Инструментальная сталь для горячей обработки
Изобретение относится к области металлургии, а именно к инструментальной стали для горячей обработки. Сталь содержит, вес.%: C 0,27-0,38, Si 0,10-0,35, Mn 0,2-0,7, Cr 4,5-5,5, Mo 2,05-2,90, V 0,4-0,6, N 0,01-0,12, H ≤0,0004, S ≤0,0015, остальное - железо и примеси. При необходимости сталь может содержать по меньшей мере один элемент из, вес.%: Al 0,001-0,06, Ni ≤ 1,5, Cu ≤ 2, Co ≤ 8, W ≤ 0,5, Nb ≤ 0,5, Ti ≤ 0,05, Zr ≤ 0,05, Ta ≤ 0,05, B ≤ 0,01, Ca 0,00005-0,009, Mg ≤ 0,01 и РЗМ (REM) ≤ 0,2. В стали содержится 0,2-3 об.% первично выделившихся карбонитридов типа MX. Обеспечивается повышение срока службы изготавливаемого из стали инструмента. 7 з.п. ф-лы, 1 табл., 3 пр.
Область техники
Изобретение относится к инструментальной стали для горячей обработки.
Уровень техники
Инструментальные стали с легированной ванадием матрицей предлагаются на рынке уже десятки лет и представляют большой интерес благодаря тому, что они сочетают высокую износостойкость с отличной стабильностью размеров и потому что они имеют хорошую ударную вязкость. Эти стали имеют широкий спектр применений, как, например, литье в формы и ковка. Стали обычно производят традиционными металлургическими способами с последующим электрошлаковым переплавом (ЭШП).
Хотя инструментальные стали с легированной ванадием матрицей, полученные способом ЭШП, имеют лучшие, с точки зрения термического растрескивания, макрорастрескивания, горячего износа и пластической деформации, свойства, чем инструментальные стали, получаемые обычными способами, существует потребность в дальнейшем улучшении, чтобы снизить риск повреждения инструментов для горячей обработки, как, например, термическое растрескивание и макрорастрескивание при литье в формы под высоким давлением. Кроме того, было бы выгодным дополнительной улучшить жаропрочность и стойкость к отпуску инструментальной стали для горячей обработки.
Раскрытие изобретения
Целью настоящего изобретения является разработать инструментальную сталь для горячей обработки, имеющую улучшенный профиль свойств, ведущий к повышенному сроку службы инструмента.
Другой целью настоящего изобретения является снижение термического растрескивания при сохранении хорошей стойкости к износу при высокой температуре и высокого сопротивления макрорастрескиванию. Еще одной целью является разработать состав стали, которая в порошковой форме подходит для технологии послойного изготовления (Additive Manufacturing, AM), в частности, для изготовления или ремонта инструментов и форм для литья под давлением.
Вышеназванные цели, а также дополнительные преимущества достигаются в значительной мере в результате разработки инструментальной стали для горячей обработки, имеющей состав, указанный в пунктах формулы изобретения, относящихся к сплаву.
Изобретение определено в формуле.
Подробное описание
Далее кратко поясняются важность отдельных элементов и их взаимодействие друг с другом, а также ограничения на химические ингредиенты заявленного сплава. Во всем описании все процентные содержания в химическом составе стали указываются в весовых процентах (вес.%). Количество твердых фаз приводится в объемных процентах (об.%). Верхний и нижний границы содержания отдельных элементов можно свободно комбинировать в пределах, представленных в формуле изобретения.
Углерод (0,27-0,38%)
Углерод должен присутствовать в минимальном содержании 0,27%, предпочтительно по меньшей мере 0,28%, 0,29%, 0,30%, 0,31%, 0,32%, 0,33% или 0,34%. Верхний предел для углерода равен 0,38% и может быть установлен на уровне 0,37%, 0,36% или 0,35%. Предпочтительными диапазонами являются 0,30-0,38% и 0,33-0,37%. В любом случае количество углерода следует контролировать так, чтобы ограничить количество первичных карбидов типа M23C6, M7C3 и M6C в стали, предпочтительно, чтобы сталь не содержала таких первичных карбидов.
Кремний (0,10-0,35%)
Кремний используется для раскисления. Si присутствует в стали в растворенной форме. Si является сильным ферритообразующим элементом и повышает активность углерода, поэтому возникает риск образования нежелательных карбидов, которые отрицательно влияют на ударную вязкость. Кремний также предрасположен к межфазной сегрегации, что может привести к сниженным ударной вязкости и сопротивлению термической усталости. Поэтому содержание Si ограничено значением 0,35%. Верхний предел может составлять 0,34%, 0,32%, 0,31%, 0,30%, 0,29%, 0,28%, 0,27%, 0,26%, 0,25%, 0,24%, 0,23% и 0,22%. Нижний предел может составлять 0,12%, 0,14%, 0,16%, 0,18% и 0,20%. Предпочтительны диапазоны 0,10-0,25% и 0,15-0,24%.
Марганец (0,2-0,7%)
Марганец способствует улучшению закаливаемости стали и вместе с серой марганец способствует улучшению обрабатываемости на станках благодаря образованию сульфидов марганца. Поэтому минимальное содержание марганца должно быть на уровне 0,2%. Нижний предел можно установить на уровне 0,25%, 0,3%, 0,35%, 0,4%, 0,45% или 0,5%. При более высоком содержании серы марганец препятствует красноломкости стали. Сталь должна содержать максимум 0,7% Mn. Верхний предел можно установить на уровне 0,65%, 0,6%, 0,55% или 0,5%.
Хром (4,5-5,5%)
Хром должен присутствовать в содержании по меньшей мере 4,0%, чтобы обеспечить хорошую закаливаемость при больших сечениях по время термообработки. Если содержание хрома будет слишком высоким, это может привести к образованию высокотемпературного феррита, что снижает способность к обработке в горячем состоянии. Нижний предел можно установить на уровне 4,6%, 4,7%, 4,8% или 4,9%. Верхний предел может составлять 5,4%, 5,3%, 5,2% или 5,1%.
Молибден (2,05-2,90%)
Как известно, Mo оказывает очень благоприятный эффект на закаливаемость. Молибден важен для достижения хороших характеристик вторичного упрочнения. Минимальное содержание составляет 2,05% и может быть установлено на уровне 2,1%, 2,15%, 2,2%, 2,25% или 2,3%. Молибден является сильным карбидообразующим элементом, а также сильным ферритообразующим элементом. Поэтому максимальное содержание молибдена составляет 2,9%. Предпочтительно, содержание Mo ограничено значениями 2,8%, 2,7%, 2,6%, 2,5%, 2,4% или 2,35%.
Ванадий (0,4-0,6%)
Ванадий образует гомогенно распределенные первичные выделившиеся карбиды и карбонитриды типа V(N,C) в матрице стали. Эту твердую фазу можно также обозначить MX, где M преимущественно представляет собой V, но могут присутствовать также Cr и Mo, и X означает одно или более из C, N и B. Таким образом, ванадий должен присутствовать в количестве 0,4-0,6%. Верхний предел можно установить на уровне 0,59%, 0,58%, 0,57%, 0,56% или 0,55%. Нижний предел может составлять 0,42%, 0,43%, 0,44%, 0,45%, 0,46%, 0,47%, 0,48%, 0,49%, 0,50%, 0,51% или 0,52%.
Отношение V/C (1,35-1,65)
Авторы настоящего изобретения обнаружили, что предел прочности на разрыв при комнатной температуре и при повышенной температуре зависит от отношения карбидообразующего элемента ванадий к содержанию углерода в стали. Полагают, что это связано с тем, что эти свойства зависят как от содержания углерода, растворенного в матрице, так и от содержания выделившегося углерода. Это отношение влияет также на ударную вязкость. По этим причинам предпочтительно, чтобы отношение составляло 1,35-1,65, предпочтительно 1,40-1,60, более предпочтительно 1,45-1,55.
Соотношение V+8,8(N-0,005)/C (1,55-1,90)
Если желательно более выраженное вторичное твердение, можно повысить локальное количество ванадия, чтобы компенсировать часть или весь ванадий, связанный в более стабильный нитрид. По этим причинам предпочтительно, чтобы это соотношение составляло 1,55-1,90. Его можно установить на уровне 1,60-1,85, более предпочтительно 1,65-1,80.
Алюминий (0,001-0,06%)
Алюминий используется для раскисления в комбинации с Si и Mn. Нижний предел устанавливают на уровне 0,001%, 0,003%, 0,005% или 0,007%, чтобы обеспечить хорошее раскисление. Верхний предел ограничен значением 0,06%, чтобы избежать выделения нежелательных фаз, таких как AlN. Верхний предел может составлять 0,05%, 0,04%, 0,03%, 0,02% или 0,015%.
Азот (0,01-0,12%)
Содержание азота ограничено значением 0,010-0,12%, чтобы получить желаемые тип и количество твердых фаз, в частности V(C,N). Когда содержание азота правильно сбалансировано по отношению к содержанию ванадия, будут образовываться карбонитриды V(C,N), богатые ванадием. Они будут частично растворяться на стадии аустенизации и затем выделяться на стадии отпуска в виде частиц нанометрового размера. Считается, что термическая стабильность карбонитридов ванадия выше, чем у карбидов ванадия, поэтому можно улучшить стойкость к отпуску инструментальной стали и повысить сопротивление росту зерен при высоких температурах аустенизации. Нижний предел может составлять 0,011%, 0,012%, 0,013%, 0,014%, 0,015%, 0,016%, 0,017%, 0,018%, 0,019% или 0,02%. Верхний предел может составлять 0,11%, 0,10%, 0,09%, 0,08%, 0,07%, 0,06%, 0,05%, 0,04% или 0,03%.
Водород (≤0,0004%)
Известно, что водород оказывает негативный эффект на свойства стали и может вызывать проблемы при обработке. Чтобы избежать проблем, связанных с водородом, расплавленную сталь подвергают вакуумной дегазации. Верхний предел составляет 0,0004% (4 ppm) и может быть ограничен значениями 3, 2,5, 2, 1,5 или 1 ppm.
Никель (≤1,5%)
Никель может присутствовать в количестве ≤1,5%. Он придает стали хорошие закаливаемость и ударную вязкость. Однако из-за высокой стоимости содержание никеля в стали следует ограничивать. Таким образом, верхний предел можно установить на уровне 1,0, 0,8, 0,5 или 0,3%. Однако, обычно Ni сознательно не добавляют.
Медь (≤2,0%)
Cu является факультативным элементом, который может способствовать повышению твердости и коррозионной стойкости стали. Ее предпочтительно используют в диапазоне 0,02-1%. Однако, после того, как медь добавили, ее невозможно больше извлечь из стали. Это делает разделку лома чрезмерно более сложной. По этой причине медь обычно сознательно не добавляют.
Кобальт (≤8%)
Co является факультативным элементом. Co вызывает повышение температуры солидуса и, следовательно, дает возможность повысить температуру закалки, которая может быть на 15-30°C выше, чем без Co. Поэтому во время аустенизации можно растворить более значительную часть карбидов и, таким образом, улучшить закаливаемость. Co влияет также на температуру Ms. Однако, большое количество Co может привести к снижению ударной вязкости и износостойкости. Максимальное количество составляет 8% и, если Co добавляется, его эффективное количество может составлять 2-6%, в частности, 4-5%. Однако, из практических соображений, таких, как разделка лома, Co намеренно не добавляют. Таким образом, максимальное содержание примеси можно установить на уровне 1%, 0,5%, 0,3%, 0,2% или 01%.
Вольфрам (≤0,5%)
В принципе, молибден можно заменить удвоенным количеством вольфрама благодаря их химическому сходству. Однако, вольфрам является дорогостоящим и также усложняет разделку металлического лома. Поэтому его максимальное количество ограничено значением 0,5%, предпочтительно 0,3%, более предпочтительно водород намеренно не добавляют.
Ниобий (≤0,5%)
Ниобий похож на ванадий тем, что он образует карбонитриды типа M(N,C) и в принципе может использоваться вместо части ванадия, но это требует удвоенного количества ниобия по сравнению с ванадием. Однако, Nb приводит к более угловатой форме M(N,C). Поэтому его максимальное количество составляет 0,5%, предпочтительно 0,05% и наиболее предпочтительно намеренного добавления не производят.
Ti, Zr и Ta
Эти элементы образуют карбиды и могут присутствовать в сплаве в заявленных диапазонах для изменения состава твердых фаз. Однако обычно ни один из этих элементов не добавляют.
Бор (≤0,01%)
B можно использовать в целях дальнейшего повышения твердости стали. Его количество ограничено значением 0,01%, предпочтительно оно ≤0,005%. Предпочтительный диапазон для добавления B составляет 0,001-0,004%.
Ca, Mg и REM (Rare Earth Metals, редкоземельные металлы)
Эти элементы можно добавлять в сталь в заявленных количествах для модификации неметаллических включений и/или для дальнейшего улучшения обрабатываемости на станках, обрабатываемости при высоких температурах и/или свариваемости.
Примесные элементы
P, S и O являются основными примесями, которые могут оказывать негативный эффект на механические свойства стали. Поэтому присутствие P можно ограничить значением 0,03%, предпочтительно 0,01%. Содержание S ограничено значением 0,0015% и может быть ограничено до 0,0012%, 0,0010%, 0,0008% или 0,0005%. Содержание O может быть ограничено значениями 0,0015%, 0,0012%, 0,0010%, 0,0008%, 0,0006% или 0,0005%.
Производство стали
Инструментальную сталь, имеющую заявленный химический состав, можно получать обычными металлургическими способами, включая плавку в электродуговой печи (Electric Arc Furnace, EAF) и затем рафинирование в ковше и вакуумную обработку. Факультативно, сталь можно подвергнуть электрошлаковому переплаву (ЭШП), чтобы еще больше улучшить чистоту и микроструктурную однородность.
Обычно сталь подвергают закалке и отпуску перед применением. Аустенизацию можно провести при температуре аустенизации (TA) в интервале 1000-1070°C, предпочтительно 1030-1050°C. Типично TA составляет 1040°C при времени выдержки 30 минут и последующем быстром охлаждении. Температуру отпуска выбирают в соответствием с требованиями жесткости, отпуск проводят по меньшей мере дважды при 600-650°C в течение 2 часов (2×2ч) с последующим охлаждением на воздухе.
Пример 1
В этом примере сталь, имеющую следующий состав (в вес.%), получали плавкой в электродуговой печи, рафинированием в ковше и вакуумной дегазацией (VD):
| C | 0,35 |
| Si | 0,18 |
| Mn | 0,47 |
| Cr | 5,05 |
| Mo | 2,34 |
| V | 0,54 |
| Al | 0,009 |
| P | 0,005 |
| S | 0,0003 |
| H | 0,00005 |
| N | 0,0051 |
| O | 0,0006 |
| V/C | 1,54 |
остальное железо и примеси.
После вакуумной дегазации сталь подвергали легированию азотом посредством введения электродной проволоки. Окончательное содержание азота после указанной тонкой регулировки составило 0,0142 вес.%.
Сталь отливали в слитки и подвергали горячей обработке.
Сталь аустенизировали при 1040°C в течение 30 минут, закаливали в потоке газа и дважды отпускали при 600°C в течение 2 часов (2×2ч) с последующим охлаждением на воздухе.
Влияние легирования азотом на состав матрицы и количество первичных MX при трех разных температурах аустенизации рассчитывали с использованием программы Thermo-Calc. Результаты приведены в таблице 1.
Таблица 1
| Состав матрицы (аустенит) | |||||||
| 0,0051%N | C | Si | Mn | Cr | Mo | V | об.% MX |
| 1030°C | 0,335 | 0,18 | 0,47 | 5,05 | 2,32 | 0,46 | 0,19 |
| 1040°C | 0,338 | 0,18 | 0,47 | 5,05 | 2,32 | 0,47 | 0,16 |
| 1050°C | 0,340 | 0,18 | 0,47 | 5,05 | 2,32 | 0,48 | 0,13 |
| 0,0142%N | C | Si | Mn | Cr | Mo | V | об.% MX |
| 1030°C | 0,325 | 0,18 | 0,47 | 5,05 | 2,32 | 0,38 | 0,37 |
| 1040°C | 0,328 | 0,18 | 0,47 | 5,05 | 2,32 | 0,40 | 0,34 |
| 1050°C | 0,331 | 0,18 | 0,47 | 5,05 | 2,32 | 0,41 | 0,30 |
Из таблицы 1 следует, что количество нерастворенной твердой фазы (MX) в легированной азотом стали значительно выше, чем количество в нелегированной стали при всех трех температурах. Фаза MX ответственна за пиннинг межзеренных границ и, таким образом, препятствует росту зерен. Соответственно, предлагаемая изобретением легированная азотом сталь менее склонна к росту зерен при температурах закалки. Это было также подтверждено экспериментами, которые показали, что сталь с низким содержанием азота имеет значительно повышенные размеры зерна при 1060°C, тогда как сталь, легированная азотом, является стойкой к росту зерен до температур, превышающих 1080°C. Соответственно, для легированной азотом стали можно использовать более высокую температуру закалки без вредного роста зерен. Таким образом, можно влиять на баланс свойств материала для литейной формы, чтобы снизить склонность к термическому растрескиванию и/или макрорастрескиванию и, тем самым, повысить срок службы литейной формы.
Пример 2
Сплав плавили в индукционной печи и подвергали распылению в потоке газообразного азота (5н).
| C | 0,34 |
| Si | 0,16 |
| Mn | 0,44 |
| Cr | 5,01 |
| Mo | 2,33 |
| V | 0,53 |
| Al | 0,008 |
| N | 0,044 |
| O | 0,0024 |
| V/C | 1,59 |
остальное железо и примеси.
Порошок просеивали до <500 мкм, засыпали в стальные капсулы диаметром 63 мм и высотой 150 мм. Горячее изостатическое прессование проводили при температуре 1150°C, время выдержки составляло 2 часов, давление 110 МПа. Скорость охлаждения была меньше 1 °C/сек. Полученный в результате материал штамповали при 1130°C на размеры 20×30 мм. Проводили мягкий отжиг при 900°C со скоростью охлаждения 10 °C/ч до 750°C, после чего подвергали естественному охлаждению на воздухе. Количество нерастворенного MX было выше, чем в предыдущем примере, а содержание азота выше. Как было обнаружено, из-за этого и благодаря тонкому распределению карбонитридов ванадия (MX), богатых азотом, сталь была очень стойкой к росту зерен.
Пример 3
Порошок, имеющий тот же состав, что и в примере 2, просеивали, чтобы получить порошок с узким гранулометрическим составом в диапазоне 10-60 мкм. Было найдено, что порошок можно с успехом применять для восстановления литейных форм путем лазерной наплавки, а также для быстрого прототипирования, например, форм с конформными охлаждающими каналами. Соответственно, очевидно, что легированные порошковые стали подходят для послойного синтеза.
Промышленная применимость
Инструментальная сталь по настоящему изобретению подходит для применения в больших литейных формах, требующих хорошей закаливаемости и хорошей стойкости к термическому растрескиванию и макрорастрескиванию. Распыленный порошок сплава можно использовать для получения продуктов горячего изостатического прессования, имеющих отличную однородность структуры. Порошок сплава можно применять для получения или ремонта литейных форм, в частности, способом послойного синтеза.
1. Инструментальная сталь для горячей обработки, состоящая из, вес.%:
| C | 0,27-0,38 |
| Si | 0,10-0,35 |
| Mn | 0,2-0,7 |
| Cr | 4,5-5,5 |
| Mo | 2,05-2,90 |
| V | 0,4-0,6 |
| N | 0,01-0,12 |
| H | ≤ 0,0004 |
| S | ≤ 0,0015 |
факультативно, одного или более из
| Al | 0,001-0,06 |
| Ni | ≤ 1,5 |
| Cu | ≤ 2 |
| Co | ≤ 8 |
| W | ≤ 0,5 |
| Nb | ≤ 0,5 |
| Ti | ≤ 0,05 |
| Zr | ≤ 0,05 |
| Ta | ≤ 0,05 |
| B | ≤ 0,01 |
| Ca | 0,00005-0,009 |
| Mg | ≤ 0,01 |
| REM | ≤ 0,2 |
остальное Fe, не считая примесей, причем
инструментальная сталь для горячей обработки содержит 0,2-3 об.% первично выделившихся карбонитридов типа MX.
2. Сталь по п. 1, которая удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований:
| C | 0,30-0,38 |
| Si | 0,15-0,30 |
| Mn | 0,4-0,6 |
| Cr | 4,6-5,4 |
| Mo | 2,1-2,8 |
| V | 0,5-0,6 |
| N | 0,011-0,08 |
| H | ≤ 0,0003 |
| Cu | 0,02-1 |
| Co | ≤ 1 |
| W | ≤ 0,3 |
| Nb | ≤ 0,05 |
| Ti | ≤ 0,01 |
| Zr | ≤ 0,01 |
| Ta | ≤ 0,01 |
| B | ≤ 0,005 |
| Mg | ≤ 0,001 |
| Ca | 0,0001-0,009 |
| V/C | 1,35-1,65 |
причем содержание примесей P, S и O удовлетворяет следующим требованиям:
| P | ≤ 0,03 |
| S | ≤ 0,0010 |
| O | ≤ 0,0015 |
3. Сталь по п. 1 или 2, которая удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований:
| C | 0,33-0,38 |
| Si | 0,15-0,29 |
| N | 0,012-0,07 |
| H | ≤ 0,0002 |
| Cu | 0,02-0,5 |
| Co | ≤ 0,3 |
| W | ≤ 0,1 |
| B | 0,001-0,004 |
| Mg | 0,00005-0,001 |
| Ca | 0,0001-0,009 |
| V/C | 1,40-1,60 |
4. Сталь по п. 1, которая удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований:
| C | 0,33-0,37 |
| Si | 0,16-0,26 |
| Mn | 0,45-0,55 |
| Cr | 4,8-5,2 |
| Mo | 2,2-2,6 |
| V | 0,51- 0,58 |
| N | 0,011-0,056 |
| H | ≤ 0,0003 |
| Cu | 0,02-0,3 |
| Co | ≤ 0,3 |
| W | ≤ 0,1 |
| Nb | ≤ 0,05 |
| Mg | 0,0001-0,001 |
| Ca | 0,0001-0,001 |
| V/C | 1,45-1,55 |
| P | ≤ 0,01 |
| S | ≤ 0,0005 |
| O | ≤ 0,0008 |
| V+8,8(N-0,005)/C | 1,55-1,9 |
5. Сталь по любому из пп. 1-4, в которой содержание первично выделившихся карбонитридов типа MX составляет 0,3-1,0 об.%.
6. Сталь по п. 1, которая удовлетворяет следующим требованиям:
| C | 0,30-0,38 |
| Si | 0,15-0,30 |
| Mn | 0,4-0,6 |
| Cr | 4,5-5,5 |
| Mo | 2,1-2,8 |
| V | 0,5-0,6 |
| N | 0,01-0,08 |
| H | ≤ 0,0003 |
7. Сталь по п. 1, которая удовлетворяет следующим требованиям:
| C | 0,33-0,37 |
| Si | 0,16-0,26 |
| Mn | 0,45-0,55 |
| Cr | 4,8-5,2 |
| Mo | 2,2-2,6 |
| V | 0,51-0,58 |
| N | 0,011-0,07 |
8. Сталь по любому из пп. 1-7, в которой матрица содержит мартенсит отпуска и/или бейнит и количество оставшегося аустенита ограничено значениями ≤6 об.%, ≤5 об.%, ≤4 об.% или ≤2 об.%.
