CN108220815B

CN108220815B - 热锻用高热强性、高冲击韧性热作模具钢及制备方法

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Publication number: CN108220815B
Application number: CN201711377222.5A
Authority: CN
Inventors: 周健; 马党参; 迟宏宵; 林鹏
Original assignee: Central Iron and Steel Research Institute
Current assignee: Central Iron and Steel Research Institute
Priority date: 2017-12-19
Filing date: 2017-12-19
Publication date: 2020-04-24
Anticipated expiration: 2037-12-19
Also published as: CN108220815A

Abstract

一种热锻用高热强性、高冲击韧性热作模具钢及制备方法，属于模具钢技术领域。该模具钢化学成分重量％配比：C:0.40～0.50％，Si:0.30～0.60％，S≤0.006％，P≤0.01％，Mn:0.60～0.9％，Mo:1.80～2.80％，Cr:3.00～3.80％，V:0.40～0.60％，Ni:0.80～1.40，Al:0.3～0.6，Co:0.50～1.10％，稀土元素:0.002～0.008％，余量为Fe及不可避免的不纯物。该钢经冶炼、铸锭，制备的钢锭经高温扩散热处理后进行多向锻造热加工，锻后控制冷却，组织均匀化及细化热处理和等温退火处理。优点在于，具有较高的热强性、冲击韧性及淬透性，特别适合制作要求高热强性及冲击韧性的大截面即截面厚度大于400mm热锻模具。

Description

热锻用高热强性、高冲击韧性热作模具钢及制备方法

技术领域

本发明属于模具钢技术领域，特别涉及一种热锻用高热强性、高冲击韧性热作模具钢及制备方法。适用于制造需要高热强性、较高的高温回火稳定性、高淬透性及冲击韧性的大截面热锻模具。

背景技术

热作模具钢是模具钢的重要组成部分，其中，热锻模具钢用于再结晶温度以上的固态金属成型，在热作模具钢中占有相当大的比例。目前，几乎所有重大受力构件都是通过热锻成型来进行生产的，尤其是在各种紧固件、标准件、汽车发动机、飞机等制造业中，对热锻成型工艺具有很大的依赖性。随着高速、强负荷、高精密模锻设备和高强韧性锻件的普遍应用，热锻模服役条件更加恶劣，同时金属坯料锻造温度通常都在1000℃以上，使得热锻模具钢工作型腔表面温度高达600℃，型腔内某些区域因瞬时冲击力及摩擦力的影响，其温度可达700℃以上。模具多次回火后强度和硬度不足，造成型腔塌陷、高温磨损、热疲劳，这也是热锻模具出现最多的失效方式，占总失效方式的70％以上。因此，高热强性、高温耐磨性、高抗热疲劳性及回火稳定性成为热锻模具钢选材的一个重要依据，也是近几年热锻成型模具钢研发的重要方向。

长期以来，国内热锻模具用户普遍使用5CrNiMo、5CrNiMoV、H13(4Cr5MoSiV1)及H21(3Cr2W8V)钢作为首选钢种。其中，当模具截面厚度大于400mm时，模具常常由于心部韧性不足，服役过程中易产生整体断裂现象，通常冲击韧性是这类模具材料需首先考虑的力学性能。因此，大中型热锻模具(截面厚度大于400mm)普遍采用5CrNiMo、5CrNiMoV钢。5CrNiMo钢由于含合金元素总量较少，冲击韧性具有一定的优势，但由于淬透性不足，普遍存在高温热强性不足，模具服役温度不能高于500℃，影响到模具整体的耐热疲劳性、耐磨性、热稳定性，因而多数5CrNiMo热锻模具普遍的使用寿命只有6000～7000次，严重影响了模具用户的生产效率和经济效应；5CrNiMoV钢淬透性和强度略高，但仍然无法满足大截面热锻模对热强性和使用寿命的要求。中小型热锻模具(截面厚度小于400mm)对韧性要求略低，目前80％以上普遍采用H13钢，H13钢虽然应用较广，但是服役温度低于600℃，仍然存在热强性不足的问题，实际应用过程中仍然不能满足型腔尺寸要求严格的精密锻模对模具材料的性能需求。

发明内容

本发明的目的是提供一种热锻用高热强性、高冲击韧性热作模具钢及制备方法，能替代传统5CrNiMo、5CrNiMoV和H13热锻模具钢，可应用到大截面热锻模具(截面厚度大于400mm)的高热强性、高冲击韧性、高回火稳定性的热作模具钢及其制备工艺。

本发明采用的技术方案是：(1)降低Si和V含量，减小材料中一次碳化物数量，使材料具有更高的韧性；(2)适当增加碳化物形成元素Mo含量，以弥补V含量降低带来的高温强度缺失，同时也改善淬火过程中的晶粒级别，提高二次硬化效果，回火过程析出纳米级Mo₂C，提高材料高温强度；(3)通过降低Cr含量提高材料的高温回火稳定性，根据C、Cr、Co的成分配比-力学性能的研究，发现0.45％碳+3％铬的合金体系下，得到强、韧性最佳匹配的Co元素的合理范围，从而使发明钢获得更高的高温强度和较好的冲击韧性，并提高发明钢的抗氧化失重能力；(4)通过Ni对淬透性及高温强度的影响规律，确定了最佳的控制范围；(5)通过添加少量Al，与钢中的Ni形成金属间化合物Ni₃Al强化相，同时少量Al作为炼钢时的脱氧定氮剂，降低钢中的氧含量并细化晶粒，提高淬火温度；(6)进一步添加少量稀土元素(Ce+La)，产生变质和净化钢液的作用，改变由于Al的添加形成的Al₂O₃非金属夹杂及碳化物的形态、颗粒度及分布状态。根据本发明钢的Mo元素含量，控制高温扩散温度及扩散时间，扩散完成后直接锻造成最终尺寸，避免了钢锭再次加热，缩短了制造工艺流程；采用正火+球化退火进一步完成组织的均匀化，本发明钢中各元素变动范围及后续工艺参数经过大量的实验数据得出，本发明热作模具钢经过热处理后，具有较高的热强性、回火稳定性、冲击韧性和优异的冷热疲劳抗性。

本发明钢的具体化学成分(重量％)为：碳C:0.40～0.50％，硅Si:0.30～0.60％，硫S≤0.006％，磷P≤0.01％，锰Mn:0.60～0.9％，钼Mo:1.80～2.80％，铬Cr:3.00～3.80％，钒V:0.40～0.60％，镍Ni:0.80～1.40％，铝Al:0.3～0.6％，钴Co:0.50～1.10％，稀土元素(Ce+La):0.002～0.008％，其余为Fe及不可避免的不纯物。

作为优选，按重量百分比计该模具钢包括：碳C:0.40～0.50％，硅Si:0.30～0.60％，硫S≤0.003％，磷P≤0.01％，锰Mn:0.60～0.9％，钼Mo:2.10～2.60％，铬Cr:3.20～3.50％，钒V:0.50～0.60％，镍Ni:0.80～1.20，铝Al:0.3～0.5％，钴Co:0.50～0.80％，稀土元素(Ce+La):0.002～0.006％，其余为Fe及不可避免的不纯物。

本发明的一种热锻用高热强性、高冲击韧性热作模具钢的制备方法，包括以下的工艺过程和步骤：

(1)高温扩散+锻造：采用电炉、电炉+电渣重熔、真空感应等冶炼方法冶炼制成钢锭，钢锭采用三段预热加热至1200℃～1250℃高温扩散10～15h，使钢锭成分均匀化。扩散后直接降温至1140℃～1180℃保温2～4h，1050～1100℃开锻，采用多向锻造加工，总的锻造比6～7，终锻温度900～950℃，缓冷至室温；

(2)正火及球化退火工艺：锻坯随炉升温至900℃～1000℃，进行锻后组织的均匀化，保温4h后，空冷至400℃～500℃热装入炉，采用840℃～860℃保温4～6h后，降温至710～740℃保温8～12h炉冷至500℃以下出炉空冷。

本发明钢各元素的作用及配比依据如下，以下说明中“％”表示“质量百分比”：

C：钢中含碳量决定淬火钢的基体硬度，对热作模具钢而言，钢中的碳一部分进入钢的基体中引起固溶强化，另外一部分碳将和合金元素中的碳化物形成元素结合成合金碳化物。对于热作模具钢，这种合金碳化物除少量残留的以外，还要求它在回火过程中在淬火马氏体基体上弥散析出产生二次硬化现象，从而由均匀分布的残留合金碳化物和回火马氏体组织来决定热作模具钢的性能。模具钢中的含碳量太高时，碳化物数量随之增加，使钢的高温强度、硬度和红硬性提高，钢的耐磨性变好，但是韧性和塑性会降低，工艺性能变坏；而当含碳量太低时，不能保证钢中形成足够数量的碳化物，淬火加热时固溶体中的碳和合金元素含量减少，使钢的强度、硬度、热硬性和耐磨性降低。大量研究表明，碳含量在0.40％左右时，热作模具钢具有比较好的强韧性匹配。对于本发明，以提高钢的高温热强性为主要目的，因此，略提高钢中的碳含量，并控制在0.40-0.50％，另外通过其它元素的增减达到提高冲击韧性的作用。

Cr：铬形成碳化物，热作模具钢中可提高钢的淬透性、耐蚀性、耐磨性。淬火加热时铬溶于奥氏体，淬火后固溶于马氏体中，可以提高钢的抗回火软化能力，回火时由基体中析出，一般形成Cr₂₃C₆合金碳化物，随着回火温度的升高及时间的延长有粗化的趋势，从而降低回火硬度，基于该理论，本发明钢在H13钢的基础上降低铬含量3.00～3.80％，进一步优选3.20～3.50％。

V：钒可以降低钢的过热敏感倾向。少量的钒能使钢晶粒细化，经适当的热处理使碳化物弥散析出时，钒可提高钢的高温持久强度和蠕变抗力，在低合金钢中加入0.1-0.3％的钒就有明显的效果。热作模具钢中，钒含量过高，将增加钢中一次碳化物VC的形成机率，一次碳化物的大量存在将显著影响钢的韧性，降低热作模具钢抵抗大裂纹的能力。但当钒含量低于0.5％时，淬火温度相应降低，回火二次硬化峰值硬度降低约1HRC左右，二次硬化效应受到一定程度影响，钒含量达到0.5％就可以产生足够的二次硬化效应。H13钢中的钒含量在0.80-1.2％，在本发明钢中钒含量控制在0.40～0.60％，并优选0.50～0.60％。

Mo：钼是强碳化物形成元素，也是本发明钢中的核心强化元素，钼在钢中可提高钢的淬透性，同时在钢中形成特殊的碳化物，提高钢的二次硬化能力和回火稳定性。本发明钢中，为了控制VC一次碳化物的数量，钒含量降低，为了不影响钢的二次硬化能力，提高钼元素的含量(1.80～2.80％)，并优选2.10～2.60％。实验证明，增加的钼更多的与碳结合，在回火时析出更多细小短杆状Mo₂C碳化物，对提高本发明钢的回火稳定性起了很大的作用。

Mn：锰在钢中具有固溶强化的作用，从而提高模具钢的强度和硬度，并提高钢的淬透性，还可以消除硫的有害影响，本发明中控制Mn含量在0.6-0.9％。

Si：硅作为钢中的合金元素，以固溶体形态存在于铁素体或奥氏体中，不形成碳化物，提高退火、正火和淬火温度，提高淬透性。由于硅对偏析有促进作用，并且本发明钢中钼含量达到1.80～2.80％，钼元素在钢中的扩散系数较大，组织均匀化困难，易使钢中形成带状组织，造成等向性低下，因此，在H13钢的基础上适当降低硅含量，本发明钢中硅的含量控制在0.30～0.60％。

Ni：镍是奥氏体稳定化元素，对于提高钢的淬透性具有重要作用，本发明钢的设计思路上降低了铬元素的含量，一定程度上影响了钢的淬透性，为了使该钢制成的模具实现截面大型化，设计添加了镍元素。本发明钢中镍元素含量范围0.80～1.40％，优选0.80～1.20％，基于以下研究结果：

(1)含镍1％，钢的临界点相对于不含镍的H13钢降低40～50℃左右。CCT曲线右移，导致马氏体转变的临界冷却速度由4170℃/h降低至500℃/h，极大的提高了淬透性(是模具大截面化并使心部保持高强度的重要依据)，但继续增加镍含量，不产生较大影响。

(2)钢中添加1％左右的镍可提高高温回火硬度及高温强度，但继续增加镍含量，硬度及高温强度增加不明显。

Al：铝是铁素体形成元素，非碳化物形成元素，不参与形成碳化物，但能促进奥氏体向马氏体转变，促进碳化物形成，所以能促进二次硬化效应。铝提高A3温度，缩小γ稳定相区。铝在炼钢时拥有脱氧定氮的作用，加入少量的铝基本不会使合金的强度、硬度发生变化，但抗高温氧化能力增强；加入适当含量的铝可在基体中形成呈弥散分布的Ni₃Al金属间化合物，可提高屈服强度和高温强度。实际应用中，铝含量高于0.6％易造成液析碳化物的非金属夹杂物的偏聚，降低冲击韧性。根据本发明钢中的Ni元素含量，控制铝的加入量0.3～0.6％，并进一步优选0.3～0.5％。

Co：钴主要固溶在基体中，在钢中几乎不形成碳化物，只有极少量的钴原子能进入到析出相中，因此，高温下钴主要起固溶强化、改善高温耐蚀性和抗氧化作用。钴在回火或使用过程中阻止、延缓其它元素特殊碳化物的聚集。本发明钢中，钴的加入对延缓铬碳化物聚集粗化有一定作用，因此，可以提高热作模具钢的回火稳定性。钴是本发明钢特别重要的元素，含量控制在0.50～1.10％，优选0.50～0.80％，成分范围的确定基于以下研究成果：

(1)传统理论认为，钴的添加降低冲击韧性，本发明钢在开发过程中发现：0.45％碳+3％铬的合金体系下，钴含量在0～3％的范围内变化，冲击韧性有提高的趋势。

(2)钴含量达到0.50％，钢材的抗氧化失重能力增强。

(3)0.45％碳+3％铬的合金体系下，钴含量超过0.50～1.10％，回火硬度、抗拉强度、高温强度基本不再变化。因此，本发明钢在3％铬的合金体系下，钴含量配比范围0.50～1.10％，优选0.50～0.80％以达到最佳的强韧性配合。

稀土元素:本发明钢中加入的稀土元素主要为Ce或La元素，一方面产生脱氧、去硫、净化钢液的作用，另一方面改变由于铝的加入形成的Al₂O₃夹杂物形态、改善组织，抑制碳化物在晶界形核，改善冲击韧性。钢中稀土含量太高，不再产生明显的有益作用，并使成本增加。本发明钢中稀土元素控制范围0.002～0.008％，优选0.002～0.006％。

S：硫在钢中易与锰结合，形成非金属夹杂物MnS，通常在热加工过程中沿加工方向被拉长成为条状，对钢材的横向韧性产生较大的影响，降低钢的等向性能，硫元素在热作模具钢中经常被认为是有害元素，因此，在冶金条件允许的情况下应尽量降低，本发明钢中硫含量应控制在0.006％以下，优选0.003％以下。

P：磷在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体化温度加热时偏聚在晶界，使钢的脆性显著增大。控制磷的含量在0.01％以下，并且含量越低越好。

本发明优点在于，具有较高的热强性、冲击韧性及淬透性，特别适合制作要求高热强性及冲击韧性的大截面即截面厚度大于400mm热锻模具。

附图说明

图1为本发明钢的球化退火组织图。

图2为本发明钢与对比钢的回火稳定性对比图。

具体实施方式

根据上述所设计的化学成分范围，采用真空感应炉冶炼了3炉本发明钢和1炉对比钢(H13)，其具体化学成分如表1所示。钢水浇铸成锭，并经1240℃保温10h高温扩散后，降温至1150℃加热保温2h，1100～1150℃开锻，终锻温度≥900℃，总的锻造比≥6，制成

棒材。本发明钢锻坯随炉升温至900～1000℃，进行锻后组织的均匀化，保温4h后，空冷至450℃热装入炉，采用860℃保温4h后，降温至730℃保温8h炉冷至500℃以下出炉空冷。退火后，加工成试样，经淬、回火处理(1030℃淬火，510～650℃回火)，其室温力学性能见表2～4，高温力学性能见表5，本发明钢与对比钢的回火稳定性见图2。

本发明钢与对比钢相比，具有以下特点：

1、经1030℃淬火，510～650℃回火后，本发明钢硬度高于对比钢，尤其是600～650高温回火后，回火硬度比对比钢高出5HRC左右，具有较高的回火抗性(见表2).

2、经1030℃淬火，各温度高温回火后，本发明钢抗拉强度高于对比钢(见表3)。

3、经1030℃淬火后，本发明钢在小于570℃回火时，冲击韧性高于对比钢(见表4)。

4、本发明钢在相同测试温度下的高温强度(包括抗拉强度和屈服强度)高于对比钢，具有更高的热强性(见表5).

5、本发明热作模具钢在600℃和650℃条件下与对比钢(H13钢)进行回火稳定性对比实验，将两钢的淬、回火硬度调整到45HRC左右，试验结果如附图2所示。由附图2可知，在600℃长时间回火时，本发明钢的回火硬度略高于对比钢，但在650℃下，随着回火时间的延长，对比钢硬度急剧下降，回火24个小时，本发明钢的回火硬度高出对比钢5HRC左右，具有更高的回火稳定性。

表1本发明钢实施例与对比钢的化学成分，重量％

钢种	C	Si	Mn	Cr	Mo	V	P	S	Co	Ni	Al	Ce	Fe
														本发明钢1#	0.45	0.35	0.66	3.47	2.43	0.55	0.006	0.004	0.55	0.91	0.38	0.0030	余
本发明钢2#	0.44	0.32	0.65	3.60	2.41	0.60	0.006	0.003	0.73	0.97	0.40	0.0040	余
														本发明钢3#	0.47	0.38	0.64	3.51	2.71	0.55	0.006	0.004	0.63	0.92	0.41	0.0036	余
对比钢	0.38	1.03	0.45	4.88	1.31	1.01	0.008	0.003	/	/			余

表2本发明钢实施例与对比钢1030℃淬火不同温度回火的硬度值

表3本发明钢实施例与对比钢的抗拉强度表

表4本发明钢实施例与对比钢的U型缺口冲击韧性表

表5本发明钢实施例与对比钢的高温强度性能数据表

Claims

1.一种热锻用高热强性、高冲击韧性热作模具钢，其特征在于，化学成分重量％如下为：C:0.40～0.50％，Si:0.30～0.60％，S≤0.006％，P≤0.01％，Mn:0.60～0.9％，Mo:1.80～2.80％，Cr:3.00～3.80％，V:0.40～0.60％，Ni:0.80～1.40，Al:0.3～0.38％，Co:0.50～1.10％，稀土元素(Ce+La):0.002～0.008％，余量为Fe及不可避免的不纯物；

所述的模具钢制备工艺包括：

钢锭加热至1200℃～1250℃高温扩散10～15h，使钢锭成分均匀化；扩散后直接降温至1140℃～1180℃保温2～4h，1050～1100℃开锻，采用多向锻造加工，总的锻造比6～7，终锻温度900～950℃，缓冷至室温；

锻坯随炉升温至900℃～1000℃，进行锻后组织的均匀化，保温4h后，空冷至400℃～500℃热装入炉，采用840℃～860℃保温4～6h后，降温至710～740℃保温8～12h炉冷至500℃以下出炉空冷。

2.如权利要求1所述的热作模具钢，其特征在于，该钢的具体化学成分重量％为：S≤0.003％，Mo:2.10～2.60％，Cr:3.20～3.50％，V:0.50～0.60％，Ni:0.80～1.20，Co:0.50～0.80％，稀土元素(Ce+La):0.002～0.006％。