本文针对Cr12MoV、D2等常用冷作模具钢因碳化物偏析严重,凝固时易形成带状莱氏体碳化物导致模具因韧性不足而崩刃、断裂或塌陷的实际情况,采用热力学原理并结合计算机辅助优化设计,以减少莱氏体碳化物、增加二次析出碳化物数量来提高韧性的合金化思路,在Cr12MoV成分的基础上适当降低C和Cr含量以减少莱氏体碳化物偏析,提高Mo、V含量以细化晶粒、改善韧性。开发出兼备高强韧性和高耐磨性的SDC99冷作模具钢,以适应当前冷冲压成形材料强度不断提高的发展趋势。同时采用深冷处理技术对组织进行控制,进一步改善使用性能。通过力学性能测试、光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、高分辨透射电镜(HRTEM)、X射线衍射仪(XRD)、DIL805A膨胀仪、电阻仪、内耗仪等测试手段展开研究,揭示了高强韧冷作模具钢的合金化规律和强韧化机制,澄清了深冷处理过程中的微观组织转变及相变机理,获得以下主要结论:本研究设计的高强韧冷作模具钢SDC99克服了传统Cr12MoV易崩刃或开裂的弱点,高温抗回火稳定性优于Cr12MoV。在硬度为62HRC条件下,韧性达80J以上,比Cr12MoV提高一倍,耐磨性能与Cr12MoV相当。其性能与进口同类型高品质冷作模具钢相当,可替代进口DC53,SLD-Magic及ASSAB88等高强韧冷作模具钢。通过电解萃取碳化物的激光粒度分析表明,SDC99低温回火后钢中碳化物的中位径为1.23μm,而Cr12MoV低温回火后钢中碳化物的中位径为11.37μm。采用统计方法得出SDC99钢中有45.5%的碳化物尺寸在0.25~1μm之间,而Cr12MoV钢中91%的碳化物尺寸均大于5μm。通过改善钢中碳化物的形态、数量及尺寸分布,使钢的力学性能得到了提高。采用深冷处理技术实现了对高强韧冷作模具钢热处理后组织的有效控制,进一步提高了耐磨性能。经不同工艺深冷处理后,硬度都有1~3HRC的提高,但冲击韧性均下降到常规淬回火处理的一半左右。深冷处理工艺顺序对性能影响显著:试样经淬火+回火+深冷处理(HTC24)以及淬火+一次回火+长时间深冷+一次回火(HTC24T),硬度均无明显增加,但冲击韧性较淬火+深冷处理+回火的冲击韧性更高。长时间深冷处理后残余奥氏体仍不能完全转变为马氏体,经深冷处理后钢中的残余奥氏体以纳米级薄膜状存在于马氏体板条间。淬火+回火+深冷处理的试样中剩余奥氏体量高于淬火+深冷处理+回火试样的残余奥氏体量,其原因可能是回火过程中部分碳原子从马氏体中扩散进入残余奥氏体,从而使残余奥氏体发生了部分稳定化。经深冷处理+回火后马氏体基体碳含量比淬火+回火处理马氏体的碳含量低,表明深冷处理的试样在回火过程中有更多的碳化物析出。深冷处理后试样的Snoek峰明显降低,即深冷处理后试样中可提供应力感生有序产生Snoek弛豫的碳原子减少。SKK峰增高表明深冷处理过程中的应力作用可导致碳原子发生迁移,迁移的碳原子偏聚于位错周围对位错产生强烈的钉扎作用。延长深冷处理保持时间使SKK峰高度进一步增加的结果表明:间隙原子在应力作用下发生了迁移,并且与时间具有一定的关系,即间隙碳原子在低温下应力诱导扩散需要较长时间,深冷处理保持时间对SKK峰的影响可用耦合模型进行解释。回火后SKK峰弛豫强度随回火温度升高而降低。经过深冷处理与未深冷处理的试样在相同温度回火相同时间后发现,经过深冷处理试样的SKK弛豫强度明显低于未经深冷处理试样的弛豫强度,且回火温度升高后,深冷处理前后峰高的差距变小。由此表明:深冷处理使碳化物析出的动力增强,与未深冷处理的试样相比,经深冷处理的试样在较低温度回火就能析出更多的碳化物。使用电阻测试淬火态和深冷处理后的试样得出了相同的结论。深冷处理过程中的应力诱导作用导致碳原子发生迁移。迁移的碳原子偏聚于位错周围形成偏聚区或原子团簇,在回火过程中偏聚于位错周围的碳原子团簇无需进行长程扩散而形成碳化物。因此,在相同温度回火相同时间条件下,深冷处理后的试样比未经深冷处理的试样能析出更多的碳化物。这是除残余奥氏体转变为马氏体外,深冷处理提高耐磨性能的第二诱因。采用计算机模拟技术对深冷处理过程的温度场、应力场和应变场进行计算表明:深冷处理有利于降低淬火过程中产生的内应力。冷却温度越低,消除淬火应力的效果越明显。深冷处理过程由于收缩作用将产生很大的内应力,应在深冷处理前进行回火处理。冷却速度、深冷次数和深冷时间的对应力和应变的影响甚微。