CN1876880A - 高速冲压冷作模具钢 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高速冲压冷作模具钢，属于高韧性、高耐磨性冷作模具钢。其基本化学成份的重量百分比为：C 0.75～1.15％、Si 0.3～1.5％、Mn 0.3～1.0％、Cr 6.5～9.5％、Mo 0.8～3.5％、W 0.8～3.0％、V 0.8～3.0％、Al 0.3～2.0％，余量为Fe和少量杂质。本发明的新钢种比目前广泛应用的铬12系列冷作模具钢具有更高的硬度、耐磨性和抗回火稳定性，锻造性能、磨削性能、线切割性能等都优于铬12系列，热处理变形小、淬火不会淬裂；能够替代铬12系列冷作模具钢和用于制作模具的M2高速钢，是一种通用性强的高性能冷作模具钢。

Description

高速冲压冷作模具钢

技术领域：本发明涉及一种冷作模具钢，尤其涉及一种用于高速冲压和高速辊轧的模具钢。

背景技术：模具钢几乎都是合金钢，它分三大类即：冷作模具钢、热作模具钢和塑料模具钢。目前，应用比较广泛的冷作模具钢大多为高碳高铬钢，主要的钢号有：Cr12、Cr12MoV、Cr12Mo1V1；这类钢的含碳量为1.4～2.3％、含铬量12％，有的还含有0.4～1.2％的钼和0.15～1.1％的钒。这组钢的特点是：耐磨性高、淬透性好、微变形和高抗压强度等；但它属于莱氏体钢，共晶碳化物多而且偏析严重，纵、横向性能差别大，且脆性大。用于模具必须进行改锻，但由于改锻加热时导热性差、塑性低、变形抗力大、锻造加热温区窄，因此改锻困难、报废率高，使用受到了限制。对于耐磨性要求高的模具往往选择高速钢，但高速钢又存在韧性差、价格高、热处理比较困难等缺陷；也有选用基体钢或低碳高速钢，但耐磨性又未能满足要求。

随着现代工业技术的发展机器的速度和效率越来越高，冲床模具的刃部和轧辊辊面因高速磨擦而产生高热，往往会超过冷作模具钢的回火温度而导致硬度和耐磨性下降，前面所述的大部份冷作模具钢都无法满足要求，所以世界各国均在开展高韧性、高耐磨性的冷作模具钢研究。例如日本的DC53钢、QCM-8钢、SLD-8钢、TCD钢和AUD11钢，美国的Vasco Die钢和Vasco Wear钢，国内有7Cr7Mo3V2Si钢、GM钢、ER5钢等；这类钢的化学成份特点：含碳量0.7～1.4％、含铬量8.0％左右，还含有1.0～3.0％的硅、钼、钒、钨等合金元素。但是这类钢用于制作高速冲压和高速轧制的模具时其红硬性、热稳定性以及耐磨性仍显不足，而且高速轧辊还要求辊面硬度达HRC65以上，并保证轧辊不脆断。目前，国内外的高韧性、高耐磨性冷作模具钢很难满足要求。

发明内容：为了满足高速冲压和高速冷轧工作条件下模具的高性能要求，本发明旨在提供一种具有高韧性、高耐磨性的高速冲压冷作模具钢。

为了实现上述目的，本发明采用以下技术方案，即新钢种的基本化学成份重量百分比为：

C0.75～1.15％     Si0.3～1.5％    Mn0.3～1.0％    Cr6.5～9.5％

Mo0.8～3.5％      W0.8～3.0％     V0.8～3.0％      Al0.3～2.0％

余量为Fe和少量杂质。

本发明新钢种的基本化学成份的优选重量百分比为：

C0.85～0.95％    Si0.8～1.2％    Mn0.3～0.6％    Cr7.9～8.4％

Mo1.4～1.7％     W1.9～2.2％     V2.2～2.5％     Al0.3～2.0％

余量为Fe和少量杂质。

在本发明新钢种的基本化学成份中，所述Al的优选重量百分比为：0.3～1.2％。

在本发明新钢种的基本化学成份中，所述Al的最佳重量百分比为：0.8～1.2％。

本发明新钢种的合金化原理如下：

铬是中强碳化物形成元素，在钢中与碳形成Cr23C6+Cr7C3碳化物，也可熔于固溶体和Fe3C中；考虑加入量时，为避免铬12系列所形成过多的莱氏体共晶和大块碳化物，同时又要保证足够碳化物量和溶于基体而提高基体耐磨性的量，所以定为8.0％。

钼在钢中形成Mo6C和Mo2C，能够提高钢的淬透性、热强性、防止回火跪性、增加抗回火软化能力，在高温回火时使钢产生二次硬化作用、溶于固溶体、有固溶强化作用、能提高碳化物稳定性，在工具钢中能改善钢的韧性和提高耐磨性，有铬同时加入时还能增强二次硬化效果。但由于价格较高，因此加入量考虑为1.5％。

钨在钢中形成W6C和W2C，能增加钢的回火稳定性、红硬性和热强性，一般在冷作模具钢中很少加入，主要用于高速钢和热作模具钢；考虑到高速冲压冷作模具钢工作条件比较恶劣，高速冲压模具和轧辊工作时表面温度高，加入一定量的钨可提高其回火稳定性。红硬性和热强性也很有必要，而且钨在钢中与钼的作用相同，降低一定的含钼量而加入一定量的钨可以起弥补钼的作用，钨加入量为2.0％。

钒在钢中形成VC，是工模具钢中提高耐磨性的最主要因素；钒的碳化物与其他碳化物相比其硬度和稳定性都是最高的，但钒含量过高将大大降低其磨削性。为了获得高的耐磨性又不至于恶化其磨削性，钒含量控制在2.4％。

在本发明的新钢中，含碳量的高低是十分重要；为了准确地确定在上述合金元素含量的基础上的配比碳量，有必要进行平衡碳合金度Cp和碳饱和度A的计算。取A＝0.8～0.85，这是综合了冷作模具钢、高速钢和国、内外高韧性、高耐磨性钢的CP和A值与其性能之间的大量研究结果而设定的，在已进行的试验中已取得了良好的工业产品使用效果。

另外，本发明在铬8系列冷作模具钢中首次加入合金元素铝，作为进一步提高钢的硬度、红硬性、回火稳定性以及渗氮后的表面硬度、热稳定性的重要措施，从而获得高于目前国内外铬8系列高韧性、高耐磨性的新钢种；经试验，该新钢种能满足高速冲压和高速轧辊的工作条件。

本发明新钢种可以采用碱性电孤炉、感应熔炼炉、炉外精炼和电渣重溶等冶炼方法冶炼，有条件的情况下最好进行真空处理或其他精炼方法处理。冶炼工艺可以采用氧化法，配料时熔清碳在成品碳的0.40％以上，严格控制废钢的硫、磷含量，熔清后在≤0.025％以下，合金炉料按各生产厂条件的烧损率配入；也可以用返回法冶炼，废钢中本钢种返回料可高达60％以上，配碳时熔清碳控制在规格上限0.20％以上，严格控制炉料的磷含量在≤0.020％以下，此外还应该严格控制砷、锡、铅、铜的带入。其他工序：氧化、装料、熔化、氧化、还原精炼、出钢、浇注等按各厂高合金工具钢的冶炼规程执行。特别提示：铝的加入是将铝块放在钢包内，出钢时将钢水对准铝块倒出，铝块将迅速熔化与钢水混合，保证铝在钢水中的均匀性和低的烧损率。出钢前要求钢水很好脱氧，保证出钢前达到尽量低的含氧量。由于本发明的新钢种属于高性能冷作模具钢，因此有必要进行电渣重熔处理，从而保证获得更纯净、更佳的材质。但电渣重熔时铝的烧损率增大，冶炼配料时应适当增加配铝量。注锭后均匀化退火、锻造、退火等工序可参照高铬高合金工具钢的工艺和操作规程执行。需注意的是：新钢中的铝较易脱炭，在均匀化退火、锻造加热、锻后退火时应加以重视；锻后退火宜采用等温退火和球化退火。另外，新钢种热处理淬火温度在1150℃左右，应在真空炉或盐浴炉中加热，回火也最好在盐浴炉中回火。需氮化处理或表面涂层处理按这些处理的规程执行。

与现有技术比较，本发明的新钢种由于运用了合金化原理、并利用碳化物形成元素的特性和综合作用，使其具有足够数量的碳化物保证其耐磨性；加入合金元素铝提高其红硬性和热稳定性；计算平衡碳合金度Cp和碳饱和度A，保证二次硬化而获得高硬度；控制总碳量和马氏体转变点从而控制其残留奥氏体量并选择回火温度保证其韧性，使本发明的新钢种比目前国内外的高耐磨性、高韧性冷作模具钢具有更高的硬度、热硬性、热稳定性以及足够的韧性，满足现代工业发展的需要，减少冷作模具钢的消耗，增加社会效益。

附图说明：

图1是合金工具钢二次硬度与Cp和A的关系图；

图2是W6Mo5Cr4V2钢的回火硬度曲线图；

图3是W6Mo5Cr4V2Al钢的回火硬度曲线图；

图4是SMM301钢与日本大同公司、日立公司推荐的热作模具钢的回火稳定性曲线比较图；

图5是本发明新钢种与M2高速钢氮化后在不同加热温度条件下表面显微硬度及心部硬度的变化图；

图6是本发明新钢种在1120℃淬火后不同回火温度的硬度曲线图；

图7是高耐磨性钢的马氏体转变图。

具体实施方式：下面结合附图和具体的实施例对本发明作进一步说明：

实施例1：以森吉米尔20辊冷轧机轧辊(轧速1200米/分)为例，用电孤炉或感应熔炼炉按GBT1299-2000技术条件，本发明新钢种的基本化学成份的重量百分比为：

C0.75～1.15％    Si0.3～1.5％    Mn0.3～1.0％    Cr6.5～9.5％

Mo0.8～3.5％     W0.8～3.0％     V0.8～3.0％     Al0.3～2.0％

余量为Fe和少量杂质。

冶炼可以按各钢厂高铬合金工具钢的冶炼操作规程进行，铝的加入方法是将铝块在出钢前放入钢包内，钢水的含氧量要尽量低，这一点对保证钢获较低的氧化物夹杂和铝的低烧损率是很必要的。出钢时将钢水对准铝块并及时加入防止钢水氧化的保护剂；出钢后经真空处理或其他精炼方法精炼。锭型大小应与锻材规格相匹配，最好再进行电渣重熔冶炼，冶炼可按各钢厂电渣重熔冶炼操作规程执行，这样将保证得到更纯净更优质的钢材。随后的浇注工艺、锻造工艺、退火工艺及操作规程与各钢厂高铬合金工具钢的规程相同。锻材规格为Ф95，按森吉米尔20辊轧机的成品轧辊尺寸经下料、机加工(留磨量)、在真空炉或盐浴炉中1130～1150℃加热淬火、在520～530℃盐浴炉中回火3～4次、回火后硬度控制在HRC65左右，然后精磨即可得到高质量高寿命的冷轧辊。若希望冷轧辊有更高的使用寿氮化温度比常规的低一些，选在520～530℃为佳，氮化后加精抛光，表面显微硬度可达到HV0.5～1120以上，使用寿命比未氮化处理高出1～3倍；氮化层被磨去后还可重新氮化。

实施例2：本发明新钢种的基本化学成份的优选重量百分比为：

C0.85～0.95％    Si0.8～1.2％    Mn0.3～0.6％    Cr7.9～8.4％

Mo1.4～1.7％     W1.9～2.2％     V2.2～2.5％     Al0.3～2.0％

余量为Fe和少量杂质。冶炼方法、冶炼条件同实施例1。

实施例3：在本发明的新钢种中所述Al的优选重量百分比为：0.3～1.2％。冶炼方法、冶炼条件同实施例1；其中，铝的加入量按成份范围的中、上限另加烧损率计算。

实施例4：在本发明的新钢种中所述Al的最佳重量百分比为：0.8～1.2％。冶炼方法、冶炼条件同实施例3。

值得强调的是，在计算平衡碳合金度Cp、碳饱和度A时采用的是G斯蒂文(Steven)平衡计算式，计算结果见下表：

国别	钢号	Cp上限	Cp下限	A上限	A下限	A±
							中国	Cr12	0.69	0.78	2.9	2.95	0.025
Cr12Mo1V1	0.9241	0.0756	1.515	1.487	0.014
						7Cr7Mo3V2Si		0.856	1.079	0.818	0.74	0.039
W18Cr4V	1.0055	1.111	0.696	0.72	0.012
						W6Mo5Cr4V2		1.043	1.2733	0.767	0.707	0.03
新钢种	1.0649	1.1837	0.798	0.802	0.002
						日本		DC53(大同)	0.666		1.5
SLD-(日立)	0.693		1.154
							美国	Vasco Die	1.0715		0.765
Vasco Wear	1.039		0.962

CPM3V(粉末钢)

1.0819

0.7394

图1与上述计算结果比较可以看出：铬12系列的A值为1.5～2.9，说明其碳含量大大超过该钢合金元素所需的定比碳，钢中将出现大量的Fe3C，这是该系列钢性能恶化的主要原因。日本DC53、SLD的A＞1，美国Vasco Die、Vasco Wear及粉末钢的A＜1，新钢种1的A＝0.8，其二次硬化能力介于几十种合金工具钢CP与A分布曲线的中值，合金元素含量与定比碳匹配比较合理；这是保证新钢具有高硬度水平的基础，而且A值的±0.002非常小，钢的性能波动将很小。

如图2、3所示：在高速钢中W6Mo5Cr4V2和W6Mo5CrV2Al相比，由于加入1％的Al在高硬度的情况下仍能提高在淬火、回火后的硬度；W6Mo5Cr4V2经1240℃淬火、550℃回火硬度为HRC66.2，W6Mo5Cr4V2Al同样1240℃淬火、550℃回火硬度为HRC68.2，后者比前者硬度高2HRC。

如图4所示：在热作模具钢中，本发明人的另一项发明专利钢(专利号为00117148.8，钢号暂定为SMM301)与日本大同公司的DH31-S钢有相同的合金成份，但前者多加入0.9～1.3％Al，淬火后在500～550℃回火，前者的硬度比后者高4～6HRC，两者在600℃加热40小时，SMM301比DH31-S硬度高13HRC。

如图5所示：本发明新钢种与M2高速钢相比，渗氮后经550～800℃的重新加热保温1小时新钢种钢的表面显微硬度及热硬性比M2钢还高，550℃的表面显微硬度高达Hv0.5 1350，M2钢只有Hv0.5 1260，加热到750℃前者表面硬度还相当于HRV63.5，M2只有HRC53.5。

如图6所示：新钢种在1120～1150℃淬火和520～530℃回火时，其回火硬度可达HRC65左右。

如图7所示：高硬度钢的韧性是至关重要的，前面已经提到本发明新钢种的韧性是通过选择不同淬火温度来控制马氏体转变点并得到不同数量的残留奥氏体量，再通过不同回火温度和次数保证一定残留奥氏体量来确保韧性。

本发明的新钢种与现有的高韧性高耐磨性冷作模具钢相比具有如下的特点：

1.如图6所示：新钢种比我国7Cr7Mo3V2Si钢、日本大同公司的DC53钢和日立金属公司的SLD-8钢有更高的回火硬度；在1130～1150℃淬火，530℃回火后硬度达HRc65而上述三个钢均无法达到，能满足高速冲模尤其是高速冷轧辊的高硬度要求。

2.如图7所示：新钢种在高硬度的情况下其韧性可以通过淬火温度的选择、冷处理、回火温度、回火次数来调整，控制其残留奥氏体量来保证。由于新钢种属于中高碳高合金钢，其马氏体点随淬火温度的高低而改变，下马氏体点Mf甚至降至-0℃以下，该钢工件在油冷淬火降至室温时由于大量奥氏体尚未转变成马氏体，硬度甚至在HRC20以下，所以淬火过程不会出现淬裂或变形问题。随着室温冷却的时间推移，淬火硬度逐步上升至HRC57～62左右，通过回火或进行冷处理硬度随即升至HRC65以上，而且基体仍保存有一定数量的残留奥氏体，保证了产品在高硬度时仍有足够的韧性。

3.新钢种由于含铬量为8％、含碳量0.9％、碳饱和度A在0.8～0.85之间，所以不会出现大块碳化物、碳化物细小且分布均匀，从而避免了铬12系列锻造性差、脆性大、磨削性差等一系列缺陷；由于其含钒量达2.4％，因此有很高的耐磨性。

4.如图5所示：新钢种经氮化后钢中的铝与氮生成高弥散的氮化铝，提高了钢的表面硬度，甚至比M2高速钢在相同条件下的硬度还高，高硬度意味着高耐磨性和高使用寿命。

5.新钢种经氮化处理后，钢表面所获得的铝氮化物有很高的热稳定性和热硬性。因为氮化铝在真空中加热到1100℃还是稳定的，而氮化铬、氮化钒在400℃已开始分解，氮化钛、氮化钨在600℃开始分解，在所有氮化物当中氮化铝的热稳定性最高，这就是新钢种的合金总量虽然比M2高速钢低但氮化后热稳定性和热硬性比M2钢还高的原因，这意味着新钢种能在更高的温度，更长的时间保持高硬度和耐磨性，这对高速冲模和高速冲轧辊是十分重要的。

6.新钢种中铝的加入量要比普通炼钢时加入的量多，由于铝是强脱氧剂将进一步降低钢的含氧量：模具钢中含氧量的降低能提高其热塑性和疲劳性能，降低热裂纹和冲击裂纹的产生，对提高模具钢的性能和寿命有利。

本发明的新钢种比目前广泛应用的铬12系列的冷作模具钢有更高的硬度、耐磨性和抗回火稳定性，在高硬度的情况下其韧性可调控；新钢种的锻造性能、磨削性、线切割性能都比铬12系列好；热处理变形小、淬火不会淬裂，能满足铬12系列无法满足用于高速冲压模和高速冷轧辊的工作条件要求；它比目前国内外的高韧性、高耐磨性的7Cr7Mo3V2Si钢，日本大同公司的DC53钢和日立金属公司的SLD-8钢性能都好。经氮化处理后，表面硬度和热硬性比相同处理的M2高速钢还高，所以能代替铬12系列的冷作模具钢和用作模具的M2高速钢在广泛的冷作模具中应用，是很有前途的通用性强的高性能冷作模具钢。

Claims (4)

1.一种高速冲压冷作模具钢，其特征在于基本化学成份的重量百分比为：

C 0.75～1.15％    Si 0.3～1.5％    Mn 0.3～1.0％    Cr 6.5～9.5％

Mo 0.8～3.5％     W 0.8～3.0％     V 0.8～3.0％     Al 0.3～2.0％

余量为Fe和少量杂质。

2.根据权利要求1高速冲压冷作模具钢，其特征在于基本化学成份的重量百分比为：

C 0.85～0.95％    Si 0.8～1.2％    Mn 0.3～0.6％    Cr 7.9～8.4％

Mo 1.4～1.7％     W 1.9～2.2％     V 2.2～2.5％     Al 0.3～2.0％

余量为Fe和少量杂质。

3.根据权利要求1或2所述的高速冲压冷作模具钢，其特征在于所述Al的重量百分比为：0.3～1.2％。

4.根据权利要求1或2所述的高速冲压冷作模具钢，其特征在于所述Al的重量百分比为：0.8～1.2％。

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