CN116640987B - 一种性能均匀的模具钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种性能均匀的模具钢及其制备方法，该模具钢的成分按重量百分比计如下：C：0.40％～0.50％，Si：0.70％～1.00％，Mn：1.10％～1.30％，P≤0.015％，S≤0.015％，Cr：3.40％～4.40％，Mo：2.20％～2.70％，V：0.70％～0.90％，Sr：0.30％～0.50％，Zn：0.13％～0.23％，余量为Fe及不可避免杂质；制备方法包括冶炼、连铸、加热、轧制、热处理，应用本发明生产的模具钢板硬度52～54HRC，厚度截面硬度差≤2HRC，显微组织为回火索氏体，室温条件下钢板无缺口心部横向冲击韧性为179～186J；循环温度25～700℃，循环次数1000次，加热时间3s，冷却时间3s，主裂纹的平均宽度为11～12μm，主裂纹的平均深度为38～40μm。
Description
技术领域
本发明属于金属材料领域，尤其涉及一种性能均匀的模具钢及其制备方法。
背景技术
在现代工业领域，模具是生产各类零部件的基础工艺装备。在模锻工艺中，模具的寿命高低是衡量模具质量的重要指标之一，其不仅影响产品的寿命及质量。还影响产品的生产率及成本。模具钢是模锻过程中应用的一种重要材料，模具钢在高温下通过冲击压力迫使金属成形，使其同热态下的坯料，反复接触并受到交变应力作用，导致模具发生失效。随着现代模具制造业的迅速发展，对锻模所用的模具材料要求也越来越高，需要所使用的模具钢具有良好的耐磨损性及抗热疲劳等力学性能，众所周知，组织的类别、分布、状态直接影响模具钢性能的优劣，为此，国内外研究者对其进行了广泛研究。
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201610312870.1的专利《一种高抗回火软化性和高韧性的热作模具钢及其制造方法》中公开了一种热作模具钢及其制造方法，其成分百分比为：C：0.35％～0.45％，Si：0.15％～0.35％，Mn：0.5％～0.7％，Cr：4.5％～5.0％，Mo：1.5％～1.9％，V：0.，2％～0.5％，Ni：0.1％～0.2％，P：0.002％～0.012％，S：0.0001％～0.0005％，稀土0.003％～0.009％，余量为Fe。通过冶炼～电渣重熔～高温扩散～锻造～细晶热处理～球化退火等工艺使材料具有高的抗回火软化性和更高的韧性与使用寿命。但难以保证其具有较高的硬度与组织性能均匀性。
申请号为201811220791.3的专利《一种高红硬模具钢及其制备方法》公开了一种模具钢，其成分百分比为：C：0.28％～0.30％，Si：2.20％～2.50％，Mn：1.40％～2.00％，Cr：4.50％～4.70％，Mo：0.80％～1.00，V：0.30％～0.50％，P≤0.03％，S≤0.03％，余量为Fe和不可避免杂质，且上述合金元素的配比还需要满足一下的数学关系式：C＝1/30Cr+1/25(Si+Mn)，采用电渣重熔～锻造～一次退火～二次退火得到φ400～450mm电极棒，可提高材料冲击韧性和抗回火稳定性等。但难以保证棒材的性能均匀性和热疲劳抗性。
申请号为201910170339.9《一种抗氧化热作模具钢及其制备方法》公开一种抗演化热作模具钢及其制备方法，其成分百分比为：C：0.15％～0.30％，Cr：10％～13％，Ni：1.0％～2.5％，Mo：1.5％～3.0％，Co：0.5％～1.5％，Si≤0.8％，Mn≤0.8％，还可加入1％以下的W，0.9％以下的V和0.3％以下的Nb，其余为Fe。采用真空电炉感应熔炼+电渣重熔，或采用电炉+AOD/VD+电渣重熔方法，均质化处理再进行热加工，再进行退火或正火+回火处理，然后进行调质处理。使得材料具有良好的抗热疲劳性、耐腐蚀和抗氧化性，但耐蚀性没有具体数据说明，且难以保证心部硬度及均匀性。
申请号为201711181166.8的专利《一种具有抗腐蚀性的塑料模具钢及其制造方法》中C：0.45％～0.55％，Si：0.40％～0.80％，Mn：0.80％～1.60％，V：0.10％～0.25％，N：0.007％～0.015％，Al：0.005％～0.050％，Ni：3.5％～4.0％，Cr：8.5％～10.5％，Cu：0.25％～0.45％，Cr+Ni＝12％～14.5％，采用锻造～保温回火～粗加工、热轧～高温回火～精加工、锻造～回火～冷却的生产工艺路线较为复杂、生产周期长，与目前模具制造业的发展方向不符。
申请号为202111350778.1的专利《一种马氏体热作模具钢及制备方法》中公开了一种马氏体热作模具钢，其成分百分比为：C：0.53％～0.56％，Si：0.22％～0.25％，Mn：0.68％～0.72％，Cr：0.95％～1.00％，Cu：0.10％～0.14％，Ni：1.50％～1.58％，Mo：1.78％～1.83％，V：0.79％～0.85％，Nb：0.01％～0.04％，Ce：0.08％～0.12％，P≤0.012％，S≤0.003％，余量为Fe和不可避免杂质。基于传统热作模具钢5CrNiMoV，根据热力学计算，调整碳化物形成元素Mo和V，并添加少量微量元素Nb和稀土元素Ce，并通过两阶段等温退火处理和调质处理使得制备的热作模具钢相对于传统的模具钢常温性能和高温性能更加优异，显著提高服役寿命，600℃热稳硬度HRC降低值为3.0～3.2，650℃热稳硬度HRC降值为6.2～7.8，高温热疲劳性：主裂纹长度为65.10～85.12μm，裂纹最大宽度为2.86～3.52μm。但只能保证材料的表面硬度，厚度截面组织性能的均匀性难以保证，且韧性不高。
发明内容
本发明的目的在于克服上述问题和不足而提供一种兼顾成本及模具钢性能，使模具钢淬火组织上具有均匀细化的板条马氏体，终态性能具有良好的耐磨损性及抗热疲劳性等力学性能且生产工艺高效经济，满足市场经济需求的性能均匀的模具钢的模具钢及其制备方法。
本发明目的是这样实现的：
成采用V、Sr按比例添加、Cr、Mo、V、Si、Mn、Zn共同作用，不添加W、Ni等贵金属元素，保证钢淬火后具有细化的板条马氏体且均匀分布，为终态组织性能做好铺垫，使该种模具钢具有良好的耐磨损性及抗热疲劳性等力学性能，同时降低成本。
一种性能均匀的模具钢，该钢的成分按重量百分比计如下：C：0.40％～0.50％，Si：0.70％～1.00％，Mn：1.10％～1.30％，P≤0.015％，S≤0.015％，Cr：3.40％～4.40％，Mo：2.20％～2.70％，V：0.70％～0.90％，Sr：0.30％～0.50％，Zn：0.13％～0.23％，余量为Fe及不可避免杂质。
所述模具钢中V/Sr＝1.8～2.4。
所述模具钢中Cr/(Mo+V)＝1.18～1.23。
所述模具钢中(Si+Mn)/Zn＝10.0～13.9。
所述模具钢钢板厚度为30～130mm，所述模具钢显微组织为回火索氏体。
所述模具钢钢板硬度52～54HRC，厚度截面硬度差≤2HRC，室温条件下钢板无缺口心部横向冲击韧性为179～186J；循环温度25～700℃，循环次数1000次，加热时间3s，冷却时间3s，主裂纹的平均宽度为11～12μm，主裂纹的平均深度为38～40μm。
所述钢板磨损试验选择对磨材料为高硬度的Crl2钢，摩擦试样规格为φ10mm×3mm，摩擦环转速为280r/min，摩擦时间为15min，以质量平均损失量△m来评价试样的耐磨性，本发明试样平均损失量为1.3～1.4g，具有优异的抗磨损性能。
本发明成分设计理由如下：
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、耐磨损性、抗热疲劳性等。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。若碳含量过低，会降低基体硬度及耐磨损性能，若碳含量过高会增加本发明钢的冷脆性和时效敏感性，使钢的焊接性能下降，还会降低钢的耐蚀性。因此，本发明选择加入C：0.40％～0.50％，与其他合金元素共同作用，通过本发明的制备方法，可在淬火后获得板条宽度在200nm以下的板条马氏体，使组织均匀细化，为后续回火做好组织铺垫，使该种模具钢具有优异的综合性能、较稳定的组织结构。
Si：本发明中Si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回火过程中析出合金碳化物的弥散度，使硬质相更加均匀弥散分布。Si限制钢中碳的迁移速率，使材料析出的碳化物不易长大粗化，碳化物结构更稳定，材料的化学稳定性也更高。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。但Si含量过高易出现比较严重的偏析情况而出现带状组织，使钢的各向异性显著，不利于承受复杂交变应力，且可提高模具钢的脆性转变温度，因此，本发明为保证材料横向冲击韧性，同时发挥Si的有益作用，抑制δ铁素体的形成，本发明中选择加入Si含量为0.70％～1.00％。
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，Mn可溶入Fe3C形成(Fe，Mn)3C，进而使得系统自由能下降，材料整体更加稳定；二是可细化铁素体、珠光体，且能减薄碳化物片，强烈提高钢淬透性；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，可不需添加Ni元素，同样起到稳定奥氏体作用，淬火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，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，使得硫易切削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，可形成各种硬质碳化物。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、耐磨性及抗热疲劳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和热稳定性。为此，本发明添加适量Cr，一方面保证固溶于基体后能显著增强钢的透性，确保大截面积模具制造和生产，一方面保证本发明模具钢的热强性和热稳定性，此外，本发明中加入适量Cr，能在表面上形成非常致密的Cr2O3氧化膜，提高钢的耐蚀性。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3.40％～4.40％。
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。但过量的Mo导致Mo2C转变为M6C，沿原奥氏体晶界、马氏体板条界析出，大颗粒状的M6C会使材料脆化，也会降低韧性，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2.20％～2.70％。
V：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，以合金碳化物的形式存在于材料中，本发明中易形成MC型碳化物，这种碳化物均匀弥散分布于材料当中，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。作用三可使钢的有效晶粒尺寸下降，提高钢的化学稳定性及二次硬化效应，由于形成的VC合金碳化物熔点高，在热处理过程中难以熔化掉，因此能钉扎奥氏体化过程中奥氏体的晶界，阻止晶粒长大，从而能有效减小基体晶粒尺寸，达到细晶强化的效果。此外，V元素可以改善材料的抗回火软化，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，抗回火软化效果较佳。但本发明中V元素添加过多存在一定的负面影响，若V含量较高，形成更多的V系碳化物，导致奥氏体化中溶入基体碳含量减少，会使过冷奥氏体稳定性降低，反而降低本发明模具钢的淬透性，影响终态钢板芯部组织均匀性及钢板最终的成型厚度，此外，过量的V元素加入会降低材料的塑韧性。因此，本发明中V充分发挥其有效作用，规避不利影响，选择加入0.70％～0.90％。
本发明中控制Cr/(Mo+V)＝1.18～1.23，一方面可改善本发明模具钢的淬透性，确保大截面模具钢厚度方向组织性能的均匀性；一方面可降低脱碳氧化的程度，此外，在不降低本发明模具钢塑韧性的同时，可保证其二次硬化效果。若对Cr、Mo、V不加控制，则Cr和C形成过多的高Cr碳化物，减少VC形成，降低材料热强性，也会阻止V4C3的生成，推迟Mo2C的共格析出，而V4C3和Mo2C交互作用会提升本发明模具钢的抗疲劳性、高温强度和抗回火性，为保证该钢的综合性能，需对Cr、Mo、V添加进行比例控制。
Sr：Sr元素的化学性质活泼，可显著细化本发明模具钢的晶粒，使粗大的网状组织变得均匀细小，本发明模具钢在非平衡凝固过程中容易形成介稳定的片状共晶碳化物，并以扇形分布于等轴晶间，这种片状的共晶碳化物经轧制等热加工可分解，若分解不完全则会部分保留，并遗传至终态钢板组织中，不利于力学性能及热稳定性，本发明添加适量Sr元素可显著减少尖角情况，缓解共晶碳化物的偏聚改善组织，为淬火得到均匀细化的板条马氏体组织做好准备，提高强度和力学性能，增强耐磨损性能，减缓高温、交变应力等恶劣工作环境中造成的摩擦磨损和疲劳效应，延长本发明模具钢的使用寿命。因此本发明添加Sr：0.30％～0.50％。但由于Sr元素较活泼，需与V元素共同作用改善内部组织，使Sr元素即使在高温下依然具有同V元素类似的稳定性，不易氧化，提高钢的冲击韧性和断裂韧性，以及抗热疲劳性，使模具钢最终制成的模具即使承受冷热循环热应力的影响，仍具有抵抗疲劳裂纹扩展的能力。因此本发明控制V/Sr＝1.8～2.4。
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，增大钢中Cr的扩散率，有助于在钢的表面形成Cr2O3，提高材料的抗氧化性能；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P、Mn、Si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P、Mn、Si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：Zn：0.13％～0.23％。
此外，Si元素会促进本发明的模具钢带状组织的生成，使钢的横向与纵向性能差异变大，不利于组织性能的均匀性，Mn易产生元素富集发生偏析使基体材料成分及组织不均匀，Si、Mn元素易造成终态钢板全板性能差异大，因此本发明控制(Si+Mn)/Zn＝10.0～13.9，通过Zn、Si、Mn共同作用、按比添加提高材料的均匀性，减轻不利影响，充分发挥有利效果。
本发明技术方案之二是提供一种性能均匀的模具钢的制备方法，包括冶炼、连铸、加热、轧制、矫直、缓冷热处理，
(1)将连铸板坯加热至1220℃～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。
(2)控制开轧温度为1060℃～1090℃，钢板轧制时前三个道次的压下率为17％～21％。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，终轧温度为960℃～1010℃，得到30～130mm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。
(3)热处理：包括一次淬火热处理+二次淬火工艺+回火热处理；具体工艺如下：
一次淬火热处理：将钢板加热至1030～1050℃，保温3～4h，出炉油冷至室温，本发明中采用高温淬火处理工艺可使钢板在回火工艺设置区间内强度和韧性显著提高，同时消除了沿晶界分布的未溶碳化物和带状碳化物，增加了奥氏体中的合金度。
二次淬火工艺：将钢板加热至950～980℃，保温2～3h，出炉浸入温度为-80℃—-100℃的液氮中浸泡处理，液氮中浸泡时间为2～3h。本发明采用二次循环淬火，钢板经历两次γ-M相转变，使其组织成分更加均匀，碳化物被加热溶解的时间延长，碳化物有更多的时间溶解进入基体中，导致基体中合金元素及碳含量增加，晶粒细化，奥氏体向马氏体转变驱动力变大，奥氏体的稳定性提高，导致残余奥氏体数量提高，从而提高材料的冲击韧性。本发明的二次淬火在低温条件下快速冷却，使该种模具钢的淬火组织在低温条件下，促使奥氏体向马氏体组织转变，发挥其相变强化和析出强化的潜力，同时会促进硬质相的析出。因为马氏体在低温冷却作用下体积发生收缩，Fe原子的点阵常数有缩小的趋势，从而增强了硬质相析出的驱动力。由于过饱和的碳原子间隙在Fe晶格中造成晶格畸变.形成一个强的应力场，它阻碍位错运动。同时在马氏体转变时，会造成晶格缺陷密度很高的位错或孪晶等亚结构，因此马氏体的硬度较高。综上，两次循环淬火及二次淬火低温冷却处理使本发明模具钢具有均匀细化的板条马氏体，优选，板条马氏体的平均宽度为145～175nm，已经细化到纳米级，且均匀分布，为最终回火热处理做好组织准备，可使回火后的硬质相弥散度增加，显著提高该种模具钢的耐磨损性和热疲劳抗性。
回火热处理：回火温度540℃～550℃，保温3～4h，空冷至室温。作用一是消除残余应力，是组织稳定，并使硬度和韧性达到综合协调；二是使组织为细小均匀的隐针状回火马氏体并有大量的细小析出相弥散分布在基体上，这些析出相具有较高的热稳定性，有助于提高材料耐磨损性能，由于在回火马氏体基体上弥散析出的大量硬质相，使本发明的模具钢在回火后保持强度的同时具有较好的韧性，增强了其热疲劳抗力及耐磨损性。
本发明的有益效果在于：
(1)本发明采用V、Sr按比例添加、Cr、Mo、V、Si、Mn、Zn共同作用，不添加W、Ni等贵金属元素，保证钢淬火后具有细化的板条马氏体且均匀分布，为终态组织性能做好铺垫，使该种模具钢具有良好的耐磨损性及抗热疲劳性等力学性能，同时降低成本。
(2)采用铁水预处理—冶炼—LF—RH—连铸—板坯加热—轧制—矫直—缓冷—一次淬火—二次淬火—低温冷却处理—回火的工艺生产。使本发明模具钢二次淬火后板条马氏体平均宽度为145～175nm，钢板心部硬度62～64HRC；终态钢板硬度52～54HRC，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179～186J；磨损试验选择对磨材料为高硬度的Crl2钢，摩擦试样规格为φ10mm×3mm，摩擦环转速为280r/min，摩擦时间为15min，以质量平均损失量△m来评价试样的耐磨性，本发明试样平均损失量为1.3～1.4g，具有优异的抗磨损性能。循环温度25～700℃，循环次数1000次，加热时间3s，冷却时间3s，主裂纹的平均宽度为11～12μm，主裂纹的平均深度为38～40μm，具有优异的热疲劳抗性。
(3)本发明的模具钢淬火态具有均匀细化的板条马氏体，可达纳米级别，有助于增加终态组织硬质相弥散度，发挥其对力学性能、耐磨损性和热疲劳抗性的有益作用，兼顾强韧性匹配及高效经济的生产工艺，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，具有较好的工程应用价值。
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，进行冶炼、连铸、加热、轧制、矫直、缓冷热处理；
(1)加热：将连铸板坯加热至1220℃～1260℃，均热段保温4～5h；
(2)轧制：控制开轧温度为1060℃～1090℃，钢板轧制时前三个道次的压下率为17％～21％；终轧温度为960℃～1010℃，钢板下线温度300～400℃；
(3)热处理：
包括一次淬火热处理+二次淬火工艺+回火热处理；具体工艺如下：
一次淬火热处理：将钢板加热至1030～1050℃，保温3～4h，出炉油冷至室温；二次淬火工艺：将钢板加热至950～980℃，保温2～3h，出炉浸入温度为-80℃—-100℃的液氮中浸泡处理，液氮中浸泡时间为2～3h；优选，二次淬火工艺后钢板组织内板条马氏体的平均宽度为145～175nm。
回火热处理：回火温度540℃～550℃，保温3～4h，空冷至室温。
进一步；轧制后下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为36～48h。
进一步；二次淬火工艺后钢板组织内板条马氏体的平均宽度为145～175nm，钢板心部硬度62～64HRC。
本发明实施例钢的成分见表1。本发明实施例钢的加热、轧制主要工艺参数见表2。本发明实施例钢的热处理主要工艺参数见表3。本发明实施例钢板二次淬火后组织和性能见表4。本发明实施例钢板心部冲击韧性见表5。本发明实施例钢洛氏硬度性能见表6。本发明实施例钢室温心部耐磨损性见表7。本发明实施例钢抗热疲劳性见表8。
表1本发明实施例钢的成分(wt％)
表2本发明实施例钢的加热、轧制主要工艺参数
表3本发明实施例钢的热处理主要工艺参数
表4本发明实施例钢板二次淬火后组织和性能
| 实施例 | 板条马氏体平均宽度/nm | 二次淬火后硬度/HRC |
| 1 | 161 | 63.5 |
| 2 | 150 | 62.2 |
| 3 | 145 | 62.8 |
| 4 | 170 | 63.0 |
| 5 | 149 | 62.0 |
| 6 | 165 | 63.7 |
| 7 | 160 | 64.0 |
| 8 | 175 | 63.4 |
| 9 | 155 | 62.5 |
| 10 | 158 | 63.2 |
| 11 | 225 | 60.5 |
| 12 | 246 | 61.1 |
| 13 | 237 | 60.9 |
表5本发明实施例钢板心部冲击韧性
注：冲击试样为尺寸为10×7×55mm(无缺口)
表6本发明实施例钢洛氏硬度性能
表7本发明实施例钢室温心部耐磨损性
| 实施例 | 质量平均损失量△m/g |
| 1 | 1.33 |
| 2 | 1.35 |
| 3 | 1.37 |
| 4 | 1.40 |
| 5 | 1.36 |
| 6 | 1.32 |
| 7 | 1.30 |
| 8 | 1.31 |
| 9 | 1.34 |
| 10 | 1.38 |
| 11 | 1.82 |
| 12 | 1.78 |
| 13 | 1.86 |
备注：磨损试验选择对磨材料为高硬度的Crl2钢，摩擦试样规格为φ10mm×3mm，摩擦环转速为280r/min，摩擦时间为15min，以质量平均损失量△m来评价试样的耐磨性。
表8本发明实施例钢抗热疲劳性
| 实施例 | 主裂纹平均宽度/μm | 主裂纹平均深度/μm |
| 1 | 11.3 | 38.4 |
| 2 | 11.8 | 38.9 |
| 3 | 11.2 | 39.2 |
| 4 | 11.0 | 38.0 |
| 5 | 11.9 | 38.5 |
| 6 | 11.7 | 39.5 |
| 7 | 11.6 | 39.0 |
| 8 | 12.0 | 39.2 |
| 9 | 11.3 | 40.0 |
| 10 | 11.4 | 38.8 |
| 11 | 14.2 | 44.3 |
| 12 | 14.6 | 44.9 |
| 13 | 14.3 | 44.1 |
由上可知，应用本发明生产的钢板硬度52～54HRC，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179～186J；磨损试验选择对磨材料为高硬度的Crl2钢，摩擦试样规格为φ10mm×3mm，摩擦环转速为280r/min，摩擦时间为15min，以质量平均损失量△m来评价试样的耐磨性，本发明试样平均损失量为1.3～1.4g，具有优异的抗磨损性能。循环温度25～700℃，循环次数1000次，加热时间3s，冷却时间3s，主裂纹的平均宽度为11～12μm，主裂纹的平均深度为38～40μm，具有优异的热疲劳抗性。
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 (8)
1.一种性能均匀的模具钢，其特征在于，该模具钢的成分按重量百分比计如下：C：0.40%~0.50%，Si：0.70%~1.00%，Mn：1.10%~1.30%，P≤0.015%，S≤0.015%，Cr：3.40%~4.40%，Mo：2.20%~2.70%，V：0.70%~0.90%， Sr：0.30%~0.50%，Zn：0.13%~0.23%，余量为Fe及不可避免杂质；
所述的一种性能均匀的模具钢的制备方法，包括冶炼、连铸、加热、轧制、矫直、缓冷、热处理；
（1）加热：将连铸板坯加热至1220℃~1260℃，均热段保温4~5h；
（2）轧制：控制开轧温度为1060℃~1090℃，钢板轧制时前三个道次的压下率为17%~21%，终轧温度为960℃~1010℃；
（3）热处理：
包括一次淬火热处理+二次淬火工艺+回火热处理；具体工艺如下：
一次淬火热处理：将钢板加热至1030~1050℃，保温3~4h，出炉油冷至室温；
二次淬火工艺：将钢板加热至950~980℃，保温2~3h，出炉浸入温度为-80℃~ -100℃的液氮中浸泡处理，液氮中浸泡时间为2~3h；
回火热处理：回火温度540℃~550℃，保温3~4h，空冷至室温。
2.根据权利要求1所述的一种性能均匀的模具钢，其特征在于，所述模具钢中V/Sr=1.8~2.4。
3.根据权利要求1所述的一种性能均匀的模具钢，其特征在于，所述模具钢中Cr/（Mo+V）=1.18~1.23。
4.根据权利要求1所述的一种性能均匀的模具钢，其特征在于，所述模具钢中（Si+Mn）/Zn=10.0~13.9。
5.根据权利要求1所述的一种性能均匀的模具钢，其特征在于，所述模具钢钢板厚度为30~130mm，所述模具钢显微组织为回火索氏体。
6.根据权利要求1所述的一种性能均匀的模具钢，其特征在于，所述模具钢钢板硬度52~54HRC，厚度截面硬度差≤2HRC，室温条件下钢板无缺口心部横向冲击韧性为179~186J；循环温度25～700℃，循环次数1000次，加热时间3s，冷却时间3s，主裂纹的平均宽度为11~12μm，主裂纹的平均深度为38~40μm。
7.根据权利要求1所述的一种性能均匀的模具钢，其特征在于：轧制后下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓冷，缓冷时间为36~48h。
8.根据权利要求1所述的一种性能均匀的模具钢，其特征在于：二次淬火工艺后钢板组织内板条马氏体的平均宽度为145~175nm，钢板心部硬度62~64HRC。
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- 2023-04-28 CN CN202310476378.8A patent/CN116640987B/zh active Active
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