CN107653416B - 一种具有高韧性、高等向性的高级热作模具钢zw868 - Google Patents

一种具有高韧性、高等向性的高级热作模具钢zw868 Download PDF

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Abstract

本发明涉及具有高韧性、高等向性的热作模具钢ZW868，组成为C为0.35‑0.40％，Si≤0.25％，Mn为0.30‑0.50％，Cr为5.00‑5.30％，Mo为2.20‑2.40％，V为0.50‑0.65％，P≤0.010％，S≤0.001％，Ni≤0.20％，Cu≤0.10％，Nb为0.005‑0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质。该模具钢球化退火态显微组织均匀，有较好的球化组织及细小均匀的晶粒分布；冲击断口形貌有较多的准理解面和韧窝条带使其具有高韧性、高等向性。可用于制造热挤压模具，芯棒、模锻锤锤模，锻造压力机模具，精锻机用模具，尤其可作为以铝、铜及其合金的高端压铸模。

Description

一种具有高韧性、高等向性的高级热作模具钢ZW868
技术领域
本发明属于合金钢技术领域，具体涉及一种具有高韧性、高等向性的高级热作模具钢ZW868，该产品适用于高端压铸模的使用。
背景技术
热作模具钢是模具钢的重要组成部分，主要用途是在一定的负荷下使炽热的固态金属产生塑性变形，或作为压铸模具将加热到再结晶温度以上的固态金属或高温液体金属压制成型。和其它模具的用途相比，它的工作环境更加恶劣，它的合金元素含量更高。随着现代制造业向大型、复杂、精密、高效率、高寿命方向的发展，对热作模具钢的性能提出了更高的要求。本发明提出的热作模具钢ZW868，以H13钢为基础，采用降低Si、V含量和提高Mo元素含量的同时向钢种添加微量Nb进行合金元素设计，该产品较好的组织性能和力学性能更好地适应现代生产对高端模具的要求。
发明内容
本发明提出一种具有高韧性、高等向性的高级热作模具钢ZW868。其中ZW868为该热作模具钢的牌号名称。该产品退火态显微组织结构均匀，有较好的球化组织及细小均匀的晶粒分布，淬回火组织均匀，Mo、Cr碳化物的细小析出相在使用过程中起着弥散强化作用，提高了材料的性能，使材料具有高韧性、高等向性。该产品可广泛用于制造热挤压模具，芯棒、模锻锤的锤模，锻造压力机模具，精锻机用模具，尤其可作为以铝、铜及其合金的高端压铸模。
具体通过如下技术手段实现：
一种高韧性、高等向性热作模具钢，所述热作模具钢按质量百分比含量计为：C为0.35-0.40％，Si≤0.25％，Mn为0.30-0.50％，Cr为5.00-5.30％，Mo为2.20-2.40％，V为0.50-0.65％，P≤0.010％，S≤0.001％，Ni≤0.20％，Cu≤0.10％，Nb为0.005-0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述热作模具钢球化退火态显微组织结构均匀，细小球状二次碳化物均匀分布于铁素体基体上，截面的每平方毫米铁素体基体面积上分布着(3.45～4.72)×104个二次碳化物，所述二次碳化物的尺寸范围在400～1000nm。
所述热作模具钢经1025±10℃奥氏体化，保温30min，油淬至室温，605℃回火2次后，中心部位的微观结构中：主体为Mo和Cr的碳化物在基体上弥散析出，形状为不规则球形或者长杆状，等效直径或者长度范围在80～300nm。
所述热作模具钢经冲击后断口形貌主体为准解理面和韧窝条带。
所述球化退火的二次碳化物的类型主体为M23C6、M7C3和M6C型，M23C6和M7C3中的主体合金元素为Cr，M6C中的主体合金元素为Mo和Cr。
所述热作模具钢核心部位经1025±10℃奥氏体化，保温30min，油淬，至少回火2次，进行无缺口冲击，确保最终硬度45±1HRC时，单个无缺口横向冲击功≥380J、平均无缺口横向冲击性能≥400J；横、纵向无缺口冲击功之比(等向性)≥0.96。
本发明的上述微观结构通过如下步骤的方法获得：
(1)电炉冶炼，按照热作模具钢的组分含量进行生铁和合金料的配料，在电炉中熔化冶炼，在温度为1630～1650℃时氧化扒渣，扒渣后加入硅铁合金、石灰、萤石，出钢温度为1650～1660℃，出钢过程中加铝进行脱氧。
(2)LF炉精炼，入LF炉后接通氩气，然后送电升温，加入石灰和萤石调整炉渣流动性，采用SiC粉和铝粒扩散脱氧，加热保温时间为10～20min，渣白后取样分析，白渣保持时间为30～50min，取样分析完毕后根据分析结果进行成分微调，LF炉出钢温度为1680～1690℃。
(3)VD精炼，极限真空度＜67Pa，保持该极限真空度18～35min，破真空后取样分析，成分合格后软吹入氩气至吊包，软吹氩气的时间为18～39min，吊包温度为1550～1568℃。
(4)浇铸电极坯，预热锭模为80～200℃，然后对锭模充入氩气，每个锭盘充氩气时间为3～5min，然后撤出氩气管，用盖子将锭模盖好后进行浇铸，浇铸全过程采用加挂石棉布的氩气保护浇铸件进行保护，氩气保护流量为15～26m3/h，浇铸时间为4～8min，电极坯直径为560～610mm，3～5h后脱模。
(5)退火，退火温度710～760℃，保温时间1～1.5min/mm，炉冷至300～350℃。
(6)电渣重熔，采用步骤(4)得到的电极坯，表面清理磨光，采用氟化钙和氧化铝二元渣系进行冶炼，电渣冶炼稳态阶段的起点熔速值为7～10kg/min，终点熔速值为5.0～8.0kg/min，得到电渣锭，然后停电炉冷80～100min后送锻造工序。
(7)锻造，将步骤(6)得到的电渣锭加热至1240～1260℃，保温15～25h进行扩散均质化，然后经墩粗拔长锻造开坯，然后再次加热至1240～1260℃，保温15～25h进行扩散均质化，然后再进行X、Y和Z三个方向的墩粗后再次拔长至成品尺寸。
(8)超细化处理，将步骤(7)得到的工件置入加热炉中随炉升温至1010～1040℃，保温5～10h后，采用空-水-空-水的间隙冷却方式进行冷却，具体为：出炉空冷至表面840～860℃时，快速放入25～30℃的水中进行冷却，水冷至中心温度860℃～890℃后，空冷2～5min，然后再入水冷却至中心温度700℃～730℃后，空冷2～5min，再进入水中冷却至心部温度540℃～560℃左右，再将工件在空气中冷却0.5h～2h，使得工件表面最高返温温度为300～330℃，待表面温度为250℃-300℃左右后入炉进行球化退火。
(9)球化退火，将步骤(8)得到的工件置入退火炉中，加热至830～860℃，保温25～45h，进行球化退火，得到球化退火的产品。
然后进行性能检测的具体处理步骤：
(10)在坯料上沿截面的中心部位切取横、纵向无缺口冲击试样，试样尺寸为7mm×10mm×55mm，试样随炉加热至1020～1040℃，保温30min油淬至室温。
(11)回火，将步骤(10)淬火后得到的冲击试样置入回火炉中，加热至600～630℃，保温时间120min，然后空冷至室温。
(12)重复步骤(11)的回火步骤2～3次，使得冲击试样硬度达到44～46HRC后进行冲击功性能检测。
本发明的效果在于：
1，该模具材料球化退火态显微组织结构均匀，细小球状二次碳化物均匀分布于铁素体基体上，其密度为每1mm2面积上分布着(3.45～4.72)×104个碳化物，二次碳化物的尺寸范围在400～1000nm，碳化物的类型主要有M23C6、M7C3、M6C型，不同类型的碳化物所含的主要合金元素不同，M23C6和M7C3中的主要合金元素为Cr，M6C中的主要合金元素为Mo和Cr；按NADCA#207-2011标准进行评级，级别达到AS6以内。该球化组织有利于奥氏体化过程充分溶解，减少未溶碳化物数量及尺寸。再经回火过程弥散析出，达到提高冲击韧性的目的。
2，该模具材料在淬火过程中大多数合金元素固溶到基体中，在回火过程中从基体上弥散析出，主要为Mo、Cr的碳化物。正是这些细小析出相在使用过程中起着弥散强化作用，提高了材料的性能。该模具材料心部单个无缺口横向冲击功≥380J、平均无缺口横向冲击性能≥400J；横、纵向无缺口冲击功之比(等向性)≥0.96。
附图说明
图1为本发明热作模具钢球化退火组织图。
图2为本发明热作模具回火组织的微观结构示意图。
图3为本发明热作模具一种实施方式部位冲击试样微观断口形貌示意图。
图4为本发明热作模具一种实施方式另外部位冲击试样微观断口形貌示意图。
具体实施方式
实施例1
一种高韧性、高等向性ZW868热作模具材料，该模具材料的成分及其百分含量为：
实施例2
一种高韧性、高等向性ZW868热作模具材料，该模具材料的成分及其百分含量为：
实施例3
一种高韧性、高等向性ZW868热作模具材料，该模具材料的成分及其百分含量为：
在本发明高韧性、高等向性ZW868模具钢材料上取样进行显微组织观察及性能测试：
球化退火组织：在横截面心部取样，在500×倍下进行球化退火组织检验，细小球状二次碳化物均匀分布于铁素体基体上，其密度为每1mm2面积上分布着(3.45～4.72)×104个碳化物，二次碳化物的尺寸范围在400～1000nm，碳化物的类型主要有M23C6、M7C3、M6C型，不同类型的碳化物所含的主要合金元素不同，M23C6和M7C3中的主要合金元素为Cr，M6C中的主要合金元素为Mo和Cr；附图1，按NADCA#207-2011标准进行评级，级别达到AS6以内，均匀的球化组织，为最终淬、回火热处理作好组织上的准备；
晶粒度：在横截面1/2位置取样，试样经1020℃奥氏体化、保温30min，分级淬火至710℃保温30min，然后空冷至室温。晶粒细小均匀，达到GB/T 6394晶粒度8.0级；
淬回火组织：试样经1025±10℃奥氏体化，保温30min，油淬，605℃回火2次。淬火过程中大多数合金元素固溶到基体中，在回火过程中从基体上弥散析出，他们为不规则球形或者长杆状，等效直径或者长度范围在80～300nm，主要为Mo、Cr的碳化物。如图2所示。正是这些细小析出相在使用过程中起着弥散强化作用，提高了材料的性能；
冲击韧性实验：在坯料上取横向冲击试样，试样尺寸为7mm×10mm×55mm，试样经1025±10℃奥氏体化，保温30min，油淬，605℃回火2次，确保最终硬度45±1HRC时，单个无缺口横向冲击功≥380J、平均无缺口横向冲击性能≥400J；横、纵向无缺口冲击功之比(等向性)≥0.96。具体检验结果如表1所示；
冲击试样断口扫描：取一冲击试样(冲击值为400J)，采用扫描电镜观察其断口微观形貌，如图3、图4所示。裂纹源宏观形貌见附图3，断口宏观面的平整度降低，具有撕裂的明显特征；断裂源高倍形貌如图4，沿晶断裂面的数量较少，尺寸较小，断口面大部分区域呈现准解理形貌，断面起伏较大，有较多的撕裂特征，撕裂纹为大量浅韧窝构成，韧窝尺寸均匀细小，这都是冲击韧性好的特征。
力学性能检测结果见表1：
表1 ZW868力学性能结果

Claims (3)

1.一种高韧性、高等向性热作模具钢，其特征在于，所述热作模具钢按质量百分比含量计为：C为0.35-0.40％，Si≤0.25％，Mn为0.30-0.50％，Cr为5.00-5.30％，Mo为2.20-2.40％，V为0.50-0.65％，P≤0.010％，S≤0.001％，Ni≤0.20％，Cu≤0.10％，Nb为0.005-0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质；
所述热作模具钢球化退火态显微组织结构均匀，细小球状二次碳化物均匀分布于铁素体基体上，截面的每平方毫米铁素体基体面积上分布着(3.45～4.72)×104个二次碳化物，所述二次碳化物的尺寸范围在400～1000nm；
所述热作模具钢经1025±10℃奥氏体化，保温30min，油淬至室温，605℃回火2次后，中心部位的淬回火态微观结构中：主体为Mo和Cr的碳化物在基体上弥散析出，形状为不规则球形或者长杆状，等效直径或者长度范围在80～300nm；
所述热作模具钢经冲击后断口形貌主体为准解理面和韧窝条带。
2.根据权利要求1所述的高韧性、高等向性热作模具钢，其特征在于，所述球化退火态显微组织结构中二次碳化物的类型主体为M23C6、M7C3和M6C型，M23C6和M7C3中的主体合金元素为Cr，M6C中的主体合金元素为Mo和Cr。
3.根据权利要求1或2所述的高韧性、高等向性热作模具钢，其特征在于，所述热作模具钢核心部位经1025±10℃奥氏体化，保温30min，油淬，至少回火2次，进行无缺口冲击，确保最终硬度45±1HRC时，单个无缺口横向冲击功≥380J、平均无缺口横向冲击性能≥400J；横、纵向无缺口冲击功之比≥0.96。
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