本发明属于模具钢技术领域，特别涉及一种Al-Nb-V复合合金化高临界点模具钢；适用于冲裁、冲压、冷镦、拉伸、压印模具用钢，也可应用于具有高温要求的压铸模具用钢以及轧辊用钢等。
背景技术：
随着工业技术的迅速发展，为了降低产品生产成本，提高生产效率和产品质量，提高材料利用率，节能降耗，国内外制造工业广泛使用模具加工技术代替传统的切削加工工艺。模具的工作条件苛刻，对模具材料—模具钢的要求很高。按照模具的使用用途分类，模具钢分为冷作模具钢、热作模具钢和塑料模具钢。冷作模具钢在工作中承受相当大的压应力和摩擦力，必须具有相当高的硬度和耐磨性，为了避免冲击载荷引起的断裂和崩刃，还应具有适当好的韧性。目前，较为通用的冷作模具钢仍是以D2钢(Cr12Mo1V1)为代表的Cr12系列冷作模具钢。这类钢的硬度和耐磨性较高，然而，由于铸态组织偏析严重，共晶碳化物颗粒尺寸大，因此韧性极差，模具常常因韧性不足而发生早期失效。相比于Cr12系列模具钢，以DC53钢(Cr8Mo2SiV)为代表的Cr8型冷作模具钢具有更高的韧性和强度配合，因此得到广泛应用，然而耐磨性稍低。热作模具钢用于制造将加热到再结晶温度以上的金属或液态金属压制成工件的模具。如锻压模具、热挤压模具、压铸模具等。热作模具钢通常在较高的温度下进行工作，尤其是压铸模具，模具材料必须具备抵抗高温应力的能力。金属压铸是机械化程度和生产效率很高的生产技术，是先进的少无切削工艺。压铸生产是将熔化的金属直接压铸成各种结构复杂、尺寸精确、表面光洁、组织致密以及用其它方法难以加工的零件、如薄壁、小孔、凸缘、花纹、齿轮、螺纹、字体以及镶衬组合等零件。以铜合金压铸模具为例，铜液浇注温度在1100～1350℃范围内，而模具在压射过程中模具最高温度达800～900℃。考虑到一般热作模具钢的临界点Ac1温度在800℃左右，因此材料很容易发生失效。因此，采用合金化思路设计高耐磨性Cr8型冷作模具钢，并利用其高临界点的特性，可能应用于工作温度极高的压铸模具具有重大的经济效益和社会效益。
技术实现要素：
本发明的目的是提供一种Al-Nb-V复合合金化高临界点模具钢，具有高耐磨性、高临界点、适当韧性的模具钢。
根据上述目的，本发明整体的技术方案是：
本发明在D2钢的基础上重新设计合金元素Cr的含量，降低C含量，提高冲击韧性；增加二次强化元素Mo，与C形成碳化物在高温回火时产生二次硬化，增加二次硬化硬度；并加入W、V、Nb强碳化物形成元素，形成高硬度碳化物强化基体，增加耐磨性并细化晶粒；加入元素Al，与Nb，V共同作用，提高钢的临界点。使该模具钢具有良好的韧性又具有很高的耐磨性，同时，还具有较高的临界点特性，而成为优良的模具用钢，具有良好的使用性和应用前景。
具体为：(1)加入提高临界点元素Al，通过Al-Nb-V复合合金化显著提高临界点，使钢材具有较高的临界点温度；(2)重新设计C及Cr、Mo、V的含量使钢材具有更好的冲击韧性以及在高温回火时产生更高的二次硬化效应，提高其综合性能；(3)加入元素W，Nb，形成高硬度碳化物，分布于基体，产生高耐磨性，并细化晶粒；(3)加入Co元素，促进二次硬化效果，增加硬度和耐磨性。
根据上述目的和整体技术方案，本发明具体的技术方案为：
本发明的具体化学成分(重量％)如下：C：0.80～1.20％，Si：≤0.50～1.60％，S：≤0.030％，P：≤0.030％，Mn：≤0.40％，W：0.80～1.20％，Mo：1.50～2.20％，Cr：7.80～8.20％，V：1.50～3.20％，Nb：0.50～2.00％，Al：1.25～2.50％，Co：0～5.0％，Ti：0～2.0％，其余为Fe及不可避免的不纯物。
上述各元素的作用及配比依据如下：
C：碳是工业用钢的主要元素之一，钢的性能与组织在很大程度上取决于碳在钢中的含量及其分布的形式，在模具钢中碳的影响尤为显著。碳在模具钢中的含量不能很低，一方面碳在钢中是最有效的强化元素，另一方面碳是形成各种碳化物的形成元素，尤其在冷作模具钢中，要保证充足的碳化物含量用以保证耐磨性。但碳含量过高的负面影响是降低钢的冲击韧性，尤其是碳和合金含量同时高到一定程度，将发生共晶反应，形成粗大共晶碳化物，显著降低钢的韧性。所以，从强度、耐磨性与韧性方面来看，碳在模具钢中的作用是互相矛盾的。碳含量过高，会影响韧性。碳含量过低，模具钢的强度和耐磨性不足。本发明根据其它元素含量并综合考虑强度、耐磨性和韧性确定碳含量为0.80～1.20％。
Cr：铬是相对廉价的合金元素，几乎所有的合金模具钢都含有元素铬。对于要求高耐磨性以及高耐蚀性的模具钢，铬更是不可或缺。铬与碳的亲和力在形成碳化物的诸多元素中大于铁和锰而低于钨、钼等。当铬含量低于3％时，铬取代一部分铁而形成复合渗碳体(Fe,Cr)3C。当铬含量大于3％，小于5％时，碳化物类型变成(Fe,Cr)7C3。当铬含量高于11％时，将会出现(Fe,Cr)23C6碳化物。此外，在这些含量的中间区域，有两种碳化物共存的混合区域。(Fe,Cr)7C3和(Fe,Cr)23C6对钢的性能有显著影响，特别是钢的耐磨性。因此，对于需要特别耐磨的冷作模具、精密量具和量规等常使用铬含量要大于5％。然而Cr含量太高则会发生共晶反应形成粗大共晶碳化物，严重影响韧性，因此综合考虑以上原因，控制其含量在7.80～8.20％。
Mn：作为脱氧剂而加入，含量一般控制在0.20～0.40％。
Si：作为脱氧元素而加入，含量一般控制在0.20～0.40％。然而有些研究表明，Si具有很好的固溶强化效果，同时，Si还能够细化回火析出的碳化物进而改善冲击韧性。因此，考虑到利用Si的益处，设计Si含量在0.50～1.60％。
P：磷在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体化温度加热时偏聚在晶界，使钢的脆性显著增大。控制P的含量在0.030％以下，并且含量越低越好。
S：不可避免的不纯物，给钢带来热脆性。控制S含量在0.030％以下，并且含量越低越好。
Mo：钼固溶于铁素体时有固溶强化作用，形成碳化物时有提高碳化物稳定性的作用，固溶于奥氏体中还能够提高淬透性。钼是重要的二次硬化元素，通过高温回火在马氏体基体中析出M2C型碳化物而形成二次硬化。钼能够增加钢对回火软化的抗力，也就是提高钢的回火稳定性。另外，钼对回火脆性的影响颇为复杂。作为单一的合金元素存在钢中时，钼增加钢的回火脆性；但和其他导致回火脆性元素，如铬、锰等并存时，钼又降低或抑制因其他元素所导致的回火脆性。在本发明钢中，控制Mo含量在1.50～2.20％。
W：钨是碳化物形成元素，形成碳化物增加耐磨性。W在模具钢中除形成碳化物外，部分地溶入铁中形成固溶体。固溶在基体中的W还能够显著增加回火稳定性、红硬性、热强性，以便支撑模具在较高温度使用。在本发明钢中，W含量控制在0.80～1.20％。
V：钒和碳、氮都有极强的亲和力，与之形成极为稳定的碳化物，在钢中也主要以碳化物的形态存在。VC的熔点为2830℃，硬度为HV 2094。因此，即使在较高的奥氏体化温度下加热VC也能有效地阻止晶粒长大，同时增加钢的耐磨性。钒和钨、钼一样溶入基体中可提高α-Fe的自扩散激活能，另外它偏聚在位错线附近形成气团，与位错产生交互作用阻止位错的滑移及位错网络的重新排列而形成胞状亚结构，增加了马氏体的回复再结晶抗力，增加回火稳定性。钒也是重要的二次硬化元素，当加入量超过0.5％时，通过VC的沉淀亦可产生二次硬化效应，且随钒量增加二次硬化峰值温度有向高温推移的趋势，硬化强度提高，过时效速度亦较低。在2％Mo钢中加入0.5％V时，则钒将不足以形成VC，而钒会固溶于Mo2C。钒的原子半径为0.135nm(Mo为0.145nm)，不增大点阵错配度，但因为钒和碳有更大的亲和力，会提高Mo2C的稳定性，提高二次硬化的峰值温度。另外，利用V和碳有较强亲和力的特性，使V结合大量的碳，能够有效地缩小γ相区，提高临界点温度。本发明钢中将V含量控制为1.50～3.20％。
Nb：铌和钒的作用相似，因此，Nb和V复合作用增加了V的效果。但Nb是比V和C具有更强亲和力的元素，Nb和C形成的碳化物NbC的稳定性要明显高于VC(NbC熔点：3500℃，VC：2830℃)，因此，NbC具有很高的耐磨性。同时，Nb能够进入VC中取代一部分V原子，形成(Nb,V)C，这有利于更多的V可以固溶在基体用于二次硬化。另外，Nb还有细化晶粒，细化铸态组织的作用。向本发明钢中添加元素Nb，控制其含量在0.50～2.00％。
Al：提高临界点温度元素。单纯增加Al含量并不会显著提高临界点温度，本发明利用Al-Nb-V复合作用，将显著提高钢的临界点温度，获得高临界点模具钢。添加元素Al，控制其含量在Al：1.25～2.50％。
Co：钴主要固溶在基体中，在钢中几乎不形成碳化物，只有极少量的Co原子能进入到析出相中，因此，Co主要起固溶强化作用。Co对促进二次硬化以及增加钢的耐磨性也具有一定的效果，因此本发明利用Co的增加钢的二次硬化效应、硬度和耐磨性。Co在回火或使用过程中阻止、延缓其它元素特殊碳化物的聚集，本发明钢中，Co的加入对延缓Cr碳化物聚集粗化有一定作用。本发明钢中，Co含量控制在0～5.0％。
Ti：钛也是强碳化物形成元素，作用与Nb、V相类似。为了进一步提高临界点并增加耐磨性，本发明钢中可添加2.0％的Ti。故Ti含量控制在0～2.0％。
本发明采用与现有技术相似的制备方法：
本发明钢可采用电弧炉、感应炉冶炼，钢水浇铸成钢锭，根据需要可进行电渣重熔，经锻造成材或开坯后轧制成棒、线材等。
本发明与现有技术相比具有高临界点、高耐磨性优良的合性能的优点。与现有模具钢相比，本发明钢在拥有良好的韧性的基础上，具有很高的临界点温度，很高的耐磨性，可满足用户需求。本发明钢具有较高的临界点温度(Ac1：990℃)，较高的硬度(62～63.4HRC)，较好的冲击吸收功(9.3～10J)。
具体实施方式
根据本发明所设计的化学成分范围，在25kg真空感应炉上冶炼了3炉本发明钢，其具体化学成分如表1所示。钢水浇铸成锭，并经锻造制成棒材。钢材退火后，加工成试样，经淬、回火处理(1000～1200℃淬火，200～600℃回火)，其室温力学性能见表2～6。
本发明钢具有高的硬度、耐磨性和较好的冲击韧性。
1.发明钢具有比对比钢更高的硬度。(见表2、5)
2.经相同温度淬火，520～580℃回火后，发明钢具有比对比钢更高的冲击韧性。(见表4)
3.发明钢具有较高的临界点温度。(见表3)
表1实施例与对比钢的化学成分，重量％
表2实施例与对比钢1110℃淬火不同温度回火的硬度值
说明：⑴淬火试验在箱式电阻炉中进行，保温20分钟，油淬。
⑵不同温度回火2次，每次保温1小时。
表3实施例与对比钢的临界点
表4实施例与对比钢冲击吸收功值
表5实施例1140℃淬火不同温度回火与对比钢最佳处理方案的硬度值
说明：(1)淬火试验在箱式电阻炉中进行，保温20分钟，油淬。
(2)不同温度回火2次，保温1小时。
(3)对比钢为1030℃淬火。