專利名稱：：鈮微合金化高強度熱作模具鋼及其制備方法
技術領域：
：本發明涉及一種鈮微合金化高強度熱作模具鋼及其制備方法，該模具鋼具有高強度和高熱穩定性，同時兼有良好的韌性和熱疲勞性能，屬合金鋼制造工藝
技術領域：
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背景技術：
：在熱作模具鋼領域中，國內目前廣泛應用的鋼種有5CrNiMo，5CrMnMo，3Cr2W8V和H13鋼。由于熱作模具鋼的工作條件的特殊性，對熱作模具鋼的性能要求也就十分嚴格。5CrNiMo和5CrMnMo由于其熱強性較低，容易造成模具工作部分的塌陷和在沖擊應力下的熱磨損、熱疲勞，不適宜制造尺寸較大，工作溫度較高的熱作模具。3Cr2W8V熱硬性較好，但其熱疲勞抗力差，模具常因發生龜裂而產生失效。H13鋼的熱穩定性不夠理想，使用溫度不能超過60(TC。因此，開發具有高熱強性、高熱穩定性和優良的熱疲勞性能的熱作模具鋼具有十分重要的意義。目前，鈮作為微合金化元素添加到結構鋼中已經得到十分廣泛的應用并取得較好的效果，而鈮在工模具鋼中的應用卻鮮有報道。由于鈮具有細化晶粒、沉淀強化和阻止晶粒長大等作用，因此，嘗試在熱作模具鋼中用鈮代替部分的釩來進行鋼的強化和韌化來提高鋼的熱強性和熱疲勞性能是一條新途徑。在1985年申請的專利號為85100822、專利名為"熱作模具鋼"的專利中，4Cr3Mo2NiVNb的鈮加入量為0.3%;在2000年申請的專利號為00117148.8、專利名為"一種中合金鉻系熱作模具鋼"的專利中，鈮加入量為0.15%0.3%;另外，文獻中表明，鈮加入量小于0.01%時，鋼的力學性能不能得到明顯的改善。在鈮微合金化的過程中，關鍵的問題在于控制好鈮的加入量。鈮加入量過多則容易在鋼液凝固的過程中產生較多的大顆粒偽共晶碳化物，嚴重影響鋼的沖擊韌性，加入量太少，則效果不明顯。本發明鋼的鈮加入量采用0.02%0.1%，結果表明，鋼的熱強性、熱穩定性和熱疲勞性能得到明顯的提高，并且形成的少量的偽共晶碳化物可以通過高溫均勻化的方法予以消除。在這樣的技術背景下，本發明通過鈮微合金化的方法開發了此具有高熱強性、高熱穩定性，同時兼有良好的韌性和熱疲勞性能的熱作模具鋼。此熱作模具鋼不僅可以在某些場合下代替3Cr2W8V和H13鋼等常用鋼種，還可以在某些當前廣泛應用的鋼種難以勝任的工作條件下填補空缺，如用于精鍛模，鍛造不銹鋼、氣門等難鍛的零件。
發明內容本發明的目的是提供一種具有高熱強性，高熱穩定性和優良熱疲勞性能的鈮微合金化高強度熱作模具鋼。本發明的另一目的是提供一種鈮微合金化高強度熱作模具鋼的制備方法。本發明熱作模具鋼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上述鈮微合金化高強度熱作模具鋼的制備方法，其特征在于該方法具有以下的工藝過程和步驟a.熔煉及爐外精煉按上述的合金元素配比進行電爐熔煉或感應熔煉，而后進行爐外精煉；b.電渣重熔對于要求高的鋼可在鍛造之前進行電渣重溶，普通鋼錠則可在熔煉及精煉后直接進行鍛造，c.高溫勻質化針對鈮的大顆粒偽共晶碳化物，采用溫度為1210130(TC的高溫勻質化工藝對其進行消除，勻質化時間為510h，以達到均勻鑄態組織，減少偏析，消除鈮的偽共晶碳化物的目的；d.鍛造將上述鋼錠在1100900。C溫度范圍內進行鍛造加工；e.退火退火溫度為82086(TC，保溫時間為610h,爐冷的冷卻速度〈100。C/h;f.淬回火熱處理采用兩段預熱方式，在65(TC、800'C進行"階梯式加熱"，在65(TC保溫15h，80(TC保溫15h，而后加熱至10001100。C進行奧氏體化，保溫15h(上述各階段具體加熱時間依材料尺寸和加熱速度而定)，采用油淬或水淬；隨后進行60065(TC二次回火，每次回火時間為26h，從而對鋼種的鈮元素進行有效的分配。分配3545%的鈮元素固溶在奧氏體中；分配5565y。的鈮元素在Nb(C,N)中，從而起到阻止晶粒長大、細化晶粒的作用；分配510%的鈮元素在二次硬化的過程中從馬氏體中析出，從而起到彌散強化的作用。本發明的熱作模具鋼其成分設計的理論依據如下所述本發明熱作模具鋼中主要的合金元素為Nb、Mo、V、Cr。NbC或NbN等間隙中間相可以"釘扎"在奧氏體晶界上，通過析出釘扎機制阻止奧氏體晶粒長大，固溶鈮由于原子半徑比鐵大得多，可以產生強烈的拖拽晶界移動的能力。因此，加入適量的鈮元素能夠起到細化晶粒和沉淀強化的作用，從而提高鋼的強度和抗疲勞軟化性能。鉬含量的提高可以增加Mo2C和MoC碳化物形成的驅動力，延緩Mo2C和MoC向Mo23C6轉變，從而進一步提高材料的高溫強度及熱穩定性。并且鉬含量的提高可以增加Nb(C、N)在奧氏體中的溶度積，使大量的Nb保持在固溶體中，以便在低溫轉變的鐵素體中彌散析出，產生較高的沉淀強化效果。加入V元素可以在高溫回火的過程中出現明顯的二次硬化效應，并降低鋼的過熱敏感性。Cr固溶于奧氏體中有助于提高過冷奧氏體的穩定性，固溶于馬氏體中有助于提高馬氏體的回火抗力。此外，由于本發明熱作模具鋼采用的合金度較高，因此考慮適當提高碳含量，以與高合金度相配合。高碳高合金度對于提高鋼的熱強性、熱穩定性和熱疲勞性能具有良好的效果，但是同時也會帶來一些不利的影響，如形成大顆粒偽共晶碳化物等。對于這些不利影響，本發明考慮采用配套的熱處理工藝予以消除，如高溫均勻化。結果表明，采用本發明的熱處理工藝對本發明的熱作模具鋼進行處理，能夠在減少不利因素的情況下切實地達到高熱強性、高熱穩定性和高熱疲勞性能的效果，這也正是本發明與眾不同之處。圖1為本發明熱作模具鋼(簡稱SDH8Nb)在高溫勻質化前后的顯微組織觀察及EDX分析圖。(a)高溫勻質化前SDH8Nb鑄態顯微組織(b)偽共晶碳化物消除后SDH8Nb鑄態顯微組織(c)高溫勻質化前SDH8Nb鑄態組織SEM觀察(d)(c)圖中①點的EDX能譜分析圖圖2為本發明熱作模具鋼(簡稱SDH8Nb)在620'C條件下與H13鋼對比的熱穩定性圖。圖3為本發明熱作模具鋼(簡稱SDH8Nb)與H13鋼的熱疲勞性能對比圖。(a)SDH8Nb的熱疲勞性能(b)H13的熱疲勞'l4^具體實施例方式現將本發明的具體實施例敘述于下。實施例1本實例中，采用熱作模具鋼的組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。本實施例中，熱作模具鋼的工藝過程和步驟如下a.感應熔煉按上述的合金元素配比于中頻感應爐中熔煉，熔煉溫度大于1500°C，而后澆鑄成①80mm鋼錠并空冷；b.電渣重熔將上述鋼錠作為自耗電極放于電渣重熔裝置中，進行二次精煉；利用電流通過電渣層產生電阻熱來熔化自耗電極合金鋼母材，液體金屬以熔滴形式經渣池的渣層下落至下面的水冷結晶器中，再重新凝固成O160咖約70kg鋼錠；c.高溫勻質化針對鈮的大顆粒偽共晶碳化物，在125(TC進行高溫勻質化處理，勻質化時間為6h，爐冷的冷卻速度〈10(TC/h;以達到均勻鑄態組織，減少偏析，消除鈮的偽共晶碳化物的目的；d.鍛造將上述鋼錠在1100900。C溫度范圍內進行鍛造，鍛造拔長為60mmX60咖的方料和①18ram;e.退火將60咖X60mm方料和O)18mm的棒料一起放入加熱爐中退火，退火溫度為830°C，保溫時間為8h，然后爐冷至300'C左右空冷，爐冷的冷卻速度〈100。C/h;f.淬回火采用兩段預熱方式，在650'C、80(TC進行"階梯式加熱"，在65(TC保溫2h,在800。C保溫2h，而后加熱至1060。C進行奧氏體化，保溫lh，油淬后進行610。C二次回火，每次回火2h。熱穩定性試驗采用106(TC淬火+610。C二次回火的熱處理工藝對本發明熱作模具鋼進行處理，采用1100'C淬火+60(TC二次回火的熱處理工藝對H13鋼進行處理，將二者的硬度都調整至51.5HRC左右。在62(TC分別保溫2h、4h、6h、9h、12h、15h、20h。實施效果本發明熱作模具鋼(簡稱SDH8Nb)熱強性好，熱穩定性好，在620'Cfi^20小時條件下，硬度tt!L13鋼高5HRC;該材料在70(TC條件下循環3000次后，裂紋仍細小并呈網狀分布，熱疲勞性能好。高溫勻質化的效果高溫勻質化前SDH8Nb的顯微組織如附圖1(a)所示，可見鋼中晶粒邊界處存在大顆粒的偽共晶碳化物，經過SEM觀察和EDX分析可知，該碳化物主要為Nb、V、Mo的碳化物，如附圖1(c)、(d)所示。由于Nb、V的固溶溫度較高，一般在115(TC130(TC之間，因此，本發明考慮在不致引起鋼的局部微熔的情況下，盡量提高勻質化的溫度，從而使更多的Nb、V固溶到基體中，最終選擇了125(TC進行高溫勻質化。在125(TC條件下保溫后，SDH8Nb的顯微組織如附圖1(b)所示，結果表明，高溫均勻化后鋼中的大顆粒偽共晶碳化物已基本消除，能夠達到均勻組織，減少減少偏析，消除偽共晶碳化物的目的。性能測試淬火硬度60.9HRC回火硬度52.0HRC室溫沖擊韌性值25J/cm2(試樣尺寸為7mmX10mmX55mm，開U型缺口，U型槽開在10mmX55mm的平面上)熱穩定性在620。C條件下進行本發明熱作模具鋼與H13鋼的熱穩定性對比試驗，試驗結果如附圖2所示。由附圖2可見，在62(TC條件下進行熱穩定性試驗時，經過110(TC高溫淬火60(TC回火的H13鋼保溫20小時后，硬度已低至35HRC以下，而本發明熱作模具鋼經過106(TC中溫淬火61(TC回火保溫20小時之后，硬度卻比H13高5HRC，熱穩定性明顯優于H13鋼。熱疲勞性能在70(TC條件下循環3000次后，觀察本發明熱作模具鋼與H13鋼的熱疲勞表面形貌(如附圖3所示)可見，H13鋼的表面出現了較長的粗大的裂紋，呈開裂狀態，而本發明熱作模具鋼的裂紋則比較細小，呈網狀。根據公式》DsXDd、Ds=AXW/L、Dd=PXdmax/d5A，運用熱疲勞損傷因子計算軟件計算二者的熱疲勞損傷因子如表1所示。其中，Ds為表面因子，Dd為深度因子，A為裂紋面積百分比，W為最寬裂紋尺寸，L為裂紋總長度，P為裂紋深度面積百分比，dmax為最深裂紋深度，d5A為裂紋5強平均深度。由表1可見本發明熱作模具鋼的損傷因子僅為H13鋼的1/2，這更充分地表明了本發明熱作模具鋼具有比H13鋼更加優良的熱疲勞性能。表1SDH8Nb與H13鋼的熱疲勞損傷因子對比表<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>權利要求1.一種鈮微合金化高強度熱作模具鋼，其特征在于該鋼的化學成分及重量百分比為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.—種用于如權利要求書1所述的鈮微合金化高強度熱作模具鋼的制備方法，其特征在于該方法具有以下的工藝過程和步驟1)按鈮微合金化高強度熱作模具鋼的化學成分及重量百分比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、熔煉及爐外精煉，然后電渣重熔；2)高溫勻質化勻質化溫度為12101300°C，勻質化時間為510h;然后鍛造，退火退火溫度為820860°C，保溫時間為610h，爐冷的冷卻速度〈10(TC/h;3)淬火回火熱處理采用兩段預熱方式，在650'C保溫l5h，80(TC保溫l5h，而后加熱至1000110(TC進行奧氏體化，保溫l5h，采用油淬或水淬；隨后進行60065(TC二次回火，每次回火時間為26h。全文摘要本發明涉及一種鈮微合金化高強度熱作模具鋼，屬合金鋼制造工藝
技術領域：
。該鋼的成分及重量百分比為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。本發明熱作模具鋼的制備過程如下配料、熔煉及爐外精煉，然后電渣重熔；在1210～1300℃，勻質化處理5～10h，鍛造、退火，及淬回火在650℃、800℃進行“階梯式加熱”之后加熱至1000～1100℃進行奧氏體化，隨后進行二次回火，最終制得熱作模具鋼。該模具鋼的優點是熱強性好，熱穩定性好，熱疲勞性能好。文檔編號C22C38/26GK101302599SQ20081004003公開日2008年11月12日申請日期2008年7月1日優先權日2008年7月1日發明者吳曉春,宋雯雯,張海東,閔永安申請人:上海大學