CN114908301B - 热作模具钢、其热处理方法及热作模具 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种热作模具钢、其热处理方法及热作模具。具体地，本发明公开了一种热作模具钢材，其合金成分以重量百分比计包括Cu：2~8%，Ni：0.8~6%，且Ni:Cu≥0.4，C:0~0.2%，Mo:0~3%，W:0~3%，Nb:0~0.2%，Mn:0~0.8%，Cr:0~1%，其余为Fe和其它合金元素及杂质。本发明还公开了一种对所述热作模具钢材进行的热处理方法。本发明还公开了一种对所述热作模具钢材经过所述热处理方法热处理之后用做的热作模具。

Description

热作模具钢、其热处理方法及热作模具

技术领域

本发明涉及一种热作模具钢、其热处理方法及热作模具。本案为分案申请，其母案申请号为201910156108.2，申请日为2019年3月1日，发明名称为“热作模具钢、其热处理方法及热作模具”。

背景技术

热作模具钢是在碳素工具钢基础上加入铬、钼、钨、钒等合金元素以提高淬透性、韧性、耐磨性和耐热性的一类合金工具钢。热作模具钢常被用作压铸、锻造、挤压时材料成形的模具。而近年来，能够同时满足汽车轻量化和安全性要求的汽车用先进高强钢板的成形技术—热冲压成形技术，对模具钢提出了新的要求和挑战，模具的导热能力直接关系到模具的抗热裂纹能力、使用寿命和生产的循环时间。

用于许多制造过程的热作模具钢经常承受很高的热机械载荷。这些负载通常会导致热冲击或热疲劳。对于大多数这些工具来说，主要的失效机理包括热疲劳和/或热冲击，通常也包括其他退化机制，其中，如机械疲劳，磨损（磨蚀，粘结，腐蚀甚至空洞），断裂，下沉或塑性变形。在除了上述工具之外的许多其他应用中，使用的材料也需要很高的抗热疲劳性和抵抗其它失效机理的性能。

热冲击和热疲劳是由热梯度引起的，而热梯度的产生是因为在大多数生产应用过程中，由于曝光以及能量源能量有限而导致温度有一定的衰减，因此热量无法稳定传输。在这种情况下，只要给定热通量密度函数，材料热导率越高，热梯度越低（因为热梯度与热导率成反比例），材料承受的表面载荷越低，产生的热冲击和热疲劳也就越低，因而可以提高材料的使用寿命。

一种具有高热导率的模具钢不仅可以缩短生产过程中的循环时间，而且因其高热导率的特性增强了模具的抗热裂纹强度从而提高模具的使用寿命。现在常用的模具钢，其室温下的热导率接近18~24W/mK，其热导率随温度的升高而降低。由于热导率低，在服役过程中，因材料的温度差导致的热膨胀差使模具形成热疲劳裂纹的机会高，致使模具使用寿命缩短。并且高温下保证模具钢耐磨性的碳化物析出相硬度降低，导致高温下模具抗磨性低的问题。

专利US09689061B2公布了一种高热导率合金工具钢，其合金化学成分以重量百分比计，C：0.26~0.55%，Cr：＜2%， Mo：0~10%，W：0~15%，Mo+W：1.8~15%，Ti+Zr+Hf+Nb+Ta：0~3%，V：0~4%，Co：0~6%，Si：0~1.6%，Mn：0~2%，Ni：0~2.99%，S：0~1%。该专利认为，经固溶处理和硬化处理后，C元素与Mo和W形成Mo、W碳化物取代Cr的碳化物，提高合金工具钢的热导率。

但是，该专利的工具钢将Cr的碳化物使用Mo、W的碳化物替代，虽然提高了热导率，但碳化物的尺寸不易控制。该专利中给出了其在经过固溶处理后，一次碳化物无法完全溶解后固溶于基体，而且未溶解的一次碳化物尺寸在~3μm左右，在材料服役过程中，大尺寸的碳化物将成为疲劳裂纹源，严重影响材料的疲劳寿命，而且大尺寸的碳化物也会严重恶化材料的韧性。国内研究者发现其最大热导率室温下~47 W/mK，随温度升高热导率降低，高于300℃时，热导率低于39 W/mK，硬度值达到50HRC以上时，冲击功（7×10mm无缺口试样）＜210J。该材料的热导率随温度的升高而降低，当其在高温使用环境下，其高热导率的优势丧失。该发明的材料无法获得高热导率-高韧性-高硬度的良好性能匹配。

专利CN108085587A提供了一种高温导热性优秀的长寿命压铸用热模具钢及其制造方法。该专利认为通过合理的元素配比，获得高导热性长寿命压铸用热作模具钢。其化学成分以重量百分比计，C：0.35~0.45%、Si：0.20~0.30%、Mn：0.30~0.40%、Ni：0.50~1.20%、Cr：1.5~2.2%、Mo：2~2.6%、W：0.0001~1.0%、Ti：0~0.40%、V：0.30~0.50%。该专利通过一定的Mo、W碳化物替代Cr的碳化物。但是，一是碳化物的尺寸不易控制，尺寸偏大的碳化物恶化韧性；二是添加Ti之后易于形成液析TiN和尺寸偏大的TiC，恶化韧性；三是多次回火，工艺繁琐，还需避开二次硬化峰，否则材料的硬度最大，但韧性最差。所以其优选实施例中示例钢的U口冲击实验，冲击功不超过50J，最大热导率35.982 W/mK。

专利CN103333997B以及CN103484686A给出了H13模具钢，其化学成分以重量计为：C：0.32~0.45%，Si：0.80~1.20%，Mn：0.20~0.50%，Cr：4.75~5.50%，Mo：1.10~1.75%，V：0.80~1.20%，P：≤0.030%，S：≤0.030%。该钢含较高的C、Cr和Mo元素而具有高的淬透性和抗热裂能力和耐蚀性能，较高含量的碳和钒形成VC，耐磨性好。专利CN103333997B还给出了一种H13模具钢的退火工艺，以及一种细化H13模具钢碳化物的方法。

专利CN103333997B的退火工艺程序繁琐，用时很长，只能一定程度上解决元素偏析的问题，其形成的尺寸较大的一次碳化物尺寸并不会减小。而且在1000℃以上长时间退火，模块的氧化和脱碳严重。

专利CN103484686A给出的细化碳化物的方法是向钢中加入镁，减少碳化物的析出，达到细化碳化物的目的。但其实施例中给出的碳化物平均直径260nm，也未细化至100nm以下。而且，H13中碳化物的析出是其高硬度的保证，减少碳化物的析出，势必会降低材料的硬度。

在H13模具钢中，碳的含量和热处理工艺都不能够使碳化物形成元素Cr、V和Mo能够形成碳化物而从基体中完全析出，尤其是Cr元素，固溶于基体的Cr对钢的热导率产生了很严重的负影响，使钢的最高热导率没超过24 W/mK，在日益追求更高效率、缩短生产过程中循环时间的环境下，显然H13不再具备竞争力，因其热导率无法再做质的提升。所以H13模具钢不具有高热导率的特性。

发明内容

本发明是鉴于现有技术中存在的上述问题而做出的，本发明的一个目的在于提供一种热作模具用钢材，其材料成分在设计时考虑经适当的热处理后，合金元素全部以Cu纯金属相、NiAl金属间化合物的形式从基体中析出，降低材料基体的晶格缺陷，同时析出物兼具良好的导热能力，从而提高材料的导热能力，热导率≥35W/mK，并基于其析出强化实现硬度≥HRC42；为进一步提高材料硬度，还引入（Mo、W）₃Fe₃C、NbC等碳化物析出，实现更高硬度。

本发明的另一个目的在于提供一种热作模具用钢材，其兼具高热导率、高硬度和高韧性的特点，该热作模具用钢材中一次碳化物尺寸小于100nm，二次碳化物、Cu析出和金属间化合物NiAl析出的平均尺寸均小于10nm，无缺口7×10mm试样冲击功≥250J。

本发明的再另一目的在于提供一种热处理方法，简化了现行模具钢热处理工艺步骤，因本发明钢的碳含量仅为0~0.2wt%，远低于原模具钢中0.3~0.5wt%的碳含量，因此其初始状态硬度即可低于38HRC，直接即可满足加工要求，省去现行模具钢球化退火过程。本发明提供的热处理方法，因本发明钢的较低碳含量，不易产生粗大的一次碳化物，将固溶处理温度由原模具钢的1000℃以上降低到900~950℃，降低了对热处理设备能力的要求，节能，降低生产成本，又能够使模具拥有更好的力学性能和优秀的导热能力。根据加工性能要求不同，在优选情况下，本发明钢的碳含量为0~0.1wt%时，不需要进行固溶处理，省去了原模具钢的固溶处理的过程，进一步简化了热处理要求。

本发明的再一目的在于提供一种热作模具，其一次碳化物尺寸小于100μm，二次碳化物、Cu析出和金属间化合物NiAl析出的平均尺寸均小于10nm，硬度值≥HRC42，热导率≥35W/mK，无缺口7×10mm试样的冲击功≥250J，其韧性不会因为析出硬化而严重降低。

本发明的技术方案1涉及一种热作模具钢材，其特征在于，其合金成分以重量百分比计包括Cu：2~8%，Ni：0.8~6%，且Ni：Cu≥0.4，C：0~0.2%，Mo：0~3%，W：0~3%，Nb：0~0.2%，Mn：0~0.8%，Cr：0~1%，其余为Fe和其它合金元素及杂质。

其中，Cu在合金设计中既起到析出强化的作用，同时提高热导率（一是Cu本身具有高热导率的特性，二是Cu从基体中析出后净化了基体），其析出尺寸小于10nm，因此其韧性良好。

优选地，所述的热作模具钢材以重量百分比计，其合金成分进一步还包括：0~3%的Al，且满足Ni：Al≥2。

优选地，所述的热作模具钢材以重量百分比计，其合金成分进一步还包括：3%以下的Al，且满足Ni：Al在2~2.5。

本发明因抑制Cu在高温液析问题而加入的Ni元素，Ni会降低基体导热性，因此在硬化处理过程中与Al析出金属间化合物，析出相能够与基体保持共格关系，净化基体，提高热导率。析出相平均尺寸小于10nm，因此其韧性良好。

优选地，所述的热作模具钢材以重量百分比计，其合金成分进一步还包括：1）（Mo+W）≤6%；2）(Mo+W)：2/3C在8~35；3）Mo：1/2W≥0.5。

本发明的技术方案2涉及一种热处理方法，该方法包括对技术方案1的热作模具钢材进行：a)硬化热处理：在400~550℃保温0.1至96小时, 然后以任意方式冷却至室温。

优选地，硬化热处理在450~550℃保温2~24小时。

优选地，冷却至室温的方式为空冷。

优选地，在硬化热处理后，钢材性能为：硬度≥HRC42、热导率≥35W/mK、无缺口7×10mm试样室温冲击功≥250J。

优选地，在硬化热处理后，其微观组织包括：10000~20000个/μm³的Cu的析出物，其平均尺寸为10nm以下。

优选地，在硬化热处理后，其微观组织进一步还包括：10000~20000个/μm³ 的NiAl金属间化合物析出，其平均尺寸为10nm以下。

优选地，在硬化热处理后，其微观组织包括以面积计进一步包括：2%以下的Mo和W的合金碳化物，其一次碳化物平均尺寸为100nm以下，二次碳化物平均尺寸为10nm以下。

其中，现行模具钢中大量Cr碳化物析出会导致导热下降，而且尺寸通常为100nm级，还会降低韧性。通过合金合理配比设计Mo：1/2W≥0.5，（Mo+W）：2/3C在8~35，通过控制碳化物的体积分数，首先Mo、W碳化物具有高热导率，而且当满足此条件时，Mo、W一次析出物尺寸＜100nm，二次析出物尺寸＜10nm，因此韧性较良好。

优选地，在热处理方法，其特征还在于，在a)硬化热处理工序之前，还进行：b)固溶处理：在800~1200℃保温0.1至72小时，然后以任意方式冷却至室温。

固溶处理温度800~1200℃，可保证Cu和碳化物能够在保温过程中溶解后固溶于基体。

模具钢中的固溶处理，主要是为了使钢中的碳化物溶解后固溶于基体，使得在接下来的硬化处理过程中碳化物能够重新形核。固溶处理还能在一定程度上消除带状偏析。但如果固溶温度高的话，奥氏体晶粒容易发生粗化，恶化材料的韧性。

本发明中控制了Mo、W和C的比例和含量，使得其在凝固过程中不会产生粗大的碳化物，在之后的成形（锻造，轧制等，通常温度在900~1200℃）过程中，碳化物也会溶解，而在变形后的冷却过程中（无论空冷或者油冷），碳化物可以析出，但冷却时间都不足以使碳化物长大，并且Cu和NiAl也是需要长时间等温才能够析出。所以，本发明中，固溶处理这一步骤不是非必需进行的，当碳含量为0~0.1wt%、Cu含量为2~6wt%时，可省略该热处理，直接进行硬化处理。选择固溶处理的目的仅在于晶粒尺寸更加均匀，并消除一定的偏析，优化模具性能。

优选地，固溶温度在900~950℃。

优选地，在固溶处理中保温之后，冷却至室温的方式为空冷。

优选地，在固溶处理后，钢材的硬度≤HRC38。

本发明的技术方案3涉及一种热作模具，其合金成分以重量百分比计包括Cu：2~8%，Ni：1~6%，且Ni：Cu≥0.5，C：0~0.2%，Mo：0~3%，W：0~3%，Nb：0~0.2%，Mn：0~0.8%，Cr： 0~1%，其余为Fe和其它合金元素及杂质。

优选地，该热作模具的性能为：硬度≥HRC42、热导率≥35W/mK、无缺口7×10mm试样冲击功≥250J。

优选地，该热作模具用于钢板热冲压成形模具、铝合金压铸、塑料热作模具等。

本发明通过合理的合金配比保证了在硬化处理过程中合金碳化物、Cu和NiAl充分从基体中析出，而且这些析出又具有高导热的特点，使得合金具有高热导率，提高了抗热裂纹能力，进而提高了材料的使用寿命，而且高热导率的模具能够缩短生产循环的时间，提高生产效率。

本发明中的一次碳化物析出尺寸小于100μm，二次碳化物析出尺寸小于10nm（如图1中所示出的），Cu析出、NiAl析出尺寸均小于10nm，在硬化处理后即提高了材料的硬度，又因其细小的尺寸，不会使韧性降低很多，能够同时兼具高韧性和高硬性。

本发明所涉及到的热处理方法，省去了现行模具钢的球化退火过程，固溶处理温度由1000℃以上可以降低到900℃，降低了对热处理设备的要求，而且利用现有热处理设备即可完成。

附图说明

图1为碳化物析出形貌和尺寸。

图2为Cu析出高分辨形貌和尺寸。

图3为NiAl析出高分辨形貌、尺寸与基体的共格关系。

图4为示例钢和对比钢的热导率与温度关系。

具体实施方式

下面，结合实施例对本发明的技术方案进行说明。

本发明所涉及的热作模具用钢材的化学成分以重量百分比计包括Cu：2~8%，Ni：0.8~6%，Al：0~3%。除上述成份外其合金成分还包括，C：0-0.2%，Mo：0~3%，W：0~3%，Nb：0~0.2%，Mn≤0.8，Cr≤1.0，且满足Ni：Cu≥0.4，Ni：Al≥2，（Mo+W）＜6%， Mo：1/2W≥0.5，（Mo+W）：2/3C在8~35，其余为Fe和其它合金元素及杂质。本发明各元素的作用及配比如下所述。

Cu：纯铜作为热的良导体，其热导率为398W/mK，而纯铁只有80 W/mK。Cu在面心立方相（奥氏体）中溶解度很高，而在体心立方相（铁素体和马氏体）中的溶解度很低，所以可以大量充分地析出铜单质（如图2所示出的），析出的Cu尺寸在3~10nm左右，添加重量分数为1%的Cu，其硬度贡献大约100HV左右。Cu从体心立方基体（铁素体和/或马氏体）中析出，降低了基体晶体结构的畸变，提高了基体的导热能力，而且析出的单质Cu也具有很高的导热能力。但在含Cu钢的热成形（轧制，锻造等）过程中，Cu容易在奥氏体的晶界出形成液相Cu，材料在变形过程中因晶界有液析相而导致热裂纹，使材料的塑性变形能力降低而无法进行加工。所以含Cu钢中都会添加一定重量分数的合金元素Ni，Ni能够抑制Cu在晶界处的液析。考虑Cu的强化效果和合金成本，本发明钢材的铜含量在2-8%之间。

Ni：镍在本发明中的主要作用是抑制高温下Cu在晶界处产生液析相而导致合金在高温变形过程中的热裂现象的发生。且在重量比为Ni：Cu≥0.4的条件下Ni能够抑制Cu的液析，从而保证合金的热成形性能。合金元素Ni能够提高钢的淬透性，在晶界处富集的Ni能够提高韧性，但考虑到Ni元素的价格和作用，以及过高的Ni元素导致基体热导率降低，本发明钢材的镍含量在0.8-6%之间。

Al：铝元素能够和镍元素在400~550℃时效过程中形成NiAl金属间化合物（如图3所示出的），其中Ni和Al元素的相对原子质量比为2.15。为保证Ni和Al能够充分的以金属间化合物NiAl的形式析出，Ni和Al不过量（不固溶于基体，尽量全以金属间化合物的形式析出），同时降低加Al之后的冶炼成本和降低Al对热导率的影响，因此本发明中将Ni和Al的重量百分比定为2~2.5。Al元素能够将Ni以金属间化合物的形式从基体中析出，进一步提高了基体的纯净度，同时金属间化合物也兼具良好的导热性，进一步为高硬度兼备高热导率做出贡献。但过多添加Al元素，一方面会增加冶炼的难度和成分，另一方面易于形成尺寸较大的AlN夹杂，而且高温时AlN不会全固溶于奥氏体，会严重损害钢的韧性，还有就是Al作为强铁素体稳定元素，会提高钢的A_c1和A_c3温度，在需要固溶处理时势必要在更高的温度才能实现奥氏体化，增加制造成本、增加能耗负担和提高对热处理设备的要求，所以本发明钢材的铝含量在0~3%。

C：钢中最有效、最经济的强化元素之一，是稳定奥氏体的元素。碳是间隙固溶元素，其强化效果远大于置换固溶元素。碳能够提高钢的淬透性，形成的渗碳体或者合金碳化物显著提高合金的硬度。碳与钼、钨合金元素在高温回火后形成的合金碳化物不仅使合金具有很好的红硬性、抗热裂纹能力、耐磨性，而且比铬的碳化物具有较高的热导率。但随着碳含量升高，易于形成孪晶马氏体和尺寸较大（微米级）的碳化物，导致合金韧性恶化，而且本发明中有多种强化方式，并不完全依赖于碳化物的强化和硬化，虽钼、钨合金合金碳化物比铬的碳化物具有更高热导率，但碳化物析出仍会降低材料热导率，所以本发明钢材的碳含量在0-0.2%之间。

Mo，W：钼、钨可显著提高钢的淬透性，可有效抑制铁素体的生成，显著提高钢的淬透性。还能提高钢的焊接性和耐蚀性。同时，Mo和W碳化物的热导率高于Cr的碳化物和渗碳体。Mo的碳化物热导率高于W的碳化物，确定Mo和W合适的重量比，确保W全部以（Mo，W）₃Fe₃C碳化物的形式析出，过剩的Mo形成单独的Mo的碳化物，提高合金的热导率。同时Mo和W的碳化物属于高温碳化物，保证材料在高温下仍具有很好的耐磨性和硬度。本发明钢材中Mo：0~3%，W：0~3%，且满足（Mo+W）≤6%，Mo：1/2W≥0.5，（Mo+W）：2/3C在8~35。

Nb：少量铌即可形成弥散的碳化物、氮化物和碳氮化物细化晶粒，提高钢的强度和韧性，同时其原子在晶界处偏聚即使没有形成碳氮化物，溶质原子的拖曳效应也能够细化奥氏体晶粒，改善钢在高温下的变形能力。在硬化热处理过程中以碳化物的形式从基体中析出，不会影响基体的热导率。本发明中Nb的含量在0~0.2%。

Mn：锰元素固溶于基体，会降低基体的导热能力，倘若Mn能够完全和S形成球状的MnS而使Mn不会固溶于基体，则会提高热导率。但在冶炼的过程中，Mn不能够完全和S形成MnS（因为S含量控制的很低），而且形成的MnS也不会都是球状的，尺寸偏大的MnS夹杂严重损害钢的韧性。而固溶于基体中的Mn会降低基体热导率，因此，本发明中Mn作为不可避免地杂质元素，要求其含量≤0.8%。

Cr：当Cr固溶于基体时会降低基体的热导率，只有基体中的Cr全部以碳化物的形式析出才会降低对导热的损害，而这在现实条件下是无法实现的。同时，合金中含有Cr时，在形成Mo、W碳化物时Cr会溶解在Mo、W的碳化物中破坏碳化物的声子有序性，从而降低碳化物的热导率，本发明中使用Mo、W的碳化物替代了Cr的碳化物。所以在本发明中不需要包含Cr元素，但因冶炼做不到完全没有Cr元素，本发明中Cr作为不可避免地杂质元素，要求其含量≤1%。

杂质元素P、S、N等：在一般情况下，磷是钢中的有害元素，会增加钢的冷脆性，使焊接性变坏，降低塑性，使冷弯性能变坏，本发明钢材中要求P低于0.05%。硫通常情况下也是有害元素，使钢产生热脆性，降低钢的延性和焊接性能。本发明钢材中要求S低于0.015%。氮是间隙固溶元素，能够显著提高钢的强度，且是奥氏体稳定元素，扩大奥氏体区，降低A_c3温度。N易与Al等强氮化物形成元素结合形成尺寸偏大的氮化物，降低钢的韧性。本发明中要求N低于0.015%。

下面将参考示例性实施例来更详细的描述本发明。以下实施例或实验数据旨在示例性的说明本发明，本领域的技术人员应该清楚的是本发明不限于这些实施例或实验数据。

根据本发明的实施例，提供了一种优选成分的热作模具用钢，其以重量计包括以下成分：Cu：2~8%，Ni：0.8~6%，Al：0~3%。除上述成份外，其合金成分还包括，C：0.01~0.1%，Mo：0~3%，W：0~3%，Nb：0~0.2%，Mn：≤0.8%，Cr：≤0.3%且满足Ni：Cu≥0.4，Ni：Al≥2，（Mo+W）≤6%， Mo：1/2W≥0.5，（Mo+W）：2/3C在8~35，其余为Fe和其它合金元素及杂质。本发明提供的实施例成分均在上述成分范围内，且相关元素的重量百分比满足上述条件。

根据本发明的实施例，提供了另一种优选成分的热作模具钢，其以重量计包括以下成分：Cu：4~8%，Ni：2~4%，Al：1-2%。除上述成份外，其合金成分还包括，C：0.1~0.2%，Mo：0~3%，W：0~3%，Nb：0~0.2%，Mn：≤0.8%，Cr：≤0.3%，且满足Ni：Cu≥0.4，Ni：Al≥2，（Mo+W）≤6%，Mo：1/2W≥0.5，（Mo+W）：2/3C在8~35，其余为Fe和其它合金元素及杂质。

将本发明钢材按照设计成分冶炼成钢锭，在1200℃锻造成80×80mm²的方坯后，1200℃均质处理5小时后空冷至室温，然后在实验室条件下1200℃保温30min后热轧至13mm后，空冷至室温。

表1为本发明示例钢HTC1-HTC5和对比钢CS1、CS2的成分。

示例钢HTC1-HTC5的成分其Ni和Cu重量比约0.5，Mo和1/2W重量比约0.5，（Mo+W）和2/3C重量比约30。HTC1-3中Ni和Al重量比约2。示例钢的成分均满足上文给出的热作模具用钢的优选成分，在硬化处理后，形成Mo+W的碳化物，Cu析出，NiAl金属间化合物和Nb的碳化物。

对比钢CS1中Ni和Cu重量比约3.4，（Mo+W）和2/3C重量比约10.9，加入了重量百分比为0.18的微合金元素V，V与C的亲和力高于Mo和W。对比例钢CS2中（Mo+W）和2/3C重量比约16.6，高C高Mo高W，在硬化处理过程中形成各种碳化物。

表1 本发明示例钢和对比钢成分（质量百分数）

钢号	Cu	Ni	Al	C	Nb	Mo	W	Cr	Mn	Fe
											HTC1	3.02	1.51	0.71	0.05	0.02	0.51	0.51	0.13	0.69	Bal.
HTC2	5.03	2.49	1.23	0.05	0.02	0.52	0.51	0.15	0.72	Bal.
											HTC3	6.98	3.47	1.71	0.05	0.02	0.51	0.52	0.12	0.71	Bal.
HTC4	3.01	1.49	—	0.102	0.02	1.01	1.03	0.14	0.67	Bal.
											HTC5	3.01	1.49	—	0.198	0.02	1.97	2.01	0.15	0.63	Bal.
CS1	1.48	5.02	2.24	0.07	—	0.51	—	0.63	0.74	Bal.
											CS2	—	—	—	0.38	—	3.0	1.2	0.2	0.3	Bal.

本发明的热处理方法包括以下步骤：将经过热轧后的钢材加工成7.2×10×55mm样品和φ12.7×2.2mm圆柱体样品。

其中，对比钢1中含因超低碳和高含量的铝，使得其在凝固过程中相变的铁素体无法在随后的热轧过程完全奥氏体化，那么轧制过程中，必会形成带状组织，造成材料的各向异性，降低材料的性能，故在1020℃固溶处理，其主要目的是使铁素体回复再结晶，获得各相尺寸均匀的微观组织。倘若无此热处理过程，那么模具在使用的过程中势必会因各向异性而提前失效，降低使用寿命。而示例钢HTCS1-5因添加较高含量的强奥氏体稳定元素Cu，和比CS1低的Al含量，在热轧过程中能够实现完全奥氏体化，故没有带状组织形成。

对比钢CS2因在热轧后硬度高，在机械加工前需进行球化退火工艺，退火温度880℃，退火时间6h，然后空冷至室温。球化退火是使钢中碳化物球化而进行的退火，得到在铁素体基体上均匀分布的球状或颗粒状碳化物的组织，从而降低硬度，改善切削加工性能。球化组织不仅比片状组织有更好的塑性和韧性，而且硬度稍低。此外，文献可查，对比钢CS2属铬钼系热作模具钢，其工业淬火温度为1020~1050℃，此温度下，Mo和W的碳化物可以大部分溶解。

经固溶（示例钢固溶温度900℃，对比钢固溶温度1020℃）/无固溶处理后，以任意方式冷却至室温；再进行400~550℃（示例钢）、550℃~580℃（对比钢）硬化处理，然后空冷至室温。示例钢和对比钢的固溶处理和硬化处理工艺参数如表2所示。

众所周知，硬化效果与硬化处理温度和硬化处理时间都有关系。硬化效果随硬化温度/时间呈先升高至最大值后降低的趋势，而硬化效果与韧性呈相反的趋势，即硬化效果越好，韧性越差。本发明的示例钢和对比钢均选取了它们各自硬度-韧性匹配最好的硬化处理工艺。关于示例钢和对比钢的硬化效果-温度/时间工艺探索过程和结果在本文不做展示。本说明书仅给出最优化硬化工艺。在硬化处理过程中，在500℃出现二次硬化峰，回火硬度最高，但韧性最差，所以在使用前的硬化处理时都避开了其二次硬化峰温度，选择在580℃做硬化处理，能够获得好的硬度和韧性匹配。而为了避免碳化物粗化，选择了2h+2h的二次硬化方式。

表2本发明示例钢和对比钢的固溶处理和硬化处理工艺参数

钢号	固溶温度/℃	固溶时间/h	硬化温度/℃	硬化时间/h
					HTC1	-	-	450	24
HTC1’	900	1	450	24
					HTC2	-	-	400	48
HTC3	-	-	450	16
					HTC4	-	-	500	8
HTC5	-	-	550	2
					HTC5’	900	1	550	2
CS1	1020	1	580	2+2
					CS2	1020	1	580	2+2

硬化处理后将7.2×10×55mm的样品使用砂纸打磨，将表面磨至光亮后，使用硬度计进行不同硬化温度和硬化时间下的样品硬度测试。采用的硬度测量模式为洛氏硬度。表3出示了示例钢和对比钢热轧后的硬度值。表4出示了示例钢和对比钢硬化处理后的硬度值。

表3 本发明示例钢和对比钢热轧后的硬度值（HRC）

钢号	HTC1	HTC2	HTC3	HTC4	HTC5	CS1	CS2
								硬度	32.2	33.1	35.3	37.8	37.1	32.5	42.4

表4 本发明示例钢和对比钢硬化处理后的硬度值（HRC）

钢号	HTC1（无固溶）	HTC1’（固溶）	HTC2（无固溶）	HTC3（无固溶）	HTC4（无固溶）	HTC5（无固溶）	HTC5’（固溶）	CS1（固溶）	CS2（固溶）
										硬度	49.1	49.2	50.1	52.2	50.1	54.1	54.1	48.1	51.2

示例钢HTC1-5经过热轧处理后的硬度值均低于HRC38，这是因为示例钢在热轧后其硬化相Cu析出和NiAl完全没有析出，起不到强化的效果，而Mo、W碳化物因为在合金设计过程中已经调整了合金配比，其形貌细小，弥散分布于基体，而不会形成片层状的碳化物，故其硬度值较低，不需要再进行球化退火处理就可以直接进行机械加工。

对比钢CS1热轧后的硬度值与示例钢近似，其原因是Cu未析出，而且碳化物不多。对比钢CS2其强化相只有碳化物，热轧后在冷去的过程中，形成片层状的珠光体组织和碳化物，所以其硬度超过HRC 42，无法进行机械加工，要进行球化退火，软化后再加工。

经过表2所示的硬化处理工艺处理后，示例钢HTC1-5中的析出为合金碳化物(Mo,W)₃Fe₃C析出，Cu析出，金属间化合物NiAl析出，还包括了NbC析出。

示例钢和对比钢硬化处理后析出相的面积分数、平均尺寸如表5所示。

表5 示例钢、对比钢硬化处理后析出相的面积分数及平均尺寸

析出相	Cu（个/μm3）	NiAl（个/μm3）	碳化物（分数）	一/二次碳化物（平均尺寸nm）	VC（分数/平均尺寸nm）
						HTC1	12514	16948	0.31%	73nm/7.5nm	—
HTC2	17625	19786	0.29%	79nm/7.7nm	—
						HTC3	19457	11376	0.34%	81nm/7.3nm	—
HTC4	11982	0	1.5%	81nm/8.4nm	—
						HTC5	12007	0	2.0%	85nm/9.1nm	—
CS1	9765	20531	0.2%	107.8nm/9.6nm	0.15%/9.3nm
						CS2	—	—	6.3%	123.4nm/21.6nm	0.9%/21.4nm

对比钢CS1包含了Cu的析出，Mo碳化物析出；CS2中的强化相只包含碳化物的强化，有Cr的碳化物，VC，Mo和W的碳化物。

硬化处理后将7.2×10×55mm的样品按照北美压铸协会的无缺口冲击试样标准机械打磨成7×10×55mm无缺口冲击试样，进行450J摆锤无缺口室温试样冲击实验。示例钢和对比钢HTC1-HTC5和对比钢CS1、CS2的无缺口室温试样冲击功如表6所示。

表6 本发明示例钢和对比钢的无缺口试样（7×10×55mm）室温冲击功（J）

钢号	HTC1（无固溶）	HTC1’（固溶）	HTC2（无固溶）	HTC3（无固溶）	HTC4（无固溶）	HTC5（无固溶）	HTC5’（固溶）	CS1（固溶）	CS2（固溶）
										冲击功	357	356	326	293	274	259	257	271	196

示例钢HTC1-5和对比钢CS1的冲击功均大于250J，对比钢CS2的冲击功没有超过200J。综合的看，示例钢HTC1-5在硬化处理过程中，其析出强化相为Mo、W的碳化物，纯Cu析出，金属间化合物NiAl，和微合金碳化物，这些析出相的析出温度都比较接近，析出温度都比较接近能够保证同一温度下，各相都能析出，从而保证性能，而且由于依赖置换元素Cu、Ni和Al的析出强化，其在基体中的扩散能力远小于C元素，所以其析出相的尺寸都比较小，析出相的硬化效果显著，而且对冲击韧性影响较对比钢CS2低。虽然对比钢CS1中含有Cu的析出，但量少。CS2中的析出相只有碳化物，在低于500℃时其析出相很少析出，500℃处于其二次硬化峰温度，钢的硬度最大，而韧性最差。选择在580℃保温2小时回火2次，也是在韧性和硬度之间求一个平衡。但其大的碳化物尺寸在0.5~3μm之间，相较于3~10nm的Cu析出和NiAl析出，尺寸还是要粗化很多，其对韧性的影响也是很大。故其冲击功小于200J。

按照表2的硬化工艺对示例钢HTC1-5和对比钢CS1、CS2进行硬化处理后，将φ12.7×2.2mm圆柱体样品用1000目砂纸磨成φ12.7×2.0mm，在DLF2800闪光导热仪上进行热导率测量。测量工艺为： 25℃下用5K/min速率到100℃，在100℃稳定约10分钟，然后测试，然后继续稳定10分钟，再测试第二次，再稳定10分钟，测第3次。 3次测完，5K/min速率到200℃，依次这样升到400℃、 500℃和600℃， 然后冷却到室温。（相当于在测试温度下保温30分钟），获得热扩散系数和比热容数据。由热扩散系数、比热容和密度计算出合金的热导率。

由于实际测试温度与所要求的测试温度不同（比如希望测400℃，实际测的是396℃），将所测得的热扩散系数与温度曲线进行多项式拟合，从而获得整数温度下的热扩散系数，这么做的依据是：热扩散系数是温度的连续函数。同理，比热数据要与纯铁的比热容数据进行拟合后获得整数温度下的比热容数据。

导热系数λ=α×c _p ×ρ×100，热扩散系数α的单位是cm²/s，比热容c_p的单位是J/(gK)，密度的单位 g/(cm³)，直接算出的单位是 W/（cmK) ×100，得到的单位是W/（mK）。

经测量和计算后得到的示例钢和对比钢在20~600℃的热导率数据如表7和曲线如图4所示。由图4可以看出，对比钢CS1中Cu含量低于示例钢HTCS1-5，是其热导率低的原因。

表7 本发明示例钢和对比钢在25~600℃下的热导率（W/（mK））

温度	HTC1（无固溶）	HTC2（无固溶）	HTC3（无固溶）	HTC4（无固溶）	HTC5（无固溶）	CS1（无固溶）	CS2（无固溶）	HTC1’（固溶）	HTC5’（固溶）
										25	36.15	37.60	39.70	36.60	38.16	21.12	20.11	36.25	38.26
100	37.05	39.14	41.75	38.14	39.90	22.01	22.03	37.15	39.93
										200	38.77	40.04	43.50	39.04	40.70	22.72	23.20	38.87	40.73
300	39.34	41.01	45.27	39.62	41.09	24.24	24.01	39.44	41.11
										400	38.80	38.11	43.16	38.11	40.15	25.15	25.13	38.80	40.16
500	37.441	36.03	41.61	37.03	40.04	25.42	25.34	37.46	40.24

示例钢和对比钢的冲击功-硬度-热导率曲线如表8所示。

表8 本发明示例钢和对比钢的硬度、冲击功与热导率

钢种	热导率/ W/（mK）	冲击功/J	硬度/HRC
				HTC1	39	357	49.1
HTC2	41	326	50.1
				HTC3	45	293	52.2
HTC4	38	274	50.1
				HTC5	40	259	54.1
CS1	32	271	48.1
				CS2	43	196	51.2

由表8可以看出，示例钢HTC1-5的冲击功均大于250J，硬度值大于HRC42，热导率大于35W/mK。对比钢CS1的冲击功虽然大于250J，硬度值大于HRC42，但其热导率却是32W/mK。对比钢CS2虽然具有高硬度（HRC 51.2）、较高的热导率（43W/mK），但其韧性较差，冲击功远低于示例钢HTCS1-5。

本发明设计的模具钢，优选情况下，不经过固溶处理和经过固溶处理的硬度、冲击功和热导率没有本质区别。示例钢HTC1-5同时兼具高硬度、高韧性和高导热的原因，是因为在钢中加入合金元素后，一方面，Mo、W、Ni都是提高导热的合金元素，Mo、W碳化物的导热性高于Cr的碳化物和渗碳体Fe₃C，而当Ni即使固溶于基体中是也会提高基体的热导率；另一方面，在硬化处理过程中，其合金元素从基体中析出充分，尺寸细小，Cu、金属间化合物NiAl、二次碳化物(Mo,W)₃Fe₃C的平均尺寸均小于10nm，而且Cu、金属间化合物NiAl析出相即使熟化，其尺寸也不会超过10nm，而优选硬化温度又使得碳化物不会粗化；最后，NiAl析出后与基体保持着共格关系，不会造成基体的晶体结构畸变，促进导热。三者共同贡献了本发明热作模具钢的高硬度、高韧性和高热导率。而对比钢CS1中因为添加了含量较高的V，V的过量一方面造成基体晶体结构的畸变，另一方面，VC不具有良好的导热能力。对比钢CS2因为C含量高，而且添加了较多的Mo、W元素，易于形成尺寸粗大的碳化物，虽然这些碳化物本身具有良好的热导率，同时提高了材料的硬度。但是对韧性的恶化也是非常明显，冲击功未超过200J，在使用的过程中会因为韧性差断裂而提前导致模具的直接失效，连修复的机会都没有。

综上所述，本发明的热作模具其固溶的合金元素在基体中充分析出，金属析出物、金属间化合物析出物、碳化物析出尺寸均具有良好的热导率，且尺寸小于10nm，从而在硬化热处理后合金的导热率升高，而且避免了硬化导致韧性的恶化，而且简化了现行模具钢的生产工艺，降低了制造成本，在现有热处理和加工设备上生产制造。

本发明的热作模具可用于钢板热冲压成形模具、铝合金压铸、塑料热作模具等。

以上实施例和实验数据旨在示例性地说明本发明，本领域的技术人员应该清楚的是本发明不仅限于这些实施例，在不脱离本发明保护范围的情况下，可以进行各种变更。

Claims (16)

1.一种热作模具，其特征在于，其钢材合金成分以重量百分比计包括Cu：2～8％，Ni：0.8～6％，且Ni:Cu≥0.4，C:0～0.2％，Mo:0～3％，W:0～3％，Nb:0～0.2％，Mn:0～0.8％，Cr:0～1％，Al：0～3％，其余为Fe及杂质，其钢材室温下硬度≥HRC49.1。

2.根据权利要求1所述的热作模具，其特征在于，其钢材以重量百分比计，其合金成分进一步还包括：满足Ni：Al≥2。

3.根据权利要求1所述的热作模具，其特征在于，其钢材以重量百分比计，其合金成分进一步还包括：满足Ni：Al在2～2.5。

4.根据权利要求1所述的热作模具，其特征在于，其钢材以重量百分比计，其合金成分进一步还包括：

1)(Mo+W)≤6％；

2)(Mo+W)：2/3C在8～35；

3)Mo：1/2W≥0.5。

5.根据权利要求1所述的热作模具，其特征在于，包含用于钢板热冲压成形模具、铝合金压铸、热锻模具、热挤压模具、压铸模具、热镦锻模具。

6.根据权利要求1所述的热作模具，其特征在于，其微观组织包括：10000～20000个/μm³的Cu的析出物，其平均尺寸为10nm以下。

7.根据权利要求1所述的热作模具，其特征在于，其微观组织进一步还包括：10000～20000个/μm³的NiAl金属间化合物析出，其平均尺寸为10nm以下。

8.根据权利要求1所述的热作模具，其特征在于，其微观组织包括以面积计进一步包括：2％以下的Mo和W的合金碳化物，其一次碳化物平均尺寸为100nm以下，二次碳化物平均尺寸为10nm以下。

9.根据权利要求1所述的热作模具，其特征在于，其钢材室温下性能为：热导率≥35W/mK、无缺口7×10mm试样室温冲击功≥250J。

10.一种热处理方法，其特征在于，根据权利要求1至9中任一项所述的热作模具，由如下热处理方法获得，所述方法包括：

a)硬化热处理：在400～550℃保温0.1至96小时,然后以任意方式冷却至室温。

11.根据权利要求10所述的热处理方法，其中，硬化热处理在450～550℃保温2～24小时。

12.根据权利要求10所述的热处理方法，其中，冷却至室温的方式为空冷。

13.根据权利要求10所述的热处理方法，其中，在a)硬化热处理工序之前，还进行：

b)固溶处理：在800～1200℃保温0.1至72小时，然后以任意方式冷却至室温。

14.根据权利要求13所述的热处理方法，所述固溶处理的保温在900～950℃持续0.1至72小时。

15.根据权利要求13所述的热处理方法，在固溶处理中保温之后，冷却至室温的方式为空冷。

16.根据权利要求13所述的热处理方法，在固溶处理后，钢材的硬度≤38HRC。

Images