CN116536583B - 性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提出一种性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢及其制备方法及其制造方法，钢板成分按重量百分比计：C：0.40％～0.50％，Si：1.20％～1.40％，Mn：1.10％～1.30％，P≤0.015％，S≤0.015％，Cr：3.5％～3.7％，Mo：2.8％～3.3％，V：1.40％～1.60％，B：0.01％～0.02％，N：0.04％～0.05％，Er：0.015％～0.025％，Zn：0.10％～0.20％，其中，Mo+V＝4.4％～4.7％，N/B＝2.5～4.0，Zn/Er＝6.6～8.0，余量为Fe及不可避免杂质。钢板的生产方法包括钢板采用冶炼、连铸、板坯加热、轧制、热处理工艺。本发明模具钢厚度为20～150mm，室温截面硬度为45.5～47.5HRC，厚度截面硬度差≤2HRC；钢板无缺口室温心部横向冲击韧性为260～270J，纵向冲击韧性为282～292J，横纵比为0.89～0.93；室温抗拉强度为1593～1623MPa，延伸率为16.8％～17.8％，850℃下抗拉强度为208.3～209.6MPa，延伸率为40.1％～41.2％；经热处理后横向尺寸变形0.07％～0.08％，纵向尺寸变形0.08％～0.09％，厚度方向尺寸变形‑0.016％～‑0.017％，具有优异的三维尺寸稳定性。

Description

性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料生产技术领域，尤其涉及一种性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢及其制备方法。
背景技术
模具的服役条件日益严苛，其在服役过程中不仅会受到化学腐蚀和滑动摩擦磨损的影响，还会受到频繁的动载冲击磨损，如冲裁模在切割工件的过程中不断受到工件的冲击挤压，冲压模的凸模和凹模也会受到周期冲击载荷的作用，频繁的动载冲击会造成模具发生断裂失效，降低模具寿命，动载冲击磨损已经成为模具失效的重要原因。因此，作为用于制造模具的基本材料，模具钢不仅要求具有良好的抗疲劳性能、优异的耐滑动磨损性能，还应具备良好的耐冲击磨损性能。组织均匀分布直接影响模具钢性能的优劣，而对于模具钢组织性能的均匀性至关重要，关乎其使用寿命，且模具钢普遍的最终热处理需要淬火+回火，常规淬火畸变大，机械校形困难，影响产品质量和和生产效率，为此亟需开发出尺寸稳定、变形小且组织性能均匀分布，不仅具有优异的抗疲劳性能还需具有优异的耐冲击磨损等性能的高品质模具钢。
国内许多单位在开发研制新型模具钢、提高产品质量、优化生产工艺、提高模具寿命等方面做了大量的工作。申请号为201910844798.0的专利《一种高韧性、高热稳定性热作模具钢及其制备方法》中公开了一种高韧性高热稳定性热作模具钢及其制备方法，其成分百分比：C：0.35％-0.40％，Mn：0.40％-0.60％，Si：0.10％-0.30％，S≤0.003％，P≤0.010％，Cr：4.75％-5.50％，Mo：1.75％-1.95％，V：0.40％-0.65％，Ni≤0.20％，Cu≤0.20％，其余为Fe。采用电炉冶炼、钢包精炼炉精炼、真空精炼炉精炼、电极坯浇注、保护气氛电渣重熔、锻造、超细化处理、球化退火生产工艺，使产品退火态显微组织结构均匀，有较好的球化组织及细小均匀的晶粒分布，淬回火组织均匀，Mo、Cr碳化物的细小析出相在使用过程中起着弥散强化作用，提高了材料的性能，使材料具有高韧性、高等向性。但不同温度下热膨胀系数和热传导率难以说明其具有高热稳定性，抗长时间回火软化性难以保证。申请号为202111203970.8的专利《一种自润滑铝合金挤压模具型材及其制备方法》中公开了一种模具钢，其成分百分比：C：3.2％-3.6％，Si：3.0％-3.6％，Mg：0.04％-0.06％，Cr：2.50％-5.49％，Mo：0.50％-2.5％，V：0.5％-1.5％，Mn≤0.50％，Ca：0.5％-0.8％，Ba：0.8％-1.5％，P≤0.08％，S≤0.025％，其余为Fe和不可避免杂质。通过合金化、孕育、球化以及热处理，以获得基体为热挤压模具钢，且具有大量弥散分布的中强碳化物，以使其获得高的高温强度和硬度、高耐磨性；同时在型材中还分布大量尺寸细小和均匀球形石墨，以使型材具有低摩擦系数和对铝合金的粘着性低，但获得的有效厚度或直径不大于300mm的模具型材难以保证组织性能均匀性。申请号为201911298932.8的专利《一种高性能压铸模用热作模具钢的制造工艺》公开了一种热作模具钢，其成分百分比：C：0.33％-0.46％，Si：1.5％-2.3％，Mn：0.32％-0.45％，Mo：1.6％-2.3％，W：2.6％-3.6％，Nb：0.16％-0.27％，Cr：2.8％-3.7％，Sr：0.21％-0.53％，Ti：0.16％-0.31％，Ce：0.05％-0.09％，S≤0.003％，P≤0.03％，余量为Fe。采用冶炼-高温均匀化处理-锻造-退火处理-调质处理-渗氮处理-回火处理使制备得到的热作模具钢具有较高的表面硬度与耐磨性，冲击韧性好，具有优异的抗疲劳性和强度，有效延长了压铸模具用热作模具钢的使用寿命。但其只能保证表面硬度和耐磨性，不能保证截面性能同样优异，往往模具心部薄弱部位较容易产生裂纹，在苛刻的条件下服役易在缺陷部位裂纹扩展造成模具失效。申请号202111208068.5的专利《一种高镍高冲击功热作模具钢及其制备方法》中公开了一种模具钢，其成分百分比为：C：0.3％-0.5％，Si：0.1％-0.5％，Mn：0.25％-1.0％，Cr：3.0％-5.0％，Mo：2.0％-3.0％，Ni：0.2％-0.5％，V：0.2％-0.6％，P≤0.03％，S≤0.01％，余量Fe。该发明通过提高Ni含量配合其他元素，一方面能够保证材料具有较高的硬度，另一方面能够显著提高材料的冲击功，能够满足服役环境对材料更高的要求，另外，该发明提供的高镍高冲击功热作模具钢具有良好的抗回火软化能力，但难以保证耐冲击磨损性和抗疲劳性。申请号为202011055500.7的专利《一种超高强度纳米晶3Cr9W2MoSi模具钢及其制备方法》中公开了一种模具钢，其成分百分比：C：0.28％-0.36％，Cr：8.2％-9.8％，W：1.4％-2.2％，Mo：0.6％-1.4％，Nb：0.03％-0.05％，Ce：0.01％-0.03％，Si：0.4％-1.2％，Mn＜0.2，余量为Fe。通过高温保温-快速冷却-热变形-时效等工艺获得的纳米晶模具钢具有超高的强度、良好的塑性，以及耐高温氧化性能，但难以获得良好的切削性能。
发明内容
针对现有技术的不足，本发明的目的在于提供一种性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢及其制备方法，该钢板具有稳定且均匀的组织及性能，三维尺寸稳定性高，退火态碳化物尺寸小，淬火态奥氏体晶粒细小，性能上具有优异的强韧性匹配、抗冲击磨损性、切削性，较高的高温性能、抗高温氧化性和热疲劳抗性等，且生产工艺高效经济，满足市场经济需求。
本发明目的是这样实现的：
一种性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢，其特征在于，按重量百分比计，包括以下组分：C：0.40％～0.50％，Si：1.20％～1.40％，Mn：1.10％～1.30％，P≤0.015％，S≤0.015％，Cr：3.5％～3.7％，Mo：2.8％～3.3％，V：1.40％～1.60％，B：0.01％～0.02％，N：0.04％～0.05％，Er：0.015％～0.025％，Zn：0.10％～0.20％，其余为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，所述模具钢中N/B为2.5～4.0。
进一步地，所述模具钢Zn/Er为6.6～8.0。
进一步地，所述模具钢Mo+V为4.4％～4.7％。
进一步地，所述模具钢显微组织中BN密度为24.12～24.22万个·cm-2，尺寸为1～5μm的BN占总量为28％～29％。
进一步地，所述模具钢厚度为20～150mm；室温截面硬度为45.5～47.5HRC，厚度截面硬度差≤2HRC；钢板无缺口室温心部横向冲击韧性为260～270J，纵向冲击韧性为282～292J，横纵比为0.89～0.93；室温抗拉强度为1593～1623MPa，延伸率为16.8％～17.8％，850℃下抗拉强度为208.3～209.6MPa，延伸率为40.1％～41.2％。
进一步地，所述模具钢切削长度600mm下，后刀面磨损宽度为56～57μm，切屑主要为C型屑和短螺卷屑；60min磨损量为12.2～12.3mg，120min磨损量为19.1～19.2mg；
进一步地，所述模具钢650℃到20℃反复加热冷却循环1000次，裂纹长度为0.07～0.08mm，1000℃加热3h，试样单位面积增重0.08～0.09g·cm－2；所述模具钢经热处理后横向尺寸变形0.07％～0.08％，纵向尺寸变形0.08％～0.09％，厚度方向尺寸变形-0.016％～-0.017％，具有优异的三维尺寸稳定性。
本发明钢成分设计理由如下：
C：在本发明模具钢中，一部分碳固溶于基体中起到固溶强化作用，一部分与合金元素相互作用，以合金碳化物的形式析出。碳含量可直接影响本发明钢的强度、塑韧性、高温强度及热稳定性，尤其是在回火过程中，由马氏体和残余奥氏体分解的碳化物弥散分布在α相上，从而提高模具钢强度、韧性等综合性能。本发明添加适量碳，一方面提高钢的强度硬度，弥补由于降低Cr元素导致基体硬度降低，保证钢的耐磨损性；一方面避免增加本发明钢的冷脆性和时效敏感性，保证钢的焊接性能及耐蚀性。因此，本发明选择加入C：0.40％～0.50％，使该种模具钢具有优异的综合性能、较稳定的组织结构、优异的抗冲击磨损性和高温性能。
Si：本发明中Si有以下作用，一是可提高淬透性和基体强度，有利于二次硬化，可提高该种模具钢在高温回火过程中析出合金碳化物的弥散度，并抑制其高温下长大粗化，使本发明模具钢在冲击磨损时表层产生二次硬化，起到耐磨作用，在一定程度上阻碍亚表层疲劳裂纹向表层纵向延伸、与表层裂纹汇聚而造成剥落，提高其抗冲击磨损性能；二是本发明设计的Si含量可以提高残留奥氏体的C含量，抑制回火过程中的渗碳体的析出，降低了因过冷奥氏体分解而产生的碳化物，从而提高残奥的稳定性；三是Si会对奥氏体产生固溶强化作用，过冷奥氏体的切变强度增强，引起Ms点降低；四是高温时Si会促成C在位错处聚集形成柯氏气团，降低温度后Si会抑制C的扩散，使中、低温下过冷奥氏体的切变强度增加，另一方面，在回火转变过程中Si会在碳化物周围富集，会阻碍C原子在基体中的扩散，从而阻碍碳化物的聚集长大，提高本发明模具钢的回火稳定性和热稳定性，使材料抗高温铝液熔损性提高。此外，它可扩散至ε-碳化物中，以固溶的方式提高ε的稳定性，在回火过程中，推迟渗碳体的出现。这个过程可以有效缩短第一类回火脆性的温度区间，从而调整回火马氏体的强韧性配合。本发明添加适量Si元素，一方面避免出现比较严重的偏析情况，使钢产生各向异性，对钢的组织均匀性产生不利影响；一方面增强残余奥氏体的稳定性，从而提高钢的韧性，并能有效的阻碍裂纹的起裂和扩展；一方面在冲击磨损时表层产生二次硬化，起到耐磨作用，因此本发明需控制Si含量为1.20％～1.40％。
Mn：本发明中Mn一是起到固溶强化作用，虽然其固溶强化效果弱于C，但其对钢塑性影响较小，几乎不降低钢的延展性；二是提高淬透性，其是提高淬透性最显著的元素；三是可使二次硬化温度提前，促进碳化物的溶解，奥氏体化加热过程中有较多的碳化物溶入基体，同其他强碳化物元素结合形成碳化物，从而使二次硬化峰值提高。但含Mn量过高对韧性和高温性能有不利影响，且易产生元素富集发生偏析使基体材料成分及组织不均匀，造成终态钢板全板性能差异大，因此本发明适量添加Mn，一方面起到稳定奥氏体作用，高温固溶时使更多的碳化物溶入基体，同其他强碳化物元素结合形成碳化物，充分发挥有利效果，一方面避免对材料韧性和抗热疲劳性能产生不利影响，因此本发明中选择加入Mn含量为1.10％～1.30％。
P、S：S以MnS的形式分布于钢中，MnS在热轧过程中沿着轧制方向伸长，使得钢的横向力学性能显著降低，加剧了钢材的各向异性，同时它导致基体内部产生空洞并成为氧化向纵深发展的通道，降低该种模具钢的热稳定性。P虽能适量提高铁素体硬度，改进零件的表面光洁度和切削性能，但其较容易在奥氏体晶界发生偏析使基体材料晶界上原子间结合力减弱，造成材料回火脆性大，磷元素在晶界偏析还会造成脆性断口遗传，而且S、P过多会影响钢的均质性及纯净度。综合考虑炼钢成本及其对钢的影响，本发明选择加入P≤0.015％，S≤0.015％。
Cr：可提高钢的淬透性并具有二次强化作用，促进合金化，推迟珠光体和贝氏体转变，增加钢的硬度和耐磨性而不会使钢变脆，可确保大截面积模具制造和生产。Cr元素易与碳元素结合，可形成各种碳化物，这些碳化物分布于钢的基体之中，对提高本发明模具钢的硬度、耐磨性及热稳定性能发挥着重要作用。若Cr含量过高，在高温回火或长时间回火时，碳化物中其他合金元素被Cr代替，形成粗大且较软的高铬碳化物，从而降低模具钢的热强性，因此本发明加入适量Cr元素，一方面保证固溶于基体后能显著增强钢的淬透性，确保大截面积模具制造和生产；一方面使本发明模具钢回火时二次析出碳化物类型主要为热稳定性高的MC碳化物，从而抑制模具钢在高温服役时碳化物的聚集长大，并且钉扎位错推迟马氏体基体的回复，从而提高材料的高温性能；一方面Cr与Er共同作用，改善了材料表面Cr2O3层粘附性，抑制Cr2O3的衰退而减少恒温氧化速率，从而增强Cr2O3的抵抗应力破坏能力，从而提高本发明模具钢的抗氧化能力，在Zn等合金元素的共同作用下可增大钢中Cr的扩散率，降低其在钢板心部聚集形成偏析，因此本发明选择加入Cr含量为3.5％～3.7％。
Mo：在本发明中Mo的作用一是溶入基体以固溶强化的方式增强模具钢的强度及硬度。固溶于基体的Mo会在位错周围偏聚以降低集体晶格畸变程度，并形成柯氏气团或铃木气团对位错钉扎，阻碍位错的开动，提高模具钢的屈服强度，甚至出现屈服平台，在回火时由于气团的钉扎作用，α相内位错难以聚集合并或对消，使得亚晶粒出现温度推迟，明显阻碍了α相的回复、甚至再结晶，增加了材料的回火稳定性；二是在后续回火时析出MC和M2C碳化物，这两种碳化物尺寸细小，分布弥散，对二次硬化作用贡献极大。本发明中Mo含量较多，可使钢中存在较多的M6C型碳化物，M6C型碳化物是在高温回火中由富Mo的M2C转变形成的，因此M6C的稳定性较强，且获得该相的△G更小。M6C型碳化物较高的析出温度和稳定性可以提高本发明模具钢的热稳定性。但Mo含量过高，则会使M6C碳化物颗粒增大，使材料脆化，降低韧性，但含量过少会导致由Mo产生的二次硬化效果不显著。因此本发明选择加入Mo含量为2.8％～3.3％。
V：V元素作用一是固溶于基体中起固溶强化的作用，作用二是与材料中的C元素相结合形成合金碳化物存在于材料中，在本发明中可形成熔点较高的VC，在热处理过程中难以熔化，因此在材料奥氏体化过程中可钉扎晶界，组织奥氏体晶粒长大，从而能有效减小基体晶粒尺寸，达到细晶强化的效果。该类碳化物均匀弥散分布于材料当中，且具有高熔点高硬度稳定性强且不易长大的特点，能有效的加强材料的耐磨性能，在高温回火过程中能从基体中析出，促进材料二次硬化，提高材料的高温稳定性能，进而降低材料的过热敏感性，此外可改善材料的抗回火软化性，这主要是因为VC热稳定性较高，即便在700℃的服役工况下，也不易聚集长大，趋于细小弥散的分布状态，使材料具有优异的高温强度和热疲劳性能。但过量V元素可降低材料的塑韧性，因此本发明添加V：1.40％～1.60％。
本发明控制Mo+V＝4.4％～4.7％，一方面可提高回火时析出MC和M2C碳化物含量，这两种碳化物尺寸细小，分布弥散，对二次硬化作用贡献极大，有助于材料经动载冲击磨损后，在使表层致密，形成灰蚀层，其硬度较高且具有一定塑性，在一定时间内能对次表层的金属基体起到保护作用，相当于在材料表面形成了部分耐磨硬化层，有效提高了本发明模具钢的耐冲击磨损性；一方面有助于提高材料的高温稳定性和热疲劳性。若Mo、V添加含量不匹配则制约均匀弥散细小稳定的碳化物析出，进而对材料热稳定性和高温性能产生不利影响。
B：本发明添加适量B，一方面可使一部分B固溶在奥氏体中，由于尺寸效应，B趋向于偏聚到奥氏体晶界处，抑制铁素体在晶界处形核，强烈提高钢的淬透性，在得到相同淬透性的情况下，添加相比其他合金元素更有利于钢的焊接性，同时可以节约大量镍、铬、钼等昂贵的合金元素；一方面可细化铸坯组织及热轧后钢板组织，起到细晶强化作用，同时提高该种模具钢的塑性和韧性，对于本发明的轧制及热处理工艺下生产的厚规格钢板来说，硼可显著提高其综合力学性能；一方面可与N结合BN，由于BN具有与石墨类似的六方晶体结构，六角平面层间易剪断，在高温变形过程中可提高钢的易切削性能，其切削性优于铅系易切削钢，并具有与铅、磷、硫易切削钢同等以上的性能，且对钢的力学性能无有害作用，通过控制N/B＝2.5～4.0，并与Er、Zn等元素共同作用，采用本发明的轧制及热处理工艺使该种模具钢BN单独析出，呈细小球状，终态钢板组织中BN密度为(24.12～24.22)万个·cm-2，BN尺寸为1～5μm的百分比达到28％～29％，本发明中BN尺寸较小且密度较大，对切削性能的改善作用较好，切屑主要为C型屑和短螺卷屑，切削性能达到硫系易切削钢同等水平。因此本发明控制B：0.01％～0.02％，N/B＝2.5～4.0。
N：本发明添加N元素不仅可以作为间隙固溶强化元素提高本发明模具钢的强度，还可以与碳结合形成碳氮化物。氮的存在降低了碳和铬的扩散速率，推迟了M23C6的长大，提高模具钢的热稳定性，在回火过程中使碳化物细小弥散分布，产生沉淀强化的同时不损害其均匀塑性；此外本发明中，N与B结合成BN，通过控制BN比例，并在其他元素及工艺的作用下，充分发挥各自的有利作用，同时显著提高材料的切削性能，因此本发明控制N：0.04％～0.05％。
Er：本发明中添加适量Er元素，有以下作用：一是钢液凝固过程中，形成稀土夹杂物，可以作为液相金属凝固过程的非均匀形核核心，促进晶粒尺寸下降，改善凝固组织；二是作为脱氧脱硫剂，与钢液中有害的杂质元素反应生成化合物，减少其在晶界偏聚，从而达到净化钢液的目的；三是在本发明的退火过程中改善了碳化物的析出行为，有利于晶界处条状Cr23C6碳化物的断裂，并呈链状分布。固溶于基体的Er原子导致晶格畸变，并且降低了VC与基体的晶格错配度，晶格畸变不仅促进了晶格缺陷的产生，还增加了VC的形核位点，使本发明模具钢获得更多的细小稳定的MC型碳化物，本发明中退火态碳化物平均尺寸为62.2～67.3nm，提高材料的高温性能、热疲劳性等；四是能在钢中微量固溶，实现微合金化，由于Er原子的原子半径大于Fe原子，固溶后诱发更多的晶格缺陷，导致更多的间隙碳原子被位错钉住，从而在本发明淬火过程中为马氏体的形成提供了更多预先存在的成核位点。同时Er倾向于晶界及界面偏聚，改善界面特性，为马氏体相变的形核提供了有利条件。此外在晶界形核位点密度的增加和更明显的自催化因子的共同作用，获得更小的奥氏体晶粒，本发明淬火态奥氏体晶粒平均尺寸为6.4～6.5μm，导致马氏体相变形核点增加，获得更细小的马氏体组织，此外增加奥氏体稳定性，使残留奥氏体量增多，故可使材料热处理变形小；五是改善表面Cr2O3层粘附性，抑制Cr2O3衰退而减少恒温氧化速率，从而增强Cr2O3的抵抗应力破坏能力，提高本发明模具钢的抗氧化能力，还可使组织均匀化，Er易吸附在长大的晶核上，能抑制奥氏体晶粒长大，进而使晶粒得到细化，从而得到组织均匀的终态钢板，有效提高材料的抗冲击磨损性，综上，本发明选择加入Er：0.015％～0.025％。
Zn：本发明中添加适量Zn元素作用有三，一是增加基体金属与氧化膜之间的附着力，因其对基体金属有“钉扎”作用，为基体金属在高温时仍然具有较高的强度及稳定性，提高材料的热熔损性能，增大钢中Cr的扩散率，有助于在钢的表面形成Cr2O3复合氧化膜，提高材料的抗氧化和耐蚀性能；二是可改善该种模具钢铸态组织中共晶碳化物形态，使网状共晶碳化物断网，并成球状均匀弥散分布；三是减轻基体材料中Si、Mn等易偏析元素的富集与偏析，释放材料内部储存的大量的畸变能，使Si、Mn等元素对晶界的作用减弱，分布更加均匀，提高材料冲击韧性及组织性能的均匀性，延长模具使用寿命。因此，本发明中Zn：0.10％～0.20％。
本发明控制Zn/Er＝6.6～8.0，由于钢液对稀土夹杂物形核质点的润湿性较差，形成的稀土夹杂物在钢液涡流运动下易相互碰撞长大，大部分大尺寸的夹杂会上浮至钢液表面或吸附在内壁，而大部分小尺寸夹杂未上浮或上浮至钢液表面后未被表面浮渣捕获，因此应控制夹杂物的碰撞长大与上浮趋势在一个合理范围内，此时滞留在钢液中的夹杂物尺寸较为合适，因此本发明控制Zn/Er＝6.6～8.0，Er和Zn共同作用，改善模具钢铸态及轧态组织形貌，避免夹杂物碰撞长大趋势大于其上浮趋势，造成大尺寸夹杂物无法上浮，使稀土夹杂物愈趋近于球状，有效提高材料的抗冲击磨损性能，此外有助于该种模具钢BN单独析出，呈细小球状，显著提高材料的切削性能。
本发明技术方案之二是提供一种性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢的制造方法，包括钢板采用铁水预处理、冶炼、LF、RH、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、正火+低温退火预处理、真空高压气淬处理、回火。
板坯加热
将连铸板坯加热至1240℃～1260℃，均热段保温4～5h，本发明的模具钢合金含量较高，通常需要较高板坯加热温度，较长的保温时间使合金元素在基体中充分固溶，改善板坯成分不均匀性，减轻成分偏析，进而减轻后续的组织偏析，使大尺寸共晶碳化物溶解。
轧制
控制开轧温度为1060℃～1080℃，钢板轧制时前第一道次18％～21％，第二道次的压下率为17％～20％，第三道次压下率为16％～19％。采用大压下率可以提高变形渗透深度，使粗大的柱状晶得以破碎，形成细小均匀的晶粒，焊合中心组织缺陷，得到20～150mm厚度钢板。钢板下线温度300～400℃。下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为36～48h。
正火+低温退火预处理
随后进行正火+低温退火预处理。将钢板加热至950℃～960℃，保温1～2h，空冷至室温，随后将钢板加热至730℃～740℃，保温1～2h，随炉冷却至300℃，出炉空冷至室温。本发明在退火前采用正火工艺可使钢在回火温度区强度韧性显著提高，消除沿晶界分布的未溶碳化物和带状碳化物，细化晶粒，使元素分布均匀，可增加回火后碳化物弥散度，显著提高材料的抗热疲劳性能。正火后采用低温退火处理可使组织愈加细小均匀，在保证材料力学性能前提下，提高耐冲击磨损性能，有利于减少后续调质工艺带来的尺寸畸变，提高材料的三维尺寸稳定性，且退火温度较低，不会使BN相聚集长大，恶化切削性能。
真空高压气淬处理
随后进行真空气淬，将钢板加热至1030～1040℃，保温1～2h，采用1MPa高纯氩气冷却至200℃以下，空冷至室温。在本发明的真空气淬工艺中，冷却介质密度较高，从钢板中带走较多热量，提高传热能力，使气淬后组织为均匀细小的板条状马氏体，使其截面组织性能均匀分布，同时该种工艺可减小淬火畸变，降低开裂倾向，显著改善该种模具钢三维尺寸稳定性。
回火
最后进行回火热处理，将钢板加热至610～620℃，保温2～3h，出炉空冷至室温。通过本发明的成分及上述工艺设计，经过回火后模具钢可析出更多的尺寸较小且分布均匀的碳化物，在冲击磨损时，磨削裂纹的形核困难，提高材料的冲击磨损性能，还有利于降低析出碳化物的粗化速度，提高材料性能和三维尺寸稳定性，继续消除残余应力，使整个组织均匀化，提高材料韧性，从而显著提高材料力学性能、热强性、抗氧化性及热疲劳性能等。
本发明有益效果在于：
本发明采用Mo、V共同作用，B、N、Zn、Er按照比例添加，不添加Ni、Co、W等贵金属元素，使本发明的模具钢具有稳定且均匀的组织及性能，三维尺寸稳定性高，退火态碳化物尺寸小，淬火态奥氏体晶粒细小，同时经过工艺设计使该种模具钢性能上具有优异的强韧性匹配、抗冲击磨损性、切削性，较高的高温性能、抗高温氧化性、热疲劳抗性等。采用铁水预处理、冶炼、LF、RH、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、正火+低温退火预处理、真空高压气淬处理、回火的工艺生产。
1.本发明钢板制备过程包括轧制和热处理，轧制后钢板三维尺寸与热处理后三维尺寸变化较小，通过合金元素合理添加、相互作用使钢板组织均匀细小，减轻基体材料中易偏析元素的富集与偏析，释放材料内部储存的大量的畸变能，为淬火后获得更细小的马氏体组织做准备，此外可增加奥氏体稳定性，使残留奥氏体量增多，提高材料热处理尺寸的稳定性，使该种模具钢经热处理后横向尺寸变形0.07％～0.08％，纵向尺寸变形0.08％～0.09％，厚度方向尺寸变形-0.016％～-0.017％，具有优异的三维尺寸稳定性。
2.本发明模具钢退火态组织中碳化物尺寸小，平均尺寸为62.2～67.3nm，淬火态组织中奥氏体晶粒细小，尺寸为6.4～6.5μm，终态钢板组织中BN夹杂物密度为(24.12～24.22)万个·cm-2，尺寸为1～5μm的百分比达到28％～29％，尺寸较小且密度较大，优异的强韧性匹配、抗冲击磨损性、切削性，较高的高温性能、抗高温氧化性、热疲劳抗性等。
3.本发明模具钢具有较高的硬度、强韧性匹配及性能均匀性，退火态心部平均硬度为208.1～209.2HBW，抗拉强度为758.3～768.1MPa，延伸率为34.5％～35.4％，均匀细小弥散分布；淬火态奥氏体晶粒尺寸细小，为6.4～6.5μm；终态钢板室温截面硬度为45.5～47.5HRC，厚度截面硬度差≤2HRC；终态钢板无缺口室温心部横向冲击韧性为260～270J，纵向冲击韧性为282～292J，横纵比为0.89～0.93，具有较高的等向性能；室温抗拉强度为1593～1623MPa，延伸率为16.8％～17.8％，850℃下抗拉强度为208.3～209.6MPa，延伸率为40.1％～41.2％，具有较高的热强性；
4.本发明模具钢切削长度600mm下，后刀面磨损宽度为56～57μm，切屑主要为C型屑和短螺卷屑，本发明模具钢具有良好的切削性能；具有优异的抗冲击磨损性能，60min磨损量为12.2～12.3mg，120min磨损量仅为19.1～19.2mg；650℃到20℃反复加热冷却循环1000次，裂纹长度为0.07～0.08mm，1000℃加热3h下，试样单位面积增重0.08～0.09g·cm－2，具有优异的抗热疲劳性能和抗高温氧化性。
具体实施方式
下面通过实施例对本发明作进一步的说明。
本发明实施例根据技术方案的组分配比，进行铁水预处理、冶炼、LF、RH、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、正火+低温退火预处理、真空高压气淬处理、回火。
板坯加热
将连铸板坯加热至1240℃～1260℃，均热段保温4～5h；
轧制
控制开轧温度为1060℃～1080℃，钢板轧制时前第一道次18％～21％，第二道次的压下率为17％～20％，第三道次压下率为16％～19％；
热处理工艺
(1)正火+低温退火预处理
将钢板加热至950℃～960℃，保温1～2h，空冷至室温，随后将钢板加热至730℃～740℃，保温1～2h，随炉冷却至300℃，出炉空冷至室温；
(2)真空高压气淬处理
将钢板加热至1030～1040℃，保温1～2h，采用1MPa高纯氩气冷却至200℃以下，空冷至室温；
(3)回火
将钢板加热至610～620℃，保温2～3h，出炉空冷至室温
进一步，所述钢板下线温度300～400℃，下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为36～48h。
进一步，所述模具钢退火态心部平均硬度为208.1～209.2HBW，抗拉强度为758.3～768.1MPa，延伸率为34.5％～35.4％。
进一步，所述模具钢退火态组织上碳化物平均尺寸为62.2～67.3nm，均匀细小弥散分布；淬火态奥氏体晶粒尺寸细小，为6.4～6.5μm。
进一步，所述模具钢经热处理后横向尺寸变形0.07％～0.08％，纵向尺寸变形0.08％～0.09％，厚度方向尺寸变形-0.016％～-0.017％。
以下实施例仅为本发明的一些最优实施方案，并不对前述发明范围和技术手段有任何限制。其中表1为各实施例所涉及的成分，表2为实施例板坯加热、轧制工艺及冷却工艺，表3为实施例的热处理工艺，表4为实施例退火态性能和碳化物平均尺寸，表5为实施例淬火态奥氏体晶粒尺寸，表6为终态钢板的洛氏硬度性能，表7为各实施例室温心部冲击韧性，表8为实施例室温及高温下拉伸性能，表9为实施例终态钢板组织中BN夹杂物密度及尺寸分布，表10为实施例的切削性能，表11为实施例抗冲击磨损性能，表12为实施例热疲劳性和抗高温氧化性，表13为实施例热处理后三维变形情况。
表1本发明实施例的化学成分(wt％)
表2实施例板坯加热、轧制工艺及冷却工艺
表3实施例的热处理工艺
表4实施例退火态性能和碳化物平均尺寸
表5实施例淬火态奥氏体晶粒尺寸
实施例 奥氏体晶粒尺寸/μm
1 6.44
2 6.48
3 6.41
4 6.40
5 6.43
6 6.49
7 6.50
8 6.45
9 6.47
10 6.42
表6终态钢板的洛氏硬度性能
表7各实施例室温心部冲击韧性
注：冲击试样为尺寸为10×7×55mm(无缺口)
表8实施例室温及高温下拉伸性能
表9实施例终态钢板组织中BN夹杂物密度及尺寸分布
表10实施例切削性能
注：试样尺寸φ75mm×35mm，旋转速度560r/min，采用高速钢钻头干式钻削
表11实施例抗冲击磨损性能
实施例 60min磨损量/mg 120min磨损量/mg
1 12.24 19.12
2 12.28 19.18
3 12.29 19.19
4 12.30 19.15
5 12.26 19.14
6 12.21 19.11
7 12.22 19.10
8 12.20 19.17
9 12.24 19.20
10 12.25 19.13
注：尺寸为10mm×10mm×30mm，下试样为GCr15钢，淬火处理后的硬度为60HRC，冲击载荷10kg，冲锤行程3.5mm，冲击频率200次/min，旋转频率200r/min
表12实施例热疲劳性和抗高温氧化性
注：1、冷热疲劳试验在BP-12型冷热疲劳机上进行，加热冷却循环1000次，试样尺寸45mm×70mm×50mm(带60°V型缺口)；2、抗氧化性试验是试样在1000℃管式空气炉中加热不同时间后测量其增重，试样尺寸φ10mm×20mm。
表13实施例热处理后三维变形情况
实施例 横向尺寸变形/％ 纵向尺寸变形/％ 厚度方向尺寸变形/％
1 0.074 0.086 -0.0167
2 0.078 0.087 -0.0168
3 0.075 0.090 -0.0165
4 0.070 0.081 -0.0163
5 0.077 0.082 -0.0169
6 0.079 0.085 -0.0170
7 0.080 0.083 -0.0162
8 0.072 0.080 -0.0164
9 0.073 0.084 -0.0160
10 0.076 0.089 -0.0166
注：尺寸变形率＝(热处理后尺寸-热处理前尺寸)/热处理前尺寸×100％
由上可见，本发明模具钢具有稳定且均匀的组织及性能，三维尺寸稳定性高，退火态碳化物尺寸小，淬火态奥氏体晶粒细小，同时经过工艺设计使该种模具钢性能上具有优异的强韧性匹配、抗冲击磨损性、切削性，较高的高温性能、抗高温氧化性、热疲劳抗性等，同时兼顾强韧性匹配，并采用高效经济的生产工艺，有效提高模具使用寿命，适于应用范围不断扩大的模具市场，及不断提高的应用要求，达到国际先进模具材料水平，应用前景广阔。本发明所述模具钢厚度为20～150mm；室温截面硬度为45.5～47.5HRC，厚度截面硬度差≤2HRC；钢板无缺口室温心部横向冲击韧性为260～270J，纵向冲击韧性为282～292J，横纵比为0.89～0.93；室温抗拉强度为1593～1623MPa。在切削长度600mm下，后刀面磨损宽度为56～57μm，切屑主要为C型屑和短螺卷屑；60min磨损量为12.2～12.3mg，120min磨损量为19.1～19.2mg。650℃到20℃反复加热冷却循环1000次，裂纹长度为0.07～0.08mm，1000℃加热3h，试样单位面积增重0.08～0.09g·cm－2；本发明模具钢经热处理后横向尺寸变形0.07％～0.08％，纵向尺寸变形0.08％～0.09％，厚度方向尺寸变形-0.016％～-0.017％，具有优异的三维尺寸稳定性。
为了表述本发明，在上述中通过实施例对本发明恰当且充分地进行了说明，以上实施方式仅用于说明本发明，而并非对本发明的限制，有关技术领域的普通技术人员，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，还可以做出各种变化和变型，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，本发明的专利保护范围应由权利要求限定。

Claims (9)

1.一种性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢，其特征在于，按重量百分比计，包括以下组分：C：0.40%~0.50%，Si：1.20%~1.40%，Mn：1.10%~1.30%，P≤0.015%，S≤0.015%，Cr：3.5%~3.7%，Mo：2.8%~3.3%，V：1.40%~1.60%，B：0.01%~0.02%，N：0.04%~0.05%，Er：0.015%~0.025%，Zn：0.10%~0.20%，其余为Fe和不可避免的杂质；
一种性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢的制造方法，包括钢板采用冶炼、连铸、板坯加热、轧制、热处理工艺，
板坯加热
将连铸板坯加热至1240℃~1260℃，均热段保温4~5h；
轧制
控制开轧温度为1060℃~1080℃，钢板轧制时前第一道次18%~21%，第二道次的压下率为17%~20%，第三道次压下率为16%~19%；
热处理工艺
（1）正火+低温退火预处理
将钢板加热至950℃~960℃，保温1~2h，空冷至室温，随后将钢板加热至730℃~740℃，保温1~2h，随炉冷却至300℃，出炉空冷至室温；
（2）真空高压气淬处理
将钢板加热至1030~1040℃，保温1~2h，采用1MPa高纯氩气冷却至200℃以下，空冷至室温；
（3）回火
将钢板加热至610~620℃，保温2~3h，出炉空冷至室温。
2.根据权利要求1所述的一种性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢，其特征在于，所述模具钢中N/B为2.5~4.0。
3.根据权利要求1所述的一种性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢，其特征在于，所述模具钢Zn/Er为6.6~8.0。
4.根据权利要求1所述的一种性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢，其特征在于，所述模具钢Mo+V为4.4%~4.7%。
5.根据权利要求1所述的一种性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢，其特征在于，所述模具钢显微组织中BN密度为24.12~24.22万个·cm-2，尺寸为1~5μm的BN占总量为28%~29%。
6.根据权利要求1所述的一种性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢，其特征在于，所述模具钢厚度为20~150mm；室温截面硬度为45.5~47.5HRC，厚度截面硬度差≤2HRC；钢板无缺口室温心部横向冲击韧性为260~270J，纵向冲击韧性为282~292J，横纵比为0.89~0.93；室温抗拉强度为1593~1623MPa，延伸率为16.8%~17.8%，850℃下抗拉强度为208.3~209.6MPa，延伸率为40.1%~41.2%。
7.根据权利要求1所述的一种性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢，其特征在于，所述模具钢切削长度600mm下，后刀面磨损宽度为56~57μm；60min磨损量为12.2~12.3mg，120min磨损量为19.1~19.2mg。
8.一种根据权利要求1~7任一项所述的一种性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢的制造方法，包括钢板采用冶炼、连铸、板坯加热、轧制、热处理工艺，其特征在于，
板坯加热
将连铸板坯加热至1240℃~1260℃，均热段保温4~5h；
轧制
控制开轧温度为1060℃~1080℃，钢板轧制时前第一道次18%~21%，第二道次的压下率为17%~20%，第三道次压下率为16%~19%；
热处理工艺
（1）正火+低温退火预处理
将钢板加热至950℃~960℃，保温1~2h，空冷至室温，随后将钢板加热至730℃~740℃，保温1~2h，随炉冷却至300℃，出炉空冷至室温；
（2）真空高压气淬处理
将钢板加热至1030~1040℃，保温1~2h，采用1MPa高纯氩气冷却至200℃以下，空冷至室温；
（3）回火
将钢板加热至610~620℃，保温2~3h，出炉空冷至室温。
9.根据权利要求8所述的一种性能均匀且热处理前后三维尺寸稳定模具钢的制造方法，其特征在于，所述钢板下线温度300~400℃，下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓冷，缓冷时间为36~48h。
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