CN109280849A - 一种高性能热作模具钢及其制造工艺 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种高性能热作模具钢及其制造工艺，所述高性能热作模具钢采用的组成成分及其质量百分比如下：C 0.20～0.30%，Si 0.40～0.80%，Mn 0.40～0.80%，Cr 3.10～4.00%，Mo 1.60～2.00%，W 0.50～1.00%，V 0.10～0.30%，P＜0.010%，S＜0.005%，Fe余量；本发明模具钢的制造过程如下：配料、冶炼、浇涛，然后电渣重熔；高温扩撒热热处理，然后多向锻造热加工，及锻后控制冷却；再进行二次碳化物细化热处理和等温退火处理；最后进行淬火和回火热处理。本发明的优点在于：本发明热作模具钢的淬透性、热稳定性、冲击韧性和热疲劳性能优于H13钢，且可加工成单件重量达到5吨以上的大型压铸模，有好的使用性能；此外，能够降低钢锭冶炼成本且提高模具使用寿命。

Description

一种高性能热作模具钢及其制造工艺

技术领域

本发明属于合金钢技术领域，涉及一种热作模具钢，特别涉及一

种高性能热作模具钢及其制造工艺。

背景技术

热作模具钢是在较高温度下（一般高于500℃）使用的模具用钢，其中起到高温热强性和热稳定性的合金元素通常是Cr、Mo、V等合金元素，因此目前的一些研究工作主要是对这些合金元素的调整。本研究发现，较高含量的Mo元素的加入可以提高钢的抗热疲劳性能和抗回火软化性能，而一定量的W元素的加入可以大大提高钢的热稳定性和抗热疲劳性能，使该钢的使用温度大大提高，从而用于制造高抗热疲劳性能的热做模具钢，如使用温度高于650℃的压铸模。

我国目前广泛应用的热作模具钢包括4Cr5MoSiV1、3Cr2W8V以及应用于热锻模的5CrNiMo、5CrMnMo等。钨系的3Cr2W8V虽然具有较高的回火抗力和高的热强性，但其塑韧性、导热性以其热疲劳性能较差； 5CrNiMo和5CrMnMo的热强性较差，容易造成模具工作部分的塌陷；我国目前使用的热挤压模具钢采用的是国家标准GB/T1299-2000中钢号为4Cr5MoSiV1。这种热挤压模具钢的化学成分采用C 0.32-0.45wt%、Cr 4.75-5.50wt%、Mo1.20-1.75 wt%、V 0.80-1.20 wt%、Si 0.80-1.2wt%、Mn 0.20-0.5wt%、P≤0.03wt%、S≤0.03wt%。4Cr5MoSiV1钢是现在使用最广泛的热作模具钢，但是它的高温强度不是很高，一般使用温度不能超过540℃，而且抗热疲劳性能和热稳定性能不高。目前国内公开了一种大截面压铸用高性能热作模具钢及其制备工艺，该钢的特征在于合金化学成分中各主要合金元素的质量百分比为 ：C 0.35 ～ 0.65%，Si 0.30 ～ 1.00%，Mn 0.30 ～ 1.00%，Cr 3.50～ 5.50%， Mo 2.00 ～ 3.00%，V 0.40 ～ 0.80%，P ≤ 0.02%， S ≤ 0.01%，Ni 1.00 ～2.00%，Nb ≥ 0.15%，Fe 余量。由于这种压铸模具钢的化学成份不仅含有较高的钼、铬和钒元素及一定量的碳元素，还含有1.0%以上的Ni元素，确保了钢的高温性能，且其淬透性得到了较大的提高（与4Cr5MoSiV1钢相比）。但这种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。另外，这种钢的白点敏感性较高，容易出现微裂纹，在放置或使用过程中容易出现内部裂纹儿失效。

上述热作模具钢的冶金制造工艺是采用电炉熔炼加电渣重熔，然后锻造成材的工艺。在其制造工序中，电炉熔炼加电渣重熔工序完成之后获得500Kg－3000Kg的电渣锭，经锻机锻造成材。这种制造工艺存在如下问题：1）电渣锭型较小，小锭型降低了产品的成材率和制造产能；2）电渣锭的原始组织存在大量的大颗粒或大块状液析碳化物和组织偏析，降低了钢锭锻造成材后的性能指标；3）锻后材料晶粒粗大，导致淬回火后材料的冲击韧性低，产品档次低，无法满足市场对大截面、高韧性、高热强性热作模具钢的需要；4）锻后扩氢退火时间长，且容易出现白点裂纹等探伤缺陷。

针对上述现象，专利CN 107557667 A公开了一种大型压铸模用高性能热作模具钢及其制造工艺，所述高性能热作模具钢采 用的组成成分及其质量百分比如下：C 0 .20～0 .30%，Si≤0 .40%，Mn 0 .30～0 .60%，Cr 4 .10～ 4 .50%，Mo 2 .10～2 .30%，W0 .10～0 .20%，V 0 .40 ～0 .80%，P＜0 .01%，S＜0 .005%，Nb 0 .02～ 0 .04%%，Fe余量；本发明模具钢的制造过程如下： 配料、冶炼、浇涛，然后电渣重熔；高温扩撒热热 处理，然后多向锻造热加工，及锻后控制冷却；再进行二次碳化物细化热处理和等温退火处理；最后进行淬火和回火热处理；该发明热作模具钢的淬透性、热稳定性、冲击韧 性和热疲劳性能优于H13钢，且可加工成单件重量达到5吨以上的大型压铸模，有好的使用性能；但该发明专利仍存在一定的缺陷：该发明中Cr、Mo及V合金元素的含量相对较高，使得钢种中MC型碳化物的含量较低；在模具服役过程中，在热应力和机械应力等作用下，容易聚集长大导致模具早期出现热疲劳失效，从而降低模具使用寿命；此外，钒铁合金价格高达50万元每吨，使得钢锭冶炼成本高。

因此，研发一种能够降低钢锭冶炼成本且提高模具使用寿命的高性能热作模具钢及其制造工艺是非常有必要的。

发明内容

本发明要解决的技术问题是提供一种能够降低钢锭冶炼成本且提高模具使用寿命的高性能热作模具钢及其制造工艺。

为解决上述技术问题，本发明的技术方案为：一种高性能热作模具钢，其创新点在于：所述高性能热作模具钢采用的组成成分及其质量百分比如下：C 0.20～0.30%，Si 0.40～0.80%，Mn 0.40～0.80%，Cr 3.10～4.00%，Mo 1.60～2.00%，W 0.50～1.00%，V 0.10～0.30%，P＜0.010%，S＜0.005%，Fe余量。

进一步地，所述高性能热作模具钢采用的组成成分及其最佳质量百分比如下：C0.26%，Si 0.60%，Mn 0.60%，Cr 3.50%，Mo 1.80%，W 0.80%，V 0.120%，P＜0.007%，S＜0.003%，Fe余量。

一种上述的大型压铸模用高性能热作模具钢的制造工艺，其创新点在于：所述制造工艺包括如下步骤：

（1）冶炼：按高性能热作模具钢采用的组成成分及其质量百分比进行配料、电弧炉熔炼和精炼，然后进行电渣重熔或真空自耗冶炼；

（2）高温扩散热处理：加热升温至1180～1280℃，保温时间为10～15h；

（3）锻造热加工：将经过高温扩散热处理的钢锭降温至1100～1250℃温度范围内进行多向锻造加工，采用至少两镦两拔锻造方式，锻造压缩比≥3，总锻比≥6，终锻温度≥900℃；

（4）锻后冷却：锻后采用控制冷却，保证锻件以不小于14.5℃/min的冷速快速冷却，至温度降到300℃以下装退火加热炉；

（5）二次碳化物超细化热处理：加热温度为1050～1150℃，保温时间为10～15h，然后采用油冷或水冷的方式快速冷至250℃以下，再送退火炉；

（6）等温球化退火处理：第一阶段等温退火温度为830～860℃，退火时间为5～10h；第二阶段等温退火温度为730～760℃，退火时间为10～20h；

（7）淬火及回火热处理：加热至980～1050℃，采用油冷或水雾冷却至250℃以下；随后进行550～650℃回火处理，回火2～3次，每次回火保温2～4小时。

进一步地，所述高温扩散热处理步骤中，升温采用多级升温方式。

本发明的优点在于：本发明大型压铸模用高性能热作模具钢，与通用的H13热作模具钢相比，适当降低了碳含量，同时增加了Mo含量，并加入了提高热稳定性的合金元素W。

（1）降低一定量的碳元素有利于提高钢的硬度均匀性；

（2）提高Mo元素的含量有利于提高钢的人稳定性和热强性，同时提高钢的耐热疲劳性能；

（3）W是碳化物稳定化元素，能大大提高钢的热稳定性，使该钢加工的模具的使用温度大大提高；

（4）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；

（5）硅元素不是碳化物形成元素，但硅元素是提高回火抗力的有效元素，提高钢中硅元素的含量主要是可以使得钢在回火的过程中马氏体的分解减缓，硅元素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；

（6）由于V与碳的亲和力强，在冶炼的过程中容易形成VC一次碳化物，这种碳化物颗粒尺寸较大，不仅对钢的性能没有提高，相反降低钢的韧性和热疲劳性能等，而在随后的热处理过程中很难完全消除。因此适当降低钢中V含量可有效的降低VC一次碳化物的比例，改善钢的性能；但是，在回火过程中V可降低马氏体的分解速度，推迟了奥氏体的转变，而且V形成MC型的二次碳化物，细小弥散，不易聚集长大，在回火过程中，增强了二次硬化效果，极大的提高了钢的热稳定性和冲击韧性；因此，将钢中V的含量控制在0.1～0.3%之间，充分发挥V的合金化作用；

（8）Cr在热作工模具钢中主要形成Cr23C6型碳化物，起到强化作用，提高钢的强度；

（9）本发明大型压铸模用高性能热作模具钢在经过上述热处理后，其淬透性、热稳定性、冲击韧性和热疲劳性能优于现有钢材，且可加工成单件重量达到5吨以上的大型压铸模，有好的使用性能。

此外，与检索文件CN 107557667 A中钢种相比，本发明钢种降低了Cr和Mo合金元素的含量，而增加了W合金元素的含量以替代V合金元素，从而减少了钢种M23C6和M7C3型碳化物的含量而增加了MC型碳化物的含量；M23C6和M7C3型碳化物的热稳定性比MC型碳化物差，在模具服役过程中，在热应力和机械应力等作用下，容易聚集长大导致模具早期出现热疲劳失效，从而降低模具使用寿命；此外，钒铁合金价格高达50万元每吨，而钨铁合金价格只有约13万元每吨，因此大大降低了钢锭冶炼成本。

附图说明

下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步详细的说明。

图1为本实施例热作模具钢的CCT曲线。

图2为本实施例热作模具钢在1030℃淬火下的回火特性曲线。

图3为本实施例热作模具钢在上述热处理工艺后的退火组织图。

图4为本实施例热作模具钢在上述热处理工艺后的淬火组织图。

图5为本实施例热作模具钢在上述热处理工艺后的回火组织图。

图6为本实施例热作模具钢在650℃下与H13钢热稳定性数据对比。

图7为本实施例热作模具钢热疲劳裂纹表面形貌图。

图8为H13钢热疲劳裂纹表面形貌图。

图9为本实施例热作模具钢和H13钢热疲劳截面硬度梯度对比。

具体实施方式

下面的实施例可以使本专业的技术人员更全面地理解本发明，但并不因此将本发明限制在所述的实施例范围之中。

实施例

本实施例大型压铸模用高性能热作模具钢的组成成分及其质量百分比如下：C0.26%，Si 0.60%，Mn 0.60%，Cr 3.50%，Mo 1.80%，W 0.80%，V 0.120%，P 0.006%，S 0.002%，Fe余量。

采用该实施例中的物料来生产大型压铸模用高性能热作模具钢的工艺过程和步骤如下：

（1）电炉冶炼：按高性能热作模具钢采用的组成成分及其质量百分比在电弧炉中进行熔炼，熔炼温度大于1500℃，浇铸成φ400mm-φ450mm电极棒并空冷；

（2）电渣重熔：将浇涛后的钢锭作为自耗电极放置于电渣重熔装置中，进行电渣重熔，化渣电压56-62V，电流3000-5000A、电制度电压57-59V，电流11000-12000A、封顶电压57-59V，电流时间35-50Min，电渣重熔成1000Kg-15000Kg电渣锭；

（3）高温扩散热处理：将电渣重熔后的钢锭在锻造加热炉中分级升温，即分别在600℃、800℃、1100℃等温，最后加热升温至1180～1280℃，保温时间为10～15h，均匀组织，改善合金成分偏析和消除液析碳化物；在本步骤中，为了减少由于温度过低使得高温扩散热处理不均匀，且时间过短使得结晶偏析不充分，所以优选的高温扩散热处理温度为1240～1260℃，保温时间15h；

（4）锻造热加工：将经过高温扩散热处理的钢锭降温至1100～1250℃温度范围内进行多向锻造加工，采用两镦两拔锻造方式，锻造压缩比≥3，总锻比≥6，终锻温度≥900℃；

（5）锻后采用水冷或雾冷，保证锻件不小于14.5℃/min的冷速快速冷却，至温度降到200℃以下装退火加热炉；

（6）二次碳化物超细化热处理：加热温度为1050～1150℃，保温时间为10～15h，然后采用油冷或水冷的方式快速冷至250℃以下，再送退火炉；为了使细化更充分完全，本步骤中加热温度优选1100℃，保温时间为10h；

（7）等温球化退火处理：第一阶段等温退火温度为830～860℃，退火时间为5～10h；第二阶段等温退火温度为730～760℃，退火时间为10～20h；为了降低能耗，本步骤的第一阶段的退火时间为6h，第二阶段的退火时间为10h；

（8）淬火及回火热处理：加热至980～1050℃，采用油冷或水雾冷却至250℃以下；随后进行550～650℃回火处理，回火2～3次，每次回火保温2～4小时；为了降低能耗同时又能保证淬火及回火效果，本步骤中淬火温度选择1020℃，采用油淬，回火温度为600℃，回火两次，每次时间均为2h。

本实施例热作模具钢经过上述冶炼及热加工和热处理后，最终成品规格为500mm*800mm*3000mm模块，取样进行性能测试：

A 相变点：

本实施例大型压铸模用高性能热作模具钢的CCT曲线如附图1所示，Ac1、Ac3、和Ms点测试结果分别为830℃、890℃和290℃。

B 回火特性：

在1030℃淬火后的回火硬度随回火温度变化的特性曲线如附图2所示。

C 硬度测试：

淬火硬度：56.2HRC；回火硬度：50HRC。

D 退火组织：

本发明钢的退火组织如附图3所示。

E 淬火组织：

本发明钢的淬火组织如附图4所示。

F 回火组织：

本发明钢的回火组织如附图5所示。

G冲击韧性实验：

在坯料上取横向冲击试样，试样尺寸为7mm×10mm×55mm（采用北美压铸协会标准）。

室温冲击功值：≥350J。

H热稳定性：

本实施例热作模具钢在650℃条件下与H13钢进行稳定性对比实验，H13钢经过淬回火处理之后使其硬度值与本发明钢一样，均为50HRC，试验结果如附图6所示。由附图6可见，虽然实验开始前本发明热作模具钢与H13钢硬度值一致，但在650℃下，从进行20个小时热稳定性实验硬度变化情况来看，本实施例的热作模具钢优于H13钢。

I 热疲劳性能测试：

在室温-700℃条件下进行冷热循环，经过3000次冷热循环后，对比本发明热作模具钢与H13钢的热疲劳表面形貌和截面硬度梯度（如附图7、附图8和附图9所示）。由图中可见，本实施例热作模具钢热疲劳实验后，表面裂纹十分均匀、细小，在表面上没有看到比较大的主裂纹的形成。而H13钢的表面裂纹成网状，且其中存在几条宽度较大的的主裂纹，裂纹之间相互贯通，呈开裂状。另外，从截面硬度梯度分布可以看出H13钢的硬度下降显著于实施例热作模具钢。二者对比可以看出，本实施例热作模具钢的热疲劳性能强于H13钢。

以上显示和描述了本发明的基本原理和主要特征以及本发明的优点。本行业的技术人员应该了解，本发明不受上述实施例的限制，上述实施例和说明书中描述的只是说明本发明的原理，在不脱离本发明精神和范围的前提下，本发明还会有各种变化和改进，这些变化和改进都落入要求保护的本发明范围内。本发明要求保护范围由所附的权利要求书及其等效物界定。

Claims (4)

1.一种高性能热作模具钢，其特征在于：所述高性能热作模具钢采用的组成成分及其质量百分比如下：C 0.20～0.30%，Si 0.40～0.80%，Mn 0.40～0.80%，Cr 3.10～4.00%，Mo1.60～2.00%，W 0.50～1.00%，V 0.10～0.30%，P＜0.010%，S＜0.005%，Fe余量。

2.根据权利要求1所述的大型压铸模用高性能热作模具钢，其特征在于：所述高性能热作模具钢采用的组成成分及其最佳质量百分比如下：C 0.26%，Si 0.60%，Mn 0.60%，Cr3.50%，Mo 1.80%，W 0.80%，V 0.120%，P＜0.007%，S＜0.003%，Fe余量。

3.一种权利要求1所述的大型压铸模用高性能热作模具钢的制造工艺，其特征在于：所述制造工艺包括如下步骤：

（1）冶炼：按高性能热作模具钢采用的组成成分及其质量百分比进行配料、电弧炉熔炼和精炼，然后进行电渣重熔或真空自耗冶炼；

（2）高温扩散热处理：加热升温至1180～1280℃，保温时间为10～15h；

（3）锻造热加工：将经过高温扩散热处理的钢锭降温至1100～1250℃温度范围内进行多向锻造加工，采用至少两镦两拔锻造方式，锻造压缩比≥3，总锻比≥6，终锻温度≥900℃；

（4）锻后冷却：锻后采用控制冷却，保证锻件以不小于14.5℃/min的冷速快速冷却，至温度降到300℃以下装退火加热炉；

（5）二次碳化物超细化热处理：加热温度为1050～1150℃，保温时间为10～15h，然后采用油冷或水冷的方式快速冷至250℃以下，再送退火炉；

（6）等温球化退火处理：第一阶段等温退火温度为830～860℃，退火时间为5～10h；第二阶段等温退火温度为730～760℃，退火时间为10～20h；

（7）淬火及回火热处理：加热至980～1050℃，采用油冷或水雾冷却至250℃以下；随后进行550～650℃回火处理，回火2～3次，每次回火保温2～4小时。

4.根据权利要求3所述的大型压铸模用高性能热作模具钢的制造工艺，其特征在于：所述高温扩散热处理步骤中，升温采用多级升温方式。