一种超高强度纳米晶4Cr5MoWSi模具钢及其制备方法与流程

2021-01-30 08:01:44|

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一种超高强度纳米晶4cr5mowsi模具钢及其制备方法
技术领域
[0001]
本发明涉及材料技术领域，具体为一种高强度纳米晶4cr5mowsi模具钢及其制备方法。

背景技术：

[0002]
随着经济和社会的飞速发展，传统模具钢的性能逐渐难以满足人们的需要，亟需开发具有更高性能的新型模具钢材料。人们尝试通过进一步提高碳和铬的含量，提高模具钢材料的硬度及耐磨性能。然而，随着材料强度的提升，其塑性和韧性显著降低，这一瓶颈问题始终无法妥善解决，导致传统模具钢材料的发展长期陷于停滞状态。
[0003]
与粗晶钢铁材料相比，纳米晶钢铁材料具有更高的强度与塑性、较大的疲劳强度等优异的综合力学性能，同时它还具有良好的抗高温氧化性能，这些在实际应用中极具吸引力，发展和制备纳米晶模具钢为传统模具钢的性能优化开辟了一个新途径。
[0004]
目前，块体纳米晶金属材料的制备主要是通过大塑性变形(spd)法来实现的。常见的大塑性变形法包括等通道转角挤压(ecap)、累积复合轧制(arb)、多向锻造(mf)和高压扭转(hpt)等，这些方法均需要依靠大功率设备及昂贵的模具，所制备材料的尺寸也较小，无法满足规模化工业生产的需要。为此，本发明提供了一种新型纳米晶模具钢及其制备方法，通过常规热轧制变形即可实现纳米晶模具钢的制备，为传统模具钢材料的发展带来新的基础与机遇。

技术实现要素：

[0005]
本发明的目的在于提供一种纳米晶模具钢，为实现上述目标，本发明的技术方案是：
[0006]
一种纳米晶4cr5mowsi模具钢，按重量百分比计，该模具钢的化学成分如下：c:0.34～0.42；cr:4.2～5.8；w:0.6～1.4；mo:0.6～1.4；nb:0.03～0.05；ce:0.01～0.03；si:0.4～0.8；v:0.2～0.4；余量为fe。部分优选元素是：c：0.38～0.41；cr：5.0～5.6；w：1.0～1.3；mo：1.0～1.3；si：0.6～0.8。
[0007]
本发明所述的纳米晶模具钢的制备方法为：采用真空感应炉，获得原材料铸锭，铸锭修磨后经过1100℃以上开坯锻造、精锻加工成坯。
[0008]
对精锻加工所得坯料在1020～1100℃以上保温一段时间后，快速冷却至室温，获得纳米板条前驱体；对所得纳米板条前驱体进行热变形，获得纳米晶组织；对纳米晶组织进行时效处理，最终获得纳米晶模具钢。
[0009]
作为优选的技术方案：
[0010]
对坯料在1020～1100℃保温一段时间，保温时间t＝(2.8～3.8)dmin，其中，d为试样的有效厚度，单位为毫米mm。
[0011]
快速冷却的冷却速率在10～80℃/s之间。
[0012]
所述纳米板条前驱体在温度为800～880℃，应变速率为0.5～2.0s-1
的范围内进行
热变形，总应变量大于等于70％。优选为：热变形温度为810～840℃，应变速率为0.6～1.2s-1
，总应变量大于等于90％。
[0013]
采用本发明所述方法制备所得材料的显微组织为纳米晶组织，晶粒尺寸在30～90nm之间。
[0014]
本发明的有益效果是：
[0015]
(1)区别于现有技术的情况，本发明所提供的纳米晶钢铁材料无需依靠大功率设备及昂贵的模具，通过常规热变形即可实现纳米晶模具钢的制备。
[0016]
(2)采用本发明所述方法制备块体纳米晶金属材料不受尺寸限制，与现有技术相比能够制备出更大尺寸的块体纳米晶金属材料，从而满足规模化工业生产的需要。
[0017]
(3)采用本发明所述的方法可显著提高模具钢的综合力学性能，所得纳米晶模具钢具有超高的强度、良好的塑韧性，适用于制备各类高端模具。在优选合金成分(c含量在0.38～0.41；cr含量在5.0～5.6；w含量在1.0～1.3；mo含量在1.0～1.3；si含量在0.6～0.8)与热变形条件下(热变形温度为810～840℃，应变速率为0.6～1.2s-1
，总应变量大于等于90％)，所制备的纳米晶模具钢的拉伸强度高达1800～2200mpa，延伸率在10～15％，维氏硬度在540～610之间。
[0018]
(4)采用本发明所述方法制备的纳米晶模具钢具有优异的抗高温氧化性能。
附图说明
[0019]
图1纳米板条前驱体tem照片。
[0020]
图2纳米板条前驱体经热变形后形成的纳米晶组织tem照片。
具体实施方式
[0021]
为使本申请的目的、技术方案及效果更加清楚、明确，以下参照附图并举实施例对本申请进一步详细说明。
[0022]
本发明提供一种新型纳米晶模具钢，该钢的化学成分为:c:0.34～0.42；cr:4.2～5.8；w:0.6～1.4；mo:0.6～1.4；nb:0.03～0.05；ce:0.01～0.03；si：0.4～0.8；v:0.2～0.4余量为fe。
[0023]
请参阅图1～2。图1是本发明实施例8中的材料经快速冷却后形成的纳米板条前驱体，从tem组织照片中可以看出，板条的宽度在15～42nm之间。图2是本发明实施例8的纳米板条前驱体经热变形后形成的纳米晶组织，从tem照片中可以看出，晶粒尺寸在30～75nm之间。
[0024]
下面将通过几组具体实施例和对比例来对本申请进行说明、解释，但不应用来限制本申请的范围。
[0025]
实施例：实施例1～9为根据本发明提供的化学成分范围进行冶炼的模具钢，其c、cr、w、mo、si元素的含量逐步提高，相应的制备工艺也在本发明规定的技术参数范围内进行适当调整。所制备的块体纳米晶金属材料的尺寸为150
×
800
×
10mm。
[0026]
对比例：对比例1中c、cr、w、mo、si的化学成分均低于本发明提供的化学成分范围下限，对比例9中c、cr、w、mo、si的化学成分均高于本发明提供的化学成分范围上限，通过分别与实施例1和实施例9进行比较，说明c、cr、w、mo、si化学成分的变化对纳米晶模具钢制备
的影响。对比例2的应变量低于本发明提供的应变量的下限，通过与实施例2进行比较，说明应变量对纳米晶模具钢制备的影响。对比例3的应变速率高于本发明提供的应变速率的上限，对比例4的应变速率低于本发明提供的应变速率的下限，通过分别与实施例3和实施例4进行比较，说明应变速率对纳米晶模具钢制备的影响。对比例5在热处理后缓慢冷却至室温，通过与实施例5进行比较，说明热处理后的冷却速率对纳米晶模具钢制备的影响。对比例6的热处理温度低于本发明提供的热处理温度的下限，通过与实施例6进行对比，说明热处理温度对纳米晶模具钢制备的影响。对比例7的热变形温度高于本发明提供的热变形温度的上限，对比例8的热变形温度低于本发明提供的热变形温度的下限，通过分别与实施例7和实施例8进行比较，说明热变形温度对纳米晶模具钢制备的影响。此外，本发明还通过与商业广泛应用的5crmnmo模具钢进行比较，说明本发明提供的纳米晶模具钢具有良好的综合力学性能与抗高温氧化性能。
[0027]
表1实施例和对比例材料的化学成分、热处理工艺及热轧工艺
[0028]
[0029][0030]
1.硬度测试
[0031]
对实施例和对比例材料的硬度进行测试。采用htv-1000型硬度计测量材料在460℃时效4h后的维氏硬度。测试前，样品表面经过抛光处理。样品是尺寸为直径10mm，厚度为2mm的薄片。试验加载力为9.8n，加压持续时间为15s，通过测量压痕的对角线长度，经过计算机硬度分析软件自动计算得出硬度值。最终硬度值取15个点的平均值，每组样品选取三个平行样。
[0032]
2.拉伸性能测试
[0033]
采用instron 8872型拉伸试验机对时效后对比例和实施例材料的室温拉伸力学性能进行测试，拉伸速率为0.5mm/min。测试前，采用车床将材料加工成螺纹直径10mm、标距直径5mm、标距长度30mm的标准拉伸试样，每组热处理试样取三个平行样，实验得到的力学性能包括抗拉强度、屈服强度和延伸率，结果见表2。
[0034]
3.晶粒尺寸统计
[0035]
采用透射电子显微镜(tem)对材料进行表征，并利用截线法统计材料的晶粒尺寸。tem试样的制备方法如下：首先，采用2000#砂纸将试样手工研磨减薄至40μm以下，再用冲孔机制备的薄片；随后，采用tenupol-5化学双喷减薄仪对样品进行减薄，双喷液为6％高氯酸+30％丁醇+64％甲醇，双喷减薄的温度为－25℃。采用tecnai20透射电子显微镜对双喷减薄后的样品进行观察，tem观察时的工作电压为200kv，使用双倾磁性样品台，其α、β角转动范围均为
±
30
°
。在tem照片上绘制平行定长直线，根据定长直线穿过晶粒的数目计算材料的晶粒尺寸。
[0036]
4.抗高温氧化性能测试
[0037]
根据国标gb/t13303-1991《钢的抗氧化性能测定方法》中规定的实验步骤进行实验，在500℃和600℃空气中氧化1000h，测量氧化后材料的增重，以此评价材料的抗高温氧化性能。
[0038]
表2实施例和对比例材料的组织特征及时效后的力学性能
[0039][0040]
从表2的结果可以看出，实施例1～9均为纳米晶组织，这使得它们具有较高的强度、良好的塑性和较大的硬度。在本发明规定的化学成分范围内，随着c、cr、w、mo、si化学成分含量的升高，材料的晶粒尺寸逐渐减小，它们的强度和硬度均有所提高，而延伸率和断面收缩率逐渐下降。
[0041]
对比例1中的c、cr、w、mo、si元素的含量均低于本发明规定的化学成分范围下限，它在快速冷却后获得贝氏体组织，以该前驱体为原始组织进行热变形未能获得纳米晶组织。对比例9中的c、cr、w、mo、si元素的含量均高于本发明规定的化学成分范围，它在快速冷
却后获得铁素体组织，热变形后同样未能获得纳米晶组织。
[0042]
对比例2的应变量较小，变形后依然为纳米板条结构，未能实现纳米晶组织的制备。
[0043]
对比例3的应变速率较大，未能实现纳米晶组织的制备。对比例4的应变速率较小，晶粒在热变形过程中发生粗化，因此未能实现纳米晶组织的制备。
[0044]
对比例5在热处理后缓冷至室温，对比例6的热处理温度较低，这使得它们的前驱体非本发明提供的纳米板条结构，因此均未能实现纳米晶组织的制备。
[0045]
对比例7和对比例8对纳米板条前驱体进行热变形的温度范围超出了本发明提供的范围，未能实现纳米晶组织的制备。
[0046]
与目前广泛商业应用的5crmnmo模具钢相比，本发明提供的新型纳米晶4cr5mowsi模具钢不仅具有更高的强度与硬度，同时其塑性、韧性均优于传统模具钢材料。
[0047]
从表3的结果可以看出，实施例1～9在500℃和600℃实验的氧化增重低于对比例1～9以及商用5crmnmo模具钢，这表明本发明提供的纳米晶4cr5mowsi模具钢具有良好的抗高温氧化性能。
[0048]
表3实施例和对比例材料的氧化增重
[0049][0050]
以上所述仅为本申请的实施方式，并非因此限制本申请的专利范围，凡是利用本申请说明书及附图内容所作的等效结构或等效流程变换，或直接或间接运用在其他相关的技术领域，均同理包括在本申请的专利保护范围内。

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