冲裁模模具钢的研究

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1.冲裁模模具钢组织的强化机理
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在冲裁板件时，由于单位负荷较大（≥200MPa）、被冲裁材料的应力状态较复杂，在分离过程中模具切削刃的发热温度较高（200℃），故冲裁模的耐用度在大多数情况不能满足板料冲压生产的要求。

为提高冲裁模的耐用度，研制了三种新型模具钢。它是通过提高模具钢内的碳化物相数量和改变其类型，达到最大提高冲裁模耐用度的。但是，因提高了碳化物的不均匀性，这时模具钢的机械性能可能变坏，因此，必须在模具钢内同时添加某些活性元素，例如，钒和钼可改善组织内各元素的分布，并且可提高模具钢的物理机械性能和使用性能。钼可部分替换碳化物内的铬原子，而钒可减小合金渗碳体的总量，从而可促使显著减小模具钢微体积内的化学成分和碳化物的不均匀性。
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3 G7 R: I/ c- Y$ l形成的碳化物M7C3与显著数量的铬（达8％～9％）有关系，从而常降低合金化的效果。为排除这种现象，在钢内必须添加0.4％～0.8％Ti，从而可减小α固溶体内的含碳量，提高马氏体转变点的温度，并可促使减少组织内的残余奥氏体数量（达7％～10％）。此外,减小含碳量可促使获得韧性较好的母体，并可导致提高应力源内的松弛程度，这对模具钢工作过程甚为重要。

" g% p4 C# R8 l) O4 q7 l8 i( u8 g在用形成碳化物的活性元素（Mo，V，Ti等）合理的合金化基础上，研制了有效的组织强化机理。它可保证改善模具钢的综合性能，部分减小钢内碳化物成因的化学成分不均匀性，并可排除或难于使铬原子从固溶体内转移到碳化物中。
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上述元素的难熔碳化物在淬火温度t淬＝1040～1080℃时未溶解，可保证奥氏体保持较细晶粒，从而有较高的抗脆性破坏水平和抗弯强度水平。此外，在r→α转变时增加最分散的MC类型碳化物的体积份额，可提高马氏体形核中心的数量，从而同样促使马氏体转变温度M始、M终的提高和晶粒的细化，并使模具在使用时其切削刃的金属难于流动，从而提高模具的耐磨性。

马氏体转变的开始温度M始和终了温度M终与模具钢成分和淬火温度的变化曲线
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! h9 @' H8 S* S! h7 ~1 t& f2.冲裁模模具钢的化学成分

已确定,在含6％～12％Cr的模具钢内,活性元素特别是Ti(达0.7%)，与Mn、Cr和Mo最佳结合，可促使形成较高质量的组织相，并可提高模具钢的强度（σb≥3400MPa～3600MPa），耐磨性和耐热性(t≥450～500℃)。含0。2%～0。9%钼，可抑制分散的脆性颗粒沿马氏体晶界析出，并可明显提高模具钢在淬火和回火后的冲击韧性。钒与钛可细化晶粒提高模具钢的耐磨性。钒与钼、硅可保证模具钢各种性能的满意结合，而在添加钛时可提高它们对耐磨性影响的效果。
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& }: F% }) }) L/ d用形成碳化物的活性元素合金化的高铬对淬火时过热的敏感性较小，保证细晶粒的淬水温度区域被显著扩大，从而可建立碳化铬和其它元素在奥氏体内较大溶解的条件。
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统计处理铬的分布数据表明，添加钛可促使扩大铬在固溶体内的浓度区间，并使其右移，从而证明用形成碳化物过程中获自由的铬，可提高模具钢金属母体的合金度。
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淬火后铬的分布区间
- O9 f, M0 p/ x  }
' R% }7 E* j' K9 F3 n1.Crl2MoV钢
4 x/ v0 |- s) T% @8 [2.Cr5V3SiTi钢
) B* T! e5 }- w  r) K0 H3.Cr12MOSiMi钢
! s, F# l4 y; h3 y, y. U9 w. {' ~4.Cr3MnVTi钢 n.Cr的分布频率
" ?& ^1 ?3 K9 N8 Q6 ]# g+ d
在上述研究的基础上,研制出三种冲裁模模具钢的合理化学成分，列于表1。

表1 冲裁模模具钢的化学成分

钢	化学元素含量(%)
	C	Mn	Si	Cr	Mo	V	Ti
Cr3MnVTi	1.15∽1.25	1.0∽1.2	0.45∽0.52	2.8∽3.4	0.2∽0.3	1.0∽1.2	0.55∽0.08
Cr5V3SiTi	1.75∽1.85	≥0.8	0.9∽1.2	4.6∽5.4	0.2∽0.4	2.3∽3.2	0.4∽0.7
Cr12MoSiTi	1.75∽1.85	0.3∽0.6	0.7∽1.0	441∽2.5	0.65∽0.95	0.3∽0.5	0.4∽0.7

1 W) H" C5 `, U5 }- b7 @
7 Q3 p! v1 p2 E5 C3.新型模具钢的机械性能
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* M! x* J9 U) A已确定，在含铬量3％以上的模具内，形成碳化物较活性的元素与锰、铬和钼最佳结合，可提高模具钢在热处理后的强度和耐磨性，见表2。

表2 热处理最佳规范和模具钢的机械性能
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钢	温度(oC)		硬度(HRC)	抗弯强度   a6 ^0 A3 U7 g9 ^1 q4 d& G3 H/ D# s极限(MPa)	冲击韧性 (MJ/m3)
	淬火	回火
Crl2MoV	1000~1020	200~220	61~62	2700~2900	0.35~0.4
Cr3MnVTi	980~1000	180~200	61~63	3200~3700	0.35~0.45
Cr5V3SiTi	1020~1060	220~240	61~63	3500~3700	0.5~0.6
Crl2MoSiTi	1040~1080	220~240	61~63	3400~3600	0.45~0.55

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所研究的模具钢在传统淬火后的组织,由马氏体、残余奥氏A残和碳化物MC所组成（见表3）。当不能保证所需的临界冷却温度情况，同样可能形成下贝氏体类型的组织。回火到工作硬度60~62HRC，将导致残余奥氏体的部分分解和碳化物相含量的增加。淬火和回火，组织的各组元之间关系主要取决于模具钢的化学万分和其热处理规范。

表3 模具钢内组织的各组元数量（%）

钢	退火	淬火		回火		马氏体内的 : E; w( Q$ m4 _# a含碳量
	MC	MC	A残	MC	A残
CrMnVTi	14~16	10~14	8~12	10~15	6~8	0.24~0.29
Cr5V3SiTi	18~23	14~18	15~22	15~19	5~10	0.25~0.30
Crl2MoSiTi	16~22	12~161	18~24	13~17	5~7	0.23~0.28

2 ?* L) x. _' ^% m( [, a
- ?: G: _& q+ n( {已确定,阻碍碳化物对钢内实际奥氏体晶粒长大作用的温度区间为1000-1200oC。实际奥氏体的晶粒大小将显著影响到马氏体的分散性和在淬火和回火状态下模具钢的机械性能。
8 U" i7 e- @. X5 v; y6 ?# Y, p( q% l
' {; a( Y! A' w& c9 X1 w$ o由于存在碳化钛、碳化钒和二次碳代铬，故在淬火和回火后被研究钢内的碳你物相较Crl2MoV钢内的分散，见表4。

表4 模具钢内碳化物颗粒的数量
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钢	碳化物数量（个）						碳化物总量(个)	碳化物的体积(%)
	碳化物颗粒的尺（μm）
	<2	2~4	4~6	6~8	3~10	>10
Crl2MoV	1502	586	597	312	286	427	3710	16.6
Cr3MnVTi	1397	702	525	132	103	63	2922	12.0
Cr5VSiTi	2346	787	292	264	126	76	3891	18.8
Crl2MoSiTi	2513	804	308	204	233	133	4162	20.9

8 ?' d7 G9 C$ x% h4 T' s9 H/ Q注:该数据是当每个视场面积为0.25mm2时按10个视场的平均值得出的。
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# I! j) L& {7 l* N从表4中可同，在Cr5V3SiTi钢和Crl2MoSiTi钢中，碳化物含量较传统模具钢Crl2MoV内的多。在Crl2MoV钢内的细小碳化物数量（尺寸6μm以下）占碳化物总量的72.4%，而在Cr3MnVTi钢、Cr5V3SiTi钢和Crl2MoSiTi钢内的碳化物数量分别占89.8%，88.02%，87.1%。这与表2内获得的机械性能很吻合，亦与表5内的模具钢的耐磨性试验结果和抗压塑性变形的试验结果相吻合。

表5 淬火和回火后模具钢的抗压强度和耐磨性

钢	温度（oC）		硬度（HRC）	σ压 . I. `& {. G) @( R( l（MPa）	相对耐 5 p! Q7 w4 w7 }$ E7 @2 u磨性
	淬火	回火
Crl2MoV	1000	220	62	2071	1.0
Cr3MnVTi	980	220	62	2165	1.3
Cr5V3SiTi	1030	220	62	2478	1.75
Crl2MoSiTi	1060	240	62	2500	1.7

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2 Q% ^- o% t* n1 I8 I& A+ i在所研究的模具钢内，细小的碳化钛在淬火温度时无热动力性将邻近段的元素溶解在自己内，故可促使碳化物周围微体积内保持相对的化学均匀性，从而改善它们在金属母体内的固定，也就是可提高模具钢的强度和耐磨性。
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已确定，Cr5V3SiT钢和Crl2MoSiTi钢可使所需使用性能完全保持到回火温度500~550oC，从而可应用于高速压力机上的模具。这种模具的工作刃允许发热到400oC。这些钢种同样推荐应用于工作在动载荷范围宽广的模具，以及使用在高磨损条件下的重载冲裁模。
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% a% r' S& \' D6 C$ \" o  NCr3MnVTi模具钢可用来制造轻载冲裁模和大批量生产电机零件的模具。