技术领域
[0001] 本
发明涉及一种高
钒含铌冷作模具钢，特别涉及一种采用
粉末冶金工艺制备的高耐磨高韧性的冷作模具钢及其制备方法。
背景技术
[0002] 为了使冷作模具具有较长的使用寿命，冷作模具钢必须具备高的综合
力学性能，这些力学性能包括
耐磨性能、冲击韧性、抗弯强度以及硬度等。
[0003] 冷作模具钢耐磨性能取决于基体硬度以及钢中存在的硬质第二相，即硬质第二相起主要作用。硬质第二相的种类包括M6C、M2C、M23C6、M7C3以及MC等，在这些
碳化物中，MC碳化物具有最高的显微硬度（其室温显微硬度达到HV2200-HV2400），由于MC碳化物硬度较高，故能够更好的保护基体，从而减少磨损发生，提高模具使用寿命。随着加工制造业的发展，对模具的使用寿命要求逐步提高，冷作模具钢中MC碳化物含量也逐步提高，特别是粉末冶金工艺的发展，促使开发了粉末冶金高钒冷作模具钢。
[0004] 美国
专利US4249945公开了一种A11钢，该A11钢
热处理后MC碳化物体积分数达到10%-20%，A11钢相比传统铸锻冷作模具钢其耐磨性能有了很大提高，然而在一些应用环境下，A11钢的耐磨性能仍然不够，MC碳化物含量需要进一步提高。然而较高的MC碳化物含量容易带来以下问题，首先碳化物含量的提高通常使冷作模具钢的韧性受到一定损害，过低的韧性使冷作模具使用时发生断裂的
风险增加，另外较高的MC碳化物意味着需要更多的V、C元素参与反应，异常粗大MC碳化物形成的概率增加，较高的MC碳化物含量需要较高的熔炼
温度，使耐火材料的烧损加快，导致外来非金属夹杂增加，为了解决这些问题，需要从
合金设计和制备工艺方面进行综合考虑。
发明内容
[0005] 本发明的目的是提供一种采用粉末冶金工艺制备的具有高耐磨、高韧性性能的冷作模具钢，该冷作模具钢具有高的MC碳化物含量，其组织均匀、碳化物细小。
[0006] 本发明的另一目的是提供制备所述冷作模具钢的方法。
[0007] 为了实现上述目的，本发明采用了以下技术方案：
[0008] 一种粉末冶金高耐磨高韧性冷作模具钢，是采用雾化制粉-热
等静压-
锻造退火步骤制备，其中：
[0009] 该冷作模具钢的化学成分按
质量百分比包括：V：12%-20%，Nb：0.5%-4.5%，C：2.5%-4.8%，Si：≤2.0%，Mn：0.2%-1.5%，Cr：4.0%-5.6%，Mo：≤3.0%，余量为
铁和杂质；
[0010] 所述冷作模具钢中V、Nb及C形成富钒含铌的MC型碳化物相，该MC型碳化物相在所述冷作模具钢中的体积分数是18－35％。
[0011] 所述冷作模具钢中的化学成分按质量百分比包括：V：15.0%-18.0%，Nb：0.8%-4.0%，C：2.7%-4.5%，Si：≤1.3%，Mn：0.2%-1.5%，Cr：4.8%-5.4%，Mo：≤2.0%。
[0012] 所述冷作模具钢中的V当量Veq定义为Veq（质量%）＝V+0.65Nb，其中，Veq为13%-20%。
[0013] 所述冷作模具钢中V、Nb及C形成富钒含铌的MC型碳化物相，其最大尺寸≤6.0μm，碳化物粒度D50≤3.0μm。
[0014] 所述MC碳化物最大尺寸≤3.5μm，碳化物粒度D50≤1.5μm。
[0015] 所述杂质包括S和P，其中S≤0.1%且P≤0.03%。
[0016] 制备所述冷作模具钢的方法，是采用雾化制粉-
热等静压-锻造退火步骤制备，具体步骤如下：
[0017] 1）按所述
合金元素规定的配比准备的相应的金属原料；
[0018] 2）用中频感应熔炼炉1对所述金属原料熔炼，熔炼温度为1650℃-1720℃，熔炼时间15-40分钟,金属原料分两次加入，含Nb铁合金在浇钢前10-15分钟加入，然后提高熔钢温度20℃-50℃，得到均匀的钢液；
[0019] 3）钢液从中频感应熔炼炉1流出经由雾化
中间包2流入
喷嘴5最后进入雾化塔4，形成的合金粉末进入收粉罐6；其中，雾化浇钢温度为1650℃-1720℃，雾化气体为高纯
6
氮气，雾化气压≥2.52×10Pa；
[0020] 4）用热等静压工艺对形成的合金粉末进行成型，形成压坯，热等静压温度为1100℃-1160℃，压力≥110Mpa；
[0021] 5）对压坯进行压力锻造得到锻件，锻造温度为1095℃-1170℃,停锻温度不低于930℃，锻后入
沙坑缓冷；
[0022] 6）对锻造后的锻件进行热处理，得到所述冷作模具钢。
[0023] 在步骤3）中，对雾化中间包2采取加热保温措施，保温温度为800℃-1300℃。
[0024] 所述热处理包括退火、淬火和回火。
[0025] 所述退火是将锻件加热到870℃-890℃，保温时间2小时，随后以≤15℃/小时的冷速冷至500-530℃，然后炉冷或静止空气空冷至50℃以下。
[0026] 所述淬火处理是将退火后的锻件在盐浴815℃-845℃预热，温度均匀后放入盐浴1000℃－1200℃的温度下保温30－45分钟，随后淬入530℃-550℃盐浴，并空冷至50℃以下。
[0027] 所述回火是将淬火后的锻件盐浴加热到540－670℃的温度并保温1.5-2小时，随后空冷至50℃以下，如此重复2到3次。
[0028] 本发明有益效果在于：由于采用改进的合金化方案，MC碳化物分布状态更为细小均匀，所以该冷作模具钢具有更优的冲击韧性、抗弯强度；其制备方法使制得的冷作模具钢具有高的MC碳化物含量，同时避免异常粗大MC碳化物的形成。
附图说明
[0029] 图1为本发明的雾化制粉装置示意图；
[0030] 图2为常规的雾化过程中不采用中间包加热措施的粉末微观组织图；
[0031] 图3为本发明的雾化过程中采用中间包加热措施的粉末微观组织图。
[0032] 【主要组件符号说明】
[0033] 1 中频感应熔炼炉
[0034] 2 雾化中间包
[0035] 3 高压气体
[0036] 4 雾化塔
[0037] 5 喷嘴
[0038] 6 收粉罐
具体实施方式
[0039] 下面结合附图，对本发明的具体实施方式做进一步说明。本发明并不局限于以下
实施例。在本
说明书中，钢中的合金化元素的含量除另外说明外均以质量百分比表示。
[0040] 本发明的粉末冶金高耐磨高韧性冷作模具钢，在添加一定量元素V的同时，添加一定量的元素Nb，Nb的作用在于降低MC碳化物的形核势垒，促进更加细小MC碳化物的形成，从而提高本发明钢的韧性。
[0041] 为了达到满意的综合性能，本发明钢中的各合金成分如下，以下均为质量百分比：
[0042] C：C元素含量至少大于2.5%、小于4.8%，并优选为2.7%-4.5%。C含量的优选范围依据为足够的C与V及Nb等元素反应生成MC碳化物，同时避免过多的C固溶于基体使残余奥氏体的量增加；
[0043] V：V是用于形成MC型碳化物的主要元素，V含量控制在12.0%-20.0%，且优选15.0%-18.0%，同时匹配相应的碳含量来形成MC型碳化物；
[0044] Nb：Nb的作用在于固溶于MC碳化物中，形成富V含Nb的MC碳化物，相比不含Nb的MC碳化物，前者形核势垒更低，形核率更高，促使形成更为细小碳化物；Nb的含量大于0.5%，使MC碳化物中能够固溶足够量的铌，对MC碳化物起到细化作用；综合考虑碳的含量，Nb的含量小于4.5%，Nb含量上限的设定主要在于避免NbC在钢液中形成；Nb含量的优选范围为：0.8%-4.0%；
[0045] Cr：Cr的作用在于固溶于MC碳化物，提高MC碳化物的
稳定性，促使更多MC碳化物析出，本发明中Cr含量为4.0%-5.6%，优选范围为4.8%-5.4%；
[0046] Mo：本发明钢中Mo的作用类似Cr，其作用在于促使更多MC碳化物析出，本发明中Mo含量范围是Mo≤3.0%，且优选范围为Mo≤2.0%；
[0047] Si：Si在冷作模具钢中不参与碳化物的形成，它主要是作为一种
脱氧剂和基体强化元素来使用，Si过多会使基体的韧性下降，因此本发明中Si含量范围是Si≤2.0%，优选Si≤1.3%；
[0048] Mn：Mn可作为脱氧剂加入，并可以固硫减少热脆性，另外锰可显著增加淬透性，在本发明中Mn含量范围是0.2%-1.5%；
[0049] 余量为铁和杂质，其中所述杂质包括磷、硫等制备过程中不可避免的元素，在本发明的冷作模具钢中S≤0.1%并且P≤0.03%。
[0050] 在上述冷作模具钢中，Nb、V及C形成富V含Nb的MC型碳化物，通过如下定义V当量Veq，Veq（质量%）=V+0.65Nb。在一个优选的实施方案中，本发明冷作模具钢中Veq为13%-20%。
[0051] 本发明的粉末冶金高耐磨高韧性冷作模具钢的制备方法包括如下顺序步骤：
[0052] 1）提供具有上述合金元素组成的金属原料；
[0053] 2）用中频感应熔炼炉1对所述金属原料进行熔炼，熔炼温度为1650℃-1720℃，整个熔炼时间15-40分钟；为了使熔炼温度在熔炼过程大部分时间处于相对较低值，金属原料分两次加入，含Nb铁合金在浇钢前10-15分钟加入，然后提高熔钢温度20℃-50℃，最后得到均匀的合金熔体即钢液；采用以上加料方式减少钢液对耐火材料的烧损，从而减少了外来非金属夹杂的产生；
[0054] 3）利用
真空气雾化的方法对合金熔体进行雾化得到合金粉末。雾化浇钢温度为1650℃-1720℃；如图1所示，为本发明的雾化制粉装置示意图，其中浇钢钢液从中频感应熔炼炉1流出经由雾化中间包2流入喷嘴5最后进入雾化塔4，为了防止钢液流经雾化中间包2时钢液温度降低过快导致大颗粒MC碳化物形成，对雾化中间包2采取加热保温措施，防止MC碳化物在进入雾化塔4前形成，根据
热力学计算分析，设定雾化中间包2保温温度
6
为800℃-1300℃；雾化采用的高压气体3为高纯氮气，雾化气压≥2.52×10Pa，雾化后粉末平均粒径30-150μm；形成的合金粉末进入收粉罐6；
[0055] 4）采用热等静压工艺对合金粉末进行成型，形成压坯，热等静压温度为1100℃-1160℃，压力≥110Mpa；
[0056] 5）对压坯进行压力锻造得到锻件，锻造温度为1095℃-1170℃,停锻温度不低于930℃，锻后入沙坑缓冷；
[0057] 6）对锻造后的锻件进行热处理，得到本发明的冷作模具钢。
[0058] 上述热处理包括退火、淬火和回火。
[0059] 所述退火处理是将锻件加热到870℃-890℃，保温时间2小时，随后以≤15℃/小时的冷速冷至530℃，然后炉冷或静止空气空冷至50℃以下，退火后硬度小于300HB。
[0060] 所述淬火处理是将退火后的锻件在盐浴815℃-845℃预热，温度均匀后放入盐浴1000℃－1200℃的温度下保温30－45分钟，随后淬入530℃-550℃盐浴，并空冷至50℃以下。
[0061] 所述回火处理是将淬火后的锻件盐浴加热到540－670℃的温度并保温1.5-2小时，随后空冷至50℃以下，如此重复2到3次。
[0062] 通过以上制备方法，得到相对
密度为100%的完全致密冷作模具钢。该模具钢在热处理后硬度可达到58-65HRC，冲击韧性达到≥10J/cm2，抗弯强度≥3500MPa；其中，MC型碳化物呈弥散分布状态，MC型碳化物相的体积分数为18%-35%，MC碳化物最大尺寸≤6.0μm，碳化物粒度D50≤3.0μm，在理想条件下，MC碳化物最大尺寸≤3.5μm，碳化物粒度D50≤1.5μm。
[0063] 通过本发明的方法制备得到实施例1－3的具有不同组成的冷作模具钢，并将其制成Φ50mm的棒材。实施例1－3的冷作模具钢的具体组成参见表1，另外，为了对比还列出了
现有技术的两种冷作模具钢，分别为粉末冶金冷作模具钢（合金A）和铸锻冷作模具钢（合金B）。
[0064] 实施例
[0065] 表1本发明各实施例合金以及合金A、B的具体组成
[0066]C Si Mn Cr Mo V Nb S
实施例1 2.95 1.10 0.65 4.55 1.30 11.80 3.42 0.01
实施例2 4.10 0.90 0.75 5.55 3.00 15.79 0.50 0.01
实施例3 4.60 0.90 0.75 5.50 3.00 19.60 0.60 0.01
A 2.45 0.90 0.36 5.25 1.30 9.75 0.00 0.01
B 2.20 0.30 0.35 12.05 0.03 0.00 0.00 0.01
[0067] 如前所述，基于热力学分析结果，对雾化中间包采用了加热技术，使雾化中间包温度能够始终保持在MC碳化物析出温度之上，MC碳化物仅在钢液进入雾化塔后开始析出。由于这一技术的采用，抑制了粉末中异常粗大MC碳化物的形成，通过对实施例1-3雾化粉末组织的对比能够证实这一结论。此处以实施例3雾化粉末组织对比进行说明，图2为常规的雾化过程中不采用中间包加热措施的粉末微观组织图，图3为本发明的雾化过程中采用中间包加热措施的粉末微观组织图。在后续热等静压以及锻造工艺过程中，碳化物处于正常的缓慢长大过程，所以最后模具钢制品中的MC碳化物处于均匀细小的分布状态。
[0068] 本发明实施例1－3与对比例A、B热处理后硬度、冲击韧性、抗弯强度的对比如表2。
[0069] 表2本发明各实施例合金以及对比例A、B热处理后硬度、冲击韧性、抗弯强度的对比
[0070]
[0071]
[0072] 采用硬度为HRC63的钢球作为
摩擦副，本发明各实施例合金以及对比例A、B的耐磨性能，结果如表3。
[0073] 表3本发明各实施例合金以及合金A、B的耐磨性能对比
[0074]淬火制度 回火制度 硬度HRC 合金质量损失（mg）
实施例1 1150℃,保温30分钟 550℃×1.5h×3次 61 15.8
实施例2 1150℃,保温30分钟 550℃×1.5h×3次 63 12.9
实施例3 1150℃,保温30分钟 550℃×1.5h×3次 65 8.5
对比例A 1150℃保温30分钟 550℃×1.5h×3次 62 19.5
对比例B 1000℃，保温15分钟 200℃×1.5h×2次 60 320
[0075] 本发明各实施例合金的组织与对比例A、B的对比如表4。
[0076] 表4 本发明各实施例合金以及合金A、B的组织对比
[0077]
[0078]
[0079] 综上所述，通过采用改进后的合金成分以及制备方法，本发明的冷作模具钢所含有的MC碳化物含量处于较高值，同时避免了异常粗大MC碳化物的形成，MC碳化物处于细小均匀的分布状态；相比普通粉末冶金高钒冷作模具钢（如合金A），本发明含有更高的MC碳化物含量，同时MC碳化物的粒度更为细小，所以表现出更高的耐磨性能及韧性；相比普通铸锻冷作模具钢（如合金B），其优势在于耐磨性有很大提高。
[0080] 各实施例中提到的异常粗大MC碳化物是指区别于在快速冷却过程中形成的细小碳化物，异常粗大MC碳化物的平均粒径要明显大于整体碳化物的平均粒径。由于合金成分以及制备工艺的改进使粉末中异常粗大MC碳化物的形成得到抑制是指对足够多的粉末进行了组织观察没有发现异常粗大MC碳化物存在所得出的结论，这一结论并不能排除在个别粉末中仍然有异常粗大MC碳化物的存在，但由于数量降至极少，对最终产品的力学性能影响可以忽略。
