一种锻造模具用钢及其制备方法技术领域
本发明涉及一种新型锻造模具用钢，尤其是涉及一种具有高热强性及高韧
性的热锻及温锻模具用钢，适用于机械零部件的精密模锻。
背景技术
锻模是热模锻的工具，将锻件坯料加热到金属的再结晶温度以上的锻造温
度范围内，放在锻模上，再利用锻造设备的压力将坯料锻造成带有复杂形状的
锻件。
锻模对高温状态下的金属进行加工，工件温度最高可达1200℃，工作条件
苛刻，模具需承受反复冲击载荷和冷热交变作用，产生很高的内应力。金属流
动时还会产生摩擦作用磨损模具表面。因此要求锻造模具在高温下应具有高的
强度、硬度、耐磨性、韧性、抗热裂性。因此锻模材质通常选择5CrNiMo、
H13、3Cr2W8V。上述三个钢种的热强性能，5CrNiMo最低，3Cr2W8V最高；
冲击韧性，5CrNiMo及H13较高，3Cr2W8V较低；三个钢种的性能差别主要
由化学成分及组织状态所决定，5CrNiMo钢合金元素总量较低，热强性较差，
温度超过300℃，强度开始急剧下降，仅适用于模具表面温度为400℃以下的
工况使用，如锤锻模；3Cr2W8V因含有较高的W元素，具有明显的二次硬化
效果，热强性及回火稳定性较高，模具表面温度可在600～650℃工况下工作，
但用在锻模方面模具使用寿命不高，因锻模在使用过程需承受很大的冲击载
荷，3Cr2W8V钢冲击韧性较低，影响锻模的使用寿命；H13钢的热强性介于
5CrNiMo和3Cr2W8V之间，钢中含有5％Cr及适量的Mo、V、Si等合金元素，
具有二次硬化效果，可在550～600℃工况下工作，且冲击韧性高于3Cr2W8V，
因此H13钢在锻模上的应用较为广泛。
H13钢虽然具有良好的冲击韧性，但其高温强度不是很高，在较大的压力
载荷下，模具容易产生塌陷，而具有高强度的3Cr2W8V热模具钢，其韧性较
差，在使用过程中也会使模具的寿命降低。热锻及温锻模具的使用寿命是热作
模具钢中最低的一类模具，模具单次平均使用寿命仅为3000次左右，因此热
锻及温锻模具的使用寿命急待提高。
因此，目前也有很多研究开始解决这一问题，中国专利CN1040396公开
了高强韧性锤锻模具钢，该钢虽然添加了Cr、Mo、W、V合金元素，但添加
量较少，对钢的高温强度的提高不明显，模具在高温下工作表面易磨损。该钢
经980℃淬火+600℃回火处理后，硬度达到HRC45.5；室温冲击韧性达到
ak53.9J/cm2；550℃冲击韧性达到ak83.3J/cm2；对比钢种5CrNiMo钢经860℃
淬火+450℃回火处理后，硬度达到HRC45；550℃冲击韧性达到ak51.0J/cm2；
该钢的高温强度较5CrNiMo有一定提高，用于自由锤锻件模具使用寿命比
5CrNiMo钢提高1～2倍，用于热模锻模具使用寿命比5CrNiMo钢提高一倍，
但与H13钢相比，使用寿命相当，说明该钢适合于自由锤锻模具。该钢虽然添
加了Cr、Mo、W、V合金元素，但添加量较少，与5CrNiMo钢相比，高温强
度随有提高，但是使用寿命没有超过H13。中国专利CN86101666公开了一种
高性能热作模具钢，与专利CN1040396公开的化学成分相比，该钢虽然增加
了添加了Cr、Mo、W、V合金元素，高温回火后硬度进一步提高，但冲击韧
性有所降低。该钢经1060℃淬火+600℃回火处理后，硬度达到HRC48，550
℃冲击韧性：6.0Kgf·M/cm2，与公开号为CN1040396的专利申请相比，高温
回火硬度有所提高，冲击韧性有所下降，主要适用于承受冲击载荷不大的模具。
精密锻造领域中的温锻成形对模具的高温硬度及冲击韧性的要求高于热
锻模具，因精密温锻成形温度(700～850℃)低于热锻温度，锻坯变形抗力增
大，与热锻相比，模具承受的冲击载荷增大1～4倍，因此要求模具能够承受重
载冲击载荷，因此温锻模具必须同时具有足够的强度及韧性。传统的热作模具
钢H13、3Cr2W8V以及有关专利申请公开的钢种的性能特点，都不具备足够
的强度及韧性应用于精密温度成形模具，单次使用寿命仅为2000次左右，都
存在使用寿命不高的缺点。
发明内容
为了克服精密温锻模具使用寿命偏低的缺点，本发明采用Mo-W-V的合金
化技术提高材料的高温强度，通过添加碳化物形成元素Mo、W、V，在回火
处理过程中沉淀析出细小弥散的高硬度的碳化物，形成二次硬化效应，提高材
料的高温强度，采用Ni合金化技术提高材料的冲击韧性，通过添加合金元素
在淬火过程中Ni形成残余奥氏体提高材料韧性。
为了实现上述目的，本发明的技术方案如下：
一种锻造模具用钢，其成分由以下列元素组成，以质量百分含量计，C：
0.30～0.50％；Si：0.20～0.40％；Mn：0.40～0.60％；Cr：2.00～3.00％；Mo：2.10～2.50％；
W：2.50～2.90％；V：2.10～2.50％；Ni：3.10～3.50％；P：≤0.015％；S：≤0.005％；
余量为Fe和不可避免的杂质。
其中，碳是提高钢的硬度和强度最为有效的元素，固溶强化作用显著，回
火时析出大量弥散的碳化物具有弥散强化作用，是保证热作模具钢所能达到的
强度的必不可少的元素。本发明钢种还添加了碳化物形成元素Mo、W、V、
Cr，因此需要添加适量的碳元素与碳化物形成元素在回火处理过程中沉淀析出
细小弥散分布的碳化物，提高钢的高温强度。但C含量过高会造成钢中出现液
析碳化物，降低韧性和焊接性能。因此碳含量不宜过高，适宜的碳含量为0.30～
0.50％。
钢中含有少量的Si有较好的脱氧作用，但Si含量过高则降低钢的焊接性
能和切削加工性能，并且增加石墨化倾向，所以，适宜的Si含量为0.20～0.40
％。
锰是强烈推迟珠光体转变的合金元素，有利于提高钢的淬透性并提高强
度，但Mn含量过高有使钢晶粒粗化的倾向，所以，适宜的Mn含量为0.40～
0.60％。
铬在本发明钢中的重要作用是强烈推迟珠光体转变，有利于淬透性的提
高；并提高马氏体的回火稳定性。Cr是缩小相区的元素，Cr含量过高将得到
铁素体组织，导致强度降低，所以，本发明钢种添加的Cr含量2.00～3.00％。
钼是提高钢的热强性极为有效的合金元素，在钢中加入合金元素Mo形成
M2C型碳化物可提高钢的高温强度和热稳定性。Mo与Cr、Mn配合加入，其
交互作用可显著提高钢的淬透性，但Mo含量过高则增大热加工变形抗力，降
低钢的热加工性能。所以，本发明钢种添加的Mo含量为2.10～2.50％。
钒在钢中的作用主要是细化晶粒，提高钢的强韧性，另外钢中添加合金元
素V可析出MC型细小弥散的碳化物产生二次硬化效应提高钢的回火稳定性。
过高的V含量对钢的高温抗氧化性是不利的。因此本发明钢种添加的V含量
为2.10～2.50％。
钨在钢中的作用主要是形成碳化物，以M6C和MC型碳化物存在于钢中，
该类型碳化物具有高硬度的特点，可显著提高材料的高温强度。W含量过高则
有降低导热性能的倾向，所以，本发明钢种添加的W含量为2.50～2.90％。
镍元素添加到钢中可显著提高奥氏体稳定性，抑制珠光体和贝氏体转变，
提高钢的淬透性，淬火后获得马氏体组织，经过回火处理后获得高韧性。添加
Ni元素还可获得一定量的残余奥氏体组织，残余奥氏体组织为韧性相组织，可
提高钢的冲击韧性，钢中Ni含量过高，将形成稳定的奥氏体组织，在冷却过
程中不发生相变，大幅降低钢的强度。所以，本发明钢种添加的Ni含量为3.10～
3.50％。
一种制备本发明所述的锻造模具用钢的方法，其包括如下步骤：
a.将各原料在1540～1640℃下进行熔炼后浇注成电渣重熔用的电极棒；
b.将步骤a)中得到的电极棒在10～12Kg/min的熔速下进行电渣重熔，得
到电渣锭；
c.将步骤b)中得到的电渣锭加热到1180～1200℃下锻造，得到锻棒；
d.将步骤c)中得到的锻棒在850～870℃下进行退火，得到产品。
作为优选方案，步骤b)所用的电极棒为Φ260mm的电极棒。
本发明钢种试样(规格为30*30*80)经1050℃保温30分钟油冷淬火+600
℃保温2小时二次回火处理后，硬度达到HRC50～51，550℃冲击韧性达到
ak89.5～95.6J/cm2；H13钢试样经相同热处理后硬度达到HRC45，550℃冲击韧
性达到ak55.3J/cm2；3Cr2W8V钢试样经相同热处理后硬度达到HRC49，550
℃冲击韧性达到ak35.6J/cm2，本发明钢种高温回火后强度及冲击韧性均高于
H13钢及3Cr2W8V钢。本发明钢种热稳定性能优异，经620℃保温20小时，
硬度仍能达到HRC39，而3Cr2W8V经过相同工艺处理后硬度为HRC36.5，H13
经过相同工艺处理后硬度为HRC29.5，本发明钢种的热稳定性能优于H13钢
及3Cr2W8V，尤其适用于精密温锻模具。
综上，发明与现有的技术相比，具有如下的优点：
本发明综合考虑了精密温锻模具对模具钢高温强度及冲击韧性的要求，通
过合理的成分设计，C及Cr、W、Mo、V等合金元素的固溶强化及沉淀强化
作用提高了高温强度和热稳定性，采用Ni合金化技术提高钢的冲击韧性，获
得了高温回火处理后强度及冲击韧性俱佳的精密温锻模具用钢，其高温回火处
理后强度及冲击韧性均高温传统的H13钢及3Cr2W8V钢。
本发明钢种具有优异的热稳定性能，其热稳定性高于H13及3Cr2W8V，
提高了模具表面耐磨性能，适合大变形精密温锻模具。
具体实施方式
实施例1
a)以铁和不可避免的杂质为余量，按表1中的原料配比在1550～1640℃下
进行熔炼后浇注成电渣重熔用的Φ260mm电极棒；
b)将步骤a)中得到的Φ260mm电极棒在10～11Kg/min的熔速下进行电
渣重熔，得到电渣锭；
c)将步骤b)中得到的电渣锭加热到1180℃保温2.5小时后进行锻造，得
到Φ200mm锻棒；
d)将步骤c)中得到的Φ200mm锻棒在855℃下退火4小时，得到产品。
实施例2
a)以铁和不可避免的杂质为余量，按表1中的原料配比在1540～1620℃下
进行熔炼后浇注成电渣重熔用的Φ260mm电极棒；
b)将步骤a)中得到的Φ260mm电极棒在10.5～11.5Kg/min进行电渣重熔，
得到电渣锭；
c)将步骤b)中得到的电渣锭加热到1200℃保温2小时后进行锻造，得
到Φ200mm锻棒；
d)将步骤c)中得到的Φ200mm锻棒在870℃下退火4小时，得到产品。
实施例3
a)以铁和不可避免的杂质为余量，按表1中的原料配比在1545～1630℃下
进行熔炼后浇注成电渣重熔用的Φ260mm电极棒；
b)将步骤a)中得到的Φ260mm电极棒在11～12Kg/min进行电渣重熔，得
到电渣锭；
c)将步骤b)中得到的电渣锭加热到1190℃保温2.5小时后进行锻造，得
到Φ200mm锻棒；
d)将步骤c)中得到的Φ200mm锻棒在850℃下退火6小时，得到产品。
实施例4
a)以铁和不可避免的杂质为余量，按表1中的原料配比在1540～1610℃下
进行熔炼后浇注成电渣重熔用的Φ260mm电极棒；
b)将步骤a)中得到的Φ260mm电极棒在10.5～12Kg/min进行电渣重熔，
得到电渣锭；
c)将步骤b)中得到的电渣锭加热到1185℃保温2小时后进行锻造，得
到Φ200mm锻棒；
d)将步骤c)中得到的Φ200mm锻棒在860℃下退火5小时，得到产品。
实施例5
a)以铁和不可避免的杂质为余量，按表1中的原料配比在1555～1635℃下
进行熔炼后浇注成电渣重熔用的Φ260mm电极棒；
b)将步骤a)中得到的Φ260mm电极棒在10～10.5Kg/min电渣重熔，得到
电渣锭；
c)将步骤b)中得到的电渣锭加热到1195℃保温2小时后进行锻造，得
到Φ200mm锻棒；
d)将步骤c)中得到的锻棒在865℃下退火6小时，得到产品。
H13型和3Cr2W8V型钢的化学成分见表1，其制备方法为现有技术，故
在此不再赘述。
各实施例的产品以及现有产品的性能如表3所示。
表1实施例及对比钢号化学成分
表2实施例工艺参数
表3实施例及对比钢号性能检测结果
本发明钢种用于精密温锻等速万向节凹模，单次使用寿命达到4500次，
而采用H13钢的等速万向节凹模，单次使用寿命仅为2000次，模具使用寿命
提高了一倍。
综上所述，仅为本发明的较佳实施例而已，并非用来限定本发明实施的范
围，凡依本发明权利要求范围所述的形状、构造、特征及精神所为的均等变化
与修饰，均应包括于本发明的权利要求范围内。