结晶组织细小,均匀性好,对提高热作模具钢的内在质量起到一定的作用。
由于这种电渣锭是圆形锭型设计,因此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,圆形钢锭是容易在钢锭加热的过程中产生应力裂纹,因此,控制电渣锭的入炉温度在700℃-800℃(加热炉为径锻机加热炉,起始温度为700℃-800℃),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℃-1260℃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,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。
径锻机锻造开坯开锻温度为1100℃-1150℃:
由于这种钢在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。
钢锭锻后置入830℃-740℃退火炉中保温14-16小时后炉冷至室温。这种处理方式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,降低材料性能,因此采用工艺可以避免二次碳化物沿晶析出,并可获得碳化物分布均匀细小的组织,便于机械加工。
根据本发明的高性能热冲压模具钢的冶金制备方法,优选的是,在所述电炉炼钢工序中,浇铸成的电击棒为φ400mm-φ450mm。
根据本发明的高性能热冲压模具钢的冶金制备方法,优选的是,在所述电渣重熔工序中,电渣重熔成2000kg-3000kg电渣锭。
进一步地,钢锭在加热炉内以80℃/h-120℃/h的升温速度加热至1230℃-1250℃。
根据本发明的高性能热冲压模具钢的冶金制备方法,优选的是,在所述径锻机锻造工序中,径锻机停锻温度温度为850℃-900℃。
该钢的径锻机停锻温度为850℃-900℃:
由于电渣锭终锻温度对钢锭终锻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,停锻温度高于控制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。因此,选择这种合适的锻造终锻温度,可以进一步保证产品的内在质量。
本发明的有益效果是:
本发明与现有的技术相比,具有如下的优点:
1.化学成分的配比更加经济、合理。降低了铬、钒元素的含量和硅元素的含量,特别是铬元素含量降低约50%,而提高碳元素的含量和锰元素的含量和钼元素含量,使得这种热作模具钢的合金成本下降10%。较高含量的锰元素,使钢回火马氏体和合金碳化物更稳定,同时提高钢淬火后残余奥氏体含量和增加回火过程中残余奥氏体的稳定,从而提高钢的冲击韧性和高温抗回火稳定性。较高含量的钼元素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。
2.合理的锻造加热工艺参数和锻后热处理工艺参数的控制可以有效消除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。
3.通过本技术的化学成分配比及合理的锻造工艺和热处理工艺使得材料的热导系数较现有的材料提升29.5%以上,调质硬度提高7.5%以上,冲击韧性提高16.7%以上。
附图说明
图1采用本发明制造的高性能热冲压模具钢退火态的金相组织。
图2采用本发明制造的高性能热冲压模具钢调质显微组织。
具体实施方式
以下是本发明实施例1-5的具体说明。
实施例1
钢的化学成分重量百分比为:C 0.52wt%、Mn 0.65wt%、Cr 2.60wt%、Si 0.38wt%、Mo2.25wt%、V 0.95wt%、P 0.015wt%、S 0.005wt%。
其余为Fe和不可避免的杂质;
电制度电压59V,电制度电流11700A,电渣重熔成2300Kg电渣锭
电渣锭的置入炉温在750℃的加入径锻机加热炉内,钢锭在径锻机加热炉内以100℃/h的升温速度加热至1260℃后保温3.5小时。
径锻机锻造成材开锻温度为1150℃、径锻机锻造毕停锻温度为850℃。
将锻后钢材置入830℃退火炉保温15小时,炉冷至室温。
经过本实施例的高性能热冲压模具钢的性能指标明显提升,调质硬度为50.5HRC,热导率为32.6W/m·K,冲击韧性值Ak为179J.
实施例2-5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、表3所示,性能指标见表4所示。
表1
实施例 C Si Mn Cr Mo V P S
2 0.47 0.46 0.78 2.69 1.78 0.89 0.015 0.012
3 0.49 0.38 0.53 2.41 2.33 0.76 0.012 0.026
4 0.51 0.35 0.67 2.63 2.25 0.86 0.021 0.008
5 0.48 0.49 0.63 2.58 1.91 0.95 0.010 0.009
表2
表3
表4
实施例 热导率W/m·K 调质硬度值(HRC) 冲击韧性值(J)
1 35.0 51.0 178
2 33.5 50.5 177
3 37.5 51.0 180
4 33.0 51.5 179
图1是实施例2高性能热冲压模具钢退火的显微组织,从金相组织可以显示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。图2是高性能热冲压模具钢调质的显微组织,显示出细小弥散的碳化物在组织中的均匀分布,这种优良显微组织保证了材料的导热系数高达33.5W/m·K,硬度高达50.5HRC,而冲击韧性能达177J。
本发明采用一种全新的化学成份的配比达到了提高材料的热导率、冲击韧性和抗回火稳定性等关键性能指标的目的。在目前国内外可持续、经济的发展模式下,从降低成本的角度出发,采用硅、锰、铬作为主要的合金化元素,充分降低硅元素对热导率的影响,提高锰元素含量并利用硅、锰合金元素的固溶强化和对碳化物回火稳定性等作用,而尽量不添加铌、钨等元素并降低铬、钼等贵合金元素的含量,开发了一种具有高热导率、高抗回火稳定性以及良好冲击韧性的低成本高性能热冲压模具钢。

Claims (6)

1.一种高性能热冲压模具钢,其特征在于:本发明钢的化学成分重量百分比含量为:
C:0.43-0.55%,Si:0.3-0.5%,Mn:0.5-0.8%,Cr:2.3-2.7%,Mo:1.9-2.4%,V:0.7-1.0%,P≤0.03wt%,S≤0.03wt%,其余为Fe和不可避免杂质,并且满足如下数学关系式:C=1/15Cr+1/10Mo+1/8V。
2.一种高性能热冲压模具钢的冶金制备方法,包括电渣重熔和径锻机锻造成材工序,其特征在于:该方法包括如下步骤:
根据权利要求1的化学成分配比,在所述电渣重熔工序中,电制度电压57-59V,电制度电流11000-12000A;
在所述径锻机锻造工序中,电渣锭的置炉温度为700℃-800℃,电渣锭在加热炉内以60℃/h-120℃/h的升温速度加热至1230℃-1250℃后保温3-5小时,径锻机锻造成材开锻温度为1100℃-1150℃;锻后置入温度为860℃-740℃退火炉中保温14-16小时后出炉空冷至室温。
3.根据权利要求2所述高性能热冲压模具钢的冶金制备方法,其特征在于:在所述电炉炼钢工序中,浇铸成的电击棒为φ400mm-φ450mm。
4.根据权利要求2所述高性能热冲压模具钢的冶金制备方法,其特征在于:在所述电渣重熔工序中,电渣重熔成2000kg-3000kg电渣锭。
5.根据权利要求2所述高性能热冲压模具钢的冶金制备方法,其特征在于:在所述径锻机锻造工序中,钢锭在加热炉内以80℃/h-120℃/h的升温速度加热至1230℃-1250℃。
6.根据权利要求2所述高性能热冲压模具钢的冶金制备方法,其特征在于:在所述径锻机锻造工序中,径锻机停锻温度温度为850℃-900℃。
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