CN105132811A - 一种热稳定性强的模具钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种热稳定性强的模具钢及其制备方法，所述模具钢的成分由以下列元素组成，以质量百分含量计：C：0.36～0.39％，Si：0.11～0.19％，Mn：0.31～0.39％，Cr：4.86～5.17％，Mo：2.22～2.28％，V：0.45～0.69％，P<0.02％，S<0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。所述模具钢的制备方法包括如下步骤：浇注成钢锭、锻造、两次奥氏体-马氏体转变、热处理。本发明的优点在于：650℃持续保温3.0h后的洛氏硬度HRC46；650℃持续保温6.0h后的洛氏硬度HRC44，其热强性能相比传统的4Cr5MoSiV1热作模具钢提升50％以上。
Description
技术领域
本发明涉及一种具有高温服役工作状态下的强热稳定性热作模具钢及其制备方法，尤其涉及到一种工作温度达到650℃并具有高温强度和高温硬度以及优良细小显微组织的热作模具钢材料，用于铜合金的压铸模具，耐热合金、高温合金、铜镍合金等高热强性材料的热挤压成型模具，钛合金蠕变成形用模具的制造。
背景技术
强热稳定性模具钢是属于热作模具钢的材料范畴，热作模具钢是用于制造加热到再结晶温度以上的金属或液态金属成型的模具用钢。该类模具主要用于制造锤锻模、压力机锻模、热挤压模和压铸模，在工作中既受较大冲击载荷的作用又受急冷急热或高温的作用，从而使模具的工作条件复杂化、恶劣化。模具在工作时与热金属接触，模腔表面会受热升温至500～730℃(热挤压模)。因此热作模具钢应具有足够的热稳定性，具有高温强度和硬度。
目前，国内外模具材料市场上应用最广泛的热作模具钢材料是调质硬化马氏体钢，4Cr5MoSiV1(成分质量百分数为：C0.32～0.45％，Si0.80～1.20％，Mn0.20～0.50％，Cr4.75～5.50％，V0.80～1.20％,P 0.030％，S 0.030％)，它们的热处理工艺为淬回火型，其淬回火组织为回火马氏体+基体上分布的一定大小的M23C7的碳化物强化相，当温度达到650℃时，它们都不可避免地发生回复软化，回火马氏体基体要分解，碳化物聚集长大，基体软化，导致材料高温强度和硬度的下降引起材料的失效。
传统的热作模具钢4Cr5MoSiV1钢采用电炉炼钢、锻造成材、调质热处理(淬火+回火)的工艺，热处理工艺采用1050～1070℃淬火+550～570℃回火的工艺参数，其关键的热强性指标为：650℃持续保温3.0h后的洛氏硬度HRC31；650℃持续保温6.0h后的洛氏硬度HRC28。在高温下的持续服役会导致回火马氏体组织的分解和细小碳化物的聚集长大导致材料晶界结合力的松懈引起了材料的最终的失效，这样的马氏体模具钢材料制造的热作模具在650℃运用的过程中的使用寿命将受到很大的限制。
为解决这些问题，中国专利CN101392353公开了一种钨合金元素强化的调质高热强性热作模具钢，其强化的机理主要是通过在马氏体回火的过程中，析出钨的碳化物来形成合金碳化物的强化作用来达到高强的作用，这种利用钨合金元素形成的碳化物的强化和硬化作用达到了高温强硬化的作用，但是其缺陷是损失了材料的韧性，材料的韧性的损失导致材料在某些使用环境下的使用寿命的下降为代价。中国专利CN101440456公开了一种微合金化强化的热作模具钢材料，主要降低碳含量并加入微合金化元素Nb和N元素改善材料的显微组织，提高钢的强度和硬度。但是这种材料的明显存在的不足是降低了材料的耐磨性能，从而使得材料在磨损钻台下端使用寿命明显下降。
发明内容
本技术是一种在高温度条件下高稳定性热强热作模具钢及其制备方法。其目的是通过一种新设计的化学成份的配比，形成材料的M2C和MC型碳化物强化作用，并且通过组织细化热处理制造技术，发明一种在650℃温度下具有稳定的高热强性的热作模具钢，提高模具钢制造企业的产品竞争力。
本发明的主要目的是提供一种在超高温度条件下稳定的高热强性热作模具钢，提升热作模具材料在650℃高温工作条件下的稳定热强性。
为了实现上述目的，本发明的技术方案如下：
一种热稳定性强的模具钢，其由以下列元素组成，以质量百分含量计：C0.36～0.39％，Si0.11～0.19％，Mn0.31～0.39％，Cr4.86～5.17％，Mo2.22～2.28％，V0.45～0.69％，P<0.02％，S<0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
其中，碳是强化机体组织和扩大奥氏体区域的元素，当碳含量增加时，可以适当降低锰的含量，从而减轻钢的冷作硬化现象。同时，碳含量的提高，可以提高基体的强度，并可以和其他合金元素形成不同的M2C和MC型碳化物，达到强化基体的效果；但碳含量过高时，将对钢的韧性造成负面影响，并降低钢的抗冷热疲劳性能。
硅是钢中常见的元素之一，硅和氧的亲和力仅次于铝和钛，而强于锰、铬、钒。所以在炼钢的过程中，用作还原剂和脱氧剂。硅在钢中不形成碳化物，而是以固溶体的形态存在于奥氏体中，它提高钢中固溶体的强度和冷加工变形硬化率的作用极强，仅次于磷。硅有利于碳化物在高温时效过程中析出，还可以增加析出碳化物的弥散度，提高高温抗氧化能力和基体抗力。
锰是该发明钢中形成奥氏体的基本元素，可以达到稳定奥氏体相，并可以增加材料的机体强度，在高温时可以使得材料保持奥氏体组织，材料高温时获得稳定的奥氏体组织的相。由于高锰钢存在冷作硬化现象，当其含量过高时，不利于机加工，因此锰的含量要选在一个合理的范围内。
铬加入钢中能显著改善钢的机加工性能和抗氧化性能，增加钢的抗腐蚀能力。铬也可溶入奥氏体中，起固溶强化作用。铬元素同时可以增加材料的淬透性，并在材料的冷却过程中析出相应的合金碳化物起到强化作用。另外，铬与锰的配合可形成稳定的奥氏体，因此可以减少锰的加入量。
钼属于缩小奥氏体相区的元素，钼在钢中存在于固溶体相和碳化物中。在碳化物相中，当钼含量较低时，与铁及碳形成复合的渗碳体，当含量较高时，则形成它自己的特殊碳化物。钼的扩散速度远小于碳的扩散速度。钼在钢中的作用可归纳为提高淬透性、提高热强性、防止回火脆性、提高剩磁和矫顽力，提高在某些介质中的抗蚀性与防止点蚀倾向等。钼溶入奥氏体中，固溶强化基体，也可以形成碳化物，增强了钢的高温强度、硬度和耐磨性。当钼的含量超过2.5％时，容易造成钢的脱碳，其含量要得到合理控制。
钒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，并提高钢的强度和韧性；增加钢的回火稳定性。钒是强碳化物形成元素，在时效过程中，通过钒与碳的结合，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。钒在奥氏体热作模具钢中，还可以细化奥氏体晶粒，增加钢的强度和韧性，提高钢的耐磨性。
磷在高锰钢中是非常有害的元素，其在钢液中溶解度极低，并常以磷化物薄膜出现在晶界上，使铸件易于产生裂纹，特别是碳含量高时，更加剧了磷的这一危害性。
硫，一般认为它是残存在钢中的有害元素之一，所以在优质钢中规定其含量不得大于0.04％，即使在普通碳素钢中，也限定不得大于0.005％。在某种条件下，害处可以转化成益处，如在含硫易切削钢中，就是提高其硫和锰的含量，使形成较多的硫化锰微粒，以改善钢的切削加工性能。
钢中磷和硫在凝固过程中形成磷化物和硫化物在奥氏体晶界沉淀。因而产生晶间脆性，使钢的塑性降低，还会使钢锭锻轧时在偏析区产生裂纹，降低了钢的力学性能。
一种本发明所述的模具钢的制备方法，其包括如下步骤：
a)将各原料在1540～1600℃下进行熔炼后浇注成钢锭；
b)将步骤a)中得到的钢锭进行锻造，控制开锻温度为1150～1200℃，停锻温度为850℃以上，得到钢锻件，这样可使该材料有利于材料的高温变形而不导致变形裂纹的产生；
c)将步骤b)中得到的钢锻件进行两次奥氏体-马氏体转变；
d)将步骤c)中得到的产物加热至850～870℃温度保温3～4小时后，以小于30℃/h的速率冷却至室温，得到产品。
作为优选方案，所述步骤c)包括如下操作：将步骤b)中得到的钢锻件冷却至其马氏体转变温度以下，进行第一次奥氏体-马氏体转变；然后再加热至1080～1120℃保温2～3小时，再通过冷却至马氏体转变温度区域，进行第二次奥氏体-马氏体转变。
作为优选方案，所述的冷却方式为空冷。
锻后的第一次空冷至马氏体转变温度(310℃)以下，形成马氏体相变，破坏原来长时间的高温导致的奥氏体晶粒粗大，以及防止链状的碳化物沿着晶界析出导致性能下降，为下步的组织改善创造条件。采用在加热至1080～1120℃保温2～3小时，溶解碳化物后第二次快速风冷至马氏体温度区域，再一次使得材料从奥氏体转变成马氏体组织，使得材料的奥氏体晶粒度再一次通过二次转变成马氏体行为而获得细化，并再一次减少二次碳化物相的析出，从而为后续的软化处理后的组织细小和稳定打下了基础；材料通过两次奥氏体-马氏体转变后，降低了链状碳化物的析出风险，获得较为细小的针状马氏体组织，再一次通过850～870℃温度保温3～4小时的保温形成细小的奥氏体组织，并通过小于每小时30℃的缓慢冷却至室温可以获得细小的索氏体显微组织，满足高端模具钢市场对材料显微组织的严格要求。
本发明主要机理在于该类钢不论在常温或是高温工作条件下，基体始终弥散的碳化物强化状态，不会在此温度下形成碳化物的长大，从而导致马氏体模具钢的回复软化问题。
本发明的优点在于：针对耐热型热作模具钢在650℃温度下高温性能不足的问题，本发明钢选取合理的合金元素的配比，所选取的合金元素以铬、钼、钒合金元素作为主要的基体固溶强化元素和析出MC碳化物的弥散强化相形成合金元素，并通过锻造后空冷处理和再次奥氏体化后的风冷处理这种“空冷+风冷”两次冷却处理工艺后，获得细小的针状马氏体组织制备获得了一种能够在650℃温度下具有良好热稳定性能的强热稳定性的热作模具钢，该钢在650℃保温条件下的关键的热强性指标为：650℃持续保温3.0h后的洛氏硬度HRC46；650℃持续保温6.0h后的洛氏硬度HRC44，其热强性能相比传统的4Cr5MoSiV1热作模具钢提升50％以上。
附图说明
图1为本发明中两次冷却处理后的细小的针状马氏体组织的500倍金相照片；
图2为本发明的模具钢经过完整的改善显微组织热处理工艺后获得的良好的索氏体显微组织500倍金相照片。
具体实施方式
实施例1
a)以铁和不可避免的杂质为余量，按表1中的原料配比在1555℃下进行熔炼后浇注成钢锭；
b)将步骤a)中得到的钢锭进行锻造，控制开锻温度为1160℃，停锻温度为870℃，得到钢锻件；
c)将步骤b)中得到的钢锻件空冷至230℃，进行第一次奥氏体-马氏体转变；然后再加热至1090℃保温2.5小时，再通过冷却至200℃，进行第二次奥氏体-马氏体转变。
d)将步骤c)中得到的产物加热至860℃温度保温3.5小时后，以25℃/h的速率冷却至室温，得到产品。
采用本实施例的强热稳定性模具钢在650℃持续保温3.0h后的洛氏硬度HRC为46；650℃持续保温6.0h后的洛氏硬度HRC为44。其结果显示其具有优良的热稳定性能。
实施例2
a)以铁和不可避免的杂质为余量，按表1中的原料配比在1543℃下进行熔炼后浇注成钢锭；
b)将步骤a)中得到的钢锭进行锻造，控制开锻温度为1150℃，停锻温度为860℃，得到钢锻件；
c)将步骤b)中得到的钢锻件空冷至300℃，进行第一次奥氏体-马氏体转变；然后再加热至1080℃保温2小时，再通过冷却至230℃，进行第二次奥氏体-马氏体转变。
d)将步骤c)中得到的产物加热至860℃温度保温3小时后，以25℃/h的速率冷却至室温，得到产品。
采用本实施例的强热稳定性模具钢在650℃持续保温3.0h后的洛氏硬度HRC见表2；650℃持续保温6.0h后的洛氏硬度HRC见表2。
实施例3
a)以铁和不可避免的杂质为余量，按表1中的原料配比在1560℃下进行熔炼后浇注成钢锭；
b)将步骤a)中得到的钢锭进行锻造，控制开锻温度为1200℃，停锻温度为880℃，得到钢锻件；
c)将步骤b)中得到的钢锻件空冷至290℃，进行第一次奥氏体-马氏体转变；然后再加热至1090℃保温3小时，再通过冷却至210℃，进行第二次奥氏体-马氏体转变。
d)将步骤c)中得到的产物加热至850℃温度保温3小时后，以26℃/h的速率冷却至室温，得到产品。
采用本实施例的强热稳定性模具钢在650℃持续保温3.0h后的洛氏硬度HRC见表2；650℃持续保温6.0h后的洛氏硬度HRC见表2。
实施例4
a)以铁和不可避免的杂质为余量，按表1中的原料配比在1565℃下进行熔炼后浇注成钢锭；
b)将步骤a)中得到的钢锭进行锻造，控制开锻温度为1180℃，停锻温度为850℃，得到钢锻件；
c)将步骤b)中得到的钢锻件空冷至250℃，进行第一次奥氏体-马氏体转变；然后再加热至1120℃保温2.5小时，再通过冷却至220℃，进行第二次奥氏体-马氏体转变。
d)将步骤c)中得到的产物加热至860℃温度保温3.5小时后，以30℃/h的速率冷却至室温，得到产品。
采用本实施例的强热稳定性模具钢在650℃持续保温3.0h后的洛氏硬度HRC见表2；650℃持续保温6.0h后的洛氏硬度HRC见表2。
实施例5
a)以铁和不可避免的杂质为余量，按表1中的原料配比在1550℃下进行熔炼后浇注成钢锭；
b)将步骤a)中得到的钢锭进行锻造，控制开锻温度为1160℃，停锻温度为870℃，得到钢锻件；
c)将步骤b)中得到的钢锻件空冷至230℃，进行第一次奥氏体-马氏体转变；然后再加热至1100℃保温3小时，再通过冷却至220℃，进行第二次奥氏体-马氏体转变。
d)将步骤c)中得到的产物加热至870℃温度保温3.7小时后，以30℃/h的速率冷却至室温，得到产品。
采用本实施例的强热稳定性模具钢在650℃持续保温3.0h后的洛氏硬度HRC见表2；650℃持续保温6.0h后的洛氏硬度HRC见表2。
实施例6
a)以铁和不可避免的杂质为余量，按表1中的原料配比在1553℃下进行熔炼后浇注成钢锭；
b)将步骤a)中得到的钢锭进行锻造，控制开锻温度为1170℃，停锻温度为890℃，得到钢锻件；
c)将步骤b)中得到的钢锻件空冷至260℃，进行第一次奥氏体-马氏体转变；然后再加热至1110℃保温2.8小时，再通过冷却至250℃，进行第二次奥氏体-马氏体转变。
d)将步骤c)中得到的产物加热至870℃温度保温4小时后，以29℃/h的速率冷却至室温，得到产品。
采用本实施例的强热稳定性模具钢在650℃持续保温3.0h后的洛氏硬度HRC见表2；650℃持续保温6.0h后的洛氏硬度HRC见表2。
表1
| 实施例 | C | Si | Mn | Cr | Mo | V | P | S |
| 1 | 0.38 | 0.16 | 0.36 | 5.02 | 2.23 | 0.53 | 0.015 | 0.004 |
| 2 | 0.36 | 0.13 | 0.31 | 4.86 | 2.25 | 0.60 | 0.010 | 0.002 |
| 3 | 0.37 | 0.11 | 0.36 | 4.90 | 2.22 | 0.45 | 0.013 | 0.003 |
| 4 | 0.39 | 0.18 | 0.39 | 4.96 | 2.27 | 0.69 | 0.011 | 0.004 |
| 5 | 0.38 | 0.19 | 0.38 | 5.17 | 2.26 | 0.55 | 0.019 | 0.002 |
| 6 | 0.39 | 0.16 | 0.33 | 5.09 | 2.28 | 0.58 | 0.009 | 0.003 |
表2
本发明钢经过锻造后空冷处理和再次奥氏体化后的风冷处理这种“空冷+风冷”两次冷却处理工艺后，可以获得细小的针状马氏体组织，如图1所示，为后续最终获得细小而均匀的显微组织创造了条件；高强韧性热作模具钢SWDVA锻材成品经过两次冷却获得细小的马氏体组织，如图2所示，再通过后续热处理工序中的850～870℃保温后缓慢冷却，获得细小均匀的索氏体显微组织。
综上所述，仅为本发明的较佳实施例而已，并非用来限定本发明实施的范围，凡依本发明权利要求范围所述的形状、构造、特征及精神所为的均等变化与修饰，均应包括于本发明的权利要求范围内。
Claims (4)
1.一种热稳定性强的模具钢，其特征在于，所述钢的成分由以下列元素组成，以质量百分含量计：C0.36～0.39％，Si0.11～0.19％，Mn0.31～0.39％，Cr4.86～5.17％，Mo2.22～2.28％，V0.45～0.69％，P<0.02％，S<0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.一种如权利要求1所述的模具钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
a)将各原料在1540～1600℃下进行熔炼后浇注成钢锭；
b)将步骤a)中得到的钢锭进行锻造，控制开锻温度为1150～1200℃，停锻温度为850℃以上，得到钢锻件；
c)将步骤b)中得到的钢锻件进行两次奥氏体-马氏体转变；
d)将步骤c)中得到的产物加热至850～870℃温度保温3～4小时后，以小于30℃/h的速率冷却至室温，得到产品。
3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：所述步骤c)包括如下操作：将步骤b)中得到的钢锻件冷却至其马氏体转变温度以下，进行第一次奥氏体-马氏体转变；然后再加热至1080～1120℃保温2～3小时，再通过冷却至马氏体转变温度区域，进行第二次奥氏体-马氏体转变。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于：所述的冷却方式为空冷。
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