CN104561802A - 一种高硬度高韧性冷作模具钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

一种高硬度高韧性冷作模具钢及其制备方法，其化学成分重量百分比为：C：1.025～1.055％，Si：0.85～0.90％，Mn：0.20～0.40％，P<0.02％，S<0.02％，Cr：8.30～8.50％，Mo：1.95～2.05％，V：0.20～0.40％，其余为Fe和不可避免杂质；且上述元素同时需满足如下关系：C＝0.1(Cr+Mo)。其采用如下步骤：经冶炼、浇铸得到钢锭，钢锭作为自耗电极放置于电渣重熔装置中，进行电渣重熔，再重新凝固成钢锭；将上述重新凝固的钢锭加热至1200～1220℃，再经锻造加工、淬火、回火处理得到所述冷作模具钢，该钢的冲击功≥76J，硬度≥63HRC，具有较好的硬度和韧性配合。

Description

一种高硬度高韧性冷作模具钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及模具钢及其制备方法，尤其涉及一种高硬度高韧性冷作模具钢及其制备方法，该冷作模具钢的冲击功≥76J，硬度≥63HRC。

背景技术

冷作模具钢主要用于制造在冷状态(室温)条件下进行压制成形的模具，如冷拉伸模具、冷镦模具、冷挤压模具、压印模具、辊压模具等。冷作模具的工作条件和刃具有些相似，但因被加工材料在冷态下变形，故变形抗力很大。与刃具钢相比，冷作模具钢应当要求更高的淬透性、耐磨性和韧性，而红硬性的要求可低些，一般情况下，冷作模具工作时温度升高不会超过200～300℃。

目前，国内模具材料市场上应用最为广泛的冷作模具钢材料是高碳高铬冷作模具钢Cr12MoV(其化学成分质量百分数为：C：1.45～1.70％，Si≤0.40％，Mn≤0.40％，Cr：11.0～12.5％，Mo：0.4～0.6，Ni≤0.10，Cu≤0.10，P≤0.030％，S≤0.030％)。该材料作为主选通用型的冷作模具钢材料，具有较高的淬透性、淬硬性、耐磨性，高温抗氧化性能好，可以作为通用型冷作模具钢材料，用于制造各种用途的冷作模具，例如形状复杂的冲孔凹模、冷挤压模、滚螺纹轮、冷剪切刀和精密量具等。但是，这种Cr12MoV通用型冷作模具钢材料中的合金元素组成中含有较高的碳和铬元素，过多的碳和铬元素会使材料显微组织中存在网状的莱氏体碳化物，造成材料的韧性不高，模具在使用中易崩刃、断裂或塌陷。

冷作模具主要用于金属或非金属材料的冷成型，包括冷冲压、冷挤压和冷镦等。这类模具工作载荷大、尺寸精度、表面质量要求高。通常选用的冷作模具钢要求有足够的强度、韧度、硬度和耐磨性。冷作模具钢的关键技术指标是冲击功、硬度，Cr12MoV钢冲击功为39J，硬度为60HRC。Cr12MoV钢由于组织中含有不均匀的莱氏体碳化物，虽然经过淬火、回火之后有较高的硬度和耐磨性能，但是韧性较低，在实际使用中容易发生崩裂和塌陷。

上述Cr12MoV钢采用电弧炉熔炼，浇铸成钢锭锻造开坯，具体步骤依次为炼钢、锻造、热处理，最后形成产品。其锻造的加热温度为1110～1130℃，终锻温度为≥900℃，冷却方式采用高温退火、坑冷或者砂冷。由于Cr12MoV钢形成大量粗大的呈连续网状分布的共晶碳化物，严重割裂基体，还可作为模具钢断裂时的裂纹源和裂纹扩展途径，从而使得模具钢的晶界严重脆化，韧性很低。并且在锻造时，由于受到锻造比的限制，对于大尺寸铸坯，其心部的共晶碳化物很难打碎，所以在锻造后的模具钢组织中经常存在带状碳化物偏析，使模具钢的性能出现各向异性。而且由于网状共晶碳化物的存在，在锻造过程中容易出现开裂和过烧等引起的废品。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高硬度高韧性冷作模具钢及其制备方法，该冷作模具钢的冲击功≥76J，硬度≥63HRC，具有较好的高硬度和高韧性的配合，以替代传统的冷作模具钢材料，适用于制造精密复杂模具。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种高硬度高韧性冷作模具钢，其化学成分重量百分比为：C：1.025～1.055％，Si：0.85～0.90％，Mn：0.20～0.40％，P<0.02％，S<0.02％，Cr：8.30～8.50％，Mo：1.95～2.05％，V：0.20～0.40％，其余为Fe和不可避免杂质；且上述元素同时需满足如下关系：C＝0.1(Cr+Mo)。

进一步，本发明所述高硬度高韧性冷作模具钢的冲击功≥76J，硬度≥63HRC。

所述高硬度高韧性冷作模具钢的显微组织是索氏体+细小碳化物(合金碳化物呈现细小弥散的状态、均匀地分布在索氏体的基体上)。

本发明主要元素的作用及其限定说明如下：

C：C是形成钒碳化物、钼碳化物和铬碳化物等各种碳化物的不可缺少的基本元素，也是影响钢的成分偏析和钢的组织均匀性的重要元素，溶解在马氏体中能够保证马氏体拥有良好的强度和淬透性。钢中含碳量增加，屈服点和抗拉强度升高，但塑性和冲击性降低。此外，C能增加钢的冷脆性和时效敏感性；较低的C含量可以防止钢在凝固的过程中产生偏析组织从而造成钢的抗弯强度和冲击韧性下降。

本发明中，如果C含量＞1.055％，将导致过多的碳化物形成和组织偏析产生，影响钢的网状性能指标，特别是造成钢的抗弯强度和冲击韧性降低；但是C含量＜1.025％也将要造成碳元素C和其他合金元素结合形成碳化物的当量发生偏差，不能有效地形成稳定的、细小的碳化物和碳化物的复合作用，影响钢的强度和钢的淬硬性。因此，C的含量控制在1.025-1.055之间。

Si：Si溶于基体中能够提高基体强硬度，回火时能够阻碍马氏体的分解，提高钢的回火稳定，在炼钢过程中能够起到还原剂和脱氧剂的作用。Si能显著提高钢的弹性极限、屈服点和抗拉强度。在奥氏体到马氏体的转变之后的回火过程中，Si元素可以有效阻碍马氏体的分解，这主要是通过抑制ε碳化物质点的长大和扩大ε碳化物稳定区，延迟了ε碳化物向Fe₃C的转变。本发明中Si含量大幅提高，目的是进一步阻止马氏体转变后在回火过程中的分解，对提高钢在淬火后的抗弯强度和冲击性能值有一定的作用。因此，Si的含量控制在0.85～0.9％之间。

Mn：Mn在奥氏体化的过程中，大部分溶入到基体当中，提高了基体中的合金含量，加强了固溶强化作用，从而提高基体的硬度。但是Mn有严重的正偏析倾向，可富集于共晶团晶界处，形成晶间碳化物，能降低材料的韧性。将Mn元素控制在0.2～0.4％范围内，目的是增加基体的硬度，并使材料的性能稳定。

Cr：Cr是强碳化物形成元素，能够提高材料的淬透性，同时价格低廉。但Cr也是网状碳化物形成的主要原因，影响材料的韧性。因此，Cr的含量不宜过高，过高的Cr与C形成网状的莱氏体碳化物，这些铬的碳化物在钢的结晶过程中分布不均匀，是形成合金莱氏体组织的主要合金元素，这种显微组织不仅影响了铬元素在钢中提升淬透性的作用，而且降低了钢的抗弯强度和冲击韧性值指标。适当降低Cr含量，目的是使材料的组织均匀，提高材料的韧性。因此，Cr的含量控制在8.3～8.5％之间。

Mo：Mo在钢中形成弥散的第二相析出物，这些弥散的析出物不仅能够起到沉淀强化作用，而且能够有效地阻碍奥氏体晶粒的长大，提高材料的强韧性。并且由于Mo与碳原子的亲和力强，在回火过程中降低了马氏体的分解速度，提高钢的稳定性。适当提高Mo合金元素的含量，使组织有较多的二次碳化物弥散析出，使马氏体有足够高的硬度。因此，Mo的含量控制在1.95～2.05％之间。

V：V是强化铁素体和奥氏体相区形成元素之一，它与碳、氮、氧都有极强的亲和力，与之形成相应的极为稳定的化合物。在钢中主要以MC碳化物的形态存在。它在钢中的主要作用是：细化钢的组织和晶粒，提高晶粒粗化温度，从而降低钢的过热敏感性，并提高钢的硬度和韧性，增加钢的回火稳定性。V是强碳化物形成元素，在时效过程中，通过V与C的结合，弥散析出大量的VC，强化基体。碳化钒的显微硬度(HV)达2500～2800，当其含量超过一定值后，就会因共格析出合金碳化物而硬化。V在奥氏体冷作模具钢中，还可以细化奥氏体晶粒，增加钢的硬度和韧性，提高钢的耐磨性。因此，V的含量控制在0.20～0.40％之间。

P：P是钢中的有害元素，增加钢的脆性，降低钢的冲击韧性，P元素控制较传统的冷作模具钢低一些，对性能指标值的提高有一定的作用。因此，P的含量控制在＜0.020％。

S：S容易造成钢的加工性能的恶化，容易使得钢在热加工的过程中产生过热和过烧现象。因此控制硫含量低一些，可以提高钢加工性能和机械性能，特别是对径锻机锻造开坯时的连续锻造加工所产生的过热现象起到拟制的作用。因此，S的含量控制在＜0.020％。

本发明控制C＝0.1(Cr+Mo)：铬元素和钼元素在材料中与碳结合组成MC23、MC7型碳化物，而这类碳化物是支撑本发明钢材料高硬度和高韧性的基本保证，只有碳元素含量配比满足该关系式，才能使得材料获得最佳的显微组织，才能使得细小、均匀的MC23、MC7型碳化物分布在整个显微组织基体上，从而获得更好的硬度和最佳的韧性，实现高硬度和高韧性匹配的目的。

本发明的化学成分设计中：碳含量较低，减少了一次碳化物的偏析，其目的是改善钢的显微组织中的碳化物的分布和性质，改善钢的网状碳化物的级别；Mo和V在钢中形成弥散的第二相析出物，这些弥散的析出物不仅能够起到沉淀强化作用，而且能够有效地阻碍奥氏体晶粒的长大，提高材料的硬度和韧性。

本发明合金元素的合理配比使冷作模具钢铸态下的碳化物莱氏体共晶析出的粗大现象得到改善，在锻打时就能以较小的锻造比获得较好的均匀分布，即在相同锻造比的情况下碳化物获得更好的均匀分布，使得材料获得良好的硬度和韧性。

本发明还提供了一种高强韧高耐磨高冷作模具钢的制备方法，包括如下步骤：按上述化学成分采用感应炉进行熔炼，浇铸成钢锭；钢锭作为自耗电极放置于电渣重熔装置中，进行电渣重熔，液体金属经过渣池的渣层下落至下面的水冷结晶器中，再重新凝固成钢锭；将上述钢锭以80～120℃/h的升温速度加热至1200～1220℃，保温2～4h后进行锻造加工，始锻温度为1040～1060℃，终锻温度850～900℃；将锻件加热至1020～1040℃、保温2.0～2.2h进行淬火处理，水冷至室温；淬火后在180～230℃、保温1.8～2.0h进行回火处理，空冷至室温，即得到本发明的高冷作模具钢。

本发明主要工艺参数控制如下：

本发明钢锭在加热过程中的热应力敏感性较高，容易产生应力裂纹，升温速度控制在80～120℃/h，可以防止钢锭在加热过程中产生热应力裂纹；加热至1200～1220℃后保温2～4小时，使得钢锭的整个表面至心部的温度都可以保持均匀，可以改善钢锭的可锻形，防止钢在锻造过程中的开裂倾向，并可以改善钢的显微组织指标，提高钢的硬度和韧性。

本发明在1200～1220℃高温状态下，合金元素具有提升扩散能力的动能，在合金元素的均质化扩散的行为下，显微组织更能均匀地分布在基体上，使得碳化物颗粒很均匀细小，提高了基体材料的硬度、韧性。

本发明经过锻机锻造开锻温度为1040～1060℃：由于本发明钢在1040～1060℃温度范围是钢的奥氏体单相组织区域，有着最佳的高温热塑性，有利于高温变形加工处理，不容易产生高温热加工开裂。

本发明钢的锻机停锻温度为850～900℃：由于钢锭终轧温度对钢锭轧制质量有着重要的影响，若径锻机停锻温度低于850℃，非常容易引起钢锭在径锻机锻造开坯过程中产生钢锭开裂；但是，停锻温度高于900℃容易引起钢在径锻机锻造开坯后产生钢的组织粗晶现象，并形成严重的网状碳化物，降低钢的性能。

本发明通过淬火加热到1020～1040℃奥氏体化后，促使合金元素大量溶入基体，提高合金度，增强固溶强化效果。同时，在回火过程中，弥散析出细小均匀的第二相粒子通过沉淀强化，提高材料强韧性。

本发明的有益效果：

1)化学成分方面：碳和铬含量低，增加Mo含量，并添加V等碳化物形成元素，以减少并细化共晶碳化物，细化晶粒，即能强韧化基体，又起到了降低合金元素成本的目的；以适量的Si固溶于基体，提高强韧性；在奥氏体化温度下，使奥氏体中C达到0.6％左右而具有高淬硬性。

2)显微组织方面：显微组织中碳化物均匀细小地分布在索氏体基体上，使得网状碳化物较难形成。因此，在同等的锻造比条件下，本发明铸态的组织中树枝状碳化物形态得到更好的碎化，细化钢的显微组织，提高钢的硬度值和韧性值。

3)制造工艺方面：锻造工艺的控制使得钢锭的整个表面至心部的温度都可以保持均匀，改善钢锭的可锻形，防止钢在锻造过程中的开裂倾向，并使得大块状的碳化物得到有效的破碎，碳化物聚集长大困难，从而为碳化物能够均匀和细小的分布在索氏体基体上和显微组织的均匀化创造了条件。

4)本发明合理的化学成分配比和先进的制造工艺相结合，使得钢的性能指标明显提升，与传统的Cr12MoV钢相比，本发明钢的冲击功≥76J，提高95％以上；硬度≥63HRC，提高5％以上。

5)本发明钢的淬透性好，淬火温度较低，热处理变形小，价格低，可在较大范围内取代Cr12MoV钢，运用于模具行业的高端市场。

附图说明

图1为传统Cr12MoV钢的显微组织金相照片。

图2为本发明实施例1钢的显微组织金相照片。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

表1为本发明实施例1～6的化学成分，表2本发明实施例1～6制备工艺参数控制，表3为本发明实施例1～6钢的性能。

按照表1中的化学成分采用感应炉中进行熔炼之后浇铸成钢锭，浇铸成的钢锭作为自耗电极放置于电渣重熔装置中，进行电渣重熔，液体金属经过渣池的渣层下落至下面的水冷结晶器中，再重新凝固成1.5～2.3吨钢锭；将上述钢锭加热至1200～1220℃温度保温2～4小时后进行锻造加工；始锻温度：1040～1060℃，终锻温度850～900℃。将锻件加热至淬火温度1020～1040℃、保温2～2.2h小时后放入水中冷却至室温，再加热至回火温度180～230℃、保温1.8～2小时后空冷至室温。

由表3可知，本发明在合理的化学成分配比和工艺条件控制下，制造的冷作模具钢的冲击功≥76J，硬度≥63HRC，具有较好的高硬度和高韧性的配合，与传统的Cr12MoV钢相比，钢的性能指标明显提升。

由图1、图2可知，传统CrMoV钢经过淬火回火后的金相组织中存在莱氏体碳化物的偏析，导致材料韧性的下降；本发明钢显微组织中索氏体基体上均匀分布着弥散细小的碳化物颗粒，确保本发明钢有优良的硬度和韧性配合。

表1 单位：重量百分比

表2

表3

实施例	冲击功J	硬度值(HRC)
			1	76	63
2	77	63.5
			3	81	63
4	78	63
			5	82	63
6	76	63.5

Claims (6)

1.一种高硬度高韧性冷作模具钢，其化学成分重量百分比为：C：1.025～1.055％，Si：0.85～0.90％，Mn：0.20～0.40％，P<0.02％，S<0.02％，Cr：8.30～8.50％，Mo：1.95～2.05％，V：0.20～0.40％，其余为Fe和不可避免杂质；且上述元素同时需满足如下关系：C＝0.1(Cr+Mo)。

2.根据权利要求1所述的高硬度高韧性冷作模具钢，其特征在于，所述高硬度高韧性冷作模具钢的冲击功≥76J，硬度≥63HRC。

3.根据权利要求1或2所述的高硬度高韧性冷作模具钢，其特征在于，所述高硬度高韧性冷作模具钢的显微组织是索氏体+细小碳化物。

4.如权利要求1所述的高硬度高韧性冷作模具钢的制备方法，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造、重熔

按上述权利要求1所述的化学成分进行熔炼，浇铸成钢锭；钢锭作为自耗电极放置于电渣重熔装置中，进行电渣重熔，再重新凝固成钢锭；

2)钢锭加热

将重新凝固的钢锭以80～120℃/h的升温速度加热至1200～1220℃，保温2～4h；

3)锻造加工

锻造开始温度为1040～1060℃，终锻温度为850～900℃；

4)淬火处理

将锻件加热至1020～1040℃、保温2～2.2h，水冷至室温；

5)回火处理

回火温度为180～230℃、保温1.8～2.0h，空冷至室温，即得到所述高硬度高韧性冷作模具钢。

5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述高硬度高韧性冷作模具钢的冲击功≥76J，硬度≥63HRC。

6.根据权利要求4或5所述的制备方法，其特征在于，所述高硬度高韧性冷作模具钢的显微组织是索氏体+细小碳化物。