一种冷作模具钢表面超硬化处理工艺的制作方法

本发明属于模具钢
技术领域：
，具体涉及一种冷作模具钢表面超硬化处理工艺。
背景技术：
：冷作模具钢是指使金属在冷态下变形或成形所使用的模具钢。最常用的专用冷作模具钢是crl2型钢，其含碳量为1.45％～2.30％，含铬量为11％～13％。由于模具材料的硬度和组织是影响模具耐磨性能的重要因素，因此为了提高冷作模具的抗磨性能，通常要求模具硬度高于加工件硬度30％～50％，材料的组织为回火马氏体或下贝氏体，其上分布均匀、细小的颗粒状碳化物。要达到此目的，钢中的碳的质量分数一般都在0.60％以上。工作时受力大，要求高耐磨性、高淬透性、变形量小、形状复杂的模具，多用高碳高铬钢(crl2、crl2mov等)制造。对于crl2mov模具钢而言，一般用于制造工作时受力较大的模具，对其表面硬度的要求较高。依据我国现有国家标准gb/t1299-2014的规定，crl2mov模具钢的钢材布氏硬度hbw在207～255，950～1000℃油介质淬火后，钢材表面洛氏硬度hrc不低于58。而随着汽车工业高强度材料的发展，金属加工模具被应用于更恶劣的工况条件，对常用模具钢而言.要求具有更高的强韧性来提高模具寿命。现有的crl2mov钢存在组织偏析严重圈、韧性差等问题。因此，如何同时提高现有crl2mov模具钢的表面硬度和整体韧性是本领域急需解决的技术问题。技术实现要素：本发明针对现有技术中存在的至少一种技术问题，提供一种冷作模具钢表面超硬化处理工艺，工艺过程简单，处理效率高，能够同时提高crl2mov型模具钢的表面硬度和整体韧性。本发明解决上述技术问题的技术方案如下：一种冷作模具钢表面超硬化处理工艺，所述冷作模具钢为crl2mov型模具钢，包括以下步骤：s1.预热：将冷作模具钢以10～20℃/min的升温速率，升温至750～800℃，然后在750～800℃温度下维持1.5～2h；s2.td炉处理：将步骤s1预热后的冷作模具钢放入td炉中，以10～25℃/min的升温速率升温至960～1020℃，然后在960～1020℃温度下维持9.5～10h；s3.盐浴炉淬火：将步骤s2处理后的冷作模具钢放入盐浴炉中淬火，淬火时间在0.5～1.5h；s4.高温回火：将步骤s3淬火后的冷作模具钢以10～20℃/min的升温速率，升温至540～560℃，高温回火4～4.5h，然后自然冷却至室温；s5.后续处理：将步骤s4回火后的冷作模具钢进行清洗、抛光，得到表面超硬化处理的冷作模具钢。在上述技术方案的基础上，本发明还可以做如下改进。进一步，所述步骤s1中，预热在真空炉中进行。进一步，所述步骤s2中，升温速率控制在18～20℃/min。进一步，所述步骤s2中，升温至980℃，然后在980℃温度下维持9.5～10h。进一步，所述步骤s3中，所述淬火温度为560～580℃。进一步，所述步骤s3中，所述淬火时间控制在0.5～0.75h。进一步，所述步骤s3中，所述盐浴炉淬火所用盐为低熔点氮化盐，熔点低于450℃。进一步，所述步骤s4中，所述升温速率为15℃/min。进一步，所述步骤s5中，所述后续处理还包括检测操作。进一步，所述步骤s1种，所述冷作模具钢为经过铸造成型，并经过尺寸精修处理的冷作模具钢模具工件坯件。本发明的有益效果是：本发明未采用中高温预热，td炉热处理，盐浴淬火后一次高温回火处理，能够极大提高crl2mov型模具钢的表面硬度，而且整个处理过程中不会产生碳损失；本发明的处理工艺充分利用了crl2mov型模具钢的淬透性，盐浴淬火后，能够有效改变crl2mov型模具钢内部晶相结构，增强其韧性；本发明工艺能够有效提高crl2mov型模具钢的整体性能，使得制备的模具使用寿命大幅提升。附图说明图1是本发明的工艺处理后的模具钢晶相组织显微镜图；图2是现有crl2mov型模具钢晶相组织显微镜图。具体实施方式以下结合附图对本发明的原理和特征进行描述，所举实例只用于解释本发明，并非用于限定本发明的范围。本发明的一种冷作模具钢表面超硬化处理工艺，所述冷作模具钢为crl2mov型模具钢，包括以下步骤：s1.预热：将冷作模具钢以10～20℃/min的升温速率，升温至750～800℃，然后在750～800℃温度下维持1.5～2h；s2.td炉处理：将步骤s1预热后的冷作模具钢放入td炉中，以10～25℃/min的升温速率升温至960～1020℃，然后在960～1020℃温度下维持9.5～10h；s3.盐浴炉淬火：将步骤s2处理后的冷作模具钢放入盐浴炉中淬火，淬火时间在0.5～1.5h；s4.高温回火：将步骤s3淬火后的冷作模具钢以10～20℃/min的升温速率，升温至540～560℃，高温回火4～4.5h，然后自然冷却至室温；s5.后续处理：将步骤s4回火后的冷作模具钢进行清洗、抛光，得到表面超硬化处理的冷作模具钢。crl2mov型模具钢是一型冷作模具钢，根据现有国家标准gb/t1299-2014的规定，其成分为：c含量在1.40～1.60％，si含量不大于0.6％，mn含量不大于0.6％，cr含量11.00～13.00％，mo含量0.70～1.20％，v含量0.50～1.10％，co含量不大于1.00％，其余为fe。退火后布氏硬度hbw在207～255，需要经过淬火处理，950～1000℃油介质淬火后，钢材表面洛氏硬度hrc不低于58。根据国家标准gb/t1299-2014规定的处理方式处理，crl2mov型模具钢的晶相组织主要为马氏体，并分布有碳化物，碳化物并未形成网状或带状，而是以块状聚集，采用leica光学显微镜进行观察，其晶相组织结构的显微镜图如图2所示。可见，现有的crl2mov型模具钢经过淬火处理后虽然硬度较高，表面洛氏硬度hrc能够达到58～62，但是组织偏析严重，韧性较差。随着目前汽车工业对零部件强度的要求不断提升，对于模具的韧性要求也越来越高，韧性过低会导致生产过程中模具开裂，现有的crl2mov型模具钢生产的模具在汽车工业领域应用时，使用寿命已经逐渐无法满足生产需要。虽然其它型号的模具钢在韧性上能够满足现在的需求，但是硬度比crl2mov型模具钢低，淬透性也不如crl2mov型模具钢，通过热处理增强硬度后，其表面硬度也与crl2mov型模具钢有较大的差距。发明人通过实验研究后发现，crl2mov型模具钢采用高温加热后，中温冷淬再辅以高温回火，能够使整个模具钢的晶相组织中无奥氏体残留，有效提高硬度和韧性。发明人推测，上述效果的实现是基于较大温差的淬火能够使碳形成更细小的颗粒，聚集度降低，分布更为均匀，这样能够有效提高形核率，使得淬火后的奥氏体晶粒更加细小、均匀，辅以高温回火后，能够保证奥氏体全部转化为马氏体，使得模具钢硬度大幅增强。而且高温加热后中温冷淬还能使得晶相组织中融入的合金量增加，后续会火候能够形成大量针状的回火马氏体，有效提高模具钢的韧性。发明人推测高温回火在让淬火马氏体分解的同时，让碳大量析出，在上述过程中碳可以起到一定的催化作用，促进奥氏体分解和合金的融入。基于上述发现，本发明未采用国标规定的油介质淬火，而选择td炉加热处理，而后盐浴淬火，能够在整体硬度和韧性提升的基础上，进一步提高模具钢的表面硬度，使得最终处理得到的模具钢的材料硬度、表面硬度和韧性都远优于现有模具钢，整体材料性能和使用寿命都大幅提升，有效克服了本领域的技术偏见。本发明的核心是利用了td炉处理、盐浴淬火，以及高温加热后、中温冷淬再辅以高温回火的工艺过程之间产生的协同作用，其产生的技术效果也并不是单纯的效果预期的叠加。单纯的热处理能够提升材料整体性能，而td处理和盐浴则是提升表面硬度，本发明将上述工艺糅合到一起，整体材料硬度有了进一步提升，表面硬度也有了进一步提升，同时材料的韧性也得到了加强，整体材料性能和使用寿命的提升是超出了预期的。在本发明优选的技术方案中，所述步骤s1种，所述冷作模具钢为经过铸造成型，并经过尺寸精修处理的冷作模具钢模具工件坯件。在本发明优选的技术方案中，所述步骤s1中，预热在真空炉中进行。避免材料被氧化。在本发明优选的技术方案中，所述步骤s2中，升温速率控制在18～20℃/min。更为优选的，所述步骤s2中，升温至980℃，然后在980℃温度下维持9.5～10h。在本发明中，td炉加热过程温度控制极为重要，升温速率需要精确控制，过快会导致碳析出损失，过慢则会导致表面合金化程度不足，硬度不够。本发明的核心目的是表面硬化，基材硬度和韧性均得到提升，而基材硬化和韧性提升需要利用晶相组织转变时材料的合金化，因而对于表面析出的合金量需要精确控制。发明人经过大量的实验研究并依据个人经验对参数进行了调整，td炉热处理采用上述参数范围能够有效保证碳元素不损失，同时控制合金元素在表面的聚集量，使得基材内存留足够的合金元素，后续淬火和回火处理时，确保基材合金化能够实现。经过检测，上述工艺参数控制下，模具钢内的合金元素会有50％左右聚集到表面，基材内还会存留50％左右的合金元素，确保后续处理合金化的实现。在本发明优选的技术方案中，所述步骤s3中，所述淬火温度为560～580℃。在本发明优选的技术方案中，所述步骤s3中，所述淬火时间控制在0.5～0.75h。在本发明优选的技术方案中，所述步骤s3中，所述盐浴炉淬火所用盐为低熔点氮化盐，熔点低于450℃。基于本发明的目的和核心原理，淬火控制也是本发明较为关键的核心点。淬火温度、时间的选择较为关键。本发明需要形成较大温差淬火，确保碳能够打散形成微粒，其次本发明还需要一定的淬火温度以确保合金化过程的温度条件，最后本发明的淬火时间要确保合金化过程的充分完成。发明人经过大量的实验研究并依据个人经验对参数进行了调整，最终确定在上述参数条件下，淬火后奥氏体的晶粒较为细小，基材的晶相组织中融入的合金元素量较佳也较为均匀。而且发明人还意外发现上述温度下碳元素能够对合金化过程起到一定的催化作用，缩短整个合金化过程的时间，有效缩短淬火时间，避免表面元素发生迁移。而采用低熔点氮化盐，能够在淬火过程中完成材料表面的渗氮处理，能够进一步提升表面硬度，即使材料表面元素发生些许迁移，也能够确保材料表面硬度。在本发明优选的技术方案中，所述步骤s4中，所述升温速率为15℃/min。回火处理也是本发明的核心，回火的升温速率需要精确控制。本发明的回火处理是材料晶相组织结构发生最终转变的过程，需要形成针状回火马氏体，确保晶相组织分解转变过程中合金元素的稳定、不迁移，同时还需要确保完全去奥氏体。升温速率过高、过低都会导致整个过程效果不佳甚至无法完成。在本发明优选的技术方案中，所述步骤s5中，所述后续处理还包括检测操作。如图1所示，本发明工艺制备的冷作模具钢晶相组织中含有大量针状的回火马氏体，碳元素组织较为细小，而且分布较为均匀，整体晶相组织全部为马氏体，不含珠光体和奥氏体。以下是本发明具体实施例以下实施例采用crl2mov型模具钢，各元素配比如下：c含量在1.580％，si含量0.2％，mn含量0.56％，cr含量12.50％，mo含量0.98％，v含量0.98％，co含量0.80％，其余为fe。以下实施例制备的是制不锈钢器皿拉伸模，首先采用铸造的方式制备模具坯件，而后进行尺寸精修和抛光处理，得到不锈钢器皿拉伸模坯件。实施例1s1.预热：将不锈钢器皿拉伸模坯件以20℃/min的升温速率，升温至750℃，然后在750℃温度下维持2h；s2.td炉处理：将步骤s1预热后的不锈钢器皿拉伸模坯件放入td炉中，以25℃/min的升温速率升温至1020℃，然后在1020℃温度下维持9.5h；s3.盐浴炉淬火：将步骤s2处理后的不锈钢器皿拉伸模坯件放入盐浴炉中淬火，淬火时间在1.2h；s4.高温回火：将步骤s3淬火后的不锈钢器皿拉伸模坯件以20℃/min的升温速率，升温至540℃，高温回火4.5h，然后自然冷却至室温；s5.后续处理：将步骤s4回火后的不锈钢器皿拉伸模坯件进行清洗、抛光，得到表面超硬化处理的不锈钢器皿拉伸模坯件。实施例2s1.预热：将不锈钢器皿拉伸模坯件以15℃/min的升温速率，升温至780℃，然后在780℃温度下维持1.7h；s2.td炉处理：将步骤s1预热后的不锈钢器皿拉伸模坯件放入td炉中，以18℃/min的升温速率升温至980℃，然后在980℃温度下维持9.5h；s3.盐浴炉淬火：将步骤s2处理后的不锈钢器皿拉伸模坯件放入盐浴炉中淬火，所述淬火温度为580℃，淬火时间在0.75h；s4.高温回火：将步骤s3淬火后的不锈钢器皿拉伸模坯件以15℃/min的升温速率，升温至550℃，高温回火4.2h，然后自然冷却至室温；s5.后续处理：将步骤s4回火后的不锈钢器皿拉伸模坯件进行清洗、检测、抛光，得到表面超硬化处理的不锈钢器皿拉伸模坯件。实施例3s1.预热：将不锈钢器皿拉伸模坯件以10℃/min的升温速率，升温至800℃，然后在800℃温度下维持1.5h；s2.td炉处理：将步骤s1预热后的不锈钢器皿拉伸模坯件放入td炉中，以10℃/min的升温速率升温至960℃，然后在960℃温度下维持10h；s3.盐浴炉淬火：将步骤s2处理后的不锈钢器皿拉伸模坯件放入盐浴炉中淬火，淬火时间在1.5h；s4.高温回火：将步骤s3淬火后的不锈钢器皿拉伸模坯件以10℃/min的升温速率，升温至560℃，高温回火4h，然后自然冷却至室温；s5.后续处理：将步骤s4回火后的不锈钢器皿拉伸模坯件进行清洗、抛光，得到表面超硬化处理的不锈钢器皿拉伸模坯件。实施例4s1.预热：将不锈钢器皿拉伸模坯件以15℃/min的升温速率，升温至770℃，然后在770℃温度下维持1.8h；s2.td炉处理：将步骤s1预热后的不锈钢器皿拉伸模坯件放入td炉中，以20℃/min的升温速率升温至980℃，然后在980℃温度下维持10h；s3.盐浴炉淬火：将步骤s2处理后的不锈钢器皿拉伸模坯件放入盐浴炉中淬火，所述淬火温度为560℃，淬火时间在0.5h；s4.高温回火：将步骤s3淬火后的不锈钢器皿拉伸模坯件以15℃/min的升温速率，升温至550℃，高温回火4.4h，然后自然冷却至室温；s5.后续处理：将步骤s4回火后的不锈钢器皿拉伸模坯件进行清洗、检测、抛光，得到表面超硬化处理的不锈钢器皿拉伸模。以国家标准gb/t1299-2014规定的处理方式制备的不锈钢器皿拉伸模为对比例1；以td炉处理后，经油冷淬，而后常规低温回火制备的不锈钢器皿拉伸模为对比例2；以国家gb/t1299-2014规定的淬火方式淬火后，高温回火处理的不锈钢器皿拉伸模为对比例3。将上述三个对比例的不锈钢器皿拉伸模与本发明实施例1～4制作的不锈钢器皿拉伸模进行性能比较，比较其表面硬度、整体硬度和奥氏体余量，所得结果见下表1。类目对比例1对比例2对比例3实施例1实施例2实施例3实施例4表面硬度hrc58646162666267基材硬度hbw224206248288309292308奥氏体余量21％18％22％4.2％2.1％4.6％1.7％表1材质性能对比表通过表1的数据可知，经过本发明工艺处理的冷作模具钢在基材硬度和表面硬度性能方面远超现有的crl2mov型模具钢。而经本发明工艺处理的crl2mov型模具钢基本没有奥氏体残留，马氏体含量极高，相较于现有工艺处理的crl2mov型模具钢奥氏体残留量在15％以上，本发明工艺处理的crl2mov型模具钢的韧性也得到了大幅提升。以上所述仅为本发明的较佳实施例，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。当前第1页12