一种超高热导率耐磨热冲压模具钢及其制备方法

一种超高热导率耐磨热冲压模具钢及其制备方法
【专利摘要】本发明涉及一种超高热导率耐磨热冲压模具钢及其制备方法，属于合金钢制备工艺【技术领域】。目前市场上的热冲压模具用钢主要为各种改良H13和H11等高合金热作模具钢。本发明钢的成分以其质量百分含量为：C：0.33-0.40%；Si：＜0.30%；Mn：﹤0.30%；W：1.0-2.0%；Mo：4.0-5.0%；Cr：＜0.30%；V：0.10-0.20%；其余为Fe和不可避免的杂质元素，杂质元素中S：≤0.01%；P：≤0.01%；O：≤30ppm。其特点是，以简单的C、Mo和W元素为主，并协调碳化物的配比；保持低Mn、低Cr和超低Si含量；该材料经电炉熔炼→电渣重熔→退火→高温均匀化→锻造→退火后，具有良好的机加工性能；经过热处理后，在性能上具有优良的冲击韧性、回火稳定性和热疲劳性能。其超高的导热能力使之更适用于热冲压。
【专利说明】一种超高热导率耐磨热冲压模具钢及其制备方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及一种超高热导率耐磨热冲压模具钢材料及其制备方法，属于合金钢制备工艺【技术领域】。
【背景技术】
[0002]模具钢的质量水平往往是一个国家制造业水平的客观衡量。按照服役条件的不同，行业内大致将模具钢分为热作模具钢、冷作模具钢和塑料模具钢三大类。随着现代汽车产业的迅猛发展，全世界的汽车需求量也在不断攀升。围绕着如何提高汽车生产的效率和成本，材料工作者们不断改进零部件的的生产加工工艺。在之前的生产过程当中往往多采用冷冲压成形的工艺，在获得超高强度钢时，冷冲压成形工艺所需的成形力极大，往往会导致诸如模具损坏、设备震动、起皱、尺寸精度不良等问题。因此，冷冲压成形工艺逐渐走入低谷，并被慢慢淘汰。当前，在汽车零部件的生产加工过程中，热冲压模具钢占有着极大的比重，它是热作模具钢大类中的一种。与之前所采用的冷冲压工艺不同，热冲压成形工艺则是有效利用了金属在高温下塑性、延展性增加，屈服强度下降这些特性，对金属零件进行成形加工。与一般的热作模具钢相比，热冲压模具钢的服役条件更加复杂和严苛。
[0003]钢板的热冲压过程可以大致分为三个步骤:(I)奥氏体化、(2)快速冲压、(3)保压
[4]淬火冷却，值得注意的一点是:热冲压件是在压机保压状态下通过布置有冷却回路的模具(而不是空气)而进行淬火冷却的，一定要能够保证足够的冷却速度。最后获得的高强度钢板冲压件组织为马氏体，强度可以达到1500MPa甚至更高。在热冲压过程当中，热冲压模具与坯料直接接触，炽热的金属会使型腔表面急剧升温，型腔表层也会产生压应力与压应变，这就要求模具具有高的热强性和热稳定性。由于在保压过程当中对零部件的淬火是由带有冷却水道的模具完成的，这就要求模具要能在极短的时间内驱走型腔内的热量，因此，对热冲压模具材料的导热系数要求较高。同时，为了保证模具在服役过程中的尺寸精度，热冲压模具钢的热膨胀系数要足够小。冲压件在取出时，热冲压模具的温度下降，相应地，型腔表面会产生拉应力和拉应变，在零件保压、取出的交替变化过程当中，模具极易产生热疲劳。在服役过程当中，热冲压模具钢要遭受极大的冲击载荷，因此，热冲压模具需要具有优良的韧性。除此之外，热冲压模具在服役过程当中会经常出现拉毛现象，这对热冲压模具的硬度又提出了较高的要求。综合上述的分析:热冲压模具材料需要具有较高的热导率、热强度、硬度、冲击韧性、淬透性和热稳定性和抗冷热疲劳性能等。
[0004]目前，我国使用的热冲压模具钢采用的是国家标准GB/T1299-2000中钢号为4Cr5MoSiVl(相当于北美标准H13钢)。这种热冲压模具钢的化学成分采用C 0.32-0.45wt%、Cr 4.75-5.50wt%、Mo 1.20-1.75 wt%、V 0.80-1.20 wt%、Si 0.80-1.2wt%、Mn 0.20-0.5wt%、P ≤ 0.03wt%、S ≤0.03wt%o目前，针对提高热冲压模具钢的服役寿命，行业内有研究机构和企业提出通过提高钢的热导率来解决。一般认为:低的热导率会产生高的热应力，容易引起钢的变形和开裂。钢的强度越高，热导率越低，越容易产生绝热剪切变形。理论上，所有钢铁材料中热导率最大的是纯铁，和其他的钢铁材料一样，纯铁的热导率随温度的增加而降低，纯铁的热导率为7f80W/m.K。对于钢的热导率和成分组织的关系，尤其是它们之间的定量关系，到目前为止，研究工作还非常少，目前的工作主要集中在定性研究钢中的某种元素对其热导率的影响。金属中的热传导是由声子和自由电子共同作用的，自由电子引起的热导率可通过电导率，利用Wiedemann-Franz定律获得,声子引起的热导率目前无法进行实验测量。对于那些含有较多合金元素的合金，除了声子对自由电子的散射，还包括它的溶质原子对自由电子传导的影响，溶质原子在自由电子运动的过程中有很大的散射作用，因此合金的导热能力大大低于纯金属。从原子结构上分析，W、V、Mo、Cu、Mn、N1、Cr等元素与Fe均为过渡族元素，外层电子结构排布类似，可以期待通过这些金属的加入对钢的热导率有较好的影响，而C和Si的外层电子结构与Fe差异大，因此，要提高钢的热导率需要控制C和Si的量。同时，为了使模具钢也能兼具高的耐磨性，常常会以向钢中加入一些适合的合金元素以期获得较高的耐磨损性，通常而言，使用较多的是Mo、W、V等元素，此三种元素的加入可以与钢种的C形成复杂的碳化物。经过合适的热处理工艺，这三种合金元素的碳化物可以弥散、均匀地分布在钢的基体中显著改善钢的耐磨损性能。
[0005]本发明与现有技术的对比分析
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【发明内容】
的关键词在对中外专利进行检索发现，涉及到和本专利相关联的热作模具钢及其冶金制造技术的专利号为:
O专利申请号:CN200710170723.6，名称:一种具有良好热强性及高韧性的热作模具钢，该种钢的化学成分质量百分比为:C:0.28~0.35%、S1:0.20~0.50%、Mn:0.20~0.80、Cr:4.50 ~5.50%、Mo:2.00 ~2.80%、V:0.4 ~0.80%、P 0.025%、S 0.025%、Nb:0.05~0.20%、N:0.01~0.03%，余量为Fe和不可避免杂质元素。
[0006]2)专利申请号:CN200710171693.0，名称:高热稳定性高强度的热作模具钢，该钢具有以下成分及重量百分比:C:0.3~0.6%，S1:0.5~0.7% ,Mn:10.5~14.5%，Cr:
2.0 ~6.0 %，Mo: L 5 ~3.5 %，V:0.5 ~2.0 %，P:0.01 ~0.02 %，S: < 0.005 %，Fe余量。
[0007]3)专利申请号:CN201080014370.0，名称:具有出色的韧性和热导率的热加工工具钢，其化学成份重量百分比含量为:c=0.2-1.2% ；N=0-1% ；B=0-1% ；Cr<l.5%;Ni=L 0-9% ；Si〈0.4% ；Mn=0-3% ；Al=0-2.5% ；Mo=0-10% ；ff=0-15% ；Ti=0-3% ；Ta=0-3% ；Zr=0-3% ；Hf=0-3% ；V=O-4% ； Nb=0-3 ；Cu=0-4% ；Co=0-6% ；S=0-1% ；Se=0-l% ；Te=0-l% ；Bi=0-l% ；As=0-l% ；Sb=0-1% ；Ca=0-l% ;余量由铁和不可避免的杂质构成，其中％Ceq=%C+0.86*%N+1.2*%B，其特征在于 ％Mo+l/2*%W>l.2。
[0008]4)专利申请号:CN200610116358.6，名称:高热强性热作模具钢材料，其化学成分及重量百分比:Cr 3.5 ~4.0% ,Mo 2.0 ~2.5% ,V 1.0 ~1.5%，W 1.0 ~1.5% ,Mn 0.1 ~0.5%, Ni 0.1 ~0.25%，C 0.3 ~0.35%，Si 0.1 ~0.5%，S 0.005 ~0.01 %，P 0.01 ~
0.02%, Fe 余量
5)专利:W02011JP72317，名称:超耐腐蚀高热导率模具材料和制备方法，这种钢的成分包含及重量百分比:0.07-0.15% C,0-0.8%Si, 0-1.5%Mn, ^ 0.05% P; ^ 0.06% S;0-0.9% Ni, 2.9 4 .9% Cr; Mo 和 W 的单独或者混合(Mo+l/2ff)添加量 0-0.8%; 0-0.15% V,
0.25-1.8% Cu,其余为Fe和杂质元素。
[0009]6)专利:US20070440406，名称:一种高韧性和高温强度热作工具钢和制造方法，这种热作工具钢包含以下成分，质量百分数:C: 0.34-0.40%, S1: 0.3-0.5%, Mn:0.45-0.75%, N1: 0-0.5%, Cr: 4.9-5.5%, (Mo+l/2ff): 2.5-2.9% Mo 和 W 可混合添加或者单独添加，V: 0.5-0.7%,余量为Fe和杂质元素.对比分析如下:从成份的对比可以看出，本发明的化学成份的元素含量和专利1-6明显不同，元素对材料的性能作用的机理也就不同，材料的应用环境也有所不同。
[0010]I)专利申请CN200710170723.6与本发明的类似之处是控制极低的C含量，但专利CN200710170723.6中则添加了 N和Nb两种元素，且其Cr含量也比本发明中的为多。N作为奥氏体形成和稳定的强化元素，其作用大约为Ni的20倍，该专利中N的作用主要是替代了 Ni并与Nb形成稳定的碳氮化物。Nb的加入能够显著改善钢的屈服强度，铌对钢的强化作用主要是细晶强化和弥散强化。Nb除了能和碳生成碳化物外，更是能和N生成碳氮化物，而且可以使碳化物分散并形成具有细晶化的钢。Cr的加入主要是为了提高钢的抗高温氧化和抗高温腐蚀性能，并能够提高钢的热强性。
[0011]2)专利申请CN200710171693.0与本发明相比，化学元素差别较大，专利申请CN200710171693.0中虽然也控制Si的含量，但是该专利中Si的含量要比本专利为高。本专利中除了要控制低的Si的含量，还要控制Mn这一合金元素的含量，专利申请CN200710171693.0中加入大量的Mn，Mn的加入使该种钢具有了足够的韧性，强度和硬度也有较大的提高，钢的淬透性和热加工性能也有明显的提高。Cr在2%-6%的范围内主要是为了提高钢的抗高温氧化和抗高温腐蚀性能，并兼具较高的热强性。
[0012]3)专利申请CN201080014370.0与本发明的共通之处是控制较少量的C、S1、Cr，添加Mo、W，但是与本专利的含量还是相差较大。专利201080014370.0的钢中添加了 Ni和N，B ;添加Ni有利于获得高的淬透性，而添加N和B使一些碳化物中的C被N和B所代替，从而获得高热导率。除此之外，专利申请CN201080014370.0中还加入了多种微量合金元素，例如Ta、Zr、Nb、Cu、Co等，这些元素的加入将极大地提高该种产品的成本。
[0013]4)专利申请CN200610116358.6与本发明均采用控制C、S1、Mn元素的含量、同时添加Mo、W。添加Mo主要为了提高淬透性和回火稳定性，同时Mo还能形成碳化物以提高钢的硬度和强度，增加钢的耐磨性。添加W可以提高模具钢的高温强度，使钢具有热硬性。专利申请CN200610116358.6中的Cr要多于本发明，本发明中需要将Cr的含量控制在0.3%以下，以达到能提高钢的热导率的作用，而专利申请CN200610116358.6添加3.5-4.0%的Cr主要是为了提高钢的强度和硬度，并使该钢种在高温下依然具有优异的抗高温氧化性和抗高温腐蚀性能。值得注意的一点是:专利CN200610116358.6中添加了 0.1~0.25%的Ni和1.0~1.5%的V，添加0.1%-0.25%的Ni可以起到细化晶粒增加韧性，而本发明没有添加Ni也可以达到细化晶粒增加韧性的作用。V的加入可以极显著地提高模具钢的热强性，同时V的碳化物极为细小也极为坚硬，弥散地分布在钢的基体中也可以提高钢的耐磨性。
[0014]5)专利:W02011JP72317对C、S1、Mn的量都控制的极低，尤其是C的含量，已经低于本发明所要求的C含量额度，C含量如此之低主要是为了获得更多铁素体基体，以尽量提高钢的热导率，控Si控Mn，主要是为了减少这两种元素对钢的热导率的有害的影响。但专利W02011JP72317的Cr含量在2.9 - 4.9%的范围内，这主要还是为了能够使Cr能够与钢中的C形成碳化物，而另一部分则固溶到钢的基体中，以达到固溶强化的作用。Patent:W02011JP72317中最值得人关注的是加入了 0.25%_1.8%的Cu，铜在钢中的突出作用是改善普通低合金钢的抗大气腐蚀性能，特别是和磷配合使用时，加入铜还能提高钢的强度和屈月艮比，而对焊接性能没有不利影响，有研究指出:Cu的加入有可能对提高钢的热导率有较好的帮助。
[0015]6)专利:US20070440406与本发明在提高钢的热导率的方法上有相似之处，均是降低了 C、S1、Mn的含量以减少这些元素对钢的高温性能的有害影响。同时，Patent:US20070440406添加了 Mo、W以达到提高钢的高温性能的目的，这与本发明有形似之处，但是本专利的Mo和W含量更高。但是Patent: US20070440406将Cr的含量定为4.9%-5.5%,已经远远超过本发明中Cr的含量，而本发明将Cr的含量压缩在0.3%之内，Cr的加入使考虑到Cr 一部分能溶入钢中起固溶强化作用，一部分与碳结合，可以改善钢的抗高温氧化和腐蚀的性能。除此之外,专利:US20070440406中添加了 Ni，这种元素的加入均可以达到细化晶粒、强化韧性的作用，本发明不含此种元素，但依然具有高韧性。
[0016]从以上的对比分析可以看出，本发明和所检索到的专利合金元素的成份及其作用机理是不同的。

【发明内容】

[0017]1.本发明一种超高热导率耐磨热冲压模具用钢，其特征在于其合金成分主要以下元素组成，以质量百分含量计:c 0.33-0.40% ；Si < 0.30% ；Mn < 0.30% ；ff 1.5-2.0% ；Mo 4.0-5.0% ；Cr < 0.30% ；V 0.10-0.20% ;其余为Fe和不可避免的杂质元素，杂质元素中S ≤ 0.01% ；P ( 0.01% ；0 ( 30ppm。
[0018]2.本发明一种超高热导率耐磨热冲压模具钢的制备方法，其特征在于该方法采用如下的过程步骤:
Ca)熔炼:按超高热导率热冲压模具钢合金成分，其质量百分含量进行冶炼:C 0.33-0.40% ；Si < 0.30% ；Mn < 0.30% ；ff 1.5-2.0% ；Mo 4.0-5.0% ；Cr < 0.30% ；V
0.10-0.20% ;其余为Fe和不可避免的杂质元素，杂质元素中S:≤0.01% ；P 0.01% ；0:(30ppm，按传统常规的方法进行熔炼，将配合料放置于电炉中，在1500°C以上的温度进行熔炼；然后浇注钢锭，待用；
(b)电渣重熔:电渣重熔工艺为电压50V，电流2800A，熔速约llmm/min，熔池深度50-60_，电渣锭规格Φ120。电渣重熔后可降低气体和夹杂物的含量，并获得成份均匀、组织致密、质量高的钢锭；
(c)退火:于700°C~800°C保温8小时后随炉冷却；
(d)高温均匀化:将上述钢锭加热到1235~1250°C，并保温4~8小时，使钢成分均匀化，防止成分偏析，改善材料的凝固组织，随后置于空气中待温锻造；
(e)锻造:钢锭温度至1200~1230°C，进行多向锻造，终锻温度900°C~950°C，锻造比应大于6 ；锻后退火:于800°C~880°C退火5~9小时，随炉冷却；
(f)退火:将上述钢锻件毛坯放入加热炉中，加热到660~700°C，保温20-26h，然后炉冷至200°C后再空冷至室温；
(g)热处理工艺:1060°C~1100°C淬火，560°C~640°C回火3次，各回火2h;最终得到超高热导率耐磨热冲压模具用合金钢。
[0019]3.本发明中，得到模具钢钢的热处理硬度不低于44HRC，导热系数在200°C时44~46W/ (m*K)，在 700°C时为 33 ~35W/ (m*K)。
[0020]有关发明的机理及所选用元素组分的分析探讨
针对现有技术存在的缺陷，本发明的目的旨在制备一种兼具高耐磨性和超高热导率的热冲压模具用钢。本发明的目的是采用简单的化学成份配比的思路，协调C和W与Mo形成碳化物的配比。采用1060-1100°C淬火，使合金元素充分固溶，达到提高材料的热导率、硬度、冲击韧性和抗回火稳定性、耐磨性等关键性能指标的目的。为了节约经济成本，本发明采用C、Mo、W这三种元素作为主要的合金化元素。本发明将Cr、Mn、Si含量都控制得极低，以期充分降低Si等元素对热导率的影响，使得本专利钢具备超高的热导率。主要添加Mo和W元素，使得材料的组织中形成大量的W和Mo的复杂的碳化物达到强化效果，这种两种元素的碳化物在增加钢的强度的基础上又能保证其塑性和韧性，并能使钢获得良好的回火稳定性、红硬性、热强性。W能与C形成特殊碳化物而增加钢的耐磨性，同时，本发明钢中所含有的微量的V也能和C形成细小的碳化物颗粒弥散地分布在钢的基体中从而提高的钢的耐磨性。从而开发了一种兼具超高热导率、高硬度、良好的抗回火稳定性、良好冲击韧性和耐磨性的经济型热冲压模具钢。
[0021]C:0.33-0.40%
碳是高热强性热作模具钢的主要化学元素之一，碳一部分进入基体起到固溶强化的作用，另一部分则是形成铬碳化物、钥碳化物、钒碳化物和各种类型碳化物，其中的一些合金碳化物能在回火过程中在淬火马氏体基体上弥散析出产生二次硬化现象。碳元素是影响钢的成分偏析和钢的组织均匀性的重要元素。在热导率方面:碳元素以第二相形式存在时对钢导热能力的损害比以固溶形式存在于基体时小，它可使强碳化物以及Mn弱碳化物从基体进入碳化物中，从而提高热导率。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，影响钢的冲击韧性性能指标，特别是造成钢的液析碳化物的不均匀性严重使得钢的冲击韧性降低；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钥碳化物、钨碳化物和各种 类型碳化物复合作用，影响钢的硬度、冲击韧性、耐磨性和高温性能。
[0022]Si:< 0.30%
研究表明:外层电子结构差异较大元素的加入会对钢的导热性能造成影响，由于Si的外层结构与Fe差异较大，所以本发明钢需要控制Si的含量。控Si可以使夹杂物量降低，并使宏观组织更加均匀化，细化微观凝固组织的树枝晶，并且能减少凝固时凝固界面上的成分过冷，继而增加钢的塑性和韧性。硅是一种能与铁素体置换固溶强化非常有效的元素，但在一定程度上会降低钢的韧度和塑性。加入Si可以提高本发明钢的淬透性。Si还有助于提高在高温回火过程中析出特殊碳化物的弥散度，可使二次硬化峰增高，因而Si是提高基体的强度及提高回火抗力的有效元素，硅元素的作用是可以使得钢在回火的过程中马氏体的分解减缓，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。
[0023]但是，硅量过高时还会加重钢的脱碳敏感性，并且使碳化物聚集的过时效速度增大而难以控制。另外，硅和锰共同作用使钢的高温抗回火软化性能和热疲劳性能得到更显著的提高，这些都是对热作模具钢使用性能和寿命有利的。综合以上几点，本专利添加少量的Si。
[0024]Mn: < 0.30%锰是炼钢过程中一种优良的脱氧剂和脱硫剂。锰元素虽然是弱碳化物形成元素，不能够形成碳化物强化作用，但是一定量的锰元素的加入可以促进渗碳体的分解和推迟碳化物的析出与长大，有利于钢的热稳定性。锰与硫有较大的亲合力，可以避免在晶界上形成低熔点的硫化物FeS，而以熔点较高的具有一定塑性的MnS存在，可防止因FeS而导致的热脆现象从而消除硫的有害影响，改善钢的热加工性能。锰溶入奥氏体中能强烈增加钢的淬透性，同时强烈减低钢的Ms点。Mn具有固溶强化作用，从而提高铁素体和奥氏体的强度和硬度，虽然其固溶强化效果不及碳、磷和硅，但其对钢的延展性几乎没有影响。另外，锰元素可以造成钢中的残余奥氏体的含量增加与稳定，这样可以提高钢的韧性和抗热疲劳性能。
[0025]但是锰含量过高，会使脆性增加，减弱钢的抗腐蚀能力，降低导热性能、焊接性能等，综合考虑将其含量控制在0.2%以下。
[0026]W:1.0-2.0%
钨的作用主要是增加钢的回火稳定性、热强性、热强性，作为一种强碳化物形成元素，钨的碳化物硬而耐磨，在本发明中，钨的作用主要是提高模具钢的耐磨性。另一方面，它也有利于提闻钢的热导率。
[0027]Mo:4.0-5.0%
钥元素是一种较强的碳化物形成元素，是本设计成分设计中的重要化学元素之一。它能够降低钢中碳的活度，且其碳化物稳定不易长大，所以能够起到细化晶粒的作用，从而能大大提高钢的回火稳定性。钥元素可以大大推迟珠光体转变对贝氏体转变影响则较小，所以钢能够有效地提高钢的淬透性。钥能够有效地抑制钢中有害元素的偏聚，是消除或减轻钢高温回火脆性的有效元素。钥能较强地提高固溶体原子间结合力，所以能提高钢的热强性。在高温时保持足够的强度和抗蠕变能力(长期在高温下受到应力，发生变形，称蠕变)。在工具钢中可提高红硬性。钥元素的加入可以提高本发明钢奥氏体的稳定性以及钢的淬透性。在钢的回火过程中，钥可以和碳元素结合形成数量较多的M2C合金碳化物，这种碳化物稳定、弥散，可以起到良好的二次硬化效果。钥的加入量的控制在此范围使得钢在回火的过程中获得更多的M2C合金碳化物，并产生较大的两次强化的作用，这对钢的硬度和冲击韧性的提高起着重要的作用。本专利中添加钨，使得钥和钨形成多种复杂碳化物，不仅增加了钢的强度，还增加了钢的抗回火稳定性和热强性。
[0028]Cr: < 0.30%
铬是中强碳化物形成元素，钢中的铬一部分置换形成合金渗碳体，提高其稳定性；一部分溶入铁素体中，产生固溶强化，提高铁素体的强度和硬度。现有热作模具钢中大多添加铬元素。考虑到铬在奥氏体中的扩散速度比较小，加之阻碍碳的扩散，因而可提高奥氏体的稳定性，提高本发明钢种的淬透性。铬在含量较低时可能形成铬的合金渗碳体(Fe、Cr) 3C，而随铬含量的增加，钢中的碳化物逐步变为Cr7C3和Cr23C6。Cr7C3和Cr23C6能在回火过程中弥散分布，这可以提高钢的抗回火性能，并能使钢产生一定的红硬性，提高钢的热强性。但是当回火温度高于600 °C时，Cr的碳化物就迅速聚集粗化，使得钢的抗回火稳定能较差。因此，本设计中一反常规，把铬含量控制在< 0.20%的范围，主要利用W和Mo的碳化物来代替铬碳化物的作用，不仅能起到一样的效果，还降低了 Cr对热导率的影响以及降低了钢的合金成本。
[0029]V:0.10-0.20%钒元素是一种强碳化物形成元素，形成的VC质点稳定性好，且弥散分布，所以能有效地提高钢的热强性。钒在钢中的强化作用和钥元素相似，控制钒的含量可以协调碳与钥和钨的配比。钒的固溶温度较高，为获得钒的碳化物而在较高温度淬火会产生晶粒粗大，韧性不足，同时钒的碳化物容易在钢凝固过程中形成一次碳化物，成网状或链状分布在原奥氏体晶界，不易重溶，从而降低钢的韧性，因此，在本技术钢中钒元素含量为0.1-0.2%，以兼顾钢的韧性。
[0030]P ≤ 0.01%
在一般情况下，磷是钢中有害元素，它在钢中易产生偏析，形成Fe3P，虽然能增加钢的强度和硬度，但使塑性和韧性显著下降，脆性增大。特别是它能使钢的脆性转折温度急剧升高，引起钢的冷脆性。它还会使钢的焊接性能变坏，降低塑性，使冷弯性能变坏。因此本发明钢需要严格控制磷的含量，以减少对钢的韧性的影响。
[0031]S ≤0.01%
硫是钢中的有害元素之一。典型的危害是能在钢中形成熔点较低的FeS，导致钢的“热脆”现象。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。除此之外，硫还会明显地降低钢的焊接性能，引起高温龟裂，并在金属焊缝中产生许多气孔和疏松，从而降低焊缝的强度。因此，本发明钢必须控制硫含量，以保证钢的加工性能和机械性能，同时也对改善热作模具钢的显微组织有一定的作用。
[0032]与现有技术相比，本发明具有以下突出的优点:
本发明涉及一种新型高热导率热冲压模具材料，在合金化思路上，本发明钢的特点是简单的合金化，以C、Mo和W三种元素为主；其次，保持较低的Mn、超低的S1、Cr元素，使得本专利钢具备超高的热导率；保持低Mn、超低的Si含量，Cr含量也很低，这与一般热作钢不同，可以大大节约经济成本。本发明钢经过电炉熔炼一电渣重熔一电渣锭退火一高温均匀化一多向锻造一锻后退火后，具有良好的机加工性能；经过热处理(淬火一高温回火)后，本发明钢具有良好的热强度、热硬度，并具有超高的导热系数，具有较高的导热能力、热稳定性，可以获得较低的表面温度，增加抗热疲劳性能。
[0033]本发明钢中主要含有两种合金化元素:Mo和W。Mo是一种较强的碳化物形成元素，其类型有两种:一为M2C，二为M6C，本发明钢中的Mo的碳化物类型主要为前者，经过一定的热处理工艺后，钢的基体中析出了细小的Mo2C，该碳化物分布的均匀、弥散，极大地提高了模具钢的表面硬度。W相对于Mo而言，是一种强碳化物形成元素，一定量的W加入到基体中会形成WC，WC坚硬而耐磨，本发明钢因为WC的存在，抗摩擦磨损性能得到极大的提高。
【专利附图】

【附图说明】
[0034]图1为超高热导率耐磨热冲压模具用钢材料与普通H13热作模具钢的热导率对比。
[0035]图2为超高热导率耐磨热冲压模具用钢材料退火态的显微组织。
[0036]图3为超高热导率耐磨热冲压模具钢600°C回火状态下大量的钨和钥的碳化物 图4为超高热导率耐磨热冲压模具钢在620°C下经过20小时所测得的热稳定性曲线 图5为超高热导率耐磨热冲压模具钢的回火特性曲线。【具体实施方式】
[0037]现将本发明的具体实施例叙述于下。
[0038]实施例1
本实施例生产了一种钢,其具体成分如下:
C:0.37 % ；Si:0.06% ；Mn:0.12% ；ff:1.65 % ；Mo:4.43% ；Cr:0.12% ；V:0.12% ；
其余为Fe和不可避免的杂质元素，杂质元素中S 0.01% ；P 0.02% ；0 30ppm 制备工艺及热处理工艺如下:
(a)熔炼:合金按上述成分设计后，按传统常规的方法进行熔炼，将上述配方中的配合料放置于电炉中，在1550°C进行熔炼；然后浇注钢锭，进入下一步骤待用；
(b)电渣重熔:电渣重熔后可降低气体和夹杂物的含量，并获得成分均匀、组织致密、质量高的钢锭；
(c)退火:于750°C保温8小时后随炉冷却；
(d)高温均匀化:将上述钢锭加热到1250°C，并保温10小时，使钢成分均匀化，防止成分偏析，改善材料的凝固组 织，随后置于空气中冷却；
(e)锻造:钢锭加热至1230°C，进行多向锻造，终锻温度950°C，锻造比应大于6;锻后退火:于860°C退火8小时，随炉冷却；
(f)退火:将上述钢锻件毛坯放入加热炉中，加热到700°C，保温25h，然后炉冷至200°C后再空冷至室温；最终得到新型耐热耐磨热冲压模具用合金钢材料。
[0039](g)热处理工艺:1080°C淬火，560°C回火2h，600°C回火2h，然后在620°C回火2h，在推荐的热处理工艺条件下，硬度及冲击韧性:硬度值为4719HRC，冲击韧性值为190"218Jo
[0040](h)热导率测试的结果是:在200°C时，热导率为41-46 ff/ (m*K)，在700°C时热导率为33~35 ff/ (m*K)，高于现有一般热作模具钢的热导率。
[0041]实施例2
本实施例生产了一种钢,其具体成分如下:
C:0.36% ；Si:0.07% ；Mn:0.14% ；ff:1.70% ；Mo:4.51% ；Cr:0.12% ；V:0.14% ；
其余为Fe和不可避免的杂质元素，杂质元素中S 0.01% ；P 0.02% ；0 30ppm 制备工艺及热处理工艺如下:
(a)熔炼:合金按上述成分设计后，按传统常规的方法进行熔炼，将上述配方中的配合料放置于电炉中，在1500°C进行熔炼；然后浇注钢锭，进入下一步骤待用；
(b)电渣重熔:电渣重熔后可降低气体和夹杂物的含量，并获得成份均匀、组织致密、质量高的钢锭；
(c)退火:于800°C保温10小时后随炉冷却；
(d)高温均匀化:将上述钢锭加热到1250°C，并保温4小时，使钢成分均匀化，防止成分偏析，改善材料的凝固组织，随后置于空气中冷却；
(e)锻造:钢锭加热至1200°C，进行多向锻造，终锻温度950°C，锻造比应大于6;锻后退火:于800°C退火8小时，随炉冷却；
(f)退火:将上述钢锻件毛坯放入加热炉中，加热到660°C，保温20h，然后炉冷至200°C后再空冷至室温。[0042] (g)热处理工艺:1060°C淬火，560°C回火I次，600°C回火I次，640°C回火I次，各回火2h ;在推荐的热处理工艺条件下，硬度及冲击韧性:硬度值为4315HRC，冲击韧性值为210. 5~225J。
【权利要求】
1.一种超高热导率耐磨热冲压模具钢，其特征在于其合金成分主要由以下元素组成，以质量百分含量计:c 0.33-0.40% ；Si < 0.30% ；Mn < 0.30% ；ff 1.5-2.0% ；Mo 4.0-5.0% ；Cr < 0.30% ；V 0.10-0.20% ;其余为Fe和不可避免的杂质元素，杂质元素中S ( 0.01%;P^0.01% ；0 ^ 30ppm。
2.一种超高热导率耐磨热冲压模具用钢的制备方法，其特征在于该方法采用如下过程和步骤: Ca)熔炼:按超高热导率耐磨热冲压模具钢合金成分，以其质量百分含量进行冶炼:C:0.33-0.40% ；Si: < 0.30% ；Mn: < 0.30% ；ff:1.5-2.0% ；Mo:4.0-5.0% ；Cr: < 0.30% ；V:0.10-0.20%;其余为Fe和不可避免的杂质元素，杂质元素中S .( 0.01% ；P..( 0.01% ；0:(30ppm，按传统常规的方法进行熔炼，将配合料放置于电炉中，在1500°C以上的温度进行熔炼；然后浇注钢锭，待用； (b)电渣重熔:电渣重熔工艺为电压50V，电流2800A，熔速约llmm/min，熔池深度50-60mm,电渣锭规格Φ120 ;电渣重熔后可降低气体和夹杂物的含量，并获得成份均匀、组织致密、质量高的钢锭； (c)退火:于700°C~800°C保温8小时后随炉冷却； (d)高温均匀化:将上述钢锭加热到1235~1250°C，并保温4~8小时，使钢成分均匀化，防止成分偏析，改善材料的凝固组织，随后置于空气中待温锻造； (e)锻造:钢锭温度至1200~1230°C，进行多向锻造，终锻温度900°C~950°C，锻造比应大于6 ；锻后退火:于800°C~880°C退火5~9小时，随炉冷却； (f)退火:将上述钢锻件毛坯放入加热炉中，加热到660~700°C，保温20-26h，然后炉冷至200°C后再空冷至室温； (g)热处理工艺:1060°C~1100°〇淬火，5601:~640°C回火3次，各回火2h;最终得到超高热导率耐磨热冲压模具合金钢。
3.根据权利要求1所述的一种超高热导率耐磨热冲压模具钢，其特征在于，该钢的热处理硬度不低于44HRC，导热系数在200°C时为44~46W/ (m*K)，在700°C时为33~35W/(m*K)。
【文档编号】C22C38/24GK103993223SQ201410189168
【公开日】2014年8月20日 申请日期:2014年5月6日 优先权日:2014年5月6日
【发明者】吴晓春, 李爽, 曹奇, 黎欣欣, 张铮, 吴博雅 申请人:上海大学, 上海始金新材料科技有限公司