一种高纯净度高韧性长服役周期冷作模具钢及其制备方法与流程

本发明涉及模具钢制造，特别是一种高纯净度高韧性长服役周期冷作模具钢及其制备方法。

背景技术：

1、冷作模具钢主要用于制造在室温条件下将金属材料压制成型的各式模具，包括冲压模具，拉伸模具，弯曲、翻边模具，压印模具，冷挤压模具，冷镦模具，辊压模具和粉末压制模具等。目前各行业在材料高强化、减量化方面开展了大量的工作，冷作模具在加工过程中受到的冲、拉、压、弯等反作用力也随着增大，为保证模具更长的服役周期，对模具材料的综合性能要求越来越高。

2、以含cr合金为基础的系列模具钢是冷作模具的主要原材料，随着cr含量的提高，模具的强度、耐磨性增加，但是淬透性和韧性会相应变差，而随着加工对象金属材料强度的增加，需要更高强度的如cr12系列作为冷作模具钢的基础材料，此系列模具材料虽然强度大、耐磨性好，但是网状碳化物十分发达，韧性不足，在加工模具过程中易出现断裂失效的情况，严重影响模具的服役周期。

3、国际上，日本、奥地利、瑞典等发达国家开发出一系列高耐磨性、高韧性、长服役周期的冷作模具钢，多数是以cr8为基础的多维复合合金钢，主要是通过调整c、cr、mo、v等元素含量的配比，或者加入一定量的微合金元素nb、al等，得到比传统的cr5系和cr8系钢更好的碳化物分布和均匀度，在保证模具钢耐磨性的前提下，大大改善其冲击韧性。如日本大同特殊钢公司研发的dc53，瑞典一胜百公司的assab88，奥地利博乐公司的k340、k360等。而在我国，为了保障使用初期模具的强度和耐磨性水平，多数以cr12系列作为冷作模具钢的首选，由于高碳产生密布于钢基内的共晶碳化物，导致该系列模具钢韧性和抗疲劳性能较差，在服役一定期限后，较易出现开裂、崩刀等失效现象，需要通过焊补等方式予以维护补救，给加工企业增加了维护成本和时间成本。

4、行业内学者在冷作模具钢成分设计、性能优化方面做了大量的工作，如申请号为cn201910379977.1的专利，设计了一种冷作模具钢，所述冷作模具钢所包含组分的质量百分比为：c：0.90～1.20％，si：0.90～1.20％，mn：0.30～0.60％，cr：7.00～9.00％，w：0.20～0.60％，mo：0.60～1.20％，ni：0.40～1.20％，s：0.05～0.15％，cu：0.20～0.60％，al：0.20～0.50％，p≤0.02％，余量为fe。所述冷作模具钢的制备方法包括：配料、冶炼、浇铸、电渣重熔、锻造、球化退火，最后进行淬火和回火热处理。相比常用的cr12、cr8和cr5系列冷作模具钢，该发明所述冷作模具钢在保证极高的强韧性配比的同时，抗磨损性能比cr8mo2vsi提高1倍以上，切削性能比cr12mov提高3倍以上，模具寿命整体提高0.5-3倍。

5、申请号为cn200710171694.5的专利，涉及一种高强韧性冷作模具钢及其制作方法，属合金钢制造工艺技术领域。该发明合金钢的化学组成及其重量百分比：c：0.9～1.0％，cr：9～10％，mo：2.0％， v：0.8～1.0％，si：1.0％，p＜0.02％，s＜0.02％，fe余量。该发明的冷作模具钢的制备过程和步骤如下：(1)熔炼、(2)电渣重熔、(3)退火、(4)粗锻、(5)再退火、(6)球化退火、 (7)淬火回火。该发明方法制得的合金钢其硬度可达61～63hrc，冲击功ak可达61～85j，冲击功比原有的cr12mov钢提高3倍以上，韧性明显提升。

6、也有通过微合金成分复合强化的方法，比如申请号为cn201410797731.3的专利，设计一种c-n-b复合硬化高耐磨冷作模具钢，该钢的具体化学成分重量百分含量为：c：1.5～1.9％，si：0.5～1.5％，s≤0.030％，p≤0.030％，mn≤0.5％，cr：8.5～11.0％，v：0.1～0.8％，n：0.05～0.15％，b：0～0.1％，余量为fe及不可避免的杂质。该发明与现有技术相比在保持韧性的同时、具有更高的硬度和耐磨性，综合性能良好。与现有cr12mov冷作模具钢相比，该发明钢优化cr含量和c含量，采用c-n-b复合强化的思路和方法，使钢在不恶化共晶碳化物的前提下，增加钢的硬度，使材料具有更高的耐磨性。增加元素si含量提高硬度，增强耐磨性。通过以上技术的实施，可有效提高材料的耐磨性能，满足用户长寿命需求。所述钢具有比cr12mov钢更优异的综合性能。

7、有些文献也通过添加zn、ti等元素对cr12mov进行变质处理，结合优化的热处理工艺，制备性能优良的模具钢。如论文《变质cr12mov模具钢热处理工艺研究》（材料热处理），用zn对cr12mov钢变质处理，改善共晶碳化物形态，以最优的1080℃淬火+250℃回火热处理工艺进行处理，制备出硬度、韧性优良的模具钢。而论文《ti变质处理对 cr12mov模具钢组织和性能的影响》[热加工工艺vol.37（5）]和《ti的添加对cr12mov钢力学性能的影响》[西华大学学报，vol.37（5）]均认为加入一定量的ti对模具钢的冲击韧性提高有直接作用，但同时也表明ti的收得率波动明显的问题。

8、但是从工业化生产的角度，以上发明和文献还存在一定的问题，加ni虽然可以提高冲击韧性，但明显增加合金成本；加s虽然对切削性能有益，但是成分控制难度增加，对炉体造成直接高s污染，且在当前数控机床加工水平不断提升的背景下，切削性能已不是模具加工的主要难点；而cu在晶界的偏聚是形成铸件晶间裂纹的重要原因之一；至于用n、b复合硬化制备高耐磨冷作模具钢的方法，n在非奥氏体钢中的溶解度有限，虽然有v可与n形成氮化物析出强化，但是v/n比例应严格控制，防止n原子析出形成内部气孔，严重恶化模具钢的内部质量和性能；b对于淬透性有益，但是也极易增加铸件脆性，对提高韧性不利，甚至引起铸件失效。两篇论文中都提及了ti在模具钢中的作用，钛与碳发生反应生成大量弥散的碳化钛、氮化钛，碳化钛和氮化钛作为碳化物形核的有效异质核心，使共晶碳化物的形态和分布得到改善，可明显提升模具钢的冲击韧性，从而延长服役周期，但是工业化生产中，一般以中频炉敞开式浇注为主，ti的收得率难以保证，氧化后还将生成tiox作为夹杂物存在与钢中影响模具钢的质量和性能。

9、因此，开发一种高韧性、高硬度、长服役周期冷作模具钢及其工业化可持续的制备方法成为行业内亟待解决的问题。

技术实现思路

1、本发明的目的就是针对目前冷作模具钢存在共晶碳化物多，冲击韧性不足，有效服役周期偏短的问题，提供一种高纯净度高韧性长服役周期冷作模具钢及其制备方法。

2、本发明的一种高纯净度高韧性长服役周期冷作模具钢，所述冷作模具钢是由下述质量百分比含量的元素组成：c：1.3～1.5％，si：0.60～0.80％，s≤0.030％，p≤0.030％，mn：0.40～0.60％，cr：9.0～10.0％，v：0.2～0.3％，mo：0.8～1.2%，al：0.1～0.2%，ti：0.3～0.5%，t[o]≤10ppm，[n]≤40ppm，其余为fe和不可避免的杂质。

3、所述冷作模具钢的硬度hrc≥58，冲击韧性ak≥60j，采用所述冷作模具钢制成的模具服役周期≥15000次。

4、本发明的一种高纯净度高韧性长服役周期冷作模具钢的制备方法，包括下述步骤：

5、（1）中频炉冶炼

6、除铝、钛以外的合金按目标成分分步配加，熔融结束后，向钢液中加入铝粒，加入量为1kg/t钢水,主要用以深脱氧，之后配加al、ti至目标成分范围，浇注电极钢锭；

7、（2）电渣重熔

8、做好电极准备工作，电极拼焊完成后，在电极表面喷涂al+ti混合粉末,喷涂量为40～60g/t钢，涂刷层晾干后开始电渣重熔，所述al+ti混合粉末中al:ti的质量比为1:3，al+ti混合粉末是采用高压喷枪进行喷涂，溶剂为水，固水质量比为1:2；电渣重熔的渣系为质量分数为60%caf2+25%al2o3+6～10%cao+5～9%tio2，全程氩封保护；电渣重熔结束，钢水中t[o]≤10ppm，[n]≤40ppm，电解夹杂物al2o3含量≤0.003%，成品与此保持一致；

9、（3）锻造

10、电渣重熔后的钢锭，直接转运入炉内进行退火处理，退火温度为800～820℃，退火时间为6～10h（退火温度和退火时间与钢锭直径有关，具体为直径0.3m及以下，退火温度800℃，退火时间6h，随着直径增加，退火温度提高，时间延长，至直径0.6m及以上，退火温度820℃，退火时间10h），退火后随炉冷却；将退火完成的钢锭加热至1230～1250℃，采取三镦三拔工艺进行锻造，终缎温度900～920℃，锻造成模具制造所需外形尺寸的长方体坯料；

11、（4）球化退火

12、球化退火：将钢锻件毛坯加热到800～820℃保温4～5h，以30～40℃/s的冷速炉冷到450～500℃后出炉空冷至室温；

13、（5）淬火+回火

14、将材料分级加热：以10～12℃/min的升温速率升温至550～560℃，保温50～100min，再以15～20℃/s的升温速率升温至800～820℃，保温60～90min，再以30～40℃/s的升温速率升温至980～1020℃保温40～60min后油淬后空冷至室温，之后以180～200℃回火，回火时间3～4h。

15、本发明冷作模具钢中所采用的化学成分，原理如下：

16、c：碳是冷作模具钢中不可缺少的元素。一方面碳在钢中是最有效的固溶强化元素，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。所以从强韧匹配综合考虑，本发明中确定碳含量为1.3～1.5％。

17、cr：铬在冷作模具钢中是最重要的碳化物形成元素。铬与碳形成碳化物的能力大于铁和锰而低于钨、钼等。铬含量达到一定范围时，可形成(fe,cr)7c3和(fe,cr)23c6，对钢的耐磨性提升非常有利。因此，对于需要特别耐磨的冷作模具钢一般铬含量要大于5％。然而cr含量太高则会发生共晶反应形成粗大的共晶碳化物，恶化韧性，共晶碳化物颗粒越大，分布均匀性越差，冲击韧性越差，综合考虑以上原因，本发明确定cr含量在9.0～10.0％。

18、mo：钼也是重要的碳化物形成元素，且可以有效提高淬透性，与cr的碳化物共同提高模具钢的耐磨性的同时，还能优化碳化物的分布，减少超大块状cr的碳化物的数量，从而明显提高韧性，本发明中限定mo含量为0.8～1.2％。

19、v：钒与c、n都有极强的亲和力，可与之形成稳定碳化物。vc的熔点为2830℃。因此，在奥氏体化温度下，vc预先形成，可有效地阻止晶粒长大，同时增加钢的耐磨性。另外，钒还增加回火稳定性，提高模具的使用稳定性、延长服役周期，但是，如果钢中存在大量的n，则易形成v(c,n)和vn，其在锻打温度范围内（900℃～1200℃）有强烈的晶界偏聚倾向，较易引起锻打过程中的沿晶界撕裂缺陷，造成模具过早失效，因此，减少n含量，或者以其他方式固定钢中的n，成为减少v的析出物不良影响的重要途径；本发明中经电渣重熔后[n]≤40ppm，v含量限定为0.2～0.3％。

20、ti：钛是钢中最重要的微合金化元素之一。结合上段中所述v的作用，实际以转炉冶炼为基础的钢铁联合生产中，v、ti复合微合金化已经成为一种重要的钢材强化途径。具体到模具钢制备过程，tin可以比v(c,n)和vn更早地析出，且稳定性极好，可部分起到阻止奥氏体长大的作用，从而减少v(c,n)和vn在锻打过程中析出，从而降低晶界结合力、甚至产生晶界撕裂的倾向，而由于c的存在，高硬度的tic也是提高模具钢硬度的重要析出物之一。但是ti在模具钢冶炼和电渣重熔过程中含量的稳定性控制是一个极大的难题，也是本发明重要的内容之一，采用本发明的电渣重熔技术，可保证ti含量的稳定性。

21、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。本发明主要考虑利用v和c、n形成高溶点、高硬度的碳化物v(c,n)，在钢淬火加热过程中阻碍奥氏体晶粒的长大，细化晶粒，同时增加耐磨性。但v含量太多不但容易生产稳定的共晶碳化物颗粒，同时还会结合c和n，从而影响c和n的固溶硬化效果。因此，本发明钢中将v含量控制为0.2～0.3％。

22、n：氮原子半径很小(0.07nm)，与碳很相似，在钢中同是间隙固溶元素，因此很多性能与碳相似。在钢中固溶硬化是最有效的硬化方式之一，采用氮的固溶强化作用，增补一部分碳的效用，能够显著增加钢的硬度和耐磨性。但是过高的n会极大地影响钢的冲击韧性，作为模具钢，将会明显降低服役周期。因此，本发明采用超低氮控制模式，即n≤40ppm。

23、其它元素mn、si一方面来源于原料，一方面也起到部分的脱氧合金化作用，而p、s是不可避免的杂质，应尽可能的往下限控制。

24、采用本发明的成分体系及制备方法可以持续稳定生产高纯净度的冷作模具钢，成品钢中t[o]≤10ppm，[n]≤40ppm，电解夹杂物al2o3含量≤0.003%。

25、本发明制备方法的主要发明点和原理解释如下：

26、（1）中频炉冶炼

27、除铝、钛以外的合金按目标成分分步配加，熔融结束后，向钢液中加入铝粒，加入量为1kg/t,主要用以深脱氧。之后配加al、ti至目标范围，浇注钢锭（电极）。分步加铝，是为了在第一步加铝深脱氧时，al2o3夹杂物有更好的动力学条件上浮。

28、（2）电渣重熔

29、做好电极准备工作，电极拼焊完成后，在电极表面涂刷al+ti（比例1:3）混合粉末，涂刷量为40～60g/t钢，涂刷层晾干后开始电渣重熔，渣系为60%caf2+25%al2o3+6～10%cao+5～9%tio2，全程氩封保护。电渣重熔过程中，即使全程氩气保护，不可避免的存在空气向液渣、液渣向钢液的传质现象，会造成高温钢液中al、ti的氧化，因此涂刷至电极表面的al、ti可持续进入钢液，保证成分稳定性，而渣中的al2o3和tio2存在可减缓al、ti氧化反应向右进行从而进入渣中的趋势。电渣重熔是成分和纯净度控制的关键环节也是终末环节。渣中tio2的含量随着电极中ti含量变化，电极中ti含量≥0.50%，则渣中tio2含量控制为5%，随着电极中ti含量减少，渣中tio2的含量增多，至电极中ti含量≤0.35%，渣中tio2含量控制为9%。渣中cao与tio2总量保持在15%。

30、电渣重熔结束，可控制钢样中t[o]≤10ppm，[n]≤40ppm，电解夹杂物al2o3含量≤0.003%，成品与此保持一致。

31、（3）锻造

32、锻造前进行充分的退火处理，可消除浇铸件内应力，避免锻造內裂，同时，800～820℃的退火温度，比文献中所述温度范围低，可以在促进组织均匀化的同时，避免晶粒异常长大，铸件越大，退火温度越高，退火时间延长，三镦三拔工艺可基本消除铸件中晶粒的各项异性，保证各方向性能的均匀性。

33、（4）球化退火

34、球化退火：将钢锻件毛坯加热到800～820℃保温4～5h，以30～40℃/s的冷速炉冷到450～500℃后出炉空冷至室温；退火可保证在得到球化组织的同时，减少晶粒的不均匀性和局部异常长大，从而影响成品性能的均匀性。

35、（5）淬火+回火

36、材料分级加热，可以减少升温过程中，不同区域组织转变不同步带来的内应力甚至裂纹，保证组织的均匀性。合适温度淬火+低温回火的工艺，在保证得到细小马氏体+碳化物组织的基础上，较好的强韧匹配，即在保证高硬度、高强度的基础上，冲击韧性有明显提升。

37、本发明相对现有技术，解决了现有技术中存在的如下问题：

38、（1）本发明结合cr8 和cr12系列模具钢的成分体系特点，优化成分体系，解决冷作模具钢共晶碳化物多，冲击韧性不足，有效服役周期偏短的问题。

39、（2）解决了以中频炉冶炼为基础的生产工艺体系在多元合金化过程中易氧化元素收得率不稳定及夹杂物含量偏高从而影响成品冲击韧性的问题。

40、（3）通过电渣重熔渣系及过程操作优化，解决电渣重熔过程中的成分稳定性和纯净度控制问题。

41、采用本发明成分及制备方法生产得到的冷作模具钢成品性能良好：硬度hrc≥58，冲击韧性ak≥60j。以当前最新型的高强双相汽车板为对比试验用基板（同一卷冷轧基板开平成特定尺寸），牌号600dp，屈服强度630mpa，厚度1.4mm，表面无涂镀；采用相同的形成速度、冲压压力和行程长度，以模具表面出现超标划痕、掉肉失效等为评价标准，采用本发明模具钢制备的模具服役周期≥15000次，而同类型钢种中，cr12mov模具服役周期≤5000次，cr8模具服役周期≤6000次。