专利名称：：铌微合金化高强度热作模具钢及其制备方法
技术领域：
：本发明涉及一种铌微合金化高强度热作模具钢及其制备方法，该模具钢具有高强度和高热稳定性，同时兼有良好的韧性和热疲劳性能，属合金钢制造工艺
技术领域：
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背景技术：
：在热作模具钢领域中，国内目前广泛应用的钢种有5CrNiMo，5CrMnMo，3Cr2W8V和H13钢。由于热作模具钢的工作条件的特殊性，对热作模具钢的性能要求也就十分严格。5CrNiMo和5CrMnMo由于其热强性较低，容易造成模具工作部分的塌陷和在冲击应力下的热磨损、热疲劳，不适宜制造尺寸较大，工作温度较高的热作模具。3Cr2W8V热硬性较好，但其热疲劳抗力差，模具常因发生龟裂而产生失效。H13钢的热稳定性不够理想，使用温度不能超过60(TC。因此，开发具有高热强性、高热稳定性和优良的热疲劳性能的热作模具钢具有十分重要的意义。目前，铌作为微合金化元素添加到结构钢中已经得到十分广泛的应用并取得较好的效果，而铌在工模具钢中的应用却鲜有报道。由于铌具有细化晶粒、沉淀强化和阻止晶粒长大等作用，因此，尝试在热作模具钢中用铌代替部分的钒来进行钢的强化和韧化来提高钢的热强性和热疲劳性能是一条新途径。在1985年申请的专利号为85100822、专利名为"热作模具钢"的专利中，4Cr3Mo2NiVNb的铌加入量为0.3%;在2000年申请的专利号为00117148.8、专利名为"一种中合金铬系热作模具钢"的专利中，铌加入量为0.15%0.3%;另外，文献中表明，铌加入量小于0.01%时，钢的力学性能不能得到明显的改善。在铌微合金化的过程中，关键的问题在于控制好铌的加入量。铌加入量过多则容易在钢液凝固的过程中产生较多的大颗粒伪共晶碳化物，严重影响钢的冲击韧性，加入量太少，则效果不明显。本发明钢的铌加入量采用0.02%0.1%，结果表明，钢的热强性、热稳定性和热疲劳性能得到明显的提高，并且形成的少量的伪共晶碳化物可以通过高温均匀化的方法予以消除。在这样的技术背景下，本发明通过铌微合金化的方法开发了此具有高热强性、高热稳定性，同时兼有良好的韧性和热疲劳性能的热作模具钢。此热作模具钢不仅可以在某些场合下代替3Cr2W8V和H13钢等常用钢种，还可以在某些当前广泛应用的钢种难以胜任的工作条件下填补空缺，如用于精锻模，锻造不锈钢、气门等难锻的零件。
发明内容本发明的目的是提供一种具有高热强性，高热稳定性和优良热疲劳性能的铌微合金化高强度热作模具钢。本发明的另一目的是提供一种铌微合金化高强度热作模具钢的制备方法。本发明热作模具钢的特征在于具有以下的成分及重量百分比-0.10.5%，4.06.5%，0.41.4%，<0.03%，C0.30.6%，SiMn0.10.5%，CrMo1.03.5%，VNb0.020.10%，PS<0.03%，Fe上述铌微合金化高强度热作模具钢的制备方法，其特征在于该方法具有以下的工艺过程和步骤a.熔炼及炉外精炼按上述的合金元素配比进行电炉熔炼或感应熔炼，而后进行炉外精炼；b.电渣重熔对于要求高的钢可在锻造之前进行电渣重溶，普通钢锭则可在熔炼及精炼后直接进行锻造，c.高温匀质化针对铌的大颗粒伪共晶碳化物，采用温度为1210130(TC的高温匀质化工艺对其进行消除，匀质化时间为510h，以达到均匀铸态组织，减少偏析，消除铌的伪共晶碳化物的目的；d.锻造将上述钢锭在1100900。C温度范围内进行锻造加工；e.退火退火温度为82086(TC，保温时间为610h,炉冷的冷却速度〈100。C/h;f.淬回火热处理采用两段预热方式，在65(TC、800'C进行"阶梯式加热"，在65(TC保温15h，80(TC保温15h，而后加热至10001100。C进行奥氏体化，保温15h(上述各阶段具体加热时间依材料尺寸和加热速度而定)，采用油淬或水淬；随后进行60065(TC二次回火，每次回火时间为26h，从而对钢种的铌元素进行有效的分配。分配3545%的铌元素固溶在奥氏体中；分配5565y。的铌元素在Nb(C,N)中，从而起到阻止晶粒长大、细化晶粒的作用；分配510%的铌元素在二次硬化的过程中从马氏体中析出，从而起到弥散强化的作用。本发明的热作模具钢其成分设计的理论依据如下所述本发明热作模具钢中主要的合金元素为Nb、Mo、V、Cr。NbC或NbN等间隙中间相可以"钉扎"在奥氏体晶界上，通过析出钉扎机制阻止奥氏体晶粒长大，固溶铌由于原子半径比铁大得多，可以产生强烈的拖拽晶界移动的能力。因此，加入适量的铌元素能够起到细化晶粒和沉淀强化的作用，从而提高钢的强度和抗疲劳软化性能。钼含量的提高可以增加Mo2C和MoC碳化物形成的驱动力，延缓Mo2C和MoC向Mo23C6转变，从而进一步提高材料的高温强度及热稳定性。并且钼含量的提高可以增加Nb(C、N)在奧氏体中的溶度积，使大量的Nb保持在固溶体中，以便在低温转变的铁素体中弥散析出，产生较高的沉淀强化效果。加入V元素可以在高温回火的过程中出现明显的二次硬化效应，并降低钢的过热敏感性。Cr固溶于奥氏体中有助于提高过冷奥氏体的稳定性，固溶于马氏体中有助于提高马氏体的回火抗力。此外，由于本发明热作模具钢采用的合金度较高，因此考虑适当提高碳含量，以与高合金度相配合。高碳高合金度对于提高钢的热强性、热稳定性和热疲劳性能具有良好的效果，但是同时也会带来一些不利的影响，如形成大颗粒伪共晶碳化物等。对于这些不利影响，本发明考虑采用配套的热处理工艺予以消除，如高温均匀化。结果表明，采用本发明的热处理工艺对本发明的热作模具钢进行处理，能够在减少不利因素的情况下切实地达到高热强性、高热稳定性和高热疲劳性能的效果，这也正是本发明与众不同之处。图1为本发明热作模具钢(简称SDH8Nb)在高温匀质化前后的显微组织观察及EDX分析图。(a)高温匀质化前SDH8Nb铸态显微组织(b)伪共晶碳化物消除后SDH8Nb铸态显微组织(c)高温匀质化前SDH8Nb铸态组织SEM观察(d)(c)图中①点的EDX能谱分析图图2为本发明热作模具钢(简称SDH8Nb)在620'C条件下与H13钢对比的热稳定性图。图3为本发明热作模具钢(简称SDH8Nb)与H13钢的热疲劳性能对比图。(a)SDH8Nb的热疲劳性能(b)H13的热疲劳'l4^具体实施例方式现将本发明的具体实施例叙述于下。实施例1本实例中，采用热作模具钢的组成成分及其重量百分比如下C0.46%，Si0.26%，Mn0.45%，Cr4.48%，Mo2.88%，V0.56%，Nb0.063%P0.015%，S0.015%，Fe余量。本实施例中，热作模具钢的工艺过程和步骤如下a.感应熔炼按上述的合金元素配比于中频感应炉中熔炼，熔炼温度大于1500°C，而后浇铸成①80mm钢锭并空冷；b.电渣重熔将上述钢锭作为自耗电极放于电渣重熔装置中，进行二次精炼；利用电流通过电渣层产生电阻热来熔化自耗电极合金钢母材，液体金属以熔滴形式经渣池的渣层下落至下面的水冷结晶器中，再重新凝固成O160咖约70kg钢锭；c.高温匀质化针对铌的大颗粒伪共晶碳化物，在125(TC进行高温匀质化处理，匀质化时间为6h，炉冷的冷却速度〈10(TC/h;以达到均匀铸态组织，减少偏析，消除铌的伪共晶碳化物的目的；d.锻造将上述钢锭在1100900。C温度范围内进行锻造，锻造拔长为60mmX60咖的方料和①18ram;e.退火将60咖X60mm方料和O)18mm的棒料一起放入加热炉中退火，退火温度为830°C，保温时间为8h，然后炉冷至300'C左右空冷，炉冷的冷却速度〈100。C/h;f.淬回火采用两段预热方式，在650'C、80(TC进行"阶梯式加热"，在65(TC保温2h,在800。C保温2h，而后加热至1060。C进行奥氏体化，保温lh，油淬后进行610。C二次回火，每次回火2h。热稳定性试验采用106(TC淬火+610。C二次回火的热处理工艺对本发明热作模具钢进行处理，采用1100'C淬火+60(TC二次回火的热处理工艺对H13钢进行处理，将二者的硬度都调整至51.5HRC左右。在62(TC分别保温2h、4h、6h、9h、12h、15h、20h。实施效果本发明热作模具钢(简称SDH8Nb)热强性好，热稳定性好，在620'Cfi^20小时条件下，硬度tt!L13钢高5HRC;该材料在70(TC条件下循环3000次后，裂纹仍细小并呈网状分布，热疲劳性能好。高温匀质化的效果高温匀质化前SDH8Nb的显微组织如附图1(a)所示，可见钢中晶粒边界处存在大颗粒的伪共晶碳化物，经过SEM观察和EDX分析可知，该碳化物主要为Nb、V、Mo的碳化物，如附图1(c)、(d)所示。由于Nb、V的固溶温度较高，一般在115(TC130(TC之间，因此，本发明考虑在不致引起钢的局部微熔的情况下，尽量提高匀质化的温度，从而使更多的Nb、V固溶到基体中，最终选择了125(TC进行高温匀质化。在125(TC条件下保温后，SDH8Nb的显微组织如附图1(b)所示，结果表明，高温均匀化后钢中的大颗粒伪共晶碳化物已基本消除，能够达到均匀组织，减少减少偏析，消除伪共晶碳化物的目的。性能测试淬火硬度60.9HRC回火硬度52.0HRC室温冲击韧性值25J/cm2(试样尺寸为7mmX10mmX55mm，开U型缺口，U型槽开在10mmX55mm的平面上)热稳定性在620。C条件下进行本发明热作模具钢与H13钢的热稳定性对比试验，试验结果如附图2所示。由附图2可见，在62(TC条件下进行热稳定性试验时，经过110(TC高温淬火60(TC回火的H13钢保温20小时后，硬度已低至35HRC以下，而本发明热作模具钢经过106(TC中温淬火61(TC回火保温20小时之后，硬度却比H13高5HRC，热稳定性明显优于H13钢。热疲劳性能在70(TC条件下循环3000次后，观察本发明热作模具钢与H13钢的热疲劳表面形貌(如附图3所示)可见，H13钢的表面出现了较长的粗大的裂纹，呈开裂状态，而本发明热作模具钢的裂纹则比较细小，呈网状。根据公式》DsXDd、Ds=AXW/L、Dd=PXdmax/d5A，运用热疲劳损伤因子计算软件计算二者的热疲劳损伤因子如表1所示。其中，Ds为表面因子，Dd为深度因子，A为裂纹面积百分比，W为最宽裂纹尺寸，L为裂纹总长度，P为裂纹深度面积百分比，dmax为最深裂纹深度，d5A为裂纹5强平均深度。由表1可见本发明热作模具钢的损伤因子仅为H13钢的1/2，这更充分地表明了本发明热作模具钢具有比H13钢更加优良的热疲劳性能。表1SDH8Nb与H13钢的热疲劳损伤因子对比表<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>权利要求1.一种铌微合金化高强度热作模具钢，其特征在于该钢的化学成分及重量百分比为C0.3～0.6％，Si0.1～0.5％，Mn0.1～0.5％，Cr4.0～6.5％，Mo1.0～3.5％，V0.4～1.4％，Nb0.02～0.10％，P＜0.03％，S＜0.03％，Fe余量。2.—种用于如权利要求书1所述的铌微合金化高强度热作模具钢的制备方法，其特征在于该方法具有以下的工艺过程和步骤1)按铌微合金化高强度热作模具钢的化学成分及重量百分比C0.3~0.6%，Si0.10.5%，Mn0.10.5%，Cr4.06.5%，Mo1.03.5%，V0.41.4%，Nb0.020.10%，P<0.03%，S<0.03%，Fe余量，配料、熔炼及炉外精炼，然后电渣重熔；2)高温匀质化匀质化温度为12101300°C，匀质化时间为510h;然后锻造，退火退火温度为820860°C，保温时间为610h，炉冷的冷却速度〈10(TC/h;3)淬火回火热处理采用两段预热方式，在650'C保温l5h，80(TC保温l5h，而后加热至1000110(TC进行奥氏体化，保温l5h，采用油淬或水淬；随后进行60065(TC二次回火，每次回火时间为26h。全文摘要本发明涉及一种铌微合金化高强度热作模具钢，属合金钢制造工艺
技术领域：
。该钢的成分及重量百分比为C0.3～0.6％，Si0.1～0.5％，Mn0.1～0.5％，Cr4.0～6.5％，Mo1.0～3.5％，V0.4～1.4％，Nb0.02～0.10％，P＜0.03％，S＜0.03％，Fe余量。本发明热作模具钢的制备过程如下配料、熔炼及炉外精炼，然后电渣重熔；在1210～1300℃，匀质化处理5～10h，锻造、退火，及淬回火在650℃、800℃进行“阶梯式加热”之后加热至1000～1100℃进行奥氏体化，随后进行二次回火，最终制得热作模具钢。该模具钢的优点是热强性好，热稳定性好，热疲劳性能好。文档编号C22C38/26GK101302599SQ20081004003公开日2008年11月12日申请日期2008年7月1日优先权日2008年7月1日发明者吴晓春,宋雯雯,张海东,闵永安申请人:上海大学