本发明涉及一种高冲击韧性冷作模具钢及其制备方法。尤其是涉及一种具有优良显微组织的，并具有高冲击韧性的冷作模具材料。适用于冷成型精密冲压模冷锻、汽车部件弯曲模具、液压成型模具。
背景技术：
：冷作模具钢主要用于制造在冷状态(室温)条件下进行压制成形的模具，如冷拉伸模具、冷镦模具、冷挤压模具、压印模具、辊压模具等。冷作模具的工作条件和刃具有些相似，但因被加工材料在冷态下变形，故变形抗力很大。与刃具钢相比，冷作模具钢应当要求更高的淬透性、耐磨性和韧性，而红硬性的要求可低些，一般冷作模具工作时温度升高不会超过200-300℃。目前，国内模具材料市场上应用最为广泛的冷作模具钢材料是高碳高铬冷作模具钢cr12mov作为主选通用型的冷作模具钢材料。并具有较高的淬透性、淬硬性、耐磨性，高温抗氧化性能好，可以作为通用型冷作模具钢材料用于制造各种用途的冷作模具，例如形状复杂的冲孔凹模、冷挤压模、滚螺纹轮、冷剪切刀和精密量具等。但是，这种cr12mov通用型冷作模具钢材料中的合金元素组成中含有较高的碳和铬元素(该材料化学成分质量百分数为：c1.45～1.70％，si≦0.40％，mn≦0.40％，cr11.0～12.5％，mo0.4～0.6,ni≦0.10,cu≦0.10,p≦0.030％，s≦0.030％)，而过多的碳和铬元素含量会使材料显微组织中存在网状的莱氏体碳化物，造成材料的冲击韧性值不高。模具在使用中易崩刃、断裂或塌陷。cr12mov钢的性能指标是，经过980℃淬火200℃回火之后，冲击韧性值为50j/cm，显微组织为as12级。而这些性能指标是冷作模具钢的关键技术指标。冷作模具主要用于金属或非金属材料的冷成型，包括冷冲压、冷挤压和冷镦等。这类模具工作载荷大、尺寸精度、表面质量要求高。通常选用的冷作模具钢要求有足够的强度、韧度、硬度和耐磨性。而cr12mov钢由于组织中含有不均匀的莱氏体碳化物，虽然经过淬火回火之后有较高的硬度和耐磨性能，但是韧性较低。在实际使用中容易发生崩裂和塌陷。上述cr12mov钢采用电弧炉熔炼，浇铸成钢锭锻造开坯，具体步骤依次为炼钢、锻造、热处理，最后形成产品。其锻造的加热温度为1110℃-1130℃，终锻温度为≥900℃，冷却方式采用高温退火、坑冷或者砂冷。由于cr12mov钢形成大量粗大的呈连续网状分布的共晶碳化物。这种网状共晶碳化物严重割裂基体，还可作为模具钢断裂时的裂纹源和裂纹扩展途径，从而使得模具钢的晶界严重脆化，韧性很低。并且在锻造时，由于受到锻造比的限制，对于大尺寸铸坯，其心部的共晶碳化物很难打碎，所以在锻造后的模具钢组织中经常存在带状碳化物偏析，使模具钢的性能出现各向异性。而且由于网状共晶碳化物的存在，在锻造过程中容易出现开裂和过烧等引起的废品。技术实现要素：本发明针对模具钢钢种成份的优化、组织控制、冶金质量控制、锻、轧工艺控制、供货状态及使用状态的组织控制、应用性技术等研究工作，开发出新型高冲击韧性值的新型冷作模具钢，以替代传统的冷作模具钢材料，运用于模具行业的高端市场。本发明是通过以下技术方案实现的：一种高冲击韧性冷作模具钢，其包括按重量百分数计的如下元素：c、0.45～0.50％；si、0.10～0.30％；mn、0.40～0.60％；cr、4.80～5.30％；mo、2.20～2.40％；v、0.50～0.90％；余量为铁和不可避免的杂质元素。作为优选方案，所述杂质元素包括s和p，其中，s的含量不高于0.005％，p的含量不高于0.018％。本发明的高冲击韧性冷作模具钢中各元素的成分设计原理为：在cr12mov基础上适当减少c和cr，增加mo元素，以减少并细化共晶碳化物，细化晶粒，从而细化了钢显微组织达到了大幅提升钢的冲击韧性值的效果。合金成分：该高冲击韧性值冷作模具钢的主要合金元素为(质量百分比)：c、0.45～0.50％；si、0.10～0.30％；mn、0.40～0.60％；p、<0.018％；s、<0.005％；cr、4.80～5.30％；mo、2.20～2.40％；v0.50～0.90％，余量为fe。并且应满足如下数学关系式：c＝1/20cr+1/15mo+1/8v，因为在本发明中，铬、钼和钒元素都是强碳化物形成合金元素，它们和碳结合可以形成m23c7、m7c3、mc2型碳化物，合适的碳化物类型和数量是材料获得高显微组织和高冲击韧性的基础，只有铬、钼和钒元素的含量和碳元素的含量满足上述数学关系式才能使得材料获得最佳的显微组织，这种最佳的显微组织的特征是m23c7、m7c3、mc2型碳化物呈现细小均匀的分布在显微组织的机体上，从而保证了材料的高冲击韧性值和最佳的显微组织。以下是本发明主要元素的作用及其限定说明：c0.45～0.50％c碳元素是高强韧性冷作模具钢的主要化学元素之一，是形成钒碳化物、钼碳化物和铬碳化物等各种碳化物的不可缺少的基本元素，也是影响钢的成分偏析和钢的组织均匀性的重要元素，溶解在马氏体中能够保证马氏体拥有良好的强度和淬透性。钢中含碳量增加，屈服点和抗拉强度升高，但塑性和冲击性降低。此外，碳能增加钢的冷脆性和时效敏感性。本设计钢成分与cr12mov钢相比较，碳含量有较大的降低，其目的是改善钢的显微组织中的碳化物的分布和性质，改善钢的网状碳化物的级别。较低的碳元素含量可以防止钢在凝固的过程中产生偏析组织从而造成钢的抗弯强度和冲击韧性下降。因此，碳含量如果高于此成分设计上限，将导致过多的碳化物的形成和组织的偏析产生，影响钢的网状性能指标，特别是造成钢的冲击韧性降低；但是碳元素低于此成分的设计范围也将要造成碳元素和其他合金元素结合形成碳化物的当量发生偏差，不能有效地形成稳定的细小的碳化物和碳化物的复合作用，影响钢的强度和钢的性能。si0.10～0.30％si溶于基体中能够提高基体强度，回火时能够阻碍马氏体的分解提高了钢的回火稳定，在炼钢过程中能够起到还原剂和脱氧剂的作用。硅能显著提高钢的弹性极限，屈服点和抗拉强度。硅元素可以在奥氏体到马氏体的转变之后的回火过程中有效阻碍马氏体的分解，这主要是通过拟制ε碳化物质点的长大和扩大ε碳化物稳定区，延迟了ε碳化物向fe3c的转变。本专利的硅含量的控制目的是进一步阻止马氏体转变后在回火过程中的分解，对提高钢在淬火后的冲击性能值有一定的作用。mn0.40～0.60％mn在奥氏体化的过程中，大部分溶入到了基体当中，提高了基体中的合金含量，加强了固溶强化作用，从而提高基体的强度。但是mn有严重的正偏析倾向，可富集于共晶团晶界处形成晶间碳化物，能降低材料的韧性。将mn元素控制在一定的范围内，目的是增加基体的强度，并使材料的性能稳定。cr4.80～5.30％cr是强碳化物形成元素，能够提高材料的淬透性。但cr也是网状碳化物形成的主要原因，影响材料的韧性，因此cr的含量不宜过高。在crmov钢中含有11.0～13.0％的cr，这些cr与c形成了网状的莱氏体碳化物，这些铬的碳化物在钢的结晶过程中分布不均匀，不仅影响了铬元素在钢种提升淬透性的作用，而且降低了钢的强度和冲击韧性值指标。降低cr含量，目的是使材料的组织均匀，提高材料的韧性。另一方面降低了cr的含量也同时降低了合金元素的制造成本。mo2.20～2.40％，v0.50～0.90％mo和v在钢中形成弥散的第二相析出物，这些弥散的析出物不仅能够起到沉淀强化作用，而且能够有效地阻碍奥氏体晶粒的长大，提高材料的冲击韧性。并且由于mo和v与碳原子的亲和力强，在回火过程中降低了马氏体的分解速度，提高钢的稳定性。与cr12mov相比适当提高mo和v含量，使组织有较多的二次碳化物弥散析出，使马氏体有足够高的强度，提高了冲击韧性值并细化了显微组织。p＜0.018％磷是钢中的有害元素，增加钢的脆性，降低钢的冲击韧性，因此磷元素控制较传统的冷作模具钢低一些，对冲击韧性性能指标值的提高有一定的作用。s＜0.005％硫元素在一定的程度上容易造成钢的加工性能的恶化，容易使得钢在热加工的过程中产生过热和过烧现象。因此控制硫含量较原有技术cr12mov钢低一些可以提高钢加工性能和机械性能，特别是对径锻机锻造开坯时的连续锻造加工所产生的的过热现象起到拟制的作用。s的晶界析出会降低钢的冲击韧性值，因此，降低了s含量可以提高冲击韧性值。作为优选方案，各所述与元素的重量百分数分别为：c、0.47～0.49％；si、0.12～0.25％；mn、0.43～0.58％；cr、4.98～5.10％；mo、2.25～2.30％；v、0.60～0.88％。一种如前述的高冲击韧性冷作模具钢的制备方法，其包括如下步骤：熔炼钢锭，并将所述钢锭作为自耗电极进行电渣重熔，得到液体金属；将所述液体金属冷却成电渣锭；将所述电渣锭在1190～1220℃下保温2～4h后进行锻造加工，依次进行淬火和回火，得到所述高冲击韧性冷作模具钢。作为优选方案，控制始锻温度为1020～1060℃，终锻温度不低于830℃。由于这种钢在1020～1060℃温度范围是钢的奥氏体单相组织区域，有着最佳的高温热塑性，有利于高温变形加工处理，不容易产生高温热加工开裂。由于钢锭终轧温度对钢锭轧制质量有着重要的影响，径锻机停锻温度低于所规定的控制范围，非常容易引起钢锭在径锻机锻造开坯过程中产生钢锭开裂，但是，停锻温度高于控制范围容易引起钢在径锻机锻造开坯后产生钢组织粗晶现象，不利于细化显微组织，并形成严重的网状碳化物，降低钢的冲击韧性性能。作为优选方案，所述电渣锭在加热至1190～1220℃的升温速率为80～120℃/h。钢锭在加热过程中的热应力敏感性较高，容易产生应力裂纹，升温速度控制在80～120℃/h可以防止钢锭在加热的过程中产生热应力裂纹，在加热至1190～1220℃后保温2～4小时，使得钢锭的整个表面至心部的温度都可以保持均匀，这样可以改善钢锭的可锻形，防止钢在锻造过程中的开裂倾向，并可以改善钢的显微组织指标，提高钢的韧性。作为优选方案，所述淬火的温度为1020～1040℃，所述回火的温度为500～550℃。淬火温度1020～1040℃、回火温度500～550℃，淬火温度的控制主要是考虑在奥氏体中的碳化物均匀溶入为目的，回火温度的控制主要是考虑cr和mo和v的碳化物的析出强化作用，并形成索氏体组织，提高钢的硬度和韧性，并具有良好的显微组织。与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：1、本发明冷作模具钢的合金元素成分设计，是在cr12mov基础上适当减少c和cr，增加mo和v，以减少并细化共晶碳化物，细化晶粒，获得良好的显微组织；2、由于本发明钢与cr12mov钢相比较，合金元素含量低，显微组织中的碳化物的分布和性质网状碳化物的级别都有很大的改善。因此在同等的锻造比条件下，本专利钢比cr12mov更能够使铸态的组织中树枝状碳化物形态得到更好的碎化，细化钢的显微组织，提高钢冲击韧性性能；3、合理的化学成分配比和先进的制造工艺使得钢的性能指标明显提升，传统的cr12mov钢冲击韧性值为50j/cm，显微组织为as12级.而本发明钢经过1030℃淬火520℃回火热处理之后，冲击功为150j/cm，显微组织达到as5级，钢的冲击韧性值提高3倍。具体实施方式下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对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。实施例1本实例中，采用高强韧耐磨冷作模具钢化学元素配比组成的成分控制值及其重量百分比如下：c、0.48％；si、0.15％；mn、0.50％；cr、5.10％；mo、2.30％；v、0.60％；p、0.013％；s、0.003％；fe余量。本实施例中，冷作模具钢的工艺过程和步骤如下：采用感应炉中进行熔炼之后浇铸成的钢锭作为自耗电极放置于电渣重熔装置中，进行电渣重熔，液体金属经过渣池的渣层下落至下面的水冷结晶器中，再重新凝固成钢锭；将上述钢锭加热至1230℃温度范围内保温4小时后进行锻造加工；始锻温度：1100℃，终锻温度870℃。淬火回火的处理工序温度控制：淬火温度1030℃；回火温度530℃采用本实施例的高冲击韧性值冷作模具钢的显微组织级别达到as6级，较通用型的冷作模具钢cr12mov提高100％；冲击韧性值150j/cm，较通用型的冷作模具钢cr12mov提高300％。实施例2～6的具体化学成分(重量百分比wt％)见表1所示，工艺参数控制见表2所示，性能指标见表3所示。表1实施例cmncrsimovps20.470.434.800.122.200.600.0150.00330.500.405.200.102.280.500.0180.00240.450.525.000.252.250.700.0150.00350.470.605.300.192.270.900.0120.00560.490.584.980.302.300.880.0110.004表2表3实施例1制备的模具钢看出马氏体基体上均匀分布着弥散细小的碳化物颗粒，这样的金相显微组织确保本发明钢有优良的冲击韧性值。常规cr12mov存在莱氏体碳化物的偏析导致材料冲击韧性的下降。对比例1本对比例为中国专利cn1854324公开的一种高合金冷作模具钢，其化学成份重量百分比含量为：c、1.45～1.55％，cr、7.8～8.2％，v、3.9～4.1％，mo、1.4～1.6％，si、0.9～1.1％，mn、0.3～0.5％，余fe。对比例2本对比例为中国专利cn101182619公开的一种高强韧性冷作模具钢，其化学成份重量百分比含量为：c、0.9～1.0％，cr9～10％，v0.8～1.0％，mo、2.0％，si、1.0％，余fe。实施例1～6与对比例1～2的对比分析如下：从成份的对比可以看出，本专利的化学成份的元素含量中的碳含量、硅含量、铬含量等比所检索的专利更低，专利cn1854324的化学成份组成和本技术设计的化学成份相比具有的特点是含有较高的碳元素和钒元素，而本技术的化学成份组成中含有较低的碳含量和铬含量减少了一次碳化物的偏析，增加了mo含量可以在钢中形成弥散的第二相析出物，这些弥散的析出物不仅能够起到细化显微组织的作用，而且能够有效地阻碍奥氏体晶粒的长大，提高材料的冲击韧性值。相关专利cn101182619的化学成分设计中对照传统的冷作钢的化学元素设计，适当降低了cr的含量(但是和本技术中的cr元素成分设计相比，还是高出许多)，增加了v元素的含量，主要是依靠cr和v元素的合金碳化物强化作用，提高材料的硬度，但是由于碳、铬在凝固过程中易形成大量的一次碳化物，从而导致钢的韧性不足。以上分析可以显示本技术和对比技术的机理和成分的设计理念是有所区别的，化学成分的配比也存在较大的差别。综上所述，仅为本发明的较佳实施例而已，并非用来限定本发明实施的范围，凡依本发明权利要求范围所述的形状、构造、特征及精神所为的均等变化与修饰，均应包括于本发明的权利要求范围内。当前第1页12