一种Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢及其制备方法技术(16个工具材料缺陷分析实例)

　　【技术保护点】，国别省市，辽宁，21，申请(**权)人，东北大学，技术介绍，【**技术属性】，本**技术属于冶金材料。

　　【技术特征摘要】，【技术实现步骤摘要】，本**技术的目的是克服上述现有技术存在的不足，提供一种Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢及其制备方法，得到细小弥散分布的碳化物，减少网状共晶碳化物的比例，降低显微组织的硬度。

　　为淬火和回火提供良好的组织，以制备组织性能更好的Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢，为实现上述目的，本**技术采用以下技术方案，一种Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢，包括组分及重量百分比为。

　　C，0.85～1.65％，Si，0.80～1.10％，Mn，0.30～0.60％，P＜0.0050％，S＜0.0050％，Mo，1.60～3.20％。

　　Cr，7.00～14.00％，V，0.15～0.55％，余量为Fe及其他不可避免的杂质元素，所述的Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢的制备方法，包括以下步骤，步骤1，Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢锻坯制备。

　　按Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢成分配比，取原料进行冶炼、浇铸和锻造，形成锻坯，所述的锻坯温度为800～900℃，步骤2，冷却，将锻造后温度为800～900℃的锻坯空冷至400～500℃，然后石棉包裹冷却至室温，以防锻坯出现裂纹，步骤3。

　　**阶段预处理，(1)将锻坯放入热处理炉中，控制炉内升温速率为6～10℃/min，使炉内温度升高至450～550℃，保温0.5～1h，使锻坯温度均匀，(2)再次控制炉内升温速率为6～10℃/min，使炉内温度升高至900～1000℃。

　　保温2～3h，将锻坯从炉内取出，冷却至室温，冷速为100～120℃/min，完成**阶段预处理，所述的步骤3(2)中，冷却方式为风机快冷，风量为5～10m3/min。

　　步骤4，第二阶段预处理，(1)将**阶段预处理后锻坯放入到热处理炉中，控制加热速度为4～7℃/min，使锻坯加热到840～880℃，保温3～5h，(2)控制炉内冷却速率为3～5℃/min，使锻坯在热处理炉内冷却至740～760℃。

　　保温4.5～9h，(3)再次控制炉内冷却速率为3～5℃/min，使锻坯在热处理炉内冷却至500～550℃，将锻坯出炉进行空冷，完成第二阶段预处理，步骤5。

　　淬回火热处理，将第二阶段预处理后锻坯经淬回火热处理后，制得Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢，所述的步骤1中，冶炼、浇铸和锻造过程为，(1)将原料按照配比放入真空度为0.5×10-2～0.6×10-2Pa的高频真空感应加热炉，加热至1500～1600℃，待原料融化为钢液后，冶炼5～8min，通入惰性气体。

　　(2)将钢液浇铸到砂型模中，脱模并清洁钢锭表面，(3)将钢锭加热至1160～1180℃，保温3～5h后，放在12MN自由锻造液压机上进行先镦粗后拔长的锻造，始锻温度为1000～1150℃，锻造比为6～8，终锻温度≥900℃，所述的步骤1(1)中，惰性气体为高纯氩气。

　　所述的步骤1(3)中，加热至1160～1180℃，保温3～5h，目的在于，通过高温扩散减少铸态组织中枝晶偏析、成份分布不均匀的现象，始锻温度1000～1150℃，终锻温度≥900℃，目的在于。

　　减少锻造变形过程中的变形抗力，保证在整个锻造过程中发生动态再结晶，锻造比为6～8，目的在于，保证击碎组织中粗大的共晶碳化物和尺寸较大的晶粒，确保锻件消除碳化物引起的枝晶偏析和保留再结晶的显微组织，所述的步骤3(2)中。

　　炉内温度升高至900～1000℃，保温2～3h，目的是保证组织中的碳化物可以充分地溶入基体，为冷却过程弥散析出做准备，控制冷速为100～120℃/min，目的是细化晶粒、使碳化物分布更为均匀，提高锻坯的韧性，所述的步骤3(1)和(2)中，炉内升温速率为6～10℃/min。

　　目的是消除升温过程中的温度差梯度，所述的步骤3(1)和(2)中，在加热和保温过程中，向炉内通入保护气，保证炉内为无氧气氛，所述的保护气为惰性气体等气体，具体可采用高纯氩气。

　　当通入高纯氩气时，气体流量为0.5～1.5L/min，所述的步骤4(1)中，锻坯加热到840～880℃，保温3～5h，目的是获得成分并不均匀且含有未溶碳化物核心的奥氏体，以提高后续碳化物的球化效果，所述的步骤4(2)中，冷却至740～760℃，保温4.5～9

　　目的是使二次碳化物在珠光体转变区快速呈球状均匀分布在铁素体基体上，所述的步骤4(3)中，第二阶段预处理后锻坯组织比例为，粒状珠光体92％～98％，共晶碳化物2％～8％，第二阶段预处理后锻坯洛氏硬度为21.7～24.5HRC，所述的步骤5中，淬回火热处理具体过程为。

　　将预处理后锻坯在1050～1100℃，保温40～80min后油淬，淬火得到的锻坯在200～300℃，保温60～120min后，出炉空冷，完成锻坯的热处理，本**技术的有益效果，(1)本**技术的Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢与市场上Cr12类冷作模具钢相比。

　　成分设计上合金元素含量减少，生产成本降低，(2)本**技术的Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢的制备方法过程中锻坯的预处理方法与常规退火预处理工艺相比较，显著提高了碳化物的球化效果和弥散分布的状态，锻态组织中长条大块状共晶碳化物经预处理**钝化、逐渐熔断趋于球形且比例减少，这大幅度降低了淬火热处理中Cr-Mo-Si-V系冷模具钢开裂的倾向，(3)本**技术的Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢的制备方法过程中经预处理后。

　　平均直径约为0.4～0.7μm的二次粒状碳化物弥散分布在铁素体基体上且不存在锻造变形遗留下的偏析痕迹，洛氏硬度从锻态的38.74HRC降至预处理之后的21.7～2本文档来自技高网..，具体涉及一种Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢及其制备方法，Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢中含有较高的C、Cr、Mo等元素，铁碳相图里共析点E左移，凝固过程中的莱氏体共晶碳化物产生严重的枝晶偏析。

　　大块不规则的莱氏体碳化物在后续的热处理过程若不能弥散均匀分布将会在钢中产生局部应力集中而萌生裂纹，应力的作用使裂纹快速扩展造成模具过早开裂而失效，经锻造或轧制热加工后的冷作模具钢中仍存在沿变形方向分布不均匀且尺寸不等莱氏体碳化物，钢中存在的

　　目前，关于冷作模具钢预处理采用的工艺一般为常规的退火工艺，刘红燕在《铸造技术》上于2016年(Vol.24，no.6，p1123-1125)上发表“热处理对冷作模具钢组织与性能的影响”，提出1.52C-3.68Cr-8.6W-5.61Mo冷作模具钢的退火处理工艺为，900℃×2h+炉冷至600℃。

　　然后出炉空冷，在高倍扫描电镜下的退火态组织如图1所示，存在明显的大块碳化物未球化，没有达到预处理让碳化物弥散均匀分布的效果，2014年张力伟在《铸造技术》(Vol.35，no.12。

　　p2889-2891)上刊文“热处理对模具钢Cr12Mo1V1组织和性能的影响”，对Cr12Mo1V1冷作模具钢采用的球化工艺为，860℃×2h+760℃×5h，退火后显微组织为网状共晶碳化物和粒状珠光体(如图2所示)，其中共晶碳化物的数量较多、尺寸较大，一种Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢及其制备方法，类型，发明。

　　1.一种Cr?Mo?Si?V系冷作模具钢，其特征在于，包括组分及重量百分比为，C，0.85～1.65％，Si，0.80～1.10％。

　　Mn，0.30～0.60％，P＜0.0050％，S＜0.0050％，Mo，1.60～3.20％，Cr，7.00～14.00％。

　　V，0.15～0.55％，余量为Fe及其他不可避免的杂质元素，技术实现思路，本发明**技术的一种Cr?Mo?Si?V系冷作模具钢及其制备方法，钢组分及重量百分比为。

　　C，0.85～1.65％，Si，0.80～1.10％，Mn，0.30～0.60％，P＜0.0050％，S＜0.0050％，Mo。

　　1.60～3.20％，Cr，7.00～14.00％，V，0.15～0.55％，余量为Fe及其他不可避免杂质，制法为，原料经冶炼、浇铸和锻造形成锻坯并冷却，控制相应的升温速率。

　　进行两次升温处理，完成一次预处理后，控制相应的升温速率和冷却速率，再次进行一次升温处理和两次降温处理后，完成二次预处理，之后经淬回火制得冷作模具钢。

　　本发明**技术方法生产成本低、无污染、易操作，通过两次预处理过程显著提高碳化物球化效果和降低硬度，满足下一步热处理要求等优点，1.一种Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢，其特征在于，包括组分及重量百分比为，C，0.85～1.65％，Si，0.80～1.10％。

　　Mn，0.30～0.60％，P＜0.0050％，S＜0.0050％，Mo，1.60～3.20％，Cr。

　　7.00～14.00％，V，0.15～0.55％，余量为Fe及其他不可避免的杂质元素，2.权利要求1所述的Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤，步骤1，Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢锻坯制备。

　　按Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢成分配比，取原料进行冶炼、浇铸和锻造，形成锻坯，所述的锻坯温度为800～900℃，步骤2，冷却，将锻造后温度为800～900℃的锻坯空冷至400～500℃，然后石棉包裹冷却至室温，以防锻坯出现裂纹。

　　步骤3，**阶段预处理，(1)将锻坯放入热处理炉中，控制炉内升温速率为6～10℃/min，使炉内温度升高至450～550℃，保温0.5～1h。

　　使锻坯温度均匀，(2)再次控制炉内升温速率为6～10℃/min，使炉内温度升高至900～1000℃，保温2～3h，将锻坯从炉内取出，冷却至室温。

　　冷速为100～120℃/min，完成**阶段预处理，步骤4，第二阶段预处理，(1)将**阶段预处理后锻坯放入到热处理炉中，控制加热速度为4～7℃/min。

　　使锻坯加热到840～880℃，保温3～5h，(2)控制炉内冷却速率为3～5℃/min，使锻坯在热处理炉内冷却至740～760℃，保温..，技术研发人员，李长生，贺帅。

　　韩亚辉，任津毅，董竞博。

　　图8为W18钢淬火后的金相试样（4%HNO3酒精溶液浸蚀），发现有十字形图样，经化学成分分析，基体部分含碳量较低，十字形部位含碳量较高，所以认为十字形是一种化学成分不均匀，是由于碳和合金成分的偏析而造成的方形偏析。

　　经轧制后形成十字形状，造成奇闻的根本是碳化物在戏弄我们，意思说碳化物在加热时，它没有溶入奥氏体，回火过程中也无析出，简单地说叫进不去出不来，哪来的二次硬化。

　　16，表面质量，（1）疏松使钢材的强度显著降低，在锻造等热加工过程中易开裂，热处理时也极易在疏松处形成裂纹，（1）钢材热轧时，由于表面裂纹未彻底清除，或由于表面被模孔划伤。

　　冷却过程中造成应力集中，沿划伤线引起开裂，4，原材料中心裂纹，12，石墨碳。

　　（2）热轧时，由于模孔不良或进给量大而造成折叠，在后续的加工过程中会沿折叠线产生开裂，3，表面裂纹，图13为W18钢硬块低倍组织的照片（4%HNO3酒精溶液浸蚀），图中白色的为硬块、灰黑为钻头槽部。

　　图16为大块碳化物周边成分偏析造成淬火过热的图片（4%HNO3酒精溶液浸蚀），严重的碳化物不均匀性，容易造成热加工过程中开裂、过热，并使制成的工具在使用中崩刃，图10为W18钢粗带状碳化物淬火开裂（4%HNO3酒精溶液浸蚀），图16 大块碳化物周围成分偏析淬火时造成过热（500×）。

　　图10 粗带状碳化物，图11为T12A钢网状碳化物（4%HNO3酒精溶液浸蚀），图12为9SiCr钢网状碳化物形态（4%HNO3酒精溶液浸蚀），可见退火中严重过热，图13 W18钢硬块低倍组织（20×），图9 碳化物不均度对高速钢（W18Cr4V）抗弯强度的影响，若有严重的区域偏析。

　　将使钢的强度降低，在热加工时易在偏析处开裂，图6 表面裂纹，13，混料及成分不合格，图15 非金属夹杂物在淬火时引起的开裂（400×），非金属夹杂物的形成可能有两种，①外来夹杂物——主要是浇注系统不清洁。

　　设备上的耐火泥剥落，所用炉料不纯洁等，②由于冶炼过程化学反应所产生和析出的产物，钢锭在浇注时，由于钢液在冷凝过程中收缩于中心部分形成管状的孔洞，称为缩孔。

　　缩孔一般位于钢锭头部的冒口附近，在开坯成材时应加以切除，未能完全切除而剩余部分称为缩孔残余，按理讲，应该将缩孔完全切除，但钢厂往往追求成材率而留下残余，给后续工序留下不可挽回的灾难，图4为φ70mm W18钢缩孔残余及严重的疏松图片（1，1HCl水溶液热浸蚀），图5为φ70mm W18钢缩孔残余经轧制后形成的裂纹（1。

　　1HCl水溶液热浸蚀），前几年某公司在锯切φ75mm M2钢时，发现也有缩孔残余，业已查明，夹杂物对钢的质量危害很大，它将钢的基体起分割，降低了钢的塑性和强度，使钢在轧制、锻造、热处理时易在夹杂物处形成裂纹。

　　夹杂物也会导致钢的疲劳和造成切削及磨削困难，所以工具钢对夹杂物应有一定的要求，有液析的钢脆性很大，金属连续的基体被切割，强度下降，以前在CrWMn、CrMn钢中常见液析。

　　如果用它们来制造量具，很难获得光洁的表面，**对钢材脱碳层都有标准，但钢材供应商往往还会将脱碳超标的材料供货，使工具厂蒙受很大的经济损失，图8 十字形偏析（3×），图14为W18钢中发现的金属夹杂物的照片，图15为非金属夹杂物在淬火时引起开裂的照片（4%HNO3酒精溶液浸蚀）。

　　图12 9SiCr钢网状碳化物（500×），9，夹杂物，高速钢中共晶碳化物在热压力加工中被破碎的程度称之为碳化物不均匀度，变形量越大，碳化物的破碎程度越高，碳化物不均匀度级别越低。

　　当钢中的碳化物严重时，如粗带状、网状、大块碳化物堆积时，对钢的质量有较大的影响，所以对它进行严格的控制，是确保高速钢刀具质量的必要条件，图20 M2钢脱碳，由于退火温度过高。

　　保温时间又长，使钢材在漫长的缓冷过程中，碳化物易分解成游离碳即石墨，图18为T12A钢石墨碳组织（4%苦味酸酒精溶液浸蚀），图22 W18钢淬火10.5级（500×），图1 中心疏松，7，网状碳化物。

　　夹杂物是钢中常见的一种缺陷，依其性质可分为金属夹杂物和非金属夹杂物，金属夹杂物是由于冶炼过程中铁合金未充分熔化，或由于浇注过程中流入的外来金属异物保留于钢锭中而形成，材料是制造高寿命工具的基础，在实际生产中，经常碰到各种形式的材料缺陷，现展示给同仁，期望大家重视原材料。

　　以下分16个实例说明，2，缩孔残余，（4）某公司寒冷的冬季轧制的W18钢13mm×4.5mm扁钢，常发现表面裂纹，说明裂纹也有气候效应，而同钢号、同规格其他时间轧制时则无裂纹。

　　图18 T12A钢石墨碳组织（500×），图2 中心疏松的钢材在锻打开坯时造成的裂纹，硬块的产生，估计是在冶炼过程中化学成分的偏析所致，硬块的本身可能是一种高硬度的复合碳化物，或是由于冶炼过程中加入难熔合金块未被熔化而保存于钢中。

　　15，W18钢没有明显的热处理效应，疏松对钢材强度有很大影响，主要危害表现如下，6，碳化物不均匀度，石墨碳的析出，使钢的强度和耐磨性大大降低。

　　这种材料不宜制造刀具及重要零部件，石墨碳严重的钢材，断口呈黑色，石墨含量可以用化学分析作定性及定量测定，其形状及分布可用金相法进行观察，在石墨周围会出现较多的铁素体组织，高速钢在热轧过程中，由于变形量过大，中心温度不降反升。

　　在热应力作用下，造成材料中心开裂，图7为φ35mm W18钢中心开裂的图片（1，1HCl水溶液热浸蚀），某工具厂在锯切高速钢原材料时，常见中心裂纹，此裂纹害死人。

　　看不见摸不着，只有探伤才见庐山真面目，我们选取某公司的W18钢13mm×4.5mm扁钢，用1210℃、1230℃、1270℃三种温度盐浴淬火，加热时间均为200s，晶粒度都为10.5级，如图22所示。

　　淬火后硬度都在65～65.5HRC，经550℃三次回火后硬度不升反而降低，这个问题非常奇怪，所以笔者把称之为“奇闻”，14，原材料脱碳。

　　大块碳化物的存在，将造成工具脆性增大，容易产生崩刃现象，在热处理过程中，由于大块碳化物及合金元素的富集，易产生过热、回火不足甚至沿晶界开裂等缺陷，钢材经酸蚀试验。

　　发现试样表面部分区域组织不致密，出现一些肉眼可见的空隙，这些空隙呈现腐蚀程度较其他部分颜色深浅不规则的暗黑小点，称为疏松，如疏松集中于试样的中心部分，称为中心疏松，如果疏松较均匀地分布于试样的表面，称为一般疏松，GB/T9943—2008《高速工具钢》和GB/T1299—2014《工模具钢》都对钢材疏松有明确的规定。

　　但常有超标供货，工具材料成分不合格时有发生，有些高速钢成分不符合GB/T9943—2008《高速工具钢》标准，特别是碳，不是高就是低，W6Mo5Cr4V2Co5属HSS-E类，因C含量低于标准下限，经热处理后硬度达不到67HRC，还叫什么高性能高速钢，既然属HSS-E类。

　　钢厂必须保证该钢能达到67HRC以上，至于刀具用不用如此高的硬度，是工具厂内部的事，跟钢厂无关，但达不到67HRC就是钢厂的失误，模具钢成分不合格的情况也不少，纠纷不断，图11 T12A钢网状碳化物（500×）。

　　有一些工具厂在进行高速钢车削或铣削时，刀具会遇到坚硬的物质而损坏，一般在车削时往往由于切削速度快及噪声较大，这种缺陷不易被发现，但在铣削时，就可能观察到硬块作怪的乱象。

　　例如麻花钻铣槽时，发现铣刀服役到某一位置不能继续加工，产生尖叫的声音及使刀具严重烧损，人们把这种材料剖开检查，发现有肉眼可见的亮块，经过硬度试验，这种亮块硬度极高，竟然达到1225HV，而非硬块区为正常的退火状态。

　　我们把它称之为“硬块”，由于硬块的存在，造成刀具的损坏及切削困难，图3 槽铣刀材料因疏松在热处理时引起裂纹，图17 碳化物液析（500×），8，碳化物硬块，图9是碳化物不均匀度对W18钢抗弯强度的影响，由图可知，不均匀度7～8级的抗弯强度仅为1～2级钢的40%～50%。

　　降到1200～1500MPa，仅相当硬质合金中韧性较高牌号的水平，横向性能为纵向性能的85%左右，碳化物集中、带状分布还会使淬火晶粒不均、碳化物溶解不匀，前者致使过热倾向加剧，后者使二次硬化能力下降，钢材冶炼过程中，由于成分偏析，使碳化物分布不均匀，或铁合金中含有碳化物没有完全熔解而造成大块棱角状碳化物。

　　经锻轧又未被击碎而保存下来，（2）由于材料存在疏松，制成的工具极易造成磨损及表面不光洁，图21 T12A钢脱碳层（淬火→回火后）（200×），图6为φ30mm W18钢表面裂纹（1，1HCl水溶液热浸蚀），深度达6mm，高速钢原材料表面发现纵向裂纹非常普遍，产生的原因大概有如下4个方面。

　　工模具制造企业混料是常态，属管理之过，是一种低级缺陷，混料包括三方面，混钢号、混规格、混炉号，特别是混炉号非常普遍，给热处理造成不少“冤假错案”，也没有地方申诉。

　　表面缺陷肉眼可见，合同要定尺寸，实际供货有长短尺寸不一，钢材表面凹坑超薄、腐蚀麻点、圆度、马蹄头、钢板不平度超标、厚薄不均匀等诸多表面缺陷，1，原材料疏松。

　　钢材在热轧或退火时，因加热温度过高，保温时间过长，引起晶粒长大，并在缓慢冷却过程中碳化物沿晶界析出，形成网状碳化物，（3）热轧时由于停轧温度过低。

　　或因冷却速度太快致裂，具有脱碳层的材料，淬火后工具表面硬度降低、耐磨性差，所以钢材的脱碳层必须在机加工过程中全部切除，否则将带来一系列的质量隐患，图19为W18钢原材料脱碳形貌（4%HNO3酒精溶液浸蚀），脱碳区为针状回火马氏体，非脱碳区为淬火马氏体+碳化物+残留奥氏体，图20为M2钢脱碳。

　　图21为T12钢脱碳（4%HNO3酒精溶液浸蚀），全脱碳层为铁素体，过渡区为贫碳回火马氏体，无脱碳区为回火马氏体+碳化物，5，偏析，合金在凝固过程中形成的化学成分不均匀现象叫偏析，特别是碳和钢中杂质分布不均匀，会对钢的性能产生很大影响。

　　偏析可分为，①枝晶偏析，②密度偏析，合金中组成相的密度相差悬殊，在凝固过程中，重者下沉，轻者上浮。

　　③区域偏析，由铸锭或铸件中杂质的局部聚集所引起，11，碳化物液析，图5 W18钢缩孔致裂，图14 金属夹杂物，10，大块碳化物，图4，液体金属在凝固过程中。

　　由于碳和合金元素的偏析，冷却时使偏析处在液体中析出大块碳化物，在随后的正常加工中不易被消除，它以大块碳化物带状形式沿着钢的轧制方向存在于钢材中，这种偏析称为液析，图17为CrMn液析图片（4%HNO3酒精溶液浸蚀），正因为疏松对钢材的性能有一定的影响，所以工具用钢对允许的疏松级别有严格的要求，图1、图2为φ90mm W18Cr4V（以下简称W18）钢原材料及锻造疏松、疏松致裂形态（1。

　　1HCl水溶液热浸蚀），图3为W18Cr4V钢制槽铣刀因疏松严重热处理致裂的图片（1，1HCl水溶液热浸蚀），图19 等温淬火脱碳层（250×），网状碳化物使刀具脆性大增，易出现崩刃现象，一般钢材中不允许有完整的网状碳化物存在，网状碳化物的检查。

　　应在淬火、回火后进行，图7 中心裂纹。