CN107746917A - 模具钢及其制作方法和应用、模具 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种模具钢及其制作方法和应用、模具。该模具钢，其组分按重量百分含量计，包括0.42％‑0.45％C、2％‑2.5％Cr、1.8％‑2.2％Mo、0.8％‑1.2％W、0.8％‑1.2％V、0.8％‑1.2％Nb、0.4％‑0.6％Si、0.2％‑0.5％Mn、S以及P；余量为Fe；其中，S的重量百分含量≤0.01％，P的重量百分含量≤0.02％。上述模具钢，其强度和红硬性显著提高，进而用该钢材料制得的模具在热挤压3003铝锰合金型材时，模具抵抗AlMnFe、MnAI6颗粒状的硬质第二相的能力增强。
Description
技术领域
本发明涉及合金钢技术领域，特别是涉及一种模具钢及其制作方法和应用、模具。
背景技术
采用常规的4Cr 5Mo Si V1《美国钢号H13、日本钢号SKD61》热作模具材料制造的模具来热挤压3003铝锰合金型材时，由于3003系铝锰合金中内含有硬度高的AlMnFe和MnAI6的第二相，其中，AlMnFe第二相的显微硬度有704HV，超过了模具热处理淬火硬度，MnAl6的第二相的显微硬度有540HV。从而当模具氮化后上机在470-520℃之间挤压3003铝锰合金型材时，3003铝锰合金内的高硬度的AlMnFe、MnAI6第二相与模具工作带发生了剧烈的摩擦，从而引起模具工作带表面出现了磨粒磨损，进而模具工作带表面对3003铝锰合金内的硬质相抵抗能力不足，其工作带表面易出现剥落即拉烂现象。
发明内容
基于此，有必要针对传统的模具的工作带对3003铝锰合金内的硬质相抵抗能力不足的问题，提供一种模具钢及其制作方法和应用、模具。
一种模具钢，其组分按重量百分含量计，包括0.42％-0.45％C、2％-2.5％Cr、1.8％-2.2％Mo、0.8％-1.2％W、0.8％-1.2％V、0.8％-1.2％Nb、0.4％-0.6％Si、0.2％-0.5％Mn、S以及P；余量为Fe；其中，S的重量百分含量≤0.01％，P的重量百分含量≤0.02％。
在其中一个实施例中，W的重量百分含量为1.0％-1.2％。
在其中一个实施例中，Nb的重量百分含量为0.95％-1.05％。
上述模具钢在制备模具中的应用。
一种上述模具钢的制作方法，包括以下步骤
(1)熔炼：将含碳量小于0.3％的废钢、钨铬钼合金以及钒铌硅合金进行熔炼，得到钢液；
(2)炉外精炼：将所述钢液在真空状态下进行精炼；
(3)钢液铸造成型钢棒：将炉外精炼后的所述钢液注入到温度为290-310℃的钢棒模中，浇铸温度为1500-1550℃，保温30-40分钟后停止加热，直至冷却后出炉；
(4)电渣重熔：将所述钢棒进行电渣重熔，得到钢锭；
(5)锻造：将所述钢锭加热到1130-1160℃进行锻造，得到钢锻件；
(6)退火处理：将所述钢锻件加热至850-900℃，保温3-4小时后冷却至750-760℃，并保温6-8小时；保温6-8小时后冷却到500℃出炉，冷却至室温；
(7)淬火回火：将退火处理后的所述钢锻件加热到1050-1100℃，采用油冷淬火，淬火后在550-600℃下进行二次回火。
在其中一个实施例中，所述熔炼步骤中：熔炼温度为1500-1550℃，熔炼时间为4-8小时。
在其中一个实施例中，所述锻造步骤中：始锻温度为1120-1150℃，终锻温度为900-950℃，锻造比为3:1-4:1。
一种模具，采用上述模具钢加工成型。
上述模具钢及其应用，模具钢包括Mo、W、Nb以及V，增加M6C和MC型钼、钨、钒以及铌碳化物的含量，此类碳化物属于间隙相，间隙相的碳化物的熔点和硬度高，此外，M6C型的钼和钨的碳化物可以在热处理淬火溶解后在回火时离位析出，其晶核在铁素体上直接形成，这种离位析出的碳化物产生二次硬化，并且在铁素体上分布细小、弥散，使钢材料的强度和红硬性显著提高，进而用该钢材料制得的模具在热挤压3003铝锰合金型材时，模具抵抗AlMnFe、MnAI6颗粒状的硬质第二相的能力增强。
上述模具钢的制作方法，工艺简单。
上述模具，抵抗AlMnFe、MnAI6颗粒状的硬质第二相的能力增强，使用寿命增加。
附图说明
图1为3003铝錳合金中MnAI6第二相的扫描电镜图；
图2为一实施例的模具钢的加工工艺的流程示意图；
图3为模具钢电渣重熔后的金相图；
图4为模具钢进行退火处理后的金相图；
图5为模具钢进行退火欧的碳化物偏析的金相图；
图6为模具钢淬火回火后的金相图。
具体实施方式
正如背景技术所描述，3003系铝锰合金中内含有硬度高的AlMnFe和MnAI6的第二相，其中，AlMnFe第二相的显微硬度有704HV，超过了模具热处理淬火硬度，MnAl6的第二相的显微硬度有540HV，如图1所示。而4Cr 5MoSi V1热作模具钢中的碳化物大多数是M23C6型铬的碳化物，该碳化物属于间隙化合物，从而M23C6型铬的碳化物在热处理淬火溶解后在回火时在原位形核析出，形成的碳化物颗粒粗大，长大的速度也较大，在高温时的红硬性不够。进而当采用4Cr 5Mo Si V1制成的模具氮化后上机在470-520℃之间挤压3003铝锰合金型材时，3003铝锰合金内的高硬度的AlMnFe、MnAI6第二相与模具工作带发生了剧烈的摩擦，从而引起模具工作带表面出现了磨粒磨损，进而模具工作带表面对3003铝锰合金内的硬质相抵抗能力不足，其工作带表面易出现剥落即拉烂现象。
此外，3003铝锰合金与采用4Cr 5Mo Si V1制成的模具的工作带表面相对运动，造成模具的工作带表面金属损耗，且3003铝锰合金与模具的工作带表面在交变的接触应力的作用力，模具的工作带表面因疲劳而产生金属损耗。
经过进一步研究，本实施方式提供了一种模具钢，其组分按重量百分含量计，包括0.42％-0.45％C、2％-2.5％Cr、1.8％-2.2％Mo、0.8％-1.2％W、0.8％-1.2％V、0.8％-1.2％Nb、0.4-0.6％Si、0.2％-0.5％Mn、S以及P；余量为Fe；其中，S≤0.01％，P≤0.02％。
进一步地，本实施方式还基于上述模具钢提供了一种模具钢的加工工艺。
更进一步地，本实施方式还基于上述模具钢还提供了一种模具。
为使本发明的上述目的、特征和优点能够更为明显易懂，下面结合附图对本发明的模具钢及其制作方法和应用、模具做进一步详细的说明。
一实施方式的模具钢，其组分按重量百分含量计，包括0.42％-0.45％C、2％-2.5％Cr、1.8％-2.2％Mo、0.8％-1.2％W、0.8％-1.2％V、0.8％-1.2％Nb、0.4％-0.6％Si、0.2％-0.5％Mn、S以及P；余量为Fe；其中，S的重量百分含量≤0.01％，P的重量百分含量≤0.02％。
其中，C的含量保证为金属提供的碳来形成碳化物。铬元素增加了模具强度和淬透性及抗氧化性。而钼元素和钨元素属于强碳化物元素，从而当模具钢热处理回火时，其离位析出弥散的Mo C和WC的碳化物，增加模具的红硬性。钒和铌属于强碳化物元素，形成的VC、NbC碳化物，可以细化奥氏体晶粒，且红硬性高、热磨损特别小。硅元素具有抗氧化性能力，从而增加该模具材料在高温使用时的抗氧化的能力，Mn元素起到了固溶强化的作用。
上述模具钢，模具钢包括Mo、W、Nb以及V，增加M6C和MC型钼、钨、钒以及铌碳化物的含量，此类碳化物属于间隙相，间隙相的碳化物的熔点和硬度高，此外，M6C型的钼和钨的碳化物可以在热处理淬火溶解后在回火时离位析出，其晶核在铁素体上直接形成，这种离位析出的碳化物产生二次硬化，并且在铁素体上分布细小、弥散，使钢材料的强度和红硬性显著提高，其中，MC型钒和铌碳化物可以细化奥氏体晶粒，热磨损特别小，进而用该钢材料制得的模具在热挤压3003铝锰合金型材时，模具抵抗AlMnFe、MnAI6颗粒状的硬质第二相的能力增强。
在其中一个实施例中，各组分按重量百分含量计，包括0.42％-0.45％C、2％-2.5％Cr、1.8％-2.2％Mo、1.0％-1.2％W、0.8％-1.2％V、0.8％-1.2％Nb、0.4％-0.6％Si、0.2％-0.5％Mn、S以及P；余量为Fe；其中，S的重量百分含量≤0.01％，P的重量百分含量≤0.02％。
在其中一个实施例中，各组分按重量百分含量计，包括0.42％-0.45％C、2％-2.5％Cr、1.8％-2.2％Mo、1.0％-1.2％W、0.8％-1.2％V、0.95-1.05％Nb、0.4％-0.6％Si、0.2％-0.5％Mn、S以及P；余量为Fe；其中，S的重量百分含量≤0.01％，P的重量百分含量≤0.02％。
进一步地，该模具钢中各组分百分含量为：0.43％C、2.35％Cr、1.95％Mo、1.05％W、1.0％V、0.98％Nb、0.55％Si、0.36％Mn、0.007％S、0.15％P，余量为Fe。
上述模具钢在制备模具中的应用。采用该模具钢制造的模具，使用寿命提高。
如图2所示，一实施方式的上述模具钢的制作方法，包括以下步骤：
S10：将含碳量小于0.3％的废钢、钨铬钼合金以及钒铌硅合金进行熔炼，得到钢液。
按照上述模具钢中的各组分的含量得到炉料，炉料在电弧炉中进行熔化、脱磷、脱硫、脱碳以及主合金化，从而完成熔炼。需要说明的是，钨铬钼合金以及钒铌硅合金的类型和量根据上述模具钢的各组分的含量进行选择。具体地，在一实施例中，将含碳量小于0.3％的废钢在温度1500-1550℃下进行熔炼；废钢熔化了二分之一时，加入钨铬钼合金，继续熔化；在出炉前30-60分钟，继续加入钒铌硅合金熔化，最后加入碳粉调整碳含量，得到钢液。需要说明的是，也可以直接将合金和废钢一起加入熔炼炉中进行熔炼。
S20：炉外精炼。
将步骤S10熔炼得到的钢液转移到钢包精炼炉中，在真空状态下进行化学成分微调并进行脱气、脱氧、脱氮、脱硫以及去除夹杂物等工序，完成精炼。
需要说明的是，当步骤S10得到的钢液中各组分的含量还未达到上述模具钢中的要求时，可以通过添加相应组分的合金加入到步骤S10得到的钢液进行精炼。
S30：将炉外精炼后的钢液注入到温度为290-310℃的钢棒模中，浇铸温度为1490-1550℃，保温30-40分钟后停止加热，直至冷却后出炉。
需要说明的是，也可以将钢液浇铸成钢锭。
S40：将钢棒进行电渣重熔，得到钢锭。
通过电渣重熔进一步提高模具钢的纯度并改善铸锭结晶。具体地，钢棒作为电极，在电渣重熔炉内的熔渣电阻热池中进行二次重熔，提高其纯结度并获得组织致密均匀的钢锭。
S50：将电渣重熔后的钢锭加热到1130-1160℃进行锻造，得到钢锻件。
具体地，先对钢锭进行开坯加热到1130-1160℃。锻造用油压快锻机三向镦粗与三向拔长，始锻温度为1120-1150℃，终锻温度为900-950℃，锻造比3:1-4:1，锻成直径350毫米厚度150毫米模坯。
S70：将钢锻件加热至850-900℃，保温3-4小时后冷却至750-760℃，并保温6-8小时；保温6-8小时后冷却到500度出炉，冷却至室温。
将钢锻件放置在箱式电阻炉中进行球化退火处理，使得该模具钢中的碳化物分布更加均匀。
S80：将退火处理后的钢锻件加热到1050-1100℃，采用油冷淬火，淬火后在550-600℃下进行二次回火。
具体地，油冷淬火在真空油淬炉中进行，回火在井式回火炉中进行。
实施例1
(1)将含碳量小于0.3％的废钢、钨铬钼合金以及钒铌硅合金进行熔炼，得到钢液；其中，废钢、钨铬钼合金、钒铌硅合金以及碳粉根据上述模具钢的各组分的含量来确定；
(2)将熔炼得到的钢液转移到钢包精炼炉中进行脱氢、脱氧、脱氮、脱硫、去除夹杂物和进行成分微调等工序，完成炉外精炼；
(3)将炉外精炼后的钢液注入到温度为300℃的钢棒模中，浇铸温度为1500℃，保温30分钟后停止加热，直至冷却后出炉；
(4)将钢棒作为电极，在电渣重熔炉内的熔渣电阻热池中进行二次重熔，电渣重熔后的模具钢中的非金属夹杂物含量很少，如图3所示；
(5)将电渣重熔后的钢棒加热到1150℃进行锻造，得到钢锻件，其中，始锻温度为1120℃，终锻温度为900℃，锻造比4:1；
(6)将钢锻件加热至850℃，保温3小时后冷却至750℃并保温6小时，保温6小时缓慢冷却到500℃出炉，冷却至室温；通过球化退火后的模具钢的组织结构如图4和图5所示，从图中可以看出，组织结构为粒状珠光体和颗粒状渗碳体，且碳化物分布均匀；
(7)将退火处理后的钢锻件加热到1080℃，采用冷油淬火，淬火后在590℃下进行二次回火。
经过淬火回火后的模具钢的组织结构为回火马氏体和少量的屈氏体，如图6所示。
通过实施例1的制作方法得到的模具钢的各分组的重量百分含量为：0.43％C、2.35％Cr、1.95％Mo、1.05％W、1.0％V、0.98％Nb、0.55％Si、0.36％Mn、0.007％S、0.15％P，余量为Fe。
实施例1得到模具钢的力学性能如下：屈服强度为1680MPa；抗拉强度为2050MPa；收缩率ψ为46％；伸长率δ为8％；无缺口冲击韧度为220ak/J/c m2。
实施例2
采用实施例1相同的制作方法，仅是步骤(1)中合金的量不同，得到的模具钢的各分组的重量百分含量为：0.44％C、2.21％Cr、1.99Mo、1.01％W、1.02％V、1.03％Nb、0.5％Si、0.3％Mn、0.009％S、0.14％P，余量为Fe。
实施例2得到模具钢的力学性能如下：屈服强度为1700MPa；抗拉强度为2075MPa；收缩率ψ为44.5％；伸长率δ为7.6％；无缺口冲击韧度为215ak/J/c m2。
对比例1
采用同实施例1相同的制作方法，除了步骤(1)中并没有加入钨合金，得到的模具钢各组分的重量百分含量为：0.43％C、2.35％Cr、1.95％Mo、1.0％V、0.98％Nb、0.55％Si、0.36％Mn、0.007％S、0.15％P，余量为Fe。
对比例1得到模具钢的力学性能如下：屈服强度为1320MPa；抗拉强度为1750MPa；收缩率ψ为48％；伸长率δ为8.5％；无缺口冲击韧度为230ak/J/c m2。
对比例2
采用同实施例1相同的制作方法，除了步骤(1)中并没有加入铌合金，得到的模具钢各组分的重量百分含量为：0.43％C、2.35％Cr、1.95％Mo、1.05％W、1.0％V、0.55％Si、0.36％Mn、0.007％S、0.15％P，余量为Fe。
对比例2得到模具钢的力学性能如下：屈服强度为1300MPa；抗拉强度为1710MPa；收缩率ψ为48.5％；伸长率δ为8.6％；无缺口冲击韧度为232ak/J/c m2。
使用寿命测试
采用上述热作模具钢制造成的模具来热挤压3003铝锰合金型材，一套直径330毫米大的模具挤压米重1.3公斤3003铝锰合金长方管型材的产量达到5吨，模具工作带才出现拉烂现象。而采用常规的4Cr 5MoSi V1材料制造的模具热挤压3003铝锰合金型材，一套直径330毫米大的模具挤压米重1.3公斤3003铝锰合金长方管型材的产量不超过2吨，模具工作带失效了，模具的使用寿命很短。相比于采用常规的4Cr 5MoSi V1材料制造的模具热挤压3003铝锰合金型材，采用上述模具钢制造的模具的使用寿命提高1.5倍，进而热挤压3003铝锰合金型材生产成本降低。
这是由于上述模具钢，增加了材料中的强碳化物金属元素，形成细小弥散的间隙相，模具的红硬性提高，模具在挤压时剪切与摩擦应力作用下，工作带内的位错运动需切行或绕过这些弥散的间隙相，需要更大的能量，所以在热挤压3003铝锰合金型材时，这些弥散的碳化物显示出红硬性高、热磨损特别小的性能，抵抗3003铝锰合金内的高硬度的AlMnFe、MnAI6第二相的能力增强，模具的使用寿命延长了1.5倍。
而常规的热作模具钢4Cr 5MoSi V1，其化学成分碳元素含量在百分之0.32-0.45之间、铬元素含量在百分之4.75-5.5之间、钼元素含量在百分之1.1-1.75之间、硅元素含量在百分之0.8-1.2之间、钒元素含量在百分之0.8-1.2之间、锰元素含量在百分之0.2-0.5之间及少量的硫、磷、钛、镍、铜等元素，余量为铁元素。该模具钢在退火后的组织结构为粒状珠光体加碳化物，其中碳化物主要以铬的碳化物为主，在热挤压3003铝锰合金时，由于模具中的铬的碳化物含量多并且粗大，属于间隙化合物，高温时的红硬性低，在挤压3003铝锰合金型材时，模具工作带抵抗3003铝锰合金中AlMnFe、MnAI6颗粒状的硬质第二相的能力不足，模具工作带易出现磨粒磨损，导致模具提前失效。
一种模具，采用上述模具钢加工成型，其能够抵抗AlMnFe、MnAI6颗粒状的硬质第二相的能力增强，使用寿命增加。该模具可以用来挤压3003铝锰合金型材。
以上所述实施例的各技术特征可以进行任意的组合，为使描述简洁，未对上述实施例中的各个技术特征所有可能的组合都进行描述，然而，只要这些技术特征的组合不存在矛盾，都应当认为是本说明书记载的范围。
以上所述实施例仅表达了本发明的几种实施方式，其描述较为具体和详细，但并不能因此而理解为对发明专利范围的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本发明的保护范围。因此，本发明专利的保护范围应以所附权利要求为准。
Claims (8)
1.一种模具钢，其特征在于，其组分按重量百分含量计，包括0.42％-0.45％C、2％-2.5％Cr、1.8％-2.2％Mo、0.8％-1.2％W、0.8％-1.2％V、0.8％-1.2％Nb、0.4％-0.6％Si、0.2％-0.5％Mn、S以及P，余量为Fe；其中，S的重量百分含量≤0.01％，P的重量百分含量≤0.02％。
2.根据权利要求1所述的模具钢，其特征在于，W的重量百分含量为1.0％-1.2％。
3.根据权利要求2所述的模具钢，其特征在于，Nb的重量百分含量为0.95％-1.05％。
4.根据权利要求1-3中任一项所述的模具钢在制备模具中的应用。
5.一种如权利要求1-3中任一项所述的模具钢的制作方法，其特征在于，包括以下步骤：
(1)熔炼：将含碳量小于0.3％的废钢、钨铬钼合金以及钒铌硅合金进行熔炼，得到钢液；
(2)炉外精炼：将所述钢液在真空状态下进行精炼；
(3)钢液铸造成型钢棒：将炉外精炼后的所述钢液注入到温度为290-310℃的钢棒模中，浇铸温度为1490-1550℃，保温30-40分钟后停止加热，直至冷却后出炉；
(4)电渣重熔：将所述钢棒进行电渣重熔，得到钢锭；
(5)锻造：将所述钢锭加热到1130-1160℃进行锻造，得到钢锻件；
(6)退火处理：将所述钢锻件加热至850-900℃，保温3-4小时后冷却至750-760℃，并保温6-8小时；保温6-8小时后冷却到500℃出炉，冷却至室温；
(7)淬火回火：将退火处理后的所述钢锻件加热到1050-1100℃，采用油冷淬火，淬火后在550-600℃下进行二次回火。
6.根据权利要求5所述的模具钢的制作方法，其特征在于，所述熔炼步骤中：熔炼温度为1500-1550℃，熔炼时间为4-8小时。
7.根据权利要求5所述的模具钢的制作方法，其特征在于，所述锻造步骤中：始锻温度为1120-1150℃，终锻温度为900-950℃，锻造比为3:1-4:1。
8.一种模具，其特征在于，采用权利要求1-3中任一项所述的模具钢加工成型。
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