CN109112426A - 一种高热强性热作模具钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种热作模具钢，为：C：0.36～0.40％,Si：0.10～0.40％,Mn：0.20～0.45％,Cr：5.30～5.50％,Mo：1.60～1.95％,V：0.50～0.70％，Co：0.20～0.40％，P<0.02％,S<0.005％，余量为Fe；并且满足C＝1/25Cr+1/20Mo+1/12V+1/10Co。还提供了制备方法，钢锭锻造开锻温度1130℃‑1180℃，奥氏体塑性变形区间的最佳塑性变形温度范围和停锻温度在800℃以上；加热至1050‑1100℃保温2‑3小时，溶解碳化物后第二次快速风冷至马氏体温度区域以下。本发明钢组织细小均匀，有利于材料的高温硬度的稳定性。

Description

一种高热强性热作模具钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及模具钢领域，具体涉及一种具有高温服役工作状态下的高热强性热作模具钢及其制备方法。

背景技术

高热强性模具钢是属于热作模具钢的材料范畴，热作模具钢是用于制造加热到再结晶温度以上的金属或液态金属成型的模具用钢。该类模具主要用于制造锤锻模、压力机锻模、热挤压模和压铸模，在工作中既受较大冲击载荷的作用又受急冷急热或高温的作用，从而使模具的工作条件复杂化、恶劣化。模具在工作时与热金属接触，模腔表面会受热升温至550℃(热挤压模)。因此热作模具钢应具有足够的热稳定性，具有高温强度和硬度。

目前，国内外模具材料市场上应用最广泛的热作模具钢材料是调质硬化马氏体钢，4Cr5MoSiV1(成分质量百分数为：C 0.32～0.45％，Si0.80～1.20％，Mn0.20～0.50％，Cr4.75～5.50％，V0.80～1.20％,P≦0.030％，S≦0.030％)，它们的热处理工艺为淬回火型，其淬回火组织为回火马氏体+基体上分布的一定大小的M23C7的碳化物强化相，当温度达到550℃时，它们都不可避免地发生回复软化，回火马氏体基体要分解，碳化物聚集长大，基体软化，导致材料高温强度和硬度的下降引起材料的失效。

传统的热作模具钢4Cr5MoSiV1钢采用电炉炼钢、锻造成材、调质热处理(淬火+回火)的工艺，热处理工艺采用1050-1070℃淬火+530℃回火的工艺参数，其关键的热强性指标为：550℃持续保温5.0h后的洛氏硬度HRC36；550℃持续保温8.0h后的洛氏硬度HRC33。在高温下的持续服役会导致回火马氏体组织的分解和细小碳化物的聚集长大导致材料晶界结合力的松懈引起了材料的最终的失效，这样的马氏体模具钢材料制造的热作模具在550℃运用的过程中的使用寿命将受到很大的限制。

相关专利文献CN101392353A技术的涉及到的材料是钨合金元素强化的调质高热强性热作模具钢材质，其强化的机理主要是通过在马氏体回火的过程中，析出钨的碳化物来形成合金碳化物的强化作用来达到高强的作用，这种利用钨合金元素形成的碳化物的强化和硬化作用达到了高温强硬化的作用，但是其缺陷是损失了材料的韧性，材料的韧性的损失导致材料在某些使用环境下的使用寿命的下降为代价。

另一相关专利文献CN101440456A技术所涉及到的高强热作模具钢材料是一种微合金化强化的热作模具钢材料，主要降低碳含量并加入微合金化元素Nb和N元素改善材料的显微组织，提高钢的强度和硬度。但是这种材料的明显存在的不足是降低了材料的耐磨性能，从而使得材料在磨损钻台下端使用寿命明显下降。

因此，需要寻找具有更好热稳定性和更优综合性能的模具钢。

发明内容

因此，本发明要解决的技术问题是提供一种在高温度条件下高热强性热作模具钢。同时提供该热作模具钢的制备方法。

为解决马氏体热作模具钢在550℃温度条件下性能的高温强度和硬度不足问题，我们开发了一种强热稳定性模具钢，其主要机理在于该类钢不论在常温或是高温工作条件下，基体始终弥散的碳化物强化状态，不会在此温度下形成碳化物的长大，从而导致马氏体模具钢的回复软化问题。

本发明的技术方案是，一种热作模具钢，其成分重量百分比为：

C：0.36～0.40％,Si：0.10～0.40％,Mn：0.20～0.45％,Cr：5.30～5.50％,Mo：1.60～1.95％,V：0.50～0.70％，Co：0.20～0.40％，P&lt;0.02％,S&lt;0.005％，余量为Fe；并且满足如下数学关系式：C＝1/25Cr+1/20Mo+1/12V+1/10Co。

在本发明中，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热强性的基础，钴元素是基体强化元素，也是一种起到细化碳化物均匀分布的作用。只有铬、钼、钒和钴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，从而保证了由这些合金元素共同组成所形成的材料的高热强性的特征。

以下是本发明主要元素的作用及其限定说明：

C 0.36～0.40％

C碳是强化机体组织和扩大奥氏体区域的元素，当碳含量增加时，可以适当降低锰的含量，从而减轻钢的冷作硬化现象。同时，碳含量的提高，可以提高基体的强度,并可以和其他合金元素形成不同的M2C和MC型碳化物，达到强化基体的效果。但碳含量过高时，将对钢的韧性造成负面影响，并降低钢的抗冷热疲劳性能。

Si 0.10～0.40％

硅是钢中常见的元素之一，硅和氧的亲和力仅次于铝和钛，而强于锰、铬、钒。所以在炼钢的过程中，用作还原剂和脱氧剂。硅在钢中不形成碳化物，而是以固溶体的形态存在于奥氏体中，它提高钢中固溶体的强度和冷加工变形硬化率的作用极强，仅次于磷。硅有利于碳化物在高温时效过程中析出，还可以增加析出碳化物的弥散度，提高高温抗氧化能力和基体抗力。

Mn 0.20～0.45％

锰是该发明钢中形成奥氏体的基本元素，可以达到稳定奥氏体相，并可以增加材料的机体强度，在高温时可以使得材料保持奥氏体组织，材料高温时获得稳定的奥氏体组织的相。由于高锰钢存在冷作硬化现象，当其含量过高时，不利于机加工，因此锰的含量要选在一个合理的范围内。

Cr 5.30～5.50％

铬加入钢中能显著改善钢的机加工性能和抗氧化性能，增加钢的抗腐蚀能力。铬也可溶入奥氏体中，起固溶强化作用。铬元素同时可以增加材料的淬透性，并在材料的冷却过程中析出相应的合金碳化物起到强化作用。另外，铬与锰的配合可形成稳定的奥氏体，因此可以减少锰的加入量。

Mo 1.60～1.95％

钼属于缩小奥氏体相区的元素，钼在钢中存在于固溶体相和碳化物中。在碳化物相中，当钼含量较低时，与铁及碳形成复合的渗碳体，当含量较高时，则形成它自己的特殊碳化物。钼的扩散速度远小于碳的扩散速度。钼在钢中的作用可归纳为提高淬透性、提高热强性、防止回火脆性、提高剩磁和矫顽力，提高在某些介质中的抗蚀性与防止点蚀倾向等。钼溶入奥氏体中，固溶强化基体，也可以形成碳化物，增强了钢的高温强度、硬度和耐磨性。当钼的含量超过2.5％时，容易造成钢的脱碳，其含量要得到合理控制。

V 0.50～0.70％

钒是强化铁素体和奥氏体相区形成元素之一，它与碳、氮、氧都有极强的亲和力，与之形成相应的极为稳定的化合物。在钢中主要以MC碳化物的形态存在。它在钢中的主要作用是：细化钢的组织和晶粒，提高晶粒粗化温度，从而降低钢的过热敏感性，并提高钢的强度和韧性；增加钢的回火稳定性。钒是强碳化物形成元素，在时效过程中，通过钒与碳的结合，弥散析出大量的VC，强化基体。碳化钒的显微硬度(HV)达2500-2800，当其含量超过一定值后，就会因共格析出合金碳化物而硬化。钒在奥氏体热作模具钢中，还可以细化奥氏体晶粒，增加钢的强度和韧性，提高钢的耐磨性。

Co 0.20～0.40％

钴是非碳化物形成元素，融入模具钢基体后增加了基体的强度并能够有效的使得碳化物弥散分布于基体当中，大大提高了碳化物弥散析出强化的效果，从而有效的增加了钢的热强性。

P≤0.020wt％

磷在高锰钢中是非常有害的元素，其在钢液中溶解度极低，并常以磷化物薄膜出现在晶界上，使铸件易于产生裂纹，特别是碳含量高时，更加剧了磷的这一危害性。

S≤0.005wt％

硫，一般认为它是残存在钢中的有害元素之一，所以在优质钢中规定其含量不得大于0.04％，即使在普通碳素钢中，也限定不得大于0.005％。在某种条件下，害处可以转化成益处，如在含硫易切削钢中，就是提高其硫和锰的含量，使形成较多的硫化锰微粒，以改善钢的切削加工性能。

钢中磷和硫在凝固过程中形成磷化物和硫化物在奥氏体晶界沉淀。因而产生晶间脆性，使钢的塑性降低，还会使钢锭锻轧时在偏析区产生裂纹，降低了钢的力学性能。

根据本申请的热作模具钢，优选的是，所述模具钢550℃持续保温5.0h后的洛氏硬度HRC≥51；550℃持续保温8.0h后的洛氏硬度HRC≥47。

本发明还提供了一种热作模具钢的制备方法，该方法包括如下步骤：控制按照上述化学成分配比的钢锭锻造开锻温度1130℃－1180℃，奥氏体塑性变形区间的最佳塑性变形温度范围和停锻温度800℃以上；

加热至1050－1100℃保温2-3小时，溶解碳化物后第二次快速风冷至马氏体温度区域300℃以下。

控制按照本发明化学成分配比的钢锭锻造开锻温度1130℃－1180℃奥氏体塑性变形区间的最佳塑性变形温度范围和停锻温度800℃以上使得该材料有利于材料的高温变形而不导致变形裂纹的产生。

锻后的第一次空冷至Ms转变点(即350℃)以下，形成马氏体相变，破坏原来长时间的高温导致的奥氏体晶粒粗大，以及防止链状的碳化物沿着晶界析出导致，为下步的组织改善创造条件。

加热至1050－1100℃保温2-3小时，溶解碳化物后第二次快速风冷至马氏体温度区域(300℃)以下，再一次使得材料从奥氏体转变成马氏体组织，使得材料的奥氏体晶粒度再一次通过二次转变成马氏体行为而获得细化，并再一次减少二次碳化物相的析出，从而为后续的软化处理后的组织细小和稳定打下了基础。

根据本发明的热作模具钢的制备方法，优选的是，锻后的第一次空冷至Ms转变点350℃以下。

根据本发明的热作模具钢的制备方法，优选的是，在所述第二次快速风冷至马氏体温度区域后，通过820℃－850℃温度保温3-4小时的保温，并通过小于每小时30℃的缓慢冷却至室温。

材料通过两次奥氏体-马氏体转变后，降低了链状碳化物的析出风险，获得较为细小的针状马氏体组织，再一次通过820℃－850℃温度保温3-4小时的保温形成细小的奥氏体组织，并通过小于每小时30℃的缓慢冷却至室温可以获得细小的索氏体显微组织，满足高端模具钢市场对材料显微组织的严格要求。

根据本发明的热作模具钢的制备方法，优选的是，所述奥氏体塑性变形区间的最佳塑性变形温度范围在800-1000℃，所述停锻温度800℃-1000℃。

本文所开发的一种强热稳定性热作模具钢，合理的合金化设计使得材料的回火过程中析出M2C和MC型碳化物，这种类型的碳化物本身溶解度较高，析出后在高温下长时间加热表现出良好稳定性和较慢的长大速度，并且材料经过组织细化热处理技术的处理，组织细小均匀，强度高，有利于材料的高温硬度。

本发明的最大特点是采用合理的合金元素的配比，添加Co元素进行提高高温热强性。合理的合金化设计使得材料的回火过程中析出M2C和MC型碳化物，这种类型的碳化物本身溶解度较高，析出后在高温下长时间加热表现出良好稳定性和较慢的长大速度，并且材料经过组织细化热处理技术的处理，组织细小均匀，强度高，有利于材料的高温硬度的稳定性。

本发明的有益效果是：

针对耐热型热作模具钢在550℃温度下高温性能不足的问题，本发明钢选取合理的合金元素的配比，所选取的合金元素以铬、钼、钒合金元素作为主要的基体固溶强化元素和析出MC碳化物的弥散强化相形成合金元素，添加钴元素增强机体强度和碳化物弥散强化的效果，并通过锻造后空冷处理和再次奥氏体化后的风冷处理这种“空冷+风冷”两次冷却处理工艺后，获得细小的针状马氏体组织制备获得了一种能够在550℃温度下具有良好热稳定性能的高热强性的热作模具钢，该钢在550℃保温条件下的关键的热强性指标为：550℃持续保温5.0h后的洛氏硬度HRC51；550℃持续保温8.0h后的洛氏硬度HRC47，其热强性能相比传统的4Cr5MoSiV1热作模具钢提升40％。

附图说明

图1：两次冷却处理后的细小的针状马氏体组织的500倍金相照片。

图2：显示了本发明钢经过完整的改善显微组织热处理工艺后获得的良好的索氏体显微组织500倍金相照片。

具体实施方式

以下是本发明实施例具体说明。

实施例1

本实例中，采用热作模具钢的组成成分及其重量百分比如下：

C 0.36％，Si 0.27％，Mn 0.30％，Cr 5.35％，Mo 1.78％，V 0.55％，Co 0.23％，P0.013％，S 0.002％，Fe余量。

本实施例中，强热稳定性模具钢的工艺过程和步骤如下：

控制按照本发明化学成分配比的钢锭锻造开锻温度1150℃和停锻温度830℃；锻后的第一次空冷至300℃；再次将钢加热至1050℃保温2.5小时，快速风冷至280℃；再一次将钢加热至840℃温度的保3.5小时后温形成细小的奥氏体组织，并通过小于每小时25℃的缓慢冷却至室温可以获得细小的索氏体显微组织，满足高端模具钢市场对材料显微组织的严格要求。

采用本实施例的强热稳定性模具钢在550℃持续保温5.0h后的洛氏硬度HRC51.5；550℃持续保温8.0h后的洛氏硬度HRC47.5。其结果显示其具有优良的热稳定性能。

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，高温热强性指标见表3所示。

表1

实施例	C	Si	Mn	Cr	Mo	V	P	S
									2	0.36	0.12	0.45	5.30	1.77	0.65	0.016	0.003
3	0.39	0.10	0.39	5.50	1.95	0.70	0.013	0.004
									4	0.40	0.40	0.20	5.15	1.60	0.50	0.020	0.005
5	0.37	0.33	0.35	5.19	1.85	0.55	0.018	0.003
									6	0.39	0.22	0.31	5.28	1.68	0.66	0.019	0.004

表2

表3

本发明钢经过锻造后空冷处理和再次奥氏体化后的风冷处理这种“空冷+风冷”两次冷却处理工艺后，可以获得细小的针状马氏体组织，为后续最终获得细小而均匀的显微组织创造了条件。见图1(图1是实施例1的图)

高强韧性热作模具钢SWDVA锻材成品经过两次冷却获得细小的马氏体组织，再通过后续热处理工序中的820℃－850℃保温后缓慢冷却，获得细小均匀的索氏体显微组织，见图2.(图2是实施例1的图)。

本发明开发了适用于制造高温合金挤压模具用钢。能在550℃工作温度下取代通用的马氏体热作模具钢，获得较高的高温热强性能，该热作模具钢通过高温组织细化处理技术，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，回火过程中弥散析出细小的第二相M2C和MC粒子通过沉淀强化，提高材料强度和硬度。

Claims (6)

1.一种热作模具钢，其特征在于：其成分重量百分比为：

C：0.36～0.40％,Si：0.10～0.40％,Mn：0.20～0.45％,Cr：5.30～5.50％,Mo：1.60～1.95％,V：0.50～0.70％，Co：0.20～0.40％，P&lt;0.02％,S&lt;0.005％，余量为Fe；并且满足如下数学关系式：C＝1/25Cr+1/20Mo+1/12V+1/10Co。

2.根据权利要求1所述的热作模具钢，其特征在于：所述模具钢550℃持续保温5.0h后的洛氏硬度HRC≥51；550℃持续保温8.0h后的洛氏硬度HRC≥47。

3.一种热作模具钢的制备方法，其特征在于：该方法包括如下步骤：控制按照权利要求1所述化学成分配比的钢锭锻造开锻温度1130℃－1180℃，奥氏体塑性变形区间的最佳塑性变形温度范围和停锻温度800℃以上；

加热至1050－1100℃保温2-3小时，溶解碳化物后第二次快速风冷至马氏体温度区域300℃以下。

4.根据权利要求3所述热作模具钢的制备方法，其特征在于：锻后的第一次空冷至Ms转变点350℃以下。

5.根据权利要求3所述热作模具钢的制备方法，其特征在于：在所述第二次快速风冷至马氏体温度区域后，通过820℃－850℃温度保温3-4小时的保温，并通过小于每小时30℃的缓慢冷却至室温。

6.根据权利要求3所述热作模具钢的制备方法，其特征在于：所述奥氏体塑性变形区间的最佳塑性变形温度范围在800-1000℃，所述停锻温度800℃-1000℃。