高耐热性热作模具钢及制备方法

1.一种高耐热性热作模具钢，其特征是：是按照下述制备方法制备得到的化学成分的质量百分比为C为0.38％～0.44％，Cr为3.8％～4.4％，Mo为1.8％～2.4％，Si为0.2％～
0.6％，Mn为0.5％～0.8％，V为0.5％～0.7％，Ni为0.8％～1.2％，Cu为0.02％～0.05％，Ta为0.08％～0.12％，Nb为0.01％～0.03％，W为0.008％～0.016％，Co为0.008％～0.016％，P和S含量均小于0.030％，余量为Fe的模具钢；所述的制备方法为：
按照化学成分的质量百分比为C为0.38％～0.44％、Cr为3.8％～4.4％、Mo为1.8％～
2.4％、Si为0.2％～0.6％、Mn为0.5％～0.8％、V为0.5％～0.7％、Ni为0.8％～1.2％、Cu为
0.02％～0.05％、Ta为0.08％～0.12％、Nb为0.01％～0.03％、W为0.008％～0.016％、Co为
0.008％～0.016％、P和S含量均小于0.030％、余量为Fe进行合金化、配料，冶炼、炉前化学成分分析，直至其化学成分符合要求后出钢；
进行退火处理，退火工艺为：加热温度为700～730℃，保温4～6h，随炉冷却；退火后进行粗加工；粗加工后进行淬火和回火工艺：淬火保温温度为1000～1020℃，随炉升温，保温时间30min，然后出炉油冷；淬火后立即回火，回火温度为580～610℃，保温时间为2h，空冷，连续两次回火。

高耐热性热作模具钢及制备方法\n技术领域\n[0001] 本发明涉及的是一种高耐热性热作模具钢，本发明也涉及一种高耐热性热作模具钢的制备方法。\n背景技术\n[0002] 热作成形是一种近终成形技术，由于其成形效率高、损耗小，因而在工业生产中广泛使用，其技术的发展水平，已经成为衡量国家制造业水平高低的重要指标。热作成形技术最重要的是用于制造热作模具的合金钢材料，热作模具一般在高温、热冲击等恶劣工作条件下工作的，因此要求热作模具钢具有优良的综合性能。目前，工业生产上广泛使用的是H13钢。H13钢在600℃以下工作，具有良好的热稳定性和抗热疲劳性能，较好的强韧性结合，但在600℃以上，材料的强度和热稳定性急剧下降，失去了原来的优异性能。而高耐热性的H21钢在高温条件下抗热疲劳性能较差，模具常常因发生龟裂纹而失效，这大大降低了模具的使用寿命，增加了生产成本。\n[0003] 公开号为CN 101476082B的专利文件中公布了“一种高性能低成本热作模具钢”，利用合金元素的固溶强化、弥散强化以及细晶强化等强化机制，使其获得高的热强性、热稳定性和抗热疲劳性能，同时保持良好的韧性和工艺性能。\n[0004] 公开号为CN 101220442A的专利文件中公布了“高热稳定性高强度的热作模具钢”，是一种高锰奥氏体态模具钢，通过适当的锰碳比例使得该钢种始终保持在奥氏体态，铬、钼和钒形成的碳化物，强化基体，使得该钢在700℃，仍然具有较高的热稳定性，其硬度值在HRC45以上，室温冲击韧性大于300J。\n[0005] 鉴于上述热作模具钢的现状，许多国内外钢铁厂和研究机构都致力于开发新型高性能的热作模具钢的，已经取得一定的研究成果，研发了一大批热作模具钢，但其更多的是侧重某一方面的性能，因而其应用领域有限。因此，本发明本着低碳低合金化的设计理念，遵循合金元素间的相互作用，开发设计性价比高、综合性能优异、应用范围广泛的新型热作模具钢，是科研工作人员长期的追求目标。\n发明内容\n[0006] 本发明的目的在于提供一种具有高热稳定性、较高的高温强度、良好的抗热疲劳性能的高耐热性热作模具钢。本发明的目的还在于提供一种高耐热性热作模具钢的制备方法。\n[0007] 本发明的高耐热性热作模具钢的化学成分的质量百分比为：C为0.38％～0.44％，Cr为3.8％～4.4％，Mo为1.8％～2.4％，Si为0.2％～0.6％，Mn为0.5％～0.8％，V为0.5％～0.7％，Ni为0.8％～1.2％，Cu为0.02％～0.05％，Ta为0.08％～0.12％，Nb为0.01％～\n0.03％，W为0.008％～0.016％，Co为0.008％～0.016％，P和S含量均小于0.030％，余量为Fe。\n[0008] 本发明的高耐热性热作模具钢的制备方法为：\n[0009] 按照化学成分的质量百分比为C为0.38％～0.44％、Cr为3.8％～4.4％、Mo为\n1.8％～2.4％、Si为0.2％～0.6％、Mn为0.5％～0.8％、V为0.5％～0.7％、Ni为0.8％～\n1.2％、Cu为0.02％～0.05％、Ta为0.08％～0.12％、Nb为0.01％～0.03％、W为0.008％～\n0.016％、Co为0.008％～0.016％、P和S含量均小于0.030％、余量为Fe进行合金化、配料，冶炼、炉前化学成分分析，直至其化学成分符合要求后出钢；\n[0010] 进行退火处理，退火工艺为：加热温度为700～730℃，保温4～6h，随炉冷却；退火后进行粗加工；粗加工后进行淬火和回火工艺：淬火保温温度为1000～1020℃，随炉升温，保温时间30min，然后出炉油冷；淬火后立即回火，回火温度为580～610℃，保温时间为2h，空冷，连续两次回火。\n[0011] 本发明成分设计的依据是：\n[0012] 碳：C在合金钢中主要起到固溶强化和弥散强化作用。C固溶于基体，大大提高合金的强硬度；回火过程中，碳与合金元素结合，以碳化物形式析出，弥散强化基体组织。因此碳是热做模具钢必须添加的元素，一般为中碳钢，本着低碳低合金化原则，同时获得良好的综合性能，控制碳含量在0.38％～0.44％区间。\n[0013] 铬：Cr的作用主要是提高钢的淬透性、抗高温氧化性、抗蠕变性以及高温耐蚀性，同时因其价格低廉，因而在合金工具钢广泛使用。Cr含量过高，会造成Cr23C6和Cr7C3较多，有损合金高温性能。\n[0014] 钼：Mo是强碳化物形成元素，同时可以提高合金的热稳定性、高温强度以及淬透性。钼含量一般在1.5％以上，才会明显提高合金的高温性能，但随钼含量增多，促进合金热处理脱碳倾向性，降低了钢的热加工性能。因此将其控制在1.8％～2.4％。\n[0015] 硅：Si一般是固溶于铁素体，强化基体，提高回火抗力和抗高温氧化性，但是在另一方面，降低钢的塑韧性和增加材料的脆性。因此，Si的含量一般控制在0.2％～0.6％范围内。\n[0016] 锰：Mn在钢中一般是固溶强化的作用，提高基体的硬度和强度。同时Mn与钢中杂质S结合成具有一定塑性的MnS，避免了S在晶界生成低熔点的FeS，消除了S的有害作用。但是含硫量过高会造成钢晶粒粗化趋势，因此选择Mn含量为0.5％～0.8％。\n[0017] 钒：V主要作用是细化晶粒，从而提高钢的强韧性。V是强碳化物形成元素，形成的VC碳化物，增加钢的回火稳定性、热稳定性和高温强度。在马氏体钢中，V含量达到0.5％就能起到很好的二次硬化效果，含量过高会造成钢塑韧性下降，故控制V含量在0.4％～0.6％之间。\n[0018] 镍：Ni是非碳化物形成元素，一般固溶于基体，可以提高钢的淬透性、韧性和导热性。适宜的镍控制在0.8％～1.2％范围内。\n[0019] 微合金元素Co、Cu、Nb、Ta和W在钢中的作用各不相同，Co提高钢的热强性，少量的Cu可以提高钢的强度和韧性，Nb、Ta和W的作用与元素V相似，具有细化晶粒，提高红硬性和热强性的作用。\n[0020] 本发明钢种主要是利用合金元素Cr、Mo、Ni和V的合金化手段，提高模具钢的淬透性，获得板条马氏体组织，Mo、V、Nb、Ta及W形成的大量细小的高熔点MC型碳化物，大大提高了钢的红硬性、热强性，使该钢具有良好的高温强度、热稳定性和抗热疲劳性能。\n[0021] 本发明钢主要用于低合金高强钢的热冲压模具，也可用于铝合金热挤压模具。本发明钢具有良好的综合力学性能，较高的抗热疲劳性能以及良好的热稳定性和高温强度，同时本发明钢碳及合金元素含量较低，生产成本低，制备工序简单，具有很好的应用价值。\n附图说明\n[0022] 图1本发明的高耐热性热作模具钢的铸态组织。\n[0023] 图2本发明的高耐热性热作模具钢590℃回火后的组织。\n[0024] 图3a-图3b本发明的高耐热性热作模具钢590℃回火后的常温拉伸断口，其中图3a为宏观断口，图3b为微观断口。\n[0025] 图4本发明的高耐热性热作模具高温拉伸应力—应变曲线。\n具体实施方式\n[0026] 下面举例对本发明做更详细的描述。\n[0027] 本发明所述的高性能热做模具钢，通过优化合金成分和优化制备工艺来实现高性能。其制备方法为：(1)熔炼及合金化：按照C为0.38％～0.44％、Cr为3.8％～4.4％、Mo为\n1.8％～2.4％、Si为0.2％～0.6％、Mn为0.5％～0.8％、V为0.5％～0.7％、Ni为0.8％～\n1.2％、Cu为0.02％～0.05％、Ta为0.08％～0.12％、Nb为0.01％～0.03％、W为0.008％～\n0.016％、Co为0.008％～0.016％、P和S含量均小于0.030％、余量为Fe的质量百分比进行合金化、配料，冶炼、炉前化学成分分析，直至其化学成分符合要求后出钢；(2)热处理工艺：退火工艺为：加热温度为700～730℃，保温4～6h，随炉冷却；退火后进行粗加工；粗加工后进行淬火和回火工艺：淬火保温温度为1000～1020℃，随炉升温，保温时间30min(具体保温时间依据试样尺寸和装炉方式确定)，然后出炉油冷；淬火后立即回火，回火温度为580～610℃，保温时间为2h，空冷，连续两次回火。\n[0028] 根据本发明钢的成分，采用熔炼—精炼—铸造成形—退火处理—粗加工—淬火处理—回火处理工艺路线，对实施钢例进行化学成分分析及组织、性能检测。\n[0029] 本发明钢实施钢例的成分见表1。\n[0030] 表1本发明钢的实施实例钢的成分，wt％\n[0031]\n[0032] 本发明钢实施钢例的铸态硬度为53.8HRC，主要是马氏体组织，有少量析出碳化物，其铸态组织见图1。铸态材料经过“700℃退火+1000℃油淬+590℃二次回火”处理后，硬度为53.6HRC，微观组织为回火马氏体，有大量合金碳化物析出，其具体组织见图2。\n[0033] 本发明钢实施实例不同回火温度后的常温力学性能见表2，从该表可以看出本发明钢在经过“700℃退火+1000℃油淬”后，再在350℃～650℃温度范围内二次回火，发现合金钢在500℃附近回火出现明显的二次硬化现象，此时材料的强硬度达到峰值。材料的延伸率在590℃附近回火后达到最大值，此时材料的抗拉强度大于1500MPa，说明材料在590℃二次回火后具有较好的综合力学性能，此时合金的硬度为53.6HRC，抗拉强度为1654MPa。延伸率为7.84％。此时材料宏观断口没有发生颈缩，呈现脆性断裂特征；微观上呈现准解理断裂特征，断面上有较多代表韧性的撕裂棱和塑坑，具体见图3所示。\n[0034] 表2本发明钢实施实例不同回火温度后的常温力学性能\n[0035]\n[0036] 本发明对比钢引自专利CN 101798661 A中的H13钢，对比钢的化学成分见表3。\n[0037] 表3对比钢H13钢的化学成分，wt％\n[0038]\n元素 C Cr Mo Ni Mn V Si S、P\n对比H13钢 0.40 5.2 1.30 --- 0.30 1.00 0.98 ＜0.030\n[0039] 本发明实施实例钢的在620℃～700℃高温范围内的热稳定性明显高于对比H13钢，本发明钢的耐热性能更好，具体数据见表4。\n[0040] 本发明钢拉伸性能与对比H13钢相比，室温拉伸强度略高于对比H13钢；600℃～\n700℃的高温拉伸强度明显高于对比H13钢，具体拉伸数据见表5，本发明钢在600℃～700℃的高温拉伸应力-应变曲线见图4。\n[0041] 表4本发明钢实例与对比H13钢的热稳定性对比\n[0042]\n[0043] 表5本发明钢实施实例与对比钢的拉伸强度对比\n[0044]