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CN114807774A - 热作模具钢、其热处理方法及热作模具 - Google Patents

热作模具钢、其热处理方法及热作模具 Download PDF

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CN114807774A CN202210703843.2A CN202210703843A CN114807774A CN 114807774 A CN114807774 A CN 114807774A CN 202210703843 A CN202210703843 A CN 202210703843A CN 114807774 A CN114807774 A CN 114807774A
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Abstract

本发明涉及一种热作模具钢、其热处理方法及热作模具。热作模具钢化学成分以重量百分比计为：Ni：4.5~12%、Al：0.8~2.1%且Al：Ni=0.075~0.234、Cu：0.4~1.99%、Mn：0.001~1%、C：0.0001~0.1%，余量为Fe和不可避免的杂质。热处理方法包括硬化处理步骤，其中：当0.4%≤Cu＜0.8%，将热作模具钢加热到560~650℃范围内的温度；当0.8%≤Cu＜1.5%，将热作模具钢加热到470~580℃范围内的温度；及当1.5%≤Cu≤1.99%，将热作模具钢加热到450~520℃范围内的温度；保持1~240小时，优选地4~24小时，之后冷却至室温。

Description

热作模具钢、其热处理方法及热作模具
技术领域
本发明涉及一种热作模具钢、其热处理方法及热作模具。
背景技术
热作模具钢是一种在铁中选择性地加入不同重量百分数的碳、硅、铬、钨、钼、镍、锰、钒、钴等合金元素的合金工具钢，并且常被制成用于在压铸、锻造、挤压时使材料成形的模具。近年来，能够同时满足汽车轻量化和安全性要求的汽车用先进高强钢板的成形技术—热冲压成形技术—对模具钢提出了新的要求和挑战。
现在常用的热作模具钢在室温下的热导率为18~24 W/mK。一般来说，超过一定温度后，热导率随温度的升高而降低。在服役过程中，热作模具通常在高温下承受很高的热机械载荷，其会导致由热梯度引起的热冲击或热疲劳。一方面，高温会导致热作模具的热导率降低，从而因材料的温度差导致的热膨胀差可能在热作模具中产生热疲劳裂纹，这致使热作模具的使用寿命缩短。另一方面，在高温下，保证热作模具的耐磨性的析出碳化物硬度降低，使得热作模具在高温下的耐磨性低。
众所周知，材料热导率越高，热梯度越低，从而材料承受的表面载荷越低，产生的热冲击和热疲劳也就越低，因而可以提高材料的使用寿命。因此，期望具有高热导率、高硬度、高韧性的热作模具钢以增强热作模具的抗热裂纹能力及耐磨性，从而延长热作模具的使用寿命。再者，热作模具的高热导率能够在生产过程中加快冷却，从而缩短热作模具的循环时间。
US 9689061 B2公开了一种高热导率合金工具钢，其合金化学成分以重量百分比计为：C：0.26~0.55%、Cr：＜2%、Mo：0~10%、W：0~15%、Mo+W：1.8~15%、Ti+Zr+Hf+Nb+Ta：0~3%、V：0~4%、Co：0~6%、Si：0~1.6%、Mn：0~2%、Ni：0~2.99%、S：0~1%，余量为Fe和不可避免的杂质。该专利教导，经固溶处理和硬化处理后，Mo、W的碳化物取代Cr的碳化物，从而提高了合金工具钢的热导率。但是，Mo、W的碳化物的尺寸不易控制，尤其在固溶处理后未溶解的一次碳化物尺寸为~3 μm。这些大尺寸的碳化物将成为疲劳裂纹源，不但严重影响工具钢的疲劳寿命，而且也严重恶化其韧性。国内研究者发现虽然该高热导率合金工具钢室温下的热导率为~47 W/mK，但其导热系数随着温度的升高而降低，在300℃时，其热导率低于39 W/mK，当温度达到500℃时，其大热系数只有35 W/mK。并且在硬度值达到50 HRC以上时，冲击功（7×10 mm无缺口试样）＜210 J。该高热导率合金工具钢在高温下使用时，丧失了其高热导率的优势，未能实现高热导率-高韧性-高硬度的良好性能匹配。
CN 108085587 A提供了一种高温导热性优秀的长寿命压铸用热模具钢及其制造方法。该高导热性长寿命压铸用热作模具钢的化学成分以重量百分比计为：C：0.35~0.45%、Si：0.20~0.30%、Mn：0.30~0.40%、Ni：0.50~1.20%、Cr：1.5~2.2%、Mo：2~2.6%、W：0.0001~1.0%、Ti：0~0.40%、V：0.30~0.50%、B：0.0001~0.003%、Cu：0.005~0.02%，余量为Fe和不可避免的杂质。该专利同样利用Mo、W的碳化物替代Cr的碳化物。但是，存在下述问题：1）. 碳化物的尺寸不易控制，尺寸偏大的碳化物恶化韧性；2）. 添加Ti之后易于形成液析TiN和尺寸偏大的TiC，恶化韧性；3）. Cr元素无法从基体中以碳化物的形式完全析出，进而无法实现高导热；4）. 多次回火，工艺繁琐，还需避开二次硬化峰，否则材料的硬度最大，但韧性最差。该专利的优选实施例中示例钢的U口冲击实验，冲击功不超过50 J，最大热导率为35.982 W/mK，也未能实现高热导率-高韧性-高硬度的良好性能匹配。
CN104046917B提供了一种纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢。该超高强度铁素体钢的化学成分按重量百分比计为：C：0~0.2%、Cu：0.5~5%、Ni为0.01~4%、Mn：0.01~4%、Al：0.001~2%、Cr：0~12%、Mo：0~3%、W：0~3%、Mo+W不低于0.05%、V：0~0.5%、Ti：0~0.5%、Nb：0~0.5%、V+Ti+Nb不低于0.01%、Si为0~1%、B：0.0005~0.05%、P不高于0.04%、S不高于0.04%、N不高于0.04%、O不高于0.05%，余量为Fe和不可避免的杂质。该专利教导在轧制后对钢进行固溶和时效处理，能制成以纳米金属间化合物强化为主并结合细晶、固溶和位错强化的铁素体钢，获得优异的强韧性、焊接性和耐腐蚀性。但是因为合金元素在经最后的热处理后仍然大部分固溶于铁素体基体，导致超高强度铁素体钢的热导率低。例如，Cr固溶于铁素体基体并形成Cr的碳化物，其不仅热导率低，而且在热处理时易粗化，恶化材料的韧性。又如Si、Cr和Al元素，当它们固溶到铁素体中时，会严重降低铁素体的热导率。此外，微合金元素V、Ti和Nb的碳氮化物不仅降低钢的导热性能，还降低钢的韧性。
CN105568151B提供了一种铝增强马氏体钢，其化学成分按重量百分比计为：C：0.01~0.2%、Ni：6~24%、Mo：≤6%、Mn：0~4%、Al：0.5~6%、Cr：0~12%、Nb：≤1.5%、Cu：0~4%、W：0~3%、B：0.0005~0.05%，余量为Fe和不可避免的杂质。该专利去除了Ti和Co，设计了以NiAl强化为主，结合微量碳化物和纳米团簇Cu共同强化的合金体系，获得了强度大于2000 MPa、延伸率大于6％、且具有优异疲劳和加工性能的铝增强马氏体时效钢。然而，该专利未能合理配比Ni、Al及Cu，从而导致富余的Al固溶于基体，造成基体导热性能的严重下降。
CN111636037A提供了一种热作模具钢，其化学成分按重量百分比计为：Cu：2~8%、Ni：0.8~6%、且Ni：Cu≥0.4、C：0~0.2%、Mo：0~3%、W：0~3%、Nb：0~0.2%、Mn：0~0.8%、Cr：0~1%、Al：0~3%，且满足Ni：Al≥2（优选为2~2.5），余量为Fe和不可避免的杂质。该专利利用大量Cu析出相、辅以NiAl析出相及碳化物作为强化相提高热作模具钢的硬度。同时，主要利用大量Cu粒子从基体析出来提高基体的导热能力。在经过固溶处理和时效处理之后，热作模具钢的性能如下：硬度值≥42 HRC、热导率≥35 W/mK、无缺口7×10 mm试样的室温冲击功≥250J。然而，该专利未能意识到Al固溶在基体中对热导率的影响，所以无法进一步提高热作模具钢的热导率。
CN110578103B提供了一种高韧性高抛光高耐腐蚀性的塑料模具钢。该专利通过在塑料模具钢中加入Cu和Al，使塑料模具钢的表面抛光性能和耐腐蚀性能大大提升，大大延长了塑料模具钢的使用寿命。一方面，塑料模具钢不需要也无法达到热作模具钢的性能要求；另一方面虽然添加了Cu、Ni和Al元素，但是未能合理配比，所以并未显著提高热导率。再者其他元素如Si、Cr、V等会严重降低热导率，所以该塑料模具钢不具有高的热导率。
虽然现有技术已提供了各种改进的热作模具钢，然而仍存在对具有高热导率、高硬度、高韧性的热作模具钢的需求。
发明内容
本发明是鉴于现有技术中存在的上述问题做出的。一个目的在于提供一种热作模具钢，其能够通过简单的硬化处理工艺实现更好的导热性能和力学性能。热作模具钢化学成分以重量百分比计为：Ni：4.5~12%、Al：0.8~2.1%且Al：Ni=0.075~0.234、Cu：0.4~1.99%、Mn：0.001~1%、C：0.0001~0.1%，余量为Fe和不可避免的杂质。
优选地，Al：Ni大于等于0.075且小于0.18。
优选地，Al：Ni大于等于0.18且小于等于0.234。
进一步优选地，Al：Ni大于等于0.18且小于等于0.22，并且Ni：5~9%。
优选地，C：0.0001~0.05%。
热作模具钢的材料成分在设计时考虑经适当的热处理后，合金元素全部以Cu粒子、Ni（Fe，Al）金属间化合物的形式从基体中析出，尤其Al在硬化处理后仍与Ni以金属间化合物析出以减少基体的晶格缺陷来提高导热能力。在本申请中，在固溶于基体的Al≤0.05%时认为Al全部从基体中析出。由于这些析出物自身兼具良好的导热能力，所以不但保证了高硬度和高韧性，还提高了热作模具钢的导热能力。
优选地，热作模具钢的材料成分在设计时还应考虑改善抗熟化性能，研究表明通过使0.5＜Cu:Al＜1，优选地，Cu：0.4~1.5%，能够改善热作模具钢的抗熟化性能。进一步优选地，Cu:Al=0.6~0.9，又优选地，Cu：0.4~1.2%。
优选地，本发明的热作模具钢的化学成分以重量百分比计为：Ni：5~12%、Al：0.8~1.5%且0.075≤Al：Ni＜0.18、Cu：0.4~1.0%且0.5＜Cu:Al＜0.9、Mn：0.001~1%、C：0.0001~0.1%，余量为Fe和不可避免的杂质。
优选地，本发明的热作模具钢的化学成分以重量百分比计为：Ni：5.5~11%、Al：1.2~2.1%且0.18≤Al：Ni≤0.234、Cu：1.0~1.9%且0.8＜Cu:Al＜1、Mn：0.001~1%、C：0.0001~0.1%，余量为Fe和不可避免的杂质。优选地，本发明的热作模具钢的化学成分以重量百分比计为：Ni：5.5~7.0%、Al：1.0~1.6%且Al：Ni=0.18~0.20、Cu：0.4~1.0%且0.5＜Cu:Al＜0.9、Mn：0.001~1%、C：0.0001~0.1%，余量为Fe和不可避免的杂质。优选地，本发明的热作模具钢的化学成分以重量百分比计为：Ni：7.5~9%、Al：1.2~2.1%且Al：Ni=0.20~0.234、Cu：1.0~1.9%且0.8＜Cu:Al＜1、Mn：0.001~1%、C：0.0001~0.1%，余量为Fe和不可避免的杂质。
本发明的另一目的在于提供一种用于上述热作模具钢的热处理方法，其在现有热处理和加工设备上进行，既简化了现行模具钢热处理过程以降低成本，又能够使热作模具拥有更好的力学性能和导热能力。
本发明的热处理方法包括硬化处理步骤，其中：
当0.4%≤Cu＜0.8%，将热作模具钢加热到560~650℃范围内的温度；当0.8%≤Cu＜1.5%，将热作模具钢加热到470~580℃范围内的温度；及当1.5%≤Cu≤1.99%，将热作模具钢加热到450~520℃范围内的温度；保持1~240小时，优选地4~24小时，之后冷却至室温。
一方面，析出的Cu粒子会随着Cu含量和温度的升高而粗化，这进而会引起NiAl析出相的粗化；另一方面，析出的Cu粒子作为形核位置促进NiAl的析出。相同温度下，Cu含量越低，Cu析出相的尺寸越小，能够避免发生粗化。但Cu含量太低不容易促进NiAl析出。这两方面均将改变模具钢的性能。因此，本发明通过协调Cu含量和硬化温度，即基于Cu含量来确定硬化温度，使得在硬化处理期间，Cu含量和温度的协同作用既促进Cu粒子和NiAl的析出，又避免出现粗化现象。
优选地，当0.4%≤Cu＜0.8%，将热作模具钢加热到560~620℃范围内的温度；当0.8%≤Cu＜1.5%，将热作模具钢加热到480~580℃范围内的温度；及当1.5%≤Cu≤1.99%，将热作模具钢加热到450~500℃范围内的温度。
硬化处理后，热作模具钢的性能如下：硬度≥36 HRC，室温热导率：34~50 W/mK，无缺口试样（7×10 ×55 mm）的冲击功≥200 J，并且固溶于基体的Al≤0.05 %。
优选地，在硬化处理步骤之前，进行固溶处理步骤：将热作模具钢加热到850~950℃并保持0.5~240小时，之后冷却至室温。
优选地，在固溶处理步骤之前，进行锻造处理步骤：将热作模具钢加热到900~1150℃进行锻造，之后进行冷却至室温。优选地，锻造温度为950~1100℃，更优选地1000~1050℃。
优选地，在固溶处理和/或锻造处理步骤中的冷却首先以≤60℃/h的速率，优选地≤30℃/h，缓慢冷却至600℃以下，优选地500℃以下，更优选地400℃以下，之后空冷至室温。
本发明的热处理方法由于采用了本发明的钢材所以省去了现行模具钢的球化退火过程，并且固溶处理温度由1000~1050℃降低到850~950℃，降低了对热处理设备的要求。此外，硬化处理过程在单一温度下长时间进行。这是因为本申请所要求保护的钢材不含能够形成其他合金碳化物的元素，所以如果出现碳化物，只能是渗碳体。由于本发明碳含量低，所以碳化物不容易长大。因此，本申请能够在单一温度下进行长时间硬化处理，使得硬化处理过程变得简单，避免了现行热作模具钢需要连续在不同温度下保温不同时间的硬化处理过程。
本发明的再另一个目的在于提供一种由经上述热处理的热作模具钢制成的热作模具，其具有高硬度、高热导率和高韧性。优选地，该模具能够耐高温熟化（即在高温下析出相不易长大），使得该热作模具在服役过程中性能不退化，从而改善模具的抗热疲劳特性。另外，根据本申请的热作模具具备高的热导率，因此能够缩短生产循环的时间，提高生产效率。优选地，热作模具可以是钢板热冲压成形模具、铝合金压铸模具、热挤压拉拔热作模具。
本文中关于化学元素含量的描述（%）都是指重量百分数。除非特别指出，否则各优选方案可以按照需要自由组合。
此外，本领域技术人员将理解，上述各个范围内的任一范围或任一具体数值都适用于本发明。例如，0.075~0.18（不包括0.18）包括其内的任一子范围和任一具体数值，比如0.075、0.08、0.082、0.085、0.088、0.09、0.095、0.1、0.13、0.15、0.157、0.16、0.165、0.17、0.175等任一数值及0.075~0.085、0.08~0.098、0.09~0.14、0.12~0.17等任一范围。同样，0.18~0.234包括其内的任一子范围和任一具体数值，比如0.18、0.185、0.19、0.195、0.198、0.203、0.207、0.213、0.215、0.225等任一数值及0.18~0.215、0.18~0.207、0.185~0.225、0.19~0.225、0.19~0.22等任一范围。同样，0.5~1（不包括端值）包括其内的任一子范围和任一具体数值，比如0.56、0.62、0.69、0.73、0.80、0.88、0.90、0.92、0.98等任一数值及0.51~0.98、0.56~0.92、0.62~0.98、0.65~0.92、0.65~0.9等任一范围。除非明确说明，否则所有范围均包括端值。
附图说明
图1是实施例S3在硬化处理（580°C保温12小时）后的显微照片。
具体实施方式
下面结合示例性实施例来更详细地描述本发明。
本发明所涉及的热作模具钢的化学成分以重量百分比计为：Ni：4.5~12%、Al：0.8~2.1%且Al：Ni=0.075~0.234、Cu：0.4~1.99%、Mn：0.001~1%、C：0.0001~0.1%，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明各元素的作用及配比如下所述。
Ni：镍在本发明中的主要作用是形成NiAl金属间化合物，起到析出强化和硬化的作用。另外，Ni能够抑制高温下Cu在晶界处产生液析相而导致合金在高温变形过程中的热裂现象的发生，从而保证合金的热成形性能。合金元素Ni能够提高钢的淬透性，抑制贝氏体转变并且在晶界处富集的Ni能够提高韧性。当期望钢以析出的金属间化合物NiAl为主要强化和硬化相时，一定要含有较高含量的镍，否则无法使Al元素充分与Ni结合以从基体中析出，造成Al元素固溶在基体中。这会严重降低钢的导热性能。在保证Al完全析出的情况下，过量的Ni固溶于基体中并不会导致明显的晶格畸变，但当Ni过量时会使M s温度过低，这样在冷却过程中因为奥氏体没有向马氏体转变而使受自身的热膨胀系数大的原因导致开裂。为了保证Al完全析出且防止Ni导致低的M s温度，本发明钢的镍含量在4.5~12%之间。优选地，镍含量5~12%，优选地，镍含量5~11%，进一步优选镍含量5~9%。首先镍可以保证Al完全从基体中析出，满足本发明的性能要求；其次过量的镍不会改善性能，反而增加了合金成本；最后，过量的镍可能增加机械加工的困难（比如，车削加工过程中的“粘刀”现象）。
Al：铝和镍能够在400~650℃硬化处理过程中形成NiAl金属间化合物，起到析出强化和硬化的作用。另外，NiAl金属间化合物的析出提高了基体的纯净度，同时NiAl金属间化合物也兼具良好的热导率（~90 W/mK），二者均提高了钢的热导率。为了保证Al完全从基体中以NiAl金属间化合物的形式析出，相对于Ni含量，过多的Al会引起下述问题：1. Al无法完全从基体中析出，从而降低钢的热导率；2. 易于形成尺寸较大的AlN夹杂，其高温时不会全固溶于奥氏体，从而会严重损害钢的韧性；3. Al作为强铁素体稳定元素会提高钢的A c1和A c3温度，在需要固溶处理时势必要在更高的温度才能实现奥氏体化，从而增加制造成本、增加能耗负担并且提高了对热处理设备的要求。当Al含量低时，可以保证Al的完全析出。但是由于无法析出足够的NiAl金属间化合物而导致钢的硬度达不到使用要求。另外由于Ni元素过量而导致Al不足，对本发明的硬度、导热和冲击功不会产生显著的影响，只是造成了Ni元素的浪费，增加了材料成本。所以本发明钢的铝含量在0.8~2.1%之间，且Al：Ni =0.075~0.234，优选地，0.18~0.234，进一步优选地0.18~0.22，此时Ni和Al元素配比最优，效果最优。
Cu：纯铜作为热的良导体，其热导率为398 W/mK，而纯铁只有80 W/mK。Cu在面心立方相（奥氏体）中溶解度很高，但在体心立方相（铁素体和/或马氏体）中的溶解度很低，从而可以析出铜粒子，析出的ε-Cu尺寸在3~10 nm，添加重量分数为1%的Cu能够使基体硬度增加大约100 HV。Cu从体心立方基体（铁素体和/或马氏体）中析出，降低了基体晶体结构的畸变，结合析出的Cu粒子也具有很高的导热能力，从而能够提高基体的热导率。但析出的Cu粒子熟化温度较低，在基体温度升高时（例如硬化处理过程中），Cu粒子快速长大，导致钢材的硬度和强度降低。此外，在钢热成形（如轧制，锻造等）过程中，Cu容易在奥氏体的晶界出形成液相Cu，导致钢在变形过程中产生热裂纹，使钢的塑性变形能力降低而无法进行加工。为了抑制Cu在晶界处的液析，通常会添加一定重量分数的合金元素Ni。析出的Cu粒子能够为NiAl金属间化合物的析出提供形核位置，从而促进金属间化合物NiAl的析出。综合考虑Cu的效果和本发明Al的含量，本发明钢的铜含量在0.4~1.99%之间并且为了改善熟化性能，优选地规定Cu与Al的重量比为0.5~1（不包括端值），进一步优选地，Cu与Al的重量比为0.6~0.99，和/或Cu含量为0.4~1.2%。
Mn：锰为奥氏体形成元素，具有推迟奥氏体向铁素体转变的作用，从而有利于细化铁素体晶粒，提高钢的强度和韧性。固溶于基体的Mn会降低钢的热导率。当Mn替代部分Fe和Al原子形成Ni（Fe，Mn，Al）金属间化合物时，会降低原Ni（Fe，Al）的热导率。而且在Mn含量过高时，一方面，钢中会残留奥氏体，造成组织不均匀，导致钢的性能不稳定；另一方面，在晶界处会形成NiMn析出物，严重损害钢的力学性能。因此本发明将Mn含量限定为在0.001~1%之间。
C：钢中最有效、最经济的强化元素之一，是稳定奥氏体元素。碳是间隙固溶元素，其强化效果远大于置换固溶元素。碳能够提高钢的淬透性，形成的渗碳体或者合金碳化物显著提高合金的硬度。当C含量升高时，会沿着晶界形成网状碳化物和粗大的渗碳体，严重降低钢材的韧性。由于本发明基于NiAl和Cu析出强化，并不依赖于碳化物的强化和硬化，所以本发明钢的碳含量在0.0001~0.1%之间。
以下实施例或实验数据旨在示例性地说明本发明，本领域的技术人员应该清楚的是本发明不限于这些实施例或实验数据。
根据本发明，提供了第一优选的热作模具钢，其以重量计包括以下成分：Ni：4.5~5.5%、Al：0.8~1.3%且Al：Ni=0.075~0.234、Cu：0.4~1.99%且0.6≤Cu:Al≤0.99、Mn：0.001~1%、C：0.0001~0.1%，余量为Fe和不可避免的杂质。
根据本发明，提供了第二优选的热作模具钢，其以重量计包括以下成分：Ni：5.5~7.5%、Al：1.0~1.6%且Al：Ni=0.075~0.234、Cu：1.0~1.5%且0.5＜Cu:Al＜1、Mn：0.001~1%、C：0.0001~0.1%，余量为Fe和不可避免的杂质。
根据本发明，提供了第三优选的热作模具钢，其以重量计包括以下成分：Ni：7.5~12%、Al：1.2~2.1%且Al：Ni=0.075~0.234、Cu：1.5~1.99%且0.5＜Cu:Al＜1、Mn：0.001~1%、C：0.0001~0.1%，余量为Fe和不可避免的杂质。
根据表1中所示的本发明示例钢DC1~DC8和对比钢CG1~CG3的成分，将冶炼成钢锭，在约1050℃初锻和约950℃终锻后获得80×80 mm2的方坯。之后，在1030℃均质处理5小时后空冷至室温。
表1 本发明示例钢和对比钢成分（重量百分数，wt%）
钢号 Ni Al Cu C Mn Fe Al:Ni Cu:Al
DC1 4.5 0.9 0.6 0.009 0.005 Bal. 0.20 0.67
DC2 5.6 1.2 1.0 0.002 0.08 Bal. 0.21 0.83
DC3 6.5 1.2 1.0 0.05 0.1 Bal. 0.18 0.83
DC4 8.5 1.8 1.7 0.01 0.5 Bal. 0.21 0.94
DC5 6.5 1.2 0.5 0.01 0.5 Bal. 0.18 <u>0.42</u>
DC6 7.5 1.5 0.5 0.005 0.1 Bal. 0.2 <u>0.33</u>
DC7 4.5 1.0 1.6 0.01 0.006 Bal. 0.22 <u>1.6</u>
DC8 10 0.9 0.6 0.009 0.005 Bal. 0.09 <u>0.67</u>
CG1 6.5 2.0 1.5 0.06 0.09 Bal. <u>0.31</u> 0.75
CG2 8.7 0.6 1.0 0.002 0.08 Bal. <u>0.069</u> <u>1.67</u>
CG3 7.5 2 0.84 0.05 0.1 Bal. <u>0.27</u> <u>0.42</u>
将方坯切割成7.2×10×55 mm和φ12.7×2.2 mm的试样，并利用本发明的热处理方法进行热处理。本发明的热处理方法包括以下步骤：
在实验室条件下首先进行固溶处理：在950℃保温1小时，之后淬火至室温；然后进行硬化处理：在450~650℃范围内的一温度处保温预定时间，之后空冷至室温。示例钢和对比钢的固溶处理和硬化处理参数如表2所示。
将理解，上述硬化处理过程中的温度及持续时间不限于实施例中的特定温度及持续时间，而是能够在下述范围内选择：当0.4%≤Cu＜0.8%，将热作模具钢加热到560~650℃范围内的温度；当0.8%≤Cu＜1.5%，将热作模具钢加热到470~580℃范围内的温度；及当1.5%≤Cu≤1.99%，将热作模具钢加热到450~520℃范围内的温度。本发明的热处理方法可选地包括其他处理过程，如锻造处理。另外，固溶处理和/或锻造处理过程的温度及持续时间可根据实际需要进行选择。
表2 用于示例钢和对比钢的固溶处理和硬化处理的参数
Figure 213299DEST_PATH_IMAGE001
。
硬度测量：将固溶处理后和硬化处理后的试样分别使用砂纸打磨至光亮后，使用硬度计（洛氏硬度）进行硬度测试，以分别获得经固溶处理硬度值HS及经硬化处理硬度值HH，见表3。
冲击功测量：将按照表2进行热处理后的7.2×10×55 mm试样按照北美压铸协会的无缺口冲击试样标准机械打磨成7×10×55 mm无缺口冲击试样，然后进行450 J摆锤无缺口室温试样冲击实验以获得试样的冲击功，见表3。
Al含量测量：使用透射电子显微镜配备的能量色散X射线谱对将按照表2进行热处理后的7.2×10×55 mm试样进行微区内的Al含量分析。每个试样选择至少5个位置进行成分检测，以通过对不同位置的Al含量求平均值来获得基体中的Al含量。测量结果见表3。
热导率测量：热导率λ=α×c p ×ρ×100，热扩散系数α的单位是cm2/s，比热容c p的单位是J/(gK)，密度的单位g/(cm3)，直接算的单位是W/（cmK)×100，得到的单位是W/（mK）。将按照表2进行热处理后的φ12.7×2.2 mm圆柱体试样用1000目砂纸磨成φ12.7×2.0 mm试样，然后在DLF2800闪光导热仪上进行热导率测量。测量过程为：25℃下以5 K/min的速率升高到100℃，在100℃稳定估计10分钟，然后进行第一次测量；然后继续稳定10分钟，进行第二次测试；再稳定10分钟，进行第三次测量。之后，以5 K/min的速率升高到200℃，按照前述过程测量三次。之后依次升高到300℃、400℃和500℃并按照前述过程测量三次（相当于在每个测量温度下保温30分钟）。测量完成后，将试样冷却到室温。基于测量获得各温度下的热扩散系数和比热容数据。然后由热扩散系数、比热容和密度计算出热导率，见表4。
熟化测试：熟化是指在不同保温温度和保温时间下由于钢中的第二相粗化，使得原本第二相的强化效果减弱的现象。熟化程度可以用硬度降低的百分比来表示。对于实施例S4和 S7，在表2中的固溶处理过程之后，进行下述硬化处理：在520℃保温4小时、24小时和48小时后分别按照前述测量方法测量其硬度并计算硬度降低的百分比，见表5。
表3 本发明的各试样的硬度值、冲击功及基体中Al含量
Figure 927177DEST_PATH_IMAGE002
。
表4本发明的各试样的热导率，W/（mK）
温度/°C 25 100 200 300 400 500
DC1 S1 36.2 37.1 38.6 40.2 39.2 37.9
DC2 S2 40.2 42.4 43.5 45.3 44.5 42.9
DC3 S3 42.9 44.2 45.7 47.6 48.1 47.2
DC4 S4 44.3 47.6 49.1 50.2 49.4 48.2
DC5 S5 43.7 45.2 46.9 48.2 47.1 45.9
DC6 S6 45.1 46.3 47.9 48.5 49.1 47.6
DC7 S7 37.5 38.4 40.6 41.5 40.3 38.8
DC8 S8 36.2 37.2 38.6 40.2 39.2 37.9
DC1 CS1 29.1 29.8 31.1 32.3 29.4 28.2
DC3 CS2 43.2 44.4 45.6 47.5 46.3 44.7
DC4 CS3 44.8 46.9 48.8 50.1 49.3 48.2
CG1 CS4 25.8 27.1 28.6 30.2 29.1 27.7
CG2 CS5 42.7 43.6 45 46.2 43.8 43.1
CG3 CS6 27.6 29.3 30.4 31.3 30.5 28.9
表5 本发明的实施例S4和S7在熟化测试后的硬度
Figure 287008DEST_PATH_IMAGE004
。
硬度分析
实施例S1-S8和对比例CS1~CS6经过固溶处理后的硬度值均低于35 HRC，这是因为通过固溶处理，微观组织中的析出相（如NiAl和Cu）溶解于基体中，不再起强化和硬化作用。
在硬化处理之后，实施例S1-S8和对比例CS1~CS6的硬度值均增大，其中相比于经固溶处理硬度值HS，实施例S1-S8的经硬化处理硬度值HH升高了24%~51.3 %，达到36 HRC以上；相对的，对比例CS1~CS6的经硬化处理硬度值最大仅升高了16.2 %，在33.4~35.2 HRC之间，不满足使用要求。硬度值的增大是因为在硬化处理期间，不论是实施例S1-S8还是对比例CS1~CS6均会发生NiAl金属间化合物和Cu粒子析出。它们起到强化和硬化作用，从而在一定程度上提高了钢材的强度和硬度。
与实施例S1相比，实施例S8具有更高的Ni含量，使得Al：Ni为0.09。在经历与实施例S1相同的热处理工艺后，测得的HH虽略低于S1，但满足本发明的技术效果。由此可知，适度过量的Ni元素并不会导致硬度的明显下降。
同样，实施例S2与对比例CS5也反映过量的Ni元素的影响。在实施例S2与对比例CS5经相同的热处理过程后，实施例S2的经固溶处理硬度HS为31.8 HRC，并且经硬化处理硬度HH为47.5 HRC，比HS高了49.3%。相对的，对比例CS5的HS为31.8 HRC，并且HH为34.1 HRC，比HS仅高了6.7%。这是因为与实施例S2相比，对比例CS5的Al含量相对于Ni含量较少，Ni含量过量很多（Al：Ni仅为0.069），虽然使得所有Al能够与Ni形成NiAl金属间化合物析出（显微分析发现对比例CS5的基体中的Al为0.03%），但是析出的NiAl金属间化合物有限，所以NiAl金属间化合物起到的强化和硬化效果也有限；另外由于Ni元素是置换固溶元素，所以固溶强化效果很弱，即固溶的Ni对硬度的提高非常有限。这两方面导致所得到的HH较低，不满足使用要求。另外Al含量相对于Ni含量较少会导致过量的Ni元素无法起到强化和硬化的效果，造成了浪费。基于此，为使析出足够的NiAl金属间化合物，期望Al：Ni至少大于0.069。
本发明发现，当Ni元素多至使得Al：Ni小于0.075时（如对比例CS5），无法获得达到预期要求的钢材的性能。故而为了满足本发明的技术效果，需使Al：Ni至少不小于0.075。
实施例S3与对比例CS6在经相同的热处理过程后，实施例S3的HH为42.3 HRC。相对的，对比例CS6的HH为34.6 HRC，比实施例S3低约18%。这是因为与实施例S3相比，对比例CS6的Al含量相对于Ni含量过多，使得Al无法完全从基体中析出，导致NiAl析出相少，从而强化和硬化效果弱，最终导致其硬度无法满足使用要求。显微分析发现对比例CS6的基体中的Al含量为0.25%，也证实Al未能完全从基体中析出。相比于CS6，对比例CS4的硬度更低。显微分析发现对比例CS4（Al：Ni为0.31）的基体中的Al含量为1.14%，表明更多的Al未能从基体中析出，使得最终获得的硬度无法满足使用要求。基于上述，为使Al完全析出，期望Al：Ni至少小于0.27。
实施例S1-S8的Al：Ni均在0.075~0.234的范围内，通过对热处理后的实施例S1-S8进行显微分析发现，实施例S1-S8的基体中的Al含量均小于0.05%，且基体中均有Ni（Fe，Al）、Ni（Fe，Mn，Al）和Cu粒子析出，如图1所示。这些结果表明Al：Ni在0.075~0.234的范围内既保证Al能够以NiAl金属间化合物的形式完全从基体中析出，又保证有足够的析出物起到析出强化和硬化的作用，使得经硬化处理硬度值HH达到36 HRC以上。
由上可知，在满足钢材各元素成分范围的情况下，通过使Al：Ni在0.075~0.234的范围内能够确保钢材具有期望的高硬度。优选地，Ni：Al为0.18~0.234、进一步优选地Ni：Al为0.18~0.22、又优选地Ni含量5~9%。在优选情况下，更少的Ni实现了同等甚至更高的性能。
冲击功
实施例S1~S8的冲击功均大于200 J，与之对应的硬度值（不小于36 HRC）也都满足使用要求。这是因为，对于实施例S1-S8来说，Cu析出和NiAl析出在起到强化作用的同时，又不会与基体的界面成为裂纹萌生和扩展的有利位置，从而能兼具大于200 J的高韧性和不小于36 HRC的高硬度。
相对的，对比例CS6的冲击功仅为189 J，硬度也仅为34.6 HRC，硬度和韧性均不满足使用要求。虽然对比例CS1~CS5的冲击功大于200 J，但与其对应的硬度值小于36 HRC，无法同时满足高硬度和高韧性。
热导率
实施例S1-S8和对比例CS1-CS6在各测试温度下计算的热导率列于表4中。
实施例S1-S8的热导率在25~500°C的范围内均大于36 W/mK，尤其在300°C时，实施例S1-S8的热导率都超过了40 W/mK，且实施例S2-S6的热导率甚至达到了45 W/mK以上。
由于各试样的热导率之间的对比结果在各个温度下类似，所以以下仅以300°C时的热导率为例进行讨论：
实施例S1和S8只有Ni含量不同，在相同的热处理工艺下获得的热导率相似，由此可知相对于Al含量，当Ni在一定程度内过量时，不会导致热导率的明显变化。
对比例CS4和CS6（Al:Ni分别为0.31和0.27）的热导率比所有实施例S1-S8的热导率都低，仅分别为30.2 W/mK和31.3 W/mK。这是因为在硬化处理后，分别仍有约1.14%和0.25%的Al固溶于对比例CS4和CS6的基体中，造成晶格严重畸变，降低了热导率。对比例CS4和CS6既不具有高硬度，也没有高的热导率。
对比例CS5相比于CS4和CS6具有高得多的热导率。这是因为对比例CS5（Al:Ni为0.069）中的Al全部从基体中析出，而过量的Ni（相对于Al含量）不会明显影响钢的热导率（参见实施例S1和S8）。但是如前所述，由于析出的NiAl金属间化合物有限，所以所得到的硬度较低，不满足使用要求。对比例CS5无法兼具高硬度和高的热导率。
由上可知，第一，Al未能全部从基体中析出将显著降低基体的热导率。结合各试样的硬度和热导率数据可知，通过在硬化过程期间确保Al完全从基体中析出，能够获得高热导率。第二，Ni元素过量不会对热导率产生明显影响，故而，在保证Al完全从基体中析出且析出足够的析出物的情况下，Ni含量可根据期望进行调节。在要求兼具高热导率和高硬度的情况下，则需要控制Al：Ni在0.075~0.234的范围内，这既确保Al以NiAl金属间化合物的形式完全从基体中析出，又保证有足够的析出物起到析出强化和硬化的作用，从而经硬化处理硬度值HH达到36 HRC以上并且热导率达到36 W/mK以上。优选地，Ni：Al为0.18~0.234、进一步优选地Ni含量5~9%、优选地Ni：Al为0.18~0.22。与Ni：Al大于等于0.075且小于0.18相比，在Ni：Al为0.18~0.22时，在相对低的Ni含量下实现了同等的热导率，节省了Ni的含量，降低了成本，同时减少了切削加工困难的概率。
硬化处理
为了确保钢材具有期望的硬度和热导率，在Al：Ni在0.075~0.234的范围内的情况下，硬化温度的选择也至关重要。例如，对比例CS1与实施例S1的成分一样（其中Al：Ni=0.20；Cu含量为0.6%），但是在硬化处理过程中在较低的温度（460°C）进行保温。一方面，较低的硬化温度导致Cu析出不充分，进而不能有效促进NiAl的析出。另一方面，较低的硬化温度不能为NiAl提供足够的热力学驱动力以促进其析出。两者的综合作用使得NiAl析出不充分，导致硬化后对比例CS1的基体中仍含有约0.21%的Al。这一方面导致硬化效果有限，从而获得的钢材的硬度低；另一方面，基体中的Al造成晶格畸变，显著降低了热导率，如在300°C仅为32.3W/mK。
对比例CS2与实施例S3的成分一样（其中Al：Ni=0.18；Cu含量为1.0%），但是在硬化处理过程中在较高的温度（620°C）进行保温。高温促进了Cu析出及快速粗化，进而促进NiAl的析出及粗化。虽然Al能够完全析出（对比例CS2的基体中的Al含量为0.02%），但是Cu粒子及NiAl析出物的粗化降低了其强化和硬化效果，这导致对比例CS2的硬度显著低于实施例S3。
对比例CS3与实施例S4的成分一样（其中Al：Ni=0.21；Cu含量为1.7%），但是在硬化处理过程中在较高的温度（650°C）进行保温。较高的Cu含量及较高的硬化温度二者均促进Cu粒子析出并在高温度下粗化。这虽然促使Al完全以NiAl析出相析出（对比例CS3的基体中的Al含量为0.02%），但是也会导致NiAl析出相粗化，降低其强化和硬化效果，从而降低了对比例CS3的硬度，HH仅为33.6 HRC。
注意到，对比例CS2和CS3具有较高的热导率，分别为47 W/mK和50 W/mK。这是因为，对于这两者而言，Al均完全从基体中析出，一方面Cu粒子和NiAl析出相的粗化不会带来热导率的变化，另一方面高温也使材料基体的位错发生了明显的回复，提高了基体的热导率。但是如前所述，由于硬化温度过高，二者的硬度已经降低到35 HRC以下，无法满足使用条件。对比例CS2和CS3无法兼具高硬度和高热导率。
由上可知，在满足本申请的模具钢的成分范围及元素间的比例的情况下，不合理的硬化温度的选择将导致钢材无法兼具高硬度和高热导率。结合各实施例和对比例的数据可知，在低Cu含量的情况下，析出的Cu粒子仅能有限地促进NiAl的析出。在这种情况下，为使NiAl充分地从基体中析出，需要较高的硬化温度来为NiAl析出提供大的热力学驱动力，以获得高的硬度（参见实施例S3和S5）。同样，在高的Cu含量的情况下，析出的Cu粒子已能很好的促进NiAl的析出。这时，为了确保析出强化和硬化作用，应采用较低的硬化温度来防止Cu粒子及NiAl析出物粗化（参见实施例S4）。
因此，为了确保钢材具有期望的硬度和热导率，有必要根据Cu的范围选择合适的硬化温度，以在通过Cu促进NiAl金属间化合物析出的同时，防止析出的Cu粒子和NiAl金属间化合物在硬化过程中粗化。根据实验数据规定：当0.4%≤Cu＜0.8%，硬化温度在560~650℃的范围内；当0.8%≤Cu＜1.5%，硬化温度在470~580℃的范围内；当1.5%≤Cu≤1.99%，硬化温度在450~520℃的范围内。
结合上述各实验结果可知，在满足钢材各元素成分范围的情况下，通过使Al：Ni在0.075~0.234的范围内及选择合适的硬化温度能够获得同时兼具高硬度、高韧性和高热导率的钢材。主要原因总结如下：
1. Ni作为亲铁的合金元素，当其适量固溶于铁基体时，不会降低铁基体的热导率；
2. 在硬化处理过程中，Al元素会和Ni元素结合形成NiAl金属间化合物，其化学式为Ni（Fe，Al）。Al元素固溶于基体会严重降低基体的热导率，而且不能实现预期的硬化效果。通过确保Al：Ni在0.075~0.234的范围内，保证了Al元素能够在硬化处理后完全从铁基体中析出。进一步地，适量增加Ni含量，不会显著提升或恶化本发明的技术效果，如硬度、冲击功和热导率等，故而优选地，Al：Ni为0.18~0.234且Ni：4.5~11%。进一步优选地，Al：Ni为0.18~0.22且Ni：5~9%，优选方案在更低的Ni含量条件下实现了相同甚至更好的技术效果；
3. Cu析出会给NiAl析出提供形核位置，从而促进NiAl的析出，因此可以通过调节Cu的含量来促进NiAl析出；
4. 由于NiAl和Cu的形核和长大都需要较大的驱动力。通过根据Cu含量，在450~650℃范围内选择合适的硬化温度，既能促进析出相析出，又确保析出相不过度粗化，从而保证硬度和热导率均达到使用要求。如具有低的Cu含量的实施例S6，通过利用高的硬化温度为NiAl析出提供大的热力学驱动力，从而在不依赖于Cu的析出的情况下，促进NiAl金属间化合物的完全析出，确保硬度和热导率；
5. 高热导率的Ni（Fe，Al）析出相、高热导率的Cu析出相和干净的基体都促使本发明的钢具有高的热导率。
熟化分析
如表5所列出的，对于实施例S7（其中Cu：Al为1.6），根据其Cu含量，选择的硬化温度为520℃。在硬化时间为4小时时，获得的经硬化处理硬度值HH为42.3 HRC。随着硬化时间延长至24小时及48小时，HH明显下降，熟化程度分别为16.3%和24.8%。Cu比NiAl的析出温度更低一些，所以更容易发生熟化。当Cu：Al大于1时，大量的Cu粒子发生粗化的同时也会造成NiAl发生粗化，第二相粒子Cu和NiAl粗化导致钢出现熟化现象。
相对的，对于实施例S4（其中Cu：Al为0.94），在硬化时间为4小时时，获得的经硬化处理硬度值HH为50.2 HRC。虽然随着硬化时间延长HH下降，但是在48小时的硬化后获得的HH仍然很高（45.7 HRC），满足使用要求，熟化现象不明显。实施例S4具有良好的抗熟化性能是因为：一方面，本发明从整体上将Cu含量降低至0.4~1.99%（如S4和S7的Al分别为1.7%和1.6%），并根据Cu含量来选择适当的硬化温度，这防止析出的Cu粒子快速长大并进而促进析出的NiAl快速长大。另一方面，通过将Cu:Al控制在0.5~1（不包括端值）的范围内，NiAl析出相和Cu粒子彼此限制其熟化进程，使得即使在长时间的硬化处理下，熟化程度也控制在10%以内，有效地改善了钢材的抗熟化性能。
综上所述，本发明的热作模具钢在硬化处理中固溶的合金元素能够从基体中充分析出，尤其是Al元素从基体中完全析出。Cu粒子、NiAl金属间化合物等析出物不但具有良好的热导率，还起到强化作用，从而在硬化处理后热作模具钢的热导率和硬度均升高。此外，本发明的热作模具钢的生产过程简单，降低了制造成本，能够在现有热处理和加工设备上生产制造。
本发明的热作模具可用于钢板热冲压成形模具、铝合金压铸、热挤压拉拔热作模具等。
以上实施例和实验数据旨在示例性地说明本发明，本领域的技术人员应该清楚的是本发明不仅限于这些实施例，在不脱离本发明保护范围的情况下，可以进行各种变更。

Claims (14)

1.一种热作模具钢，其化学成分以重量百分比计为：Ni：4.5~12%、Al：0.8~2.1%且Al：Ni=0.075~0.234、Cu：0.4~1.99%、Mn：0.001~1%、C：0.0001~0.1%，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的热作模具钢，其中，0.075≤Al：Ni＜0.18。
3.根据权利要求1所述的热作模具钢，其中，0.18≤Al：Ni≤0.234。
4.根据权利要求3所述的热作模具钢，其中，0.18≤Al：Ni≤0.22且Ni：5~9%。
5.根据权利要求1-4任一项所述的热作模具钢，其中，0.5＜Cu:Al＜1 和/或Cu：0.4~1.5%。
6.根据权利要求5所述的热作模具钢，其中，0.6≤Cu:Al≤0.9和/或Cu：0.4~1.2%。
7.根据权利要求1-4及6中任一项所述的热作模具钢，其中，C：0.0001~0.05%。
8.一种用于权利要求1-7中任一项所述的热作模具钢的热处理方法，其包括硬化处理步骤：当0.4≤Cu＜0.8%，将热作模具钢加热到560~650℃范围内的温度；当0.8≤Cu＜1.5%，将热作模具钢加热到470~580℃范围内的温度；当1.5≤Cu≤1.99%，将热作模具钢加热到450~520℃范围内的温度，并且保持1~240小时，之后冷却至室温。
9.根据权利要求8所述的热处理方法，其包括：当0.4%≤Cu＜0.8%，将热作模具钢加热到560~620℃范围内的温度；当0.8%≤Cu＜1.5%，将热作模具钢加热到480~580℃范围内的温度；及当1.5%≤Cu≤1.99%，将热作模具钢加热到450~500℃范围内的温度并保持4~24小时，之后冷却至室温。
10.根据权利要求8或9所述的热处理方法，其还包括：在所述硬化处理步骤之前，进行固溶处理步骤：将热作模具钢加热到850~950℃范围内的温度并保持0.5~240小时，之后冷却至室温。
11.根据权利要求10所述的热处理方法，其还包括：在所述固溶处理步骤之前，进行锻造处理步骤：将热作模具钢加热到900~1150℃范围内的温度进行锻造，之后进行冷却至室温。
12.根据权利要求10或11所述的热处理方法，其中，固溶处理步骤和/或锻造处理步骤中的冷却首先以≤60℃/h的速率缓慢冷却至600℃以下，之后空冷至室温。
13.根据权利要求8或9所述的热处理方法，其中，经热处理的热作模具钢的性能如下：硬度≥36 HRC，室温热导率：34~50 W/mK，无缺口试样的冲击功≥200 J，并且固溶于基体的Al≤0.05 %。
14.一种由通过权利要求8-13中任一项所述的热处理方法获得的热作模具钢制成的热作模具，其特征在于，热作模具可用作钢板热冲压成形模具、铝合金压铸模具、或热挤压拉拔热作模具。
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