CN116516130B - 一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢及其制备方法 - Google Patents

一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种高硬度高冲击韧性Cr‑Mo‑V系热作模具钢及其制备方法，涉及钢的热加工及热处理技术领域，包括：S1、锻造：控制钢坯的始锻温度和终锻温度，当温度低于1140℃时回炉升温再进行锻造处理，锻造后立即风冷至300℃后自然冷却；S2、固溶：将锻坯加热之后保温，油冷冷却；S3、退火：采用随炉升温，阶梯式降温和保温，保温结束后随炉冷却至300℃以下出炉自然冷却；S4、调质热处理：采用淬火+三次回火处理，先淬火加热之后保温，油冷冷却，然后回火加热之后保温，空冷冷却。本发明方法制备的热作模具钢在最终硬度为53±1HRC时，其冲击功仍能达到较高水平，继而提高模具耐磨性并延长模具使用寿命。

Description

一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及钢的热加工及热处理技术领域，尤其涉及一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢及其制备方法。
背景技术
热作模具钢是指适宜于制作对金属进行热变形加工的模具用的合金工具钢，如热锻模、热挤压模、压铸模、热墩模等。很多国家重点建设项目和战略性新兴产业，如新能源、海洋工程、生物工程、医疗、交通等行业的发展都需要大量的热作模具来支撑，这也使得热作模具钢的需求量大增。其中又以Cr-Mo-V系热作模具钢，产量最大，应用范围最广。
Cr-Mo-V系热作模具钢主要依靠合金元素Cr、Mo、V在钢中固溶强化以及形成合金碳化物来起到细化晶粒、改善组织从而达到提高钢的强韧性的目的。模具工作过程因承受相当大的交变应力和摩擦力原因，要求模具能够在强烈摩擦下仍保持其尺寸精度，实际工程应用中，经常有模具在工作过程中承受复杂的应力（机械载荷、冲击、扭转、剪切应力等），而在较大的应力作用下模具因韧性不足，致使模具局部或边缘发生断裂而出现早期失效情况。因此，为了延长模具的使用寿命，就必须保证模具钢既要具有高的硬度，又要保持足够的韧性。而影响模具钢韧性的因素有很多，包括钢的晶粒大小，碳化物的类型、数量、尺寸和分布以及残余奥氏体的含量等。如：晶粒粗化对钢的韧性不利，不同的碳化物类型及碳化物不均匀分布等也会降低钢的韧性。
专利CN107653416B公开了一种具有高韧性、高等向性的高级热作模具钢ZW868，组成为：C为0.35-0.40 %，Si≤0.25 %，Mn为0.30-0.50 %，Cr为5.00-5.30 %，Mo为2.20-2.40%，V为0.50-0.65 %，P≤0.010 %，S≤0.001 %，Ni≤0.20 %，Cu≤0.10 %，Nb为0.005-0.020%，余量为Fe和不可避免的杂质。该发明的热作模具钢经淬火，回火处理后，最终硬度为45±1 HRC，单个无缺口横向冲击功≥380 J，平均无缺口横向冲击性能≥400 J；横、纵向无缺口冲击功之比≥0.96，即在较高冲击韧性情况下其硬度较低，对模具的耐磨性及使用寿命均不利。
专利CN111593257B公开了一种高韧性、高热稳定性热作模具钢及其制备方法，具体工艺路线如下：同时采用电炉冶炼、钢包精炼炉精炼、真空精炼炉精炼、电极坯浇铸、保护气氛电渣炉重熔、锻造、超细化处理、球化退火生产工艺。该申请的热作模具钢制备方法涉及冶炼原料的精选，超洁净化控制方法，对冶炼工装设备的要求较高，同时成本投入较大，最终成品硬度分布在45 HRC左右，冲击功在400 J左右，同样存在较高冲击韧性情况下其硬度较低的问题，对模具的耐磨性及使用寿命均不利。
为此，如何在确保高硬度和强度的前提下提升模具钢的冲击韧性，是目前热作模具钢领域丞待解决的问题。
发明内容
本发明目的在于提供一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢及其制备方法，采用本发明方法生产的热作模具钢在最终硬度为53±1 HRC时，其冲击功仍能达到较高水平，继而提高模具耐磨性并延长模具使用寿命。为实现上述目的，本发明提供如下技术方案：
本发明提供了一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢的制备方法，所述方法包括如下步骤：
步骤S1、锻造：锻造时将钢坯的始锻温度和终锻温度均控制在1140℃～1180℃，锻造过程中当有温度低于1140℃时，回炉升温再将钢坯进行锻造处理，采用X、Y、Z多方向墩、拔，确保锻造比≥4.0，锻造后立即风冷至300℃后自然冷却；
步骤S2、固溶：固溶时将锻坯加热至1080℃～1100℃，保温时间为1h～2h，冷却方式为油冷；
步骤S3、退火：退火时采用随炉升温，阶梯式降温和保温，第一段加热温度为1050℃～1100℃，保温时间为0.5h～1h，保温结束后以100℃/h的冷速炉冷至900℃～950 ℃，保温5h～10h，再以100℃/h的冷速炉冷至860℃～900℃，保温15h～20h，保温结束后随炉冷却至300℃以下出炉自然冷却；
步骤S4、调质热处理：调质热处理时采用淬火+三次回火处理，淬火加热温度为1020℃～1040℃，保温时间为0.5h～1h，冷却方式为油冷，回火加热温度为560℃～600℃，保温4h～6h，冷却方式为空冷。
作为一种优选的实施方式，所述步骤S1中，钢坯的化学组成按质量百分比为：C：0.40%～0.50%；Si：≤0.50%；Mn：≤0.50%；Cr：5.00%～5.50%；Mo：1.60%～2.30%；V：0.80%～1.20%；W：0.50 %～0.80%；余量为Fe及不可避免的杂质。
作为一种优选的实施方式，按质量百分比计，不可避免的杂质包括P和S；其中，P≤0.008%，S≤0.005%。
作为一种优选的实施方式，所述步骤S1中，将锻造初始组织调控为碳化物总体积分数≤5%，且晶粒尺寸为15μm～30μm的马氏体组织；其中，所述碳化物类型包括M7C3、M23C6、MC和M6C。
作为一种优选的实施方式，所述步骤S2中，对锻坯中的碳化物进行充分固溶处理。
作为一种优选的实施方式，所述步骤S3中，将微观组织调控为碳化物总体积分数≥5%，且晶粒尺寸为15μm～25μm的珠光体组织；其中，所述碳化物类型包括M6C和MC。
作为一种优选的实施方式，所述步骤S4中，将微观组织调控为碳化物总体积分数≥8%，且晶粒尺寸为15μm～25μm，铁素体为短棒状和颗粒状的回火索氏体组织；其中，所述碳化物类型包括M23C6、M6C和MC，且含量依次为M23C6＞M6C＞MC。
本发明还提供了一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢，采用上述方法制备而成，所述Cr-Mo-V系热作模具钢的化学组成按质量百分比为：C：0.40%～0.50%；Si：≤0.50%；Mn：≤0.50%；Cr：5.00%～5.50%；Mo：1.60%～2.30%；V：0.80%～1.20%；W：0.50%～0.80%；余量为Fe和不可避免的杂质；其中，不可避免的杂质包括P和S，P≤0.008%，S≤0.005%。
作为一种优选的实施方式，所述Cr-Mo-V系热作模具钢的力学性能包括：硬度为53±1HRC，无缺口冲击吸收功＞360J，延伸率＞10.5%，抗拉强度＞1980MPa，屈服强度＞1850MPa。
本发明的技术效果和优点：
第一，本发明通过“锻造+固溶+退火+调质”四个工序联合控制，最终将微观组织调控为碳化物数量依次为M23C6＞M6C＞MC，碳化物（M23C6+M6C+MC）体积分数≥8 %，M23C6和MC呈颗粒状细小弥散分布，M6C呈球状或近球状，且晶粒尺寸为15μm～25μm，铁素体为短棒状和颗粒状的回火索氏体组织。
第二，本发明的充分利用细晶强化和碳化物类型及尺寸、分布对钢材塑韧性的贡献，外加改变铁素体形貌避免针状铁素体对冲击韧性带来的不利影响，从而能够在保证高硬度和高强度等级一致的前提下，将钢的冲击韧性提升至原来的2倍左右。
第三，本发明的热作模具钢拥有高强高韧及高耐磨性等优异的综合力学性能，最终硬度为53±1 HRC时，无缺口冲击吸收功＞360 J（尺寸为7×10×55mm），延伸率＞10.5%，抗拉强度＞1980 MPa，屈服强度＞1850 MPa，采用该热作模具钢制备的模具将具有更长的使用寿命，更能适应市场对高端模具的需求。
第四，本发明方法生产的热作模具钢未涉及冶炼工序的高成本控制，只涉及热加工变形及热处理工序，对设备工装要求不高，不会增加额外成本，且该发明的热作模具钢具有高硬度的同时还保持有足够的韧性，可直接增加模具的耐磨性及使用寿命。
本发明的其它特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分地从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在说明书以及附图中所指出的结构来实现和获得。
附图说明
图1为本发明示例性实施例1的Cr-Mo-V系热作模具钢的高倍数（标尺为5μm）金相组织图；
图2为本发明示例性实施例1的Cr-Mo-V系热作模具钢的低倍数（标尺为10μm）金相组织图；
图3为本发明示例性对比例1的Cr-Mo-V系热作模具钢的高倍数（标尺为5μm）金相组织图；
图4为本发明示例性对比例1的Cr-Mo-V系热作模具钢的低倍数（标尺为10μm）金相组织图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
为解决现有技术的不足，本发明公开了一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢的制备方法，包括锻造、固溶、退火和调质热处理工序。具体实施步骤如下：
步骤S1、锻造工序：
锻造时将钢坯的始锻温度和终锻温度均控制在1140℃～1180℃，锻造过程中当有温度低于1140℃时，需回炉升温再将钢坯进行锻造处理，采用X、Y、Z多方向墩、拔，确保锻造比≥4.0，锻造后立即风冷至300℃后自然冷却；
在本发明的步骤S1中，所述钢坯的化学组成按质量百分比为：C：0.40%～0.50%；Si：≤0.50%；Mn：≤0.50 %；Cr：5.00%～5.50%；Mo：1.60%～2.30%；V：0.80%～1.20%；W：0.50%～0.80%；余量为Fe和不可避免的杂质；其中，不可避免的杂质包括P和S，P≤0.008%，S≤0.005%；
该锻造工序的目的是对原始晶粒进行充分破碎并完全再结晶形成细小晶粒，并将锻造初始组织调控为碳化物类型包括M7C3+M23C6+MC+M6C，且碳化物（M7C3+M23C6+MC+M6C）的体积分数≤5 %，以及晶粒尺寸为15μm～30μm的马氏体组织；
步骤S2、固溶工序：
固溶时将锻坯加热至1080℃～1100℃，保温时间为1h～2h，冷却方式为油冷。
该固溶工序的目的是将步骤S1锻造工序之后得到的锻坯中的碳化物充分固溶进基体。
步骤S3、退火工序：
退火时采用随炉升温，阶梯式降温和保温，第一段加热温度为1050℃～1100℃，保温时间为0.5h～1h，保温结束后以100℃/h的冷速炉冷至900℃～950℃，保温5h～10h，再以100℃/h的冷速炉冷至860℃～900℃，保温15h～20h，保温结束后随炉冷却至300℃以下出炉自然冷却；
该退火工序采用高温短时保温，既可以将锻造过程析出的大颗粒不均匀碳化物完全固溶，又可以防止晶粒长大。同时在中温段保温以抑制M7C3的析出，辅之以低温段长时间保温确保M6C和MC的大量析出及均匀化，还可利用细小弥散的碳化物起到细化晶粒的作用。
该退火工序的目的是将步骤S2固溶工序之后得到的锻坯中的微观组织调控为碳化物类型只包括M6C和MC两种，且碳化物（M6C+MC）的体积分数≥5%，各碳化物均呈细小弥散析出，均匀分布，以及晶粒尺寸为15μm～25μm的珠光体组织。
步骤S4、调质热处理工序：
调质热处理时采用淬火+三次回火处理，淬火加热温度为1020℃～1040℃，保温时间为1h～2h，冷却方式为油冷，回火加热温度为560℃～600℃，保温时间为4h～6h，冷却方式为空冷，其中第一次回火温度为560℃，保温时间为6h，第二次回火温度为580℃，保温时间为4h，第三次回火温度为600℃，保温时间为4h；
该调质热处理工序目的是将步骤S3退火工序之后得到的锻坯中的微观组织调控为碳化物数量依次为M23C6＞M6C＞MC，且碳化物（M23C6+M6C+MC）的体积分数≥8%，M23C6和MC呈颗粒状细小弥散分布，M6C呈球状或近球状，以及晶粒尺寸为15μm～25μm，铁素体为短棒状和颗粒状的回火索氏体组织。
基于上述方法，本发明还提供了一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢，所述Cr-Mo-V系热作模具钢的化学组成按质量百分比为：C：0.40%～0.50%；Si：≤0.50%；Mn：≤0.50%；Cr：5.00%～5.50%；Mo：1.60%～2.30%；V：0.80%～1.20%；W：0.50%～0.80%；余量为Fe和不可避免的杂质；其中，不可避免的杂质包括P和S，P≤0.008%，S≤0.005%。
实施例1：
本发明示例性实施例1提供了一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢的制备方法，包括锻造、固溶、退火和调质热处理工序。具体实施步骤如下：
步骤S1、锻造工序：
将钢坯的始锻温度控制在1170℃，终锻温度均控制在1145℃，锻造过程当有温度低于1140℃时需回炉升温再进行锻造处理，共回炉补温2次，然后采用X、Y、Z多方向墩、拔，确保锻造比为4.0，锻造后立即风冷至300℃后自然冷却；
步骤S2、固溶工序：
将锻坯加热至1080℃，保温1 h后油冷至室温。
步骤S3、退火工序：
采用随炉升温，阶梯式降温和保温，第一段加热温度为1090℃，保温时间为0.5h，保温结束后以100℃/h的冷速炉冷至930℃，保温8h，再以100℃/h的冷速炉冷至880℃，保温15h，保温结束后随炉冷却至300℃以下出炉自然冷却。
步骤S4、调质处理工序：
采用淬火+三次回火处理，淬火加热温度为1020℃，保温时间为2h，冷却方式为油冷，回火加热温度为560℃～600℃，保温时间为4h～6h，冷却方式为空冷，其中第一次回火温度为560℃，保温时间为6h，第二次回火温度为580℃，保温时间为4h，第三次回火温度为600℃，保温时间为4h。
基于上述方法，本发明示例性实施例1还提供了一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢，如表1所示，所述Cr-Mo-V系热作模具钢的化学组成按质量百分比为：C：0.44%；Si：0.29%；Mn：0.36%；Cr：5.15%；Mo：1.67%；V：0.92%；W：0.58%；P：0.0010%；S：0.0006%；余量为Fe。图1为本发明示例性实施例1的Cr-Mo-V系热作模具钢的高倍数（标尺为5μm）金相组织图；图2为本发明示例性实施例1的Cr-Mo-V系热作模具钢的低倍数（标尺为10μm）金相组织图；如图1-2所示，M23C6和MC呈颗粒状细小弥散分布，M6C呈球状或近球状，且晶粒尺寸为15μm ～ 25μm，铁素体为短棒状和颗粒状。
实施例2：
本发明示例性实施例2提供了一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢的制备方法，包括锻造、固溶、退火和调质热处理工序。具体实施步骤如下：
步骤S1、锻造工序：
将钢坯的始锻温度控制在1180℃，终锻温度均控制在1140℃，锻造过程当有温度低于1140℃时需回炉升温再进行锻造处理，共回炉补温1次，然后采用X、Y、Z多方向墩、拔，确保锻造比为4.0，锻造后立即风冷至300℃后自然冷却；
步骤S2、固溶工序：
将锻坯加热至1100℃，保温1.0h后油冷至室温。
步骤S3、退火工序：
采用随炉升温，阶梯式降温和保温，第一段加热温度为1100℃，保温时间为1.0h，保温结束后以100℃/h的冷速炉冷至950℃，保温8h，再以100℃/h的冷速炉冷至860℃，保温18h，保温结束后随炉冷却至300℃以下出炉自然冷却。
步骤S4、调质处理工序：
采用淬火+三次回火处理，淬火加热温度为1030℃，保温时间为1h，冷却方式为油冷，回火加热温度为560℃～600℃，保温时间为4h～6h，冷却方式为空冷，其中第一次回火温度为560℃，保温时间为6 h，第二次回火温度为580℃，保温时间为4 h，第三次回火温度为600℃，保温时间为4 h。
基于上述方法，本发明示例性实施例2还提供了一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢，如表1所示，所述Cr-Mo-V系热作模具钢的化学组成按质量百分比为：C：0.47%；Si：0.28%；Mn：0.37%；Cr：5.30%；Mo：2.21%；V：1.01%；W：0.64%；P：0.0012%；S：0.0005%；余量为Fe。
实施例3：
本发明示例性实施例3提供了一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢的制备方法，包括锻造、固溶、退火和调质热处理工序。具体实施步骤如下：
步骤S1、锻造工序：
将钢坯的始锻温度控制在1175℃，终锻温度均控制在1150℃，锻造过程当有温度低于1140℃时需回炉升温再进行锻造处理，共回炉补温1次，然后采用X、Y、Z多方向墩、拔，确保锻造比为4.5，锻造后立即风冷至300℃后自然冷却；
步骤S2、固溶工序：
将锻坯加热至1090℃，保温1.5h后油冷至室温。
步骤S3、退火工序：
采用随炉升温，阶梯式降温和保温，第一段加热温度为1090℃，保温时间为1.0h，保温结束后以100℃/h的冷速炉冷至910℃，保温10h，再以100℃/h的冷速炉冷至900℃，保温20h，保温结束后随炉冷却至300℃以下出炉自然冷却。
步骤S4、调质处理工序：
采用淬火+三次回火处理，淬火加热温度为1040℃，保温时间为2h，冷却方式为油冷，回火加热温度为560℃～600℃，保温时间为4h～6h，冷却方式为空冷，其中第一次回火温度为560℃，保温时间为6 h，第二次回火温度为580℃，保温时间为4 h，第三次回火温度为600℃，保温时间为4 h。
基于上述方法，本发明示例性实施例3还提供了一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢，如表1所示，所述Cr-Mo-V系热作模具钢的化学组成按质量百分比为：C：0.40%；Si：0.30%；Mn：0.41%；Cr：5.06%；Mo：1.83%；V：1.09%；W：0.72%；P：0.0010%；S：0.0008%；余量为Fe。
实施例4：
本发明示例性实施例4提供了一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢的制备方法，包括锻造、固溶、退火和调质热处理工序。具体实施步骤如下：
步骤S1、锻造工序：
将钢坯的始锻温度控制在1180℃，终锻温度均控制在1145℃，锻造过程当有温度低于1140℃时需回炉升温再进行锻造处理，共回炉补温2次，然后采用X、Y、Z多方向墩、拔，确保锻造比为4.0，锻造后立即风冷至300℃后自然冷却；
步骤S2、固溶工序：
将锻坯加热至1080℃，保温2h后油冷至室温。
步骤S3、退火工序：
采用随炉升温，阶梯式降温和保温，第一段加热温度为1080℃，保温时间为0.5h，保温结束后以100℃/h的冷速炉冷至900℃，保温5h，再以100℃/h的冷速炉冷至860℃，保温15h，保温结束后随炉冷却至300℃以下出炉自然冷却。
步骤S4、调质处理工序：
采用淬火+三次回火处理，淬火加热温度为1030℃，保温时间为1h，冷却方式为油冷，回火加热温度为560℃～600℃，保温时间为4h～6h，冷却方式为空冷，其中第一次回火温度为560℃，保温时间为6 h，第二次回火温度为580℃，保温时间为4 h，第三次回火温度为600℃，保温时间为4 h。
基于上述方法，本发明示例性实施例4还提供了一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢，如表1所示，所述Cr-Mo-V系热作模具钢的化学组成按质量百分比为：C：0.43%；Si：0.26%；Mn：0.38%；Cr：5.27%；Mo：1.71%；V：0.87%；W：0.61%；P：0.0014%；S：0.0004%；余量为Fe。
实施例5：
本发明示例性实施例5提供了一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢的制备方法，包括锻造、固溶、退火和调质热处理工序。具体实施步骤如下：
步骤S1、锻造工序：
将钢坯的始锻温度控制在1170℃，终锻温度均控制在1140℃，锻造过程当有温度低于1140℃时需回炉升温再进行锻造处理，共回炉补温2次，然后采用X、Y、Z多方向墩、拔，确保锻造比为4.0，锻造后立即风冷至300℃后自然冷却；
步骤S2、固溶工序：
将锻坯加热至1090℃，保温2h后油冷至室温。
步骤S3、退火工序：
采用随炉升温，阶梯式降温和保温，第一段加热温度为1100℃，保温时间为1.0h，保温结束后以100℃/h的冷速炉冷至930℃，保温5h，再以100℃/h的冷速炉冷至880℃，保温18h，保温结束后随炉冷却至300℃以下出炉自然冷却。
步骤S4、调质处理工序：
采用淬火+三次回火处理，淬火加热温度为1020℃，保温时间为2h，冷却方式为油冷，回火加热温度为560℃～600℃，保温时间为4h～6h，冷却方式为空冷，其中第一次回火温度为560℃，保温时间为6 h，第二次回火温度为580℃，保温时间为4 h，第三次回火温度为600℃，保温时间为4 h。
基于上述方法，本发明示例性实施例5还提供了一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢，如表1所示，所述Cr-Mo-V系热作模具钢的化学组成按质量百分比为：C：0.45%；Si：0.40%；Mn：0.38%；Cr：5.39%；Mo：2.01%；V：1.14%；W：0.66%；P：0.0008%；S：0.0006%；余量为Fe。
对比例1：
本发明示例性对比例1提供了一种Cr-Mo-V系热作模具钢的制备方法，包括锻造、退火和调质热处理工序。具体实施步骤如下：
步骤S1、锻造工序：
采用常规锻造法，将钢坯的始锻温度控制为1180℃，终锻温度控制为950℃以下，锻后自然冷却至室温。
步骤S2、退火工序：
采用常规球化退火工艺，第一段加热温度为860℃，保温时间为20h，保温结束后随炉冷却至300℃以下出炉自然冷却。
步骤S3、调质处理工序：
采用淬火+三次回火处理，淬火加热温度为1030℃，保温时间为1h，冷却方式为油冷，回火加热温度为560℃～600℃，保温时间为4h～6h，冷却方式为空冷，其中第一次回火温度为560℃，保温时间为6h，第二次回火温度为560℃，保温时间为4h，第三次回火温度为560℃，保温时间为4h。
基于上述方法，本发明示例性对比例1还提供了一种Cr-Mo-V系热作模具钢，如表1所示，所述Cr-Mo-V系热作模具钢的化学组成按质量百分比为：C：0.42%；Si：0.31%；Mn：0.37%；Cr：5.14%；Mo：1.69%；V：0.83%；W：0.67%；P：0.0010%；S：0.0005%；余量为Fe。图3为本发明示例性对比例1的Cr-Mo-V系热作模具钢的高倍数（标尺为5μm）金相组织图；图4为本发明示例性对比例1的Cr-Mo-V系热作模具钢的低倍数（标尺为10μm）金相组织图，如图3-4所示，M23C6、MC、M6C所有碳化物均较细小，部分呈串链状，尤其M6C尺寸过于细小，且晶粒尺寸为25 μm ～ 40 μm，铁素体为片状和块状，此种组织会极大地降低钢的韧性。
对比例2：
本发明示例性对比例2提供了一种Cr-Mo-V系热作模具钢的制备方法，包括锻造、退火和调质热处理工序。具体实施步骤如下：
步骤S1、锻造工序：
采用常规锻造法，将钢坯的始锻温度控制为1180℃，终锻温度控制为950℃以下，锻后自然冷却至室温。
步骤S2、退火工序：
采用常规球化退火工艺，第一段加热温度为860℃，保温时间为25h，保温结束后随炉冷却至300℃以下出炉自然冷却。
步骤S3、调质处理工序：
采用淬火+三次回火处理，淬火加热温度为1030℃，保温时间为1h，冷却方式为油冷，回火加热温度为560℃～600℃，保温时间为4h～6h，冷却方式为空冷，其中第一次回火温度为560℃，保温时间为4h，第二次回火温度为560℃，保温时间为4h，第三次回火温度为560℃，保温时间为4h。
基于上述方法，本发明示例性对比例2还提供了一种Cr-Mo-V系热作模具钢，如表1所示，所述Cr-Mo-V系热作模具钢的化学组成按质量百分比为：C：0.48%；Si：0.29%；Mn：0.40%；Cr：5.37%；Mo：2.04%；V：1.02%；W：0.54%；P：0.0015%；S：0.0007%；余量为Fe。
表1 各实施例及对比例的Cr-Mo-V系热作模具钢的化学成分（质量百分比 %）
表2 各实施例及对比例的锻造工序主要工艺取值
表3 各实施例及对比例的固溶工序主要工艺取值
表4 各实施例及对比例的退火工序主要工艺取值
表5 各实施例及对比例的调质热处理工序主要工艺取值
表6 各实施例及对比例的Cr-Mo-V系热作模具钢的性能检测结果
如上表2-5分别为各实施例及对比例锻造、固溶、退火和调质热处理工序的主要工艺取值，如上表6为各实施例及对比例的Cr-Mo-V系热作模具钢的性能检测结果，通过表2-6，以及图1-2可知，本发明通过“锻造+固溶+退火+调质”四个工序联合控制，最终将微观组织调控为碳化物数量依次为M23C6＞M6C＞MC，碳化物（M23C6+M6C+MC）体积分数≥8 %，M23C6和MC呈颗粒状细小弥散分布，M6C呈球状或近球状，且晶粒尺寸为15μm～25μm，铁素体为短棒状和颗粒状的回火索氏体组织。该组织充分利用细晶强化和碳化物类型及尺寸、分布对钢材塑韧性的贡献，外加改变铁素体形貌避免针状铁素体对冲击韧性带来的不利影响，从而能够在保证高硬度和高强度等级一致的前提下，将钢的冲击韧性提升至原来的2倍左右。
最后应说明的是：以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，对于本领域的技术人员来说，其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (4)

1.一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括如下步骤：
步骤S1、锻造：锻造时将钢坯的始锻温度和终锻温度均控制在1140℃～1180℃，锻造过程中当有温度低于1140℃时，回炉升温再将钢坯进行锻造处理，采用X、Y、Z多方向墩、拔，确保锻造比≥4.0，锻造后立即风冷至300℃后自然冷却；钢坯的化学组成按质量百分比为：C：0.40%～0.50%；Si：≤0.50%；Mn：≤0.50%；Cr：5.00%～5.50%；Mo：1.60%～2.30%；V：0.80%～1.20%；W：0.50 %～0.80%；余量为Fe及不可避免的杂质；不可避免的杂质包括P和S；其中，P≤0.008%，S≤0.005%；
所述步骤S1中，将锻造初始组织调控为碳化物总体积分数≤5%，且晶粒尺寸为15μm～30μm的马氏体组织；其中，所述碳化物类型包括M7C3、M23C6、MC和M6C；
步骤S2、固溶：固溶时将锻坯加热至1080℃～1100℃，保温时间为1h～2h，冷却方式为油冷；
步骤S3、退火：退火时采用随炉升温，阶梯式降温和保温，第一段加热温度为1050℃～1100℃，保温时间为0.5h～1h，保温结束后以100℃/h的冷速炉冷至900℃～950℃，保温5h～10h，再以100℃/h的冷速炉冷至860℃～900℃，保温15h～20h，保温结束后随炉冷却至300℃以下出炉自然冷却；
所述步骤S3中，将微观组织调控为碳化物总体积分数≥5%，且晶粒尺寸为15μm～25μm的珠光体组织；其中，所述碳化物类型包括M6C和MC；
步骤S4、调质热处理：调质热处理时采用淬火+三次回火处理，淬火加热温度为1020℃～1040℃，保温时间为0.5h～1h，冷却方式为油冷，回火加热温度为560℃～600℃，保温4h～6h，冷却方式为空冷；
所述步骤S4中，将微观组织调控为碳化物总体积分数≥8%，且晶粒尺寸为15μm～25μm，铁素体为短棒状和颗粒状的回火索氏体组织；其中，所述碳化物类型包括M23C6、M6C和MC，且含量依次为M23C6＞M6C＞MC。
2.根据权利要求1所述的一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢的制备方法，其特征在于，所述步骤S2中，对锻坯中的碳化物进行充分固溶处理。
3.一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢，采用如权利要求1-2任意一项所述的方法制备而成，其特征在于，所述Cr-Mo-V系热作模具钢的化学组成按质量百分比为：C：0.40%～0.50%；Si：≤0.50%；Mn：≤0.50%；Cr：5.00%～5.50%；Mo：1.60%～2.30%；V：0.80%～1.20%；W：0.50%～0.80%；余量为Fe和不可避免的杂质；其中，不可避免的杂质包括P和S，P≤0.008%，S≤0.005%。
4.根据权利要求3所述的一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢，其特征在于，所述Cr-Mo-V系热作模具钢的力学性能包括：硬度为53±1HRC，无缺口冲击吸收功＞360J，延伸率＞10.5%，抗拉强度＞1980MPa，屈服强度＞1850MPa。
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