一种热作模具钢

摘要

本发明的目的在于提供一种新型热作模具钢4Cr5Mo3Co2SiV，其特征在于，所述热作模具钢的组成以及质量百分比为：C：0.35～0.45％、Si：0.40～0.75％、Mn：0.20～0.50％、Mo：2.50～3.50％、V：0.25～0.75％、Cr：4.00～5.00％、Co：1.50～2.50％、S：≤0.010％、P：≤0.030％、Fe余量。与现有热作模具钢相比，本发明所述热作模具钢具有更好的力学性能。

权利要求

1.一种热作模具钢，其特征在于，所述热作模具钢的组成以及质量百分比为：C：0.35～

0.45％、Si：0.70～0.75％、Mn：0.20～0.50％、Mo：2.50～3.50％、V：0.25～0.49％、Cr：4.56～5.00％、Co：1.50～2.50％、S：≤0.010％、P：≤0.030％、Fe余量；

所述热作模具钢的热处理工艺为：

淬火：1050±10℃保温0.5h，油冷；

回火：530±10℃，保温2h，油冷；

二次回火：200±10℃，保温2h，油冷。

2.按照权利要求1所述热作模具钢，其特征在于，所述热作模具钢的组成以及质量百分比为：C：0.38～0.42％、Si：0.70％、Mn：0.30～0.45％、Mo：3.10～3.50％、V：0.35～0.49％、Cr：4.56～4.60％、Co：1.50～2.30％、S：≤0.010％、P：≤0.030％、Fe余量。

3.按照权利要求1所述热作模具钢，其特征在于：Co、Cr、Mo元素总含量为8.5～10.5％。

说明书

一种热作模具钢

技术领域

[0001] 本发明属于合金领域，特别提供一种热作模具钢4Cr5Mo3Co2SiV。

背景技术

[0002] 热作模具钢要求材料具有高的淬透性、高的高温强度、高的耐磨性、高的韧度、高的抗热裂能力和高的耐熔损性能等。按其主要化学成分可分为W系，Cr-Mo系，Cr-W-Mo系等类型。而美国牌号的热作模具钢分为3种：铬热作模具钢、钨热作模具钢和钼热作模具钢，都冠以H字母，分别表示为H10～H19、H21～H26和H42、H43等。其中前两种钢的含碳量在0.30％～0.50％范围，后种钢的含碳量在0.50％～0.70％，3种钢的Cr、W、Mo和V合金元素的总含量在6％～25％。

[0003] 目前使用最广泛和最具代表性的热作模具钢是4Cr5MoSiV1(H13)钢，它是4Cr5MoSiV钢的改进型，是目前国内热镦锻钢、冷镦模套的主要材料，也是通用性强的热作模具钢，是代替3Cr2W8V钢的理想钢材，寿命可提高2-3倍。其主要特点是：具有高的淬透性和高的韧性；优良的抗热裂能力，在工作场合可予以水冷；具有中等耐磨损能力，还可以采用渗碳或渗氮工艺来提高其表面硬度，但要略为降低抗热裂能力；因其含碳量较低，回火中二次硬化能力较差；在较高温度下具有抗软化能力，但使用温度高于540℃(1000℉)时硬度出现迅速下降(即最高工作温度为540℃)；热处理的变形小；中等和高的切削加工性；中等抗脱碳能力。同时它还可用于制造航空工业上的重要构件。交货状态为退火态，硬度小于HB235。常见试样热处理工艺——淬火：790±15℃预热，1000℃(盐浴)或1010℃(炉控气氛)±6℃加热，保温5～15min空冷，550±6℃回火。淬火态硬度在HRC55左右，回火态硬度在HRC52左右。

[0004] 4Cr3Mo3SiV(H10)热作模具钢有好的淬透性，韧性和高温硬度，可代替3Cr2W8V等钢制作热冲模、热锻模、热滚模和塑压模等。Cr和Mo的质量分数均为3％左右，抗冷热疲劳性好，热处理变形小，抗溶蚀性能好。锻造、切削工艺性良好，不需特殊热处理。在500～600℃时具有更高的硬度、热强性、耐磨性，很好的淬透性和很高的韧性，回火抗力及热稳定形态高于H13钢，冲击韧度及断裂韧度高于3Cr2W8V钢。可制造热挤压摸、热冲模、热锻模等。亦被用作飞机、火箭等耐热400～500℃工作温度的结构零件。交货状态为退火态，硬度小于HB235。常见试样热处理工艺——淬火：790±15℃预热，1010±6℃(盐浴)或1020±6℃(炉控气氛)加热，保温5～15min，空冷，550℃回火。淬火态硬度在HRC60左右，回火态硬度在HRC55左右。

发明内容

[0005] 本发明的目的在于提供一种新型热作模具钢4Cr5Mo3Co2SiV，与现有热作模具钢相比，本发明所述热作模具钢具有更好的力学性能。

[0006] 本发明具体提供了一种热作模具钢4Cr5Mo3Co2SiV，其特征在于，所述热作模具钢的组成以及质量百分比为：C：0.35～0.45％、Si：0.40～0.75％、Mn：0.20～0.50％、Mo：2.50～3.50％、V：0.25～0.75％、Cr：4.00～5.00％、Co：1.50～2.50％、S：≤0.010％、P：≤0.030％、Fe余量。

[0007] 其优选的组成以及质量百分比为：C：0.38～0.42％、Si：0.50～0.70％、Mn：0.30～0.45％、Mo：3.10～3.50％、V：0.35～0.55％、Cr：4.00～4.60％、Co：1.50～2.30％、S：≤
0.010％、P：≤0.030％、Fe余量。

[0008] 本发明所述热作模具钢，其特征在于：Co、Cr、Mo元素总含量优选为质量百分比8.5～10.5％。

[0009] 本发明所述热作模具钢中各元素的作用：

[0010] 1、硅

[0011] 硅是一个对铁素体进行置换固溶强化非常有效的元素，仅次于磷，但同时在一定程度上降低钢的韧度和塑性。一般都将Si限制在钢脱氧需要的范围内。置换固溶强化一般引起铁的球面对称畸变，它能与刃形位错产生弹性交互作用，一般不与螺形位错产生交互作用而阻止其运动。这样它与C、N原子的间隙固溶强化相比属于弱强化。置换固溶的抗拉强度增值ΔRm为：

[0012] ΔRm＝K×(X)n

[0013] 式中，X为溶质原子的质量百分数，n为系数，一般n≈0.75，K为强化系数，它反映合金元素的强化能力，对Si来说：Ksi＝75850MPa；而KMn＝48260MPa；KMo＝61190MPa。Si的固溶使铁素体基体的点阵常数变小，其原子半径0.118nm，α-Fe为0.126nm，由此可见，使点阵常数缩小的固溶合金元素具有较有效的强化作用。

[0014] Si也是提高回火抗力的有效元素。Si降低碳在铁素体中的扩散速度，使回火时析出的碳化物不易聚集，增加回火稳定性。另外，Si虽然不推迟ε碳化物的生成，但它可固溶于ε碳化物，并提高其稳定性，延迟ε→θ转变。第一类回火脆性与ε→θ转变和沿马氏体条间界分布形成连续薄膜有关，延迟ε→θ转变便意味着提高第一类回火脆性发生温度或抬高回火温度-硬度曲线，可使回火马氏体的ε碳化物与基体保持共格和均匀分布，使回火马氏体保持有良好的强韧性配合。含1％Si相应可提高回火温度30℃～50℃。但是，Si加入量过多，会使碳化物聚集的过时效速度增大，以至于难以控制，这样，其加入量限制在0.75％是比较合适的。

[0015] 另外，Si易使钢呈现带状组织，使钢的横向性能比纵向性能差，也使钢的脆性转折温度升高；Si还具有促进钢的脱碳敏感性；但Si有利于高温抗氧化性的提高。

[0016] 2、Mo

[0017] Mo是作为使钢具有二次硬化的主要合金元素加入的，这是由于在回火时马氏体中析出Mo2C造成。Mo可与C形成Mo2C和MoC合金碳化物，还可随回火温度升高转变为Mo6C。具有密排六方点阵的Mo2C在马氏体板条内，亚晶界上以平行的细针状(二维为层片状)析出，显然，这种析出必须按单独形核机制(separate nucleation)。TEM研究指出，析出的位向关系为：(1102)Mo2C∥(010)α，[1101]Mo2C∥[100]α，[1120]Mo2C∥[001]α。Mo2C和基体共格，从而导致二次硬化。Honeycombe认为，Mo2C形成初期是Mo和C原子沿马氏体的﹛100﹜面偏聚，形成像Al-Cu合金时效时出现的GP区相似的组织。钢中加入W和V形成W2C，VC的合金碳化物，也会具有二次硬化作用。另外再加入Cr和Co可以强化二次硬化效应。但要注意，为使钢中W和V的碳化物溶解进入奥氏体中，需要采用较高的奥氏体化温度，易引起奥氏体晶粒粗化而带来不良影响，所以以优选Mo为最佳的二次硬化合金化元素。Mo具有比Cr更强烈的碳化物形成倾向，在5％Cr的热作模具钢中，Mo2C先于Cr7C3形成。M7C3不能作为二次硬化的高温强化相，而且它在回火马氏体中的形成是以原位析出(in-situ)机制，不会发生弥散析出。为此，Mo的二次硬化的硬化强度和其最大硬化强度对应的温度皆高于Cr的相应值，同时，Mo2C的过时效速度亦较低(即不易聚集长大)。这三个条件是衡量二次硬化有效性的三个主要指标。

[0018] 3、Co

[0019] Co虽然不是碳化物形成元素，但在退火状态下大部分Co处于α-Fe中，在碳化物MoC中仍有一定的溶解度。Co可提高熔点，使淬火温度提高，使奥氏体中溶解更多W、Mo、V等合金元素，强化基体；Co可以延缓回火时合金碳化物的析出，减慢碳化物的长大，细化碳化物而使钢的二次硬化能力和硬度、高温强度提高。

[0020] 淬火工艺选择：

[0021] 碳化物Cr23C6稳定性差，聚集程度高，易于长大，1050～1070℃达到最大溶解度，温度不能过低；碳化物溶解多，溶解合金元素越多，淬火硬度越高，但硬度越高，晶粒长大，所以在温度选择与晶粒尺寸有一个平衡点。本发明所述4Cr5Mo3Co2SiV钢制定的淬火热处理工艺为：1050℃～1080℃下保温0.5～1h，油冷。

[0022] 回火温度的选择：

[0023] 4Cr5Mo3Co2SiV钢淬火是为回火做好组织上的准备，经过回火后获得细小、弥散的碳化物，以使钢的强度、硬度和冲击韧性等性能最优。本发明回火热处理工艺为：520～570℃下保温1.5～2.5h，油冷；二次回火热处理：200±10℃，保温1.5～2h，油冷。

[0024] 本发明所述4Cr5Mo3Co2SiV钢的试样回火后，回火组织较为细小，碳化物以细小的颗粒状和细长的针状两种形态呈弥散状均匀分布在基体中，该新型热作模具钢组织较为均匀。

[0025] 通过分析研究可以确定4Cr5Mo3Co2SiV钢最适合的热处理工艺为：淬火：1050±10℃保温0.5h，油冷，回火：530±10℃，保温2h，油冷，二次回火：200±10℃，保温2h，油冷。经过回火热处理后4Cr5Mo3Co2SiV钢的性能：抗拉强度2200～2250MPa，屈服强度1700～1800MPa，延伸率8～8.5％，面缩率31～33％％，硬度HRC55～56，冲击韧性AKu为26～27J。

附图说明

[0026] 图1淬火温度对试样1抗拉强度的影响。

[0027] 图2淬火温度对试样1硬度的影响。

[0028] 图3淬火态(1020℃)试样金相组织。

[0029] 图4淬火态(1050℃)试样金相组织。

[0030] 图5淬火态(1080℃)试样金相组织。

[0031] 图6回火温度对试样1抗拉强度的影响。

[0032] 图7回火温度对试样1硬度的影响。

[0033] 图8回火态(530℃)试样金相组织。

[0034] 图9回火态(550℃)试样金相组织。

[0035] 图10回火态(570℃)试样金相组织。

[0036] 图11淬火温度对试样2抗拉强度的影响。

[0037] 图12淬火温度对试样2硬度的影响。

[0038] 图13回火温度对试样2抗拉强度的影响。

[0039] 图14回火温度对试样2硬度的影响。

[0040] 图15淬火温度对试样3抗拉强度的影响。

[0041] 图16淬火温度对试样3硬度的影响。

[0042] 图17回火温度对试样3抗拉强度的影响。

[0043] 图18回火温度对试样3硬度的影响。

具体实施方式

[0044] 试样合金成分见表1：

[0045] 表1 试样合金成分(wt％)

[0046]试样 C Si Mn Cr Mo V Co S P Fe
1 0.40 0.77 0.38 4.10 2.99 0.59 1.69 0.006 0.017 余
2 0.36 0.42 0.21 4.03 2.51 0.27 1.52 0.005 0.012 余
3 0.44 0.98 0.47 4.99 3.48 0.73 2.46 0.003 0.015 余
4 0.41 0.76 0.28 4.90 2.83 0.31 1.60 0.008 0.020 余
5 0.38 0.51 0.30 4.20 3.05 0.42 1.81 0.005 0.016 余
6 0.42 0.70 0.41 4.56 3.10 0.35 1.95 0.006 0.018 余
7 0.37 0.65 0.45 4.25 3.32 0.51 1.55 0.008 0.013 余
8 0.40 0.58 0.35 4.60 3.50 0.55 2.03 0.004 0.015 余
9 0.41 0.62 0.43 4.39 3.46 0.49 2.38 0.009 0.014 余
10 0.45 0.93 0.49 4.82 3.21 0.66 2.30 0.005 0.013 余

[0047] 实施例1

[0048] (1)、淬火态性能：

[0049] 取试样1进行淬火热处理，1020±10℃、1050±10℃、1080±10℃，保温时间30min，油冷，其力学性能见表2，硬度见表3，试样金相组织见图3～5。

[0050] 表2 试样1淬火后的力学性能

[0051]

[0052] 由表2、图1可以看出，本发明所述合金与4Cr5MoSiV1(H13)相比，屈服强度高出300～400MPa，抗拉强度高出500～800MPa，尤其是1050℃淬火时其强度最高。

[0053] 表3 试样1淬火后的硬度

[0054]

[0055]

[0056] 由表3、图2可以看出，本发明所述合金与4Cr5MoSiV1(H13)相比，平均硬度高出HRC2～8，尤其是1050℃淬火时其硬度最高，可到到HRC62。

[0057] (2)、回火态性能：

[0058] 取1050±10℃保温30min油冷后的试样1进行回火热处理，其力学性能见表4，试样金相组织见图8～10。

[0059] 表4 试样1淬火+回火后的力学性能

[0060]

[0061] 从表4、图6、7可以看出，随着回火温度由530℃升高至570℃，试样的强度在逐渐降低，硬度先升高后降低，而塑性在逐渐增加，但冲击韧性变化不明显。

[0062] 实施例2

[0063] (1)、淬火态性能：

[0064] 取试样2进行淬火热处理，保温时间30min，油冷，其力学性能见表5，硬度见表6。

[0065] 表5 试样2淬火后的力学性能

[0066]

[0067] 由表5、图11可以看出，本发明所述合金与4Cr5MoSiV1(H13)相比，屈服强度高出100～400MPa，抗拉强度高出300～600MPa，尤其是1050℃淬火时其强度最高。

[0068] 表6 试样2淬火后的硬度

[0069]

[0070]

[0071] 由表6、图12可以看出，本发明所述合金与4Cr5MoSiV1(H13)相比，平均硬度高出HRC2～4，尤其是1050℃淬火时其硬度最高，可到到HRC60。

[0072] (2)、回火态性能：

[0073] 取1050±10℃保温30min油冷后的试样2进行回火热处理，其性能见表7。

[0074] 表7 试样2淬火+回火后的力学性能

[0075] 试样编号 Rm，MPa Rp0.2，MPa A，％ Z，％ HRC AkU530℃-1# 2143 1681 9.0 35 53.7，53.9，54.1 28
530℃-2# 2169 1675 8.5 32 53.8，54.6，54.1 27
550℃-1# 2057 1641 9.0 38 55.2，54.7，54.8 27
550℃-2# 2074 1683 9.0 39 54.8，54.1，55.1 27
570℃-1# 1703 1452 10.5 39 49.4，50.3，49.1 28
570℃-2# 1679 1487 11.5 40 50.1，49.7，50.3 29

[0076] 从表7、图13、14可以看出，随着回火温度由530℃升高至570℃，试样的强度在逐渐降低，硬度先升高后降低，而塑性在逐渐增加，但冲击韧性变化不明显。

[0077] 实施例3

[0078] (1)、淬火态性能：

[0079] 取试样3进行淬火热处理，保温时间30min，油冷，其力学性能见表8，硬度见表9。

[0080] 表8 试样3淬火后的力学性能

[0081]

[0082] 由表8、图15可以看出，本发明所述合金与4Cr5MoSiV1(H13)相比，屈服强度高出300～400MPa，抗拉强度高出500～800MPa，尤其是1050℃淬火时其强度最高。

[0083] 表9 试样3淬火后的硬度

[0084]

[0085]

[0086] 由表9、图16可以看出，本发明所述合金与4Cr5MoSiV1(H13)相比，平均硬度高出HRC 3～9，尤其是1050℃淬火时其硬度最高，可到到HRC61。

[0087] (2)、回火态性能：

[0088] 取1050±10℃保温30min油冷后的试样3进行回火热处理，其性能见表10。

[0089] 表10 试样3淬火+回火后的力学性能

[0090] 试样编号 Rm，MPa Rp0.2，MPa A，％ Z，％ HRC AkU530℃-1# 2143 1681 9.0 35 53.7，53.9，54.1 28
530℃-2# 2169 1675 8.5 32 53.8，54.6，54.1 27
550℃-1# 2057 1641 9.0 38 55.2，54.7，54.8 27
550℃-2# 2074 1683 9.0 39 54.8，54.1，55.1 27
570℃-1# 1703 1452 10.5 39 49.4，50.3，49.1 28
570℃-2# 1679 1487 11.5 40 50.1，49.7，50.3 29

[0091] 从表10、图17、18可以看出，随着回火温度由530℃升高至570℃，试样的强度在逐渐降低，硬度先升高后降低，而塑性在逐渐增加，但冲击韧性变化不明显。

[0092] 上述实施例只为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人士能够了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明精神实质所作的等效变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。