CN108220766B - 一种Cr-V系热作模具钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开一种Cr‑V系热作模具钢及其制备方法。钢中化学成分按重量百分比为:C:0.28%~0.32%;Si:0.6%~1.0%;Mn:0.2%~0.8%;P≤0.005%;S≤0.002%;V:2.50%~4.00%;Cr:4.00%~4.50%;Ni:0.20%~1.00%;N:0.01%~0.03%,Cu≤0.015%,余量为Fe和不可避免的杂质。钢坯加热温度1240~1320℃,开轧温度1190~1250℃,平均道次压下量30~100mm,终轧温度950~1050℃;开冷温度850~900℃,冷却速率5~10℃/s,终冷温度400~500℃;退火温度800~900℃,保温5~10min/mm,350℃以下采用出炉堆垛方式降低内应力;退火后钢板进行调质处理。生产的成品钢板具有优良的韧性和等向性能。

Description

一种Cr-V系热作模具钢及其制备方法
技术领域
本发明属于合金钢生产领域,特别涉及到高等向性热作模具钢热轧钢板的制造方法。
背景技术
热作模具钢从使用性上一般要求材料具有较高的高温强度、耐磨性,高的等向韧度等。以国内外普遍认同的美国工具钢标准为例,目前通用模具钢大致分为三大系列Cr、W、Mo,分别表示为H10~H19、H21~H26和H42~H43。由于合金化体系的区别,这三大系列热作钢在使用温度、用途上又各有不同。
一般认为以H11、H13为代表的Cr系品种应用最为广泛和最具代表性,这类钢一般具有较高的淬透性和高的韧性,良好的抗热裂能力以及耐磨损能力,但是当使用温度提高至550℃以上时,高温抗软化能力较弱,此外该类型的国产钢等向性能较差。相比之下以3Cr2W8V为代表的W系钢种可以在650℃高温使用,但是由于等向性、热疲劳性、韧性以及导热性能均较差,在欧美一些国家已逐渐被废弃。
CN200810101342.7专利申请公开了一种无钼低成本热作模具钢,其化学成分按质量百分比计为:C:0.38%~0.42%、Si:0.9%~1.1%、P≤0.03%、S≤0.03%、Mn:0.3%~0.5%、W:1.9%~2.2%、V:0.25%~0.45%、Cr:4.8%~5.2%、Nb:0.08%~0.15%,去除了Mo,增加了W、Nb、V,应用于棒材,缺乏经济性。
对于热作钢的改进,国际上主要的一个方向是“低Si高Mo”,主要以Si<0.25%和2%~3.5%Mo为主要特征,代表钢种有QRO90SUPREME系列等。其中降低Si的目的概括来说主要是有利于减少偏析及共晶碳化物的控制,此外有助于韧性提高和裂纹扩展速率。不足在于切削性能有所下降。
CN201210146712.5的专利申请公开了高硅高锰型高热稳定性热作模具钢及其热处理工艺,其化学成分按质量百分比计为:C:0.25%~0.45%、Si:0.8%~2.0%、P≤0.02%、S≤0.02%、Mn:0.8%~2.0%、Cr:3.5%~4.5%、Mo:0.6%~2.2%、V:0.4%~0.8%,Si较原型热作钢提高近一倍,显然在提高专利中提到的“热稳定性、疲劳性能等”的同时,其弊端也显而易见,有研究表明Si的加入量过多,会使碳化物聚集的过时效速度增大,以至于难以控制。提高Mn的目的在于提高钢的淬透性及抗热裂能力,此外Mn为弱碳化物析出元素,Mn的加入带来了Cr、Mo、V碳化物形成元素的缺失,不利于于碳化物(尤其是晶界析出物)的细化,对于长期使用的稳定性不利。因此该类技术及相应产品在我国应用较少。
CN200810201979.3的专利申请公开了高锰低铬型高强韧性热作模具钢及其制备方法,其化学成分按质量百分比计为:C:0.35%~0.65%、Si:0.3%~1.0%、P<0.02%、S<0.01%、Mn:0.3%~1.0%、Cr:3.5%~5.5%、Mo:2%~3%、V:0.4%~0.8%、Ni:1.0%~2.0%、Nb≥0.15%,在原型钢的基础上提高了Mo的含量,加入V以及贵重金属W,此外采用了基于电渣重熔的热锻生产工艺,成本极高。
CN201410171884.7的专利申请公开了大截面压铸用高性能热作模具钢及其制备工艺,其化学成分按质量百分比计为:C:0.3%~0.6%、Si:0.1%~0.5%、P<0.02%、S<0.02%、Mn:0.5%~1.5%、Cr:1.5%~4.0%、Mo:1%~3%、V:0.4%~1.3%、W:0.5%~2.0%,在原型钢的基础上提高了Mo的含量近一倍,且增加贵金属元素Ni和Nb,采用电弧炉冶炼+二次电渣重熔,由于Mo等难溶合金元素较多采用了10~15h的高温扩散退火工艺,多向、多火次锻造以及两阶段退火工艺不仅浪费能源,而且十分繁琐,生产不易控制;
CN200810040035.2的专利申请公开了铌微合金化高强度热作模具钢及其制备方法,其化学成分按质量百分比计为:C:0.3%~0.6%、Si:0.1%~0.5%、P<0.03%、S<0.03%、Mn:0.1%~0.5%、Cr:4.0%~6.5%、Mo:1.0%~3.5%、Nb:0.02%~0.1%、V:0.4%~1.4%,在原型钢的基础上增加Cr、Mo的含量,并增加了微量的Nb,从发表内容看主要采用900~1100℃锻造方式,用于小尺寸模块生产,Nb属于提高奥氏体再结晶温度元素,对于大尺寸模块将弱化奥氏体再结晶,从而不利于晶粒细化。
从目前已公布的热作模具钢生产方法看,主要以钢锭为原材料,只有部分产品能够采用小方坯进行扁钢轧制,生产规格受限。这是由H13类产品钢种高温热塑性极差、下线坯料难切割的特性决定的。产品一般采用“冶炼+电渣”方式生产,多采用锻造方式,需要多火生产,以“Mo、Cr”合金体系为主的产品一般需两阶段退火达到弥散分布的球化珠光体形态,这些工艺方式过程繁多,不易控制,且能源消耗极大,存在生产效率低下的问题。
发明内容
为了克服现有技术的不足,本发明的目的在于提供一种新成分体系热作模具钢,该产品采用“Cr-V”作为主要合金体系,不含Mo、W等贵金属元素,除了满足NADCA标准要求的H13类品种基本组织性能外,同H13及同类型钢种相比具有更佳的韧性和等向性能(横纵向性能比)。基于“Cr-V”合金体系,该产品实现了“一火轧制+一火热处理”,具有更低廉的生产成本。此外该产品突破了H13类钢种高温塑性差等问题,适合于连铸大板坯生产。
另外,本发明还提供了针对上述新体系用钢的热轧及热处理制造方法。
具体的技术方案是:
一种Cr-V系热作模具钢的化学成分,按重量百分比计为:C:0.28%~0.32%;Si:0.6%~1.0%;Mn:0.2%~0.8%;P≤0.005%;S≤0.002%;V:2.50%~4.00%;Cr:4.00%~4.50%;Ni:0.20%~1.00%;N:0.01%~0.03%,Cu≤0.015%,其余为Fe和不可避免杂质。
各元素的作用机理为:
C:对于热作模具产品,碳一部份融入基体参与固溶强化,一部分将和合金元素形成碳化物参与沉淀强化。对于热作模具钢,除了初生碳化物,回火过程析出的碳化物产生的二次硬化效用也非常重要。可以说,碳化物的类型、状态及稳定性是对高温热强性以及综合性能最有力的保障。综合分析美国ASTM 681,欧洲DIN17350、北美压铸协会NADCA207-2003以及日本相关成熟品种(如SKD61)等H13类钢种成分,C基本在0.37%~0.42%之间,需要指出的是该范围的C含量主要基于5%Cr、1.2%Mo、1%V的合金体系。然而过高的C对于连铸生产不利,为了实现批量生产,在保证性能的前提下,使得连铸工艺生产高品质热作模具钢成为可能。此外,C的降低对模具的整体韧性提升效果显著,C的降低有效的改善了带状偏析组织的形成,对于提高等向性能也有利。因此,本发明将C控制在0.28%~0.32%之间。
Si和Mn:通常模具钢的冶炼采用的Al脱氧,AlN的析出温度很高,尺寸不易控制,于性能不利,且AlN的形成,对于N的作用有削弱,固本发明采用Si、Mn或Si-Mn系合金进行脱氧。对于热作模具钢,“带状组织”等偏析在标准中给予了严格界定,受凝固过程组织遗传性影响,这类组织也是最难去除,对于本产品成分体系,降低Si有助于偏析的控制,此外对于奥氏体晶粒度控制也有有益作用,但考虑到过低的Si对模具钢的切削性也有削弱作用,因此,本发明控制Si在0.6%~1.0%、Mn:0.2%~0.8%。
V:热作工具钢中的合金碳化物结构、稳定性与相应的合金元素d电子壳层和S电子壳层的电子缺欠程度相关。随着电子缺欠程度下降,金属原子半径随之减小、碳和金属元素的原子半径比增加,合金间隙相有向合金间隙化合物转化的趋势,而相应的碳化物稳定性减弱,其相应的奥氏体中溶解温度降低,相应的硬度值下降。发明钢的VC及加入N之后产生的VN,约在850~950℃便可析出,参与强化,对于热作模具钢使用来说,高温强化效果更好。而在550~750℃一个相对较宽的工艺窗口内具有较强的二次析出效应,这不仅是此类热作钢调质工艺窗口的常用范围,而且该温度窗口远优于H13类钢种常用的使用环境温度。Mo的主要碳化物组成形式为M2C、M6C型,Cr的主要碳化物为Cr23C6型,二次强化作用及经济性上远低于V,此外Mo碳化物高温下形成,对韧性不利,且不易通过扩散退火等方式消除。上述也是本发明采用V为主要热强元素的出发点之一,此外以VC形式析出的碳化物更为弥散,不需要采用梯次热处理便可以得到高水平的球化珠光体组织。因此,本发明将V控制在2.50%~4.00%。
N的加入有助于发挥V的沉淀强化作用,一方面是固溶的V大量的析出,改变了V的主要强化形式由固溶强化向沉淀强化转变,另一方面在900℃先行析出的VN弥散小颗粒可以作为后续晶粒及VC形成的形核核心,起到细化晶粒,提高切削性以及大幅增加VC弥散度的作用,并对V4C3起到一定抑制作用。而研究表明对于以V为主要强化合金元素的本发明模具钢种,N的加入在同V起到复合强化作用的同时,可以大幅减少C的使用。因此本发明的N控制在0.01%~0.03%。
Cr:Cr一部分进入基体起到固溶强化作用,另一部分与碳结合对钢的耐磨损性、高温热强性、淬透性具有有力影响,考虑到V加入后,过高的Cr会带来二次硬化效应,因此本发明将Cr含量控制在4.00%~4.50%。
Ni:本发明中较常规钢中增加了0.20%~1.00%的Ni,有助于大尺寸Cr-V体系热作模具钢模块晶粒细化及提高Cr-V体系热作模具钢的强韧性。因此,本发明控制Ni含量为0.20%~1.00%。
Cu:为了控制钢坯质量,对Cu含量进行控制,本发明中将Cu含量控制在Cu≤0.15%。
P、S:P和S为杂质元素,对钢种的等向性能有直接影响,因此本发明将P、S含量分别控制为P≤0.005%、S≤0.002%。
一种Cr-V系热作模具钢的制备方法,包括:转炉(或电炉)熔炼、铸造、轧制、退火、调质处理。
采用转炉(或电炉)+(LF+RH或VD)熔炼,Si、Mn或Si-Mn系合金进行脱氧,此方法工程上易实现,可有效提高此种钢的性能稳定性、可控性,有效提高钢种成材率。为了实现N的精确控制,采用精炼环节加入含VN合金的方式进行增氮。钢水经铸造成钢坯。
钢坯的加热温度在1240~1320℃,均热时间控制在0.5~2h/100mm,可最大程度的降低冶金偏析带来的影响,减少初生碳化物影响。
由于对于本发明,初生碳化物在加热阶段得以控制,无需锻造粉碎,后续采用了针对高合金钢更为经济的轧制手段。轧制采用一阶段轧制,控制开轧温度为1190~1250℃,平均道次压下量在30~100mm,该步骤的目的是利用高温大压下,促使合金钢充分进行充分再结晶,使奥氏体晶粒充分细化,达到晶粒细化的作用,并为后续的组织控制打下基础。终轧温度控制在950~1050℃。轧后冷却至850~900℃,之后进入加速冷却(ACC冷却),冷却速率控制在5~10℃/s,终冷温度为400~500℃,已达到控制退火前初始组织的作用。
控冷后钢板应随即进行退火处理,退火温度控制在800~900℃,保温时间5~10min/mm,以得到弥撒的球化珠光体组织。之后冷却至350℃以下出炉堆垛或其他方式降低钢板内应力。
调质工艺,淬火温度为1000~1100℃,保温时间为1~2h,淬火之后立即进行回火,回火温度为550~600℃,保温时间为2~4h,根据实际需求和用途,回火1~3次,以得到不同的组织均质度、硬度和性能稳定性。
有益效果:
本发明基于工业生产考虑,充分考虑到热作模具钢强化元素特性、元素之间的相互作用的基础上,对热作模具钢的合金化理念热加工工艺及后处理进行全新的设计,采用低C设计,提升钢种韧性的同时,使得大板坯连铸工艺得以实现,采用V合金化取代Mo、W合金化,采用基于大压下的全再结晶区轧制,实现晶粒细化及等向性能的提升,实现降低生产成本的同时,实现“加热+热处理工艺”大幅减量化,采用Si、Mn或Si-Mn系合金脱氧以及冶炼过程对P、S的有效控制,取消常规的冶炼+电渣重熔,在成品综合性能提升及经济适用性上效果显著,产品质量达到NADCA标准,且连铸产品等向性能达到0.85以上。
具体实施方式
本发明涉及的技术问题采用下述技术方案解决:一种Cr-V系热作模具钢及其制备方法,其化学成分质量百分比为:C:0.28%~0.32%;Si:0.6%~1.0%;Mn:0.2%~0.8%;P≤0.005%;S≤0.002%;V:2.50%~4.00%;Cr:4.00%~4.50%;Ni:0.20%~1.00%;N:0.01%~0.03%,Cu≤0.015%,其余为Fe和不可避免的杂质。主要工艺路径为:转炉(或电炉)熔炼、铸造、轧制、退火、调质处理。采用转炉(或电炉)+(LF+RH或VD)熔炼,采用Si、Mn或Si-Mn系合金进行脱氧,采用精炼环节加入VN合金的方式进行N的精确控制。钢坯的加热温度在1240~1320℃,均热时间控制在0.5~2h/100mm,轧制采用一阶段轧制,控制开轧温度为1190~1250℃,平均道次压下量在30~100mm,终轧温度控制在950~1050℃。轧后冷却至850~900℃,之后进入加速冷却(ACC冷却),冷却速率控制在5~10℃/s,终冷温度为400~500℃,控冷后钢板应随即进行退火处理,退火温度控制在800~900℃,保温时间5~10min/mm,之后冷却至350℃以下出炉堆垛或采用其他方式降低钢板内应力。调质工艺包括:淬火温度为1000~1100℃,保温时间为1~2h,淬火之后立即进行回火,回火温度为550~600℃,保温时间为2~4h,根据实际需求和用途,回火1~3次,以得到不同的组织均质度、硬度和性能稳定性。
以下实施例用于具体说明本发明内容,这些实施例仅为本发明内容的一般描述,并不对本发明内容进行限制。
其中表1为实施例钢的化学成分,表2为实施例钢的生产工艺,表3为实施例钢的热处理工艺,表4为实施例钢调质后的洛氏硬度,表5为实施例钢调质后的韧性及等向性能。
表1本发明实施例钢板的化学成分(wt%)
表2实施例钢的轧制工艺
表3为实施例钢的热处理工艺
表4调质态钢板洛氏硬度性能
表5调质态钢板韧性及等向性能
从实施例可以看出,本发明Cr-V系热作模具钢板硬度均匀度达到3HRC,硬度值基本处于45~47HRC之间,等向性能达到0.86~0.90,远超过H13类产品水平(进口产品在0.8左右)。

Claims (2)

1.一种Cr-V系热作模具钢,其特征在于,钢中化学成分按重量百分比为:C:0.28%~0.297%;Si:0.62%~0.65%;Mn:0.2%~0.8%;P≤0.005%;S≤0.002%;V:3.12%~4.00%;Cr:4.22%~4.50%;Ni:0.55%~1.00%;N:0.01%~0.03%,Cu≤0.015%,余量为Fe和不可避免的杂质。
2.一种如权利要求1所述的一种Cr-V系热作模具钢的制备方法,钢板的生产工艺为:转炉或电炉熔炼、铸造、轧制、退火、调质处理,其特征在于,
采用转炉或电炉+LF+RH或VD熔炼,Si、Mn或Si-Mn系合金进行脱氧,精炼环节加入VN合金进行N的精确控制;
钢坯的加热温度为1240~1320℃,均热时间控制在0.5~2h/100mm,轧制采用一阶段轧制,开轧温度为1190~1250℃,平均道次压下量在30~100mm,终轧温度为950~1050℃;轧后冷却至850~900℃,之后进入加速冷却,冷却速率为5~10℃/s,终冷温度为400~500℃;
控冷后钢板随即进行退火处理,退火温度为800~900℃,保温时间5~10min/mm,冷却至350℃以下出炉堆垛或采用其他方式降低钢板内应力;
调质工艺中,淬火温度为1000~1100℃,保温时间为1~2h,淬火之后立即进行回火,回火温度为550~600℃,保温时间为2~4h,回火1~3次。
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