一种超高热导率热冲压模具用钢及其制备方法

专利名称：：一种超高热导率热冲压模具用钢及其制备方法
技术领域：
：本发明涉及一种超高热导率热冲压模具用钢及其制备方法。
背景技术：
：按模具服役条件大致可将模具钢分为冷作模具钢、热作模具钢和塑料模具钢三大类。热冲压模具钢属于热作模具钢。随着汽车行业的高速发展，以及汽车轻量化需求的不断提高，热冲压成形工艺主要用于获得超高强度冲压件。在获得超高强度钢时，由于冷冲压成形工艺所需的成形力极大，容易导致模具损坏、设备震动，且还易产生破裂、起皱、反弹、尺寸精度不良等问题。因此，原有冷冲压成形工艺的不再满足技术和生产发展的需要，而热冲压成形工艺利用金属在高温状态下，其塑性和延展性迅速增加，屈服强度迅速下降。热冲压模具钢是近几十年使用量急剧上升和消耗最大的模具钢之一，它的工况条件比一般热作模具钢还更复杂。钢板热冲压过程是将特殊的高强度钢板加热到奥氏体温度范围，快速移动到模具，快速冲压，在压机保压状态下通过布置有冷却回路的模具(而不是空气)对零件进行淬火冷却(并要保证一定的冷却速度)，最后获得超高强度冲压件(组织为马氏体，强度在1500MPa左右甚至更高)。在工作时，由于模具与加热的坯料直接接触，当炽热的金属放入热冲压模具型腔时，型腔表面急剧升温，且冲压和保压时表层产生压应力和压应变，这使得模具需要较好的热强性和热稳定性；在保压过程中通过带有冷却水道的模具对零部件淬火，为了使模具能很快地把钢板的热量带走和保证模具在服役过程中的精度，模具材料必需具有较大的导热系数和较小的热膨胀系数；当金属件取出时，型腔表面由于急剧降温而受到拉应力和拉应变作用，在这种交替变换温度的工况下模具极易产生热疲劳；并且热冲压模具钢在服役过程中，还要受到较大冲击载荷，因此模具需具备优良的韧性。为防止模具表面在服役过程中产生的拉毛，模具还需具有较高的硬度。因此，复杂的工况要求热冲压模具材料具有较高的热导率、热强度、硬度、冲击韧性、淬透性和热稳定性和抗冷热疲劳性能坐寸o目前国内外尚无专门的适合热冲压成形的模具材料。目前，我国使用的热冲压模具钢采用的是国家标准GB/T1299-2000中钢号为4Cr5MoSiVl(相当于北美标准H13钢)。这种热冲压模具钢的化学成分采用C0.32-0.45wt%、Cr4.75-5.50wt%、MoI.20-1.75wt%、V0.80-1.20wt%、Si0.80-1.2wt%、Mn0.20-0.5wt%、P彡0.03wt%、S彡0.03wt%。目前，日本企业采用的是热作模具钢SKD61(相当于北美标准H13钢)，瑞典热冲压模具供应商采用的是0RVAR，德国企业采用的是CR7V和I.2379。从理论上，钢的组织中铁素体的热导率最高，约为7f80W/mK，回火马氏体热导率为35W/mK，渗碳体的热导率最低为7W/mK。现有H13热冲压模具钢属于中碳中合金钢，得到的回火马氏体中铁素体的比例不高。从导热机理来看，对于纯金属，通过自由电子运动来导热是主要机制对于自由电子导热而言，热传导的阻力主要是晶格振动声子对自由电子的散射温度增加，晶格振动加剧，声子对自由电子运动的阻力增加，导致其导热能力下降。现有H13钢含有较多种类的合金元素，合金元素的存在导致原子铁晶格畸变，降低热导率；特别是化学成份中含有较高的Si元素，Si的外层电子结构与Fe的差异较大，会严重降低钢的热导率。这些因素都使得现有热冲压模具钢H13的热导率不高。并且其化学成分含有钥、铬元素和一定量的碳元素，因此其材料电渣锭的偏析严重，成材后的组织中存在大量的大块液析碳化物，使得材料的韧性不足，容易出现早期开裂失效。由于这种材料含有大量的二次硬化元素，其回火态二次碳化物容易在服役条件下长大粗化和发生类型转变，而且回火马氏体中的合金元素也容易析出而降低钢的强度，从而降低钢的高温性能。对相关技术的中外专利检索内容分析通过输入相关本
发明内容的关键词在对中外专利进行检索发现，涉及到和本专利相关联的热作模具钢及其冶金制造技术的专利号为1)专利号申请号201080014370.0，名称具有出色的韧性和热导率的热加工工具钢，其化学成份重量百分比含量为C=0.2-1.2%；N=0-1%；B=0-1%；Cr<l.5%;Ni=L0-9；Si<0.4；Mn=0-3%；Al=0-2.5%；Mo=0-10%；ff=0-15%；Ti=0-3%；Ta=0-3%；Zr=0-3%；Hf=0-3%；V=0-4%；Nb=0-3；Cu=0-4%；Co=0-6%；S=0-1%；Se=0-l%；Te=0-l%；Bi=0-l%；As=0-l%；Sb=0-l%；Ca=0-1%;余量由铁和不可避免的杂质构成，其中％Ceq=%C+0.86*%N+1.2*%B，其特征在于％Mo+l/2*%W>l.22)专利号申请号CN200810046104.0，名称一种新型铬系热作模具钢及其热处理工艺，其化学成份重量百分比含量为碳C0.350.7%，硅Si0.31.3%，锰Mn0.3I.3%,铬Cr7.011.0%，钨W0.4I.2%，钥Mo0.4I.2%，钒V0.4I.2%，镍NiI.0%，硫S彡0.005%，磷P彡0.030%，硼B0.03%-0.10%，氮化物含量的范围为0.02%彡氮化物彡0.20%,0.02%彡氮N<0.10%，其余量为铁Fe。3)专利号申请号CN200810101341.2，名称一种低成本热作模具钢，其化学成份重量百分比含量为C0.38-0.42%,Si:0.9-1.I%,S^0.030%,P^0.030%,Mn0.3-0.5%,W0.9-1.2%,Mo:0.45-0.55%,Cr:4.8-5.2%,V0.25-0.45%,Nb:0.08-0.15%，其余为Fe及不可避免的杂质。4)专利号申请号200810035538.0，名称热作模具钢，其化学成份重量百分比含量为C0.36-0.44，Si0.25-0.50，Mn0.20-0.80,P^0.030,S^0.030，Cr3.00-4.00，MoI.60-2.20，WI.50-2.00，V0.80-1.50，Co0.50-1.50，余量为Fe。5)专利PatentJP2008095181(A)，名称HOT-WORKINGTOOLSTEELHAVINGSUPERIORTOUGHNESSANDHIGH-TEMPERATURESTRENGTH,comprisingintermsof%bymass:0.34to0.40%C,0.3to0.5%Si,0.45to0.75%Mn,0tolessthan0.5%Ni,4.9to5.5%Cr,Moand/orWsinglyortotallyinanamountof2.5to2.9%in(Mo+l/2ff)terms,0.5to0.7%V,andthebalanceFewithunavoidableimpurities.6)PatentJP10248749,名称HOT-WORKINGTOOLSTEELANDMEMBERFORHIGHTEMPERATUREUSE,MADEOFTHEHOT-WORKINGTOOLSTEEL,Thesteelhasacompositionconsistingof,byweight,0.10-0.50%C,(0.5%Si,(I.5%Mn,(I.5%Ni,3.0-13.0%Cr,0-3.0%Mo,I.0-8.0%ff,0.01-1.0%V,0.01-1.0%Nb,I.0-10.0%Co,0.003-0.04%B,0.005-0.05%N,andthebalanceFewithinevitableimpuritiesandcontaining对比分析如下从成份的对比可以看出，本发明的化学成份的元素含量和专利1-6明显不同，元素对材料的性能作用的机理也就不同，材料的应用环境也有所不同。I)专利申请201080014370.0和本发明最为类似之处是，为了获得高热导率工具钢，采用较低的C、Si和Mn含量，控制低含量的Cr元素，并添加W和Mo，但专利201080014370.0的合金化原理添加了Ni和N，B;添加Ni有利于获得高的淬透性，而添加N和B使一些碳化物中的C被N和B所代替，从而获得高热导率。为了协调本发明中Mo和W形成碳化物的比例，本发明C含量为0.150.35%比专利201080014370.0的C含量0.2-1.2%更低，从而获得高热导率。2)专利CN200810046104.0将铬含量提高到711%，主要是考虑到铬是较普遍的和价廉的合金元素，一部分能溶入钢中起固溶强化作用，一部分与碳结合，按含铬量高低以(FeCr)3C、(FeCr)7C3和M23C6形式存在。此外，当钢中含有铬、钥时，Cr>3%时，铬会推迟Mo2C的共格析出，Mo2C是提高钢材的高温强度和抗回火性的强化相。并且合金元素Cr的添力口，会降低钢的热导率。而本发明与其相比之下的化学成份组成中控制Cr含量0.3%以下，基本没有使用Cr元素，使得本发明制造的热冲压模具钢具有更好热导率、高温强度和抗回火性。专利CN200810046104.0与本发明不同的是加入了I%的镍，这和本发明相比具有的特点是通过在钢中增加了镍，来细化晶粒增加韧性。而本发明没有添加Ni—样能得到较细的组织，专利CN200810046104.0化学成份组成和本发明相比唯一类似之处是添加的Mo和W元素，但本发明添加Mo和W都比专利CN200810046104.0更高，这使得材料的组织中形成大量的钨和钥的碳化物进行组织强化。本发明与其相比之下的化学成份组成中不加入镍元素，控制较低的硅、锰、铬元素含量，并减少碳含量，增加钥含量，其对性能的强化作用主要是通过低合金化(低硅低锰铬)，低碳获得更多铁素体基体，从而获得更高的热导率，而钥和钨的多种碳化物的复合作用获得钢更好的高温强度和回火稳定性等，并且采用电渣重熔工艺、高温均匀化和超细化热处理工艺控制材料组织，起到对材料的强化作用，提高其性能指标。3)专利CN200810101341.2化学成份组成和本发明相比增加了Nb(0.080.15%)元素，Nb元素主要固溶在基体，并且分布均匀，起到固溶强化的作用，并且在在长时间保温时候材料组织中的Nb从基体弥散析出NbC，增强材料的抗回火软化能力；含有较高含量的铬4.8^5.2%和硅0.9-1.I%，能形成致密氧化膜来提高钢的抗氧化性，加入小于6%的铬对提高回火抗力是有利的，但未能构成二次硬化。结合0.38-0.42%的碳，能形成大量的铬、钥的碳化物进行组织强化，其对性能的作用和强化机理主要是通过增加铬、钥、铌的碳化物进一步对基体进行强化；比本发明增加了元素V(0.25-0.45%)来细化晶粒；添加的C和Si、Mn都比本发明高。4)专利200810035538.0和本发明类似之处是添加的W的含量大致一样，但专利200810035538.0的碳、硅含量比本发明高，并增加了Cr3.00-4.00%、V0.80-1.50%和CoO.50-1.50%,专利200810035538.0添加Cr是考虑到Cr一部分能溶入钢中起固溶强化作用，一部分与碳结合，添加Co主要是考虑到在特殊钢种中，Co能改善钢的高温性能，增强钢的红硬性，提高抗氧化及耐腐蚀能力，为超硬高速钢及高温合金的重要合金化元素；添加V是为了细化晶粒以及得到V的碳化物强化组织和提高高温性能。5)专利JP2008095181化学成份组成和本发明相比类似之处是硅含量都控制得比较低，这和本技术一样有利于减少硅对材料的导热系数的损害，减少带状组织的出现，同时能提高钢的横向性能；钥含量保持在2.5-2.9%有利于在回火时马氏体中析出Mo2C，使钢具有二次硬化的效果。但专利JP2008095181中增加了镍、铬和钒元素。6)因为专利JP10248749的碳、锰、硅以及钥等元素含量的范围定义都比较宽，本发明碳、锰、硅和钥含量在专利JP10248749的范围之内。专利JP10248749主要通过高Ni来增强钢的韧性，并使晶粒细化提高淬透性，强化组织等。但是本发明与之不同的特点是不含专利JP10248749中的Ni、V和Ne元素，但钨元素含量为I.02.0%高于专利JP10248749，主要通过形成钥和钨的碳化物来达到强化效果，并且本发明其它合金元素都保持比较低的含量，从而使钢获得超高的热导率。从以上的对比分析可以看出，本发明和所检索到的专利合金元素的成份及其作用机理是不同的。
发明内容针对现有技术存在的缺陷，本发明的目的是一种超高热导热冲压模具用钢及制备方法。其目的是采用一种简单的化学成份的配比，协调了C和W与Mo形成碳化物的配比，采用1080°C淬火，使合金元素充分固溶，达到提高材料的热导率、硬度、冲击韧性和抗回火稳定性等关键性能指标的目的。从节约经济成本的角度出发，采用C、Mo、W三种元素作为主要的合金化元素，保持低Mn、低Cr、超低的Si含量，充分降低Si等元素对热导率的影响，使得本专利钢具备超高的热导率。主要添加Mo和W元素，使得材料的组织中形成大量的W和Mo的复杂的碳化物达到强化效果，这种两种元素的碳化物在增加钢的强度的基础上又能保证其塑性和韧性，并能使钢获得良好的回火稳定性、红硬性、热强性，特别是W能形成特殊碳化物而增加钢的耐磨性。从而开发了一种具有超高热导率、高硬度、良好的抗回火稳定性以及良好冲击韧性的低成本经济型热冲压模具钢。为达到上述目的，本发明采用的技术方案如下一种超高热导率热冲压模具用钢，其合金成分主要以下列元素组成(以质量百分含量计):C:0.150-0.35%；Si:彡0.25%；Mn:0.08-0.20%；W1.0-2.0%；Mo:2.0-4.5%；Cr0.30%；V:彡0.02%；其余为Fe和不可避免的杂质元素，杂质元素中S:彡0.005%；P0.01；0:彡30ppm。以下是本发明主要化学元素的作用C0.150.35%碳元素是影响钢的成分偏析和钢的组织均匀性的重要元素；在热导率方面碳元素以第二相形式存在时对钢导热能力的损害比以固溶形式存在于基体时小，它可使强碳化物以及Mn弱碳化物从基体进入碳化物中，从而提高热导率，因此本专利协调好了碳与钨和钥的成分配比，尽量使得钨和钥都形成碳化物，而又不使碳含量过高；同时，碳是高热强性热作模具钢的主要化学元素之一，碳一部分进入基体起到固溶强化的作用，另一部分则是形成铬碳化物、钥碳化物、钒碳化物和各种类型碳化物，其中的一些合金碳化物能在回火过程中在淬火马氏体基体上弥散析出产生二次硬化现象。本设计碳含量相对原有的材料4Cr5MoSiVl有所降低，其目的是尽量获得较多的铁素体基体，从而提高热导率和韧性，并改善钢的显微组织中的碳化物的分布和性质，改善钢的液析碳化物的级别和分布。因此，碳含量如果高于此成分设计上限，将导致过多的碳化物的形成和组织的偏析产生，影响钢的冲击韧性性能指标，特别是造成钢的液析碳化物的不均匀性严重使得钢的冲击韧性降低；但是碳元素低于此成分的设计范围也将要造成碳元素和其他合金元素结合形成碳化物的当量发生偏差，不能有效地形成稳定的钥碳化物、钨碳化物和各种类型碳化物复合作用，影响钢的硬度、冲击韧性和高温性能。Si<0.25%硅外层电子结构与Fe的差异较大，研究表明它会严重降低钢的导热性能，因此相对于材料4Cr5MoSiVl本专利中硅的含量降低很多。降低硅含量，可以获得低量的夹杂物，使宏观组织更加均匀化，微观凝固组织的树枝晶细化，并且能减少凝固时凝固界面上的成分过冷，塑性和韧性增加。硅是一个对铁素体进行置换固溶强化非常有效的元素，仅次于磷，但同时在一定程度上降低钢的韧度和塑性。Si主要固溶于基体中，不形成碳化物，也不溶于其它碳化物，除了提高钢的淬透性外，Si还有助于提高在高温回火过程中析出特殊碳化物的弥散度，可使二次硬化峰增高，因而Si是提高基体的强度及提高回火抗力的有效元素，硅元素的作用是可以使得钢在回火的过程中马氏体的分解减缓，可以在奥氏体到马氏体的转变之后的回火过程中有效阻碍马氏体的分解，这主要是通过抑制e碳化物质点的长大和扩大e碳化物稳定区，延迟了e-碳化物向Q-碳化物的转变。娃推迟e—0转变，并能充分减小钢中渗碳体在回火过程中的长大速率，硅原子从e相析出而在e相周围形成硅原子的富集区，抑制0相的长大粗化；另外硅能有效提高钢的抗回火软化能力。但是，硅量过高时还会加重钢的脱碳敏感性，并且使碳化物聚集的过时效速度增大而难以控制。另外，硅和锰共同作用使钢的高温性能，如高温抗回火软化性能和热疲劳性能得到更显著的提高，这些都是对热作模具钢使用性能和寿命有利的。综合以上几点，本专利添加少量的Si。Mn0.08-0.20%在炼钢过程中，锰是良好的脱氧剂和脱硫剂。钢中含有Mn可以改变钢在凝固时所形成的氧化物的性质和形状。同时它与S有较大的亲合力，可以避免在晶界上形成低熔点的硫化物FeS，而以熔点较高的具有一定塑性的MnS存在，可防止因FeS而导致的热脆现象从而消除硫的有害影响，改善钢的热加工性能。锰溶入奥氏体中能强烈增加钢的淬透性，同时强烈减低钢的Ms点。Mn具有固溶强化作用，从而提高铁素体和奥氏体的强度和硬度，虽然其固溶强化效果不及碳、磷和硅，但其对钢的延展性几乎没有影响。锰是弱碳化物形成元素，它可溶入渗碳体中形成合金渗碳体(Fe，Mn)3C，其形成可降低系统的自由能，即趋于更稳定状态。锰元素虽然是弱碳化物形成元素，不能够形成碳化物强化作用，但是一定量的锰元素的加入可以促进渗碳体的分解和推迟碳化物的析出与长大，有利于钢的热稳定性。另夕卜，锰元素可以造成钢中的残余奥氏体的含量增加与稳定，这样可以提高钢的韧性和抗热疲劳性能。但是锰含量过高，会使脆性增加，减弱钢的抗腐蚀能力，降低导热性能、焊接性能等，综合考虑将其含量控制在0.085^0.2%。Cr(0.30%虽然铬元素能在铁素体中固溶，又能形成碳化物。并且现有热作模具钢中大多添加铬元素，铬碳化物类型是Cr7C3和Cr23C6类型碳化物起到强化基体的作用，并且这种铬元素的控制使得钢在回火的过程中析出稳定的弥散相，这种弥散相M7C3和Cr23C6不但能够提高钢的抗回火性能，而且能够使得钢产生一定的红硬性，提高钢的热强性。但是考虑到当回火温度高于600°C时，Cr的碳化物就迅速聚集粗化，使得钢的抗回火稳定能较差。因此，本设计中一反常规，把铬含量控制在<0.30%的范围，主要利用W和Mo的碳化物来代替铬碳化物的作用，不仅能起到一样的效果，还降低了Cr对热导率的影响以及降低了钢的合金成本。Mo2.0-4.5%钥能使钢的晶粒细化，提高淬透性和热强性能，在高温时保持足够的强度和抗蠕变能力(长期在高温下受到应力，发生变形，称蠕变)。在工具钢中可提高红性。钥元素是强碳化物形成元素，也是本设计成分设计中的重要化学元素之一，在本设计中的钥元素的加入量从原来的4Cr5MoSiVl钢中的MoI.20-1.75wt%提高到2.0-4.5%。因为钥的固溶温度不高，低温淬火时便可大量固溶，并在回火的过程中以M2C的形式在马氏体板条内的亚晶界上以平行的细针状(二维为层片状)析出，与基体保持共格，提高钢的高温硬度。因此，通过提高钢中Mo含量，在提高回火马氏体的回复、再结晶温度的同时，Mo在钢中能形成较为细小的碳化物，从而进一步提闻材料的热强性及热稳定性。钥兀素的加入提闻了钢奥氏体的稳定性以及钢的淬透性，并且在钢的回火过程中和碳元素结合形成数量较多的较稳定的M2C合金碳化物的析出，这种析出过程是一种弥散的质点强化相析出，较为均匀的分布在钢的基体中，具有较好的二次硬化效果。钥的加入量的控制在此范围使得钢在回火的过程中获得更多的M2C合金碳化物，并产生较大的两次强化的作用，这对钢的硬度和冲击韧性的提高起着重要的作用。另外，本专利中添加钨，使得钥和钨形成多种复杂碳化物，不仅增加了钢的强度，还增加了钢的抗回火稳定性和热强性。W1.02.0%钨的作用主要是增加钢的回火稳定性、红硬性、热强性以及形成特殊碳化物而增加其耐磨性，本专利中添加钥和钨元素，使得材料的组织中形成大量的钥和钨的碳化物进行组织强化，并且有利于提高热导率。V:彡0.02%一方面，钒元素是强碳化物形成元素，在钢中的强化作用和钥元素相似，为了协调碳与钥和钨的配比，本专利控制低含量的V元素。另外，钒的固溶温度较高，若为了获得钒的碳化物而在较高温度淬火易产生晶粒粗大，使韧性不足，同时钒的碳化物容易在钢凝固过程中形成一次碳化物，成网状或链状分布在原奥氏体晶界，不易重溶，从而降低钢的韧性，因此，在本技术钢中钒元素含量为小于0.02%,减小一次碳化物的析出，改善钢的韧性。P彡0.03%在一般情况下，磷是钢中的有害元素，增加钢的脆性，降低钢的冲击韧性，因此磷元素控制是本技术钢的严格的冶炼要求，对钢性能指标值有一定的影响。S彡0.030%硫王要以硫化物的形态存在于钢中。一般认为硫是钢中的有咅兀素之一。硫在钢中易于偏析，恶化钢的质量。如以熔点较低的FeS的形式存在时，将导致钢的热脆现象。硫元素在一定的程度上容易造成钢的加工性能的恶化，容易使得钢在热加工的过程中产生过热和过烧现象。因此控制硫含量可以保证钢的加工性能和机械性能，特别是对径锻机锻造开坯时的连续锻造加工所产生的的过热现象起到拟制的作用。并对热作模具钢的显微组织的改善起到一定的作用。一种超高热导率热冲压模具用钢的制备方法，用于制备上述的超高热导率热冲压模具用钢，本方法采用如下步骤(a)熔炼按超高热导率热冲压模具用钢合金成分，以质量百分含量计C:0.150-0.35%；Si(0.25%；Mn:0.08-0.20%；ff:1.0-2.0%；Mo:2.0-4.5%；Cr(0.30%；V0.02%;其余为Fe和不可避免的杂质元素，杂质元素中S:彡0.005%；P0.01；0(30ppm，按传统常规的方法进行熔炼，将配合料放置于电炉中，在1500°C以上的温度进行熔炼；然后浇注钢锭，待用；(b)电渣重熔电渣重熔后可降低气体和夹杂物的含量，并获得成份均匀、组织致密、质量高的钢锭；(c)退火于700°C800°C保温810小时后随炉冷却；Cd)高温均匀化将上述钢锭加热到12351250°C，并保温812小时，使钢成分均匀化，防止成分偏析，改善材料的凝固组织，随后置于空气中冷却；(e)锻造钢锭加热至120012301，进行多向锻造，终锻温度85019501，锻造比应大于6；锻后退火于800°C860°C退火810小时，随炉冷却；Cf)退火将上述钢锻件毛坯放入加热炉中，加热到660700°C，保温20-26h，然后炉冷至180°C220°C后再空冷至室温；(g)热处理工艺1060°C1100°C淬火，560°C620°C回火3次，各回火2h;为了获得更高的热导率必须让更多的合金元素固溶到基体中，所以淬火温度定在至少1060°C以上；最终得到新型高热导率热冲压模具材料。与现有技术相比，本发明具有以下突出的优点本发明涉及一种新型高热导率热冲压模具材料，在合金化思路上，本发明钢的特点是简单的合金化，以C、Mo和W三种元素为主；其次，保持较低的Mn、超低的Si、Cr元素，使得本专利钢具备超高的热导率；保持低Mn、超低的Si含量，Cr含量也很低，这与一般热作钢不同，这也能大大节约经济成本。在综合性能上，国产H13钢的性能为经1020°C淬火+600°C两次回火后，硬度为48HRC，热导率见表1，冲击韧性值Ak约为240J，抗回火稳定为620°C高温持续保温8小时后硬度为38HRC、620°C高温持续保温12小时后硬度为35HRC、620°C高温持续保温20小时后硬度为31.5HRC。而本发明钢的性能为经1080°C淬火+560°C回火2h+580°C回火2h+600°C回火2h后，硬度能达51HRC，比H13高出近3个HRC，能提高模具的耐磨性能，能有效的防止模具表面的拉毛；在1080°C高温下淬火，使得合金元素充分的固溶到基体中，具有超高的热导率，见表I，热导率较之于现有的H13钢在700°C时高出近28%，在400°C时高出64%，在200°C时是H13的2倍，这能大大的加快冲压节拍提高生产效益，增加生产效益；冲击韧性值Ak为220J，基本接近H13。抗回火稳定性能620°C高温持续保温8小时后硬度为43.5HRC、620°C高温持续保温12小时后硬度为41.5HRC、620°C高温持续保温20小时后硬度为40.2HRC。对比发现，本专利钢相比于H13钢在抗回火稳定性方面有足够的优势，在620°C高温持续保温20小时后，硬度比现有热冲压模具钢高出约9HRC。表I不同温度下进口H13、国产H13和发明钢的热导率(W/(m*k))权利要求1.一种超高热导率热冲压模具用钢，其特征在于，其合金成分主要以下列元素组成，以质量百分含量计C:0.150-0.35%；Si(0.25%；Mn:0.08-0.20%；ff:1.0-2.0%；Mo2.0-4.5%；Cr0.30%;V:彡0.02%;其余为Fe和不可避免的杂质元素，杂质元素中S^0.005%；P0.01；030ppm。2.一种超高热导率热冲压模具用钢的制备方法，用于制备根据权利要求I所述的超高热导率热冲压模具用钢，其特征在于，本方法采用如下步骤(a)熔炼按超高热导率热冲压模具用钢合金成分，以质量百分含量计C:0.150-0.35%；Si(0.25%；Mn:0.08-0.20%；ff:1.0-2.0%；Mo:2.0-4.5%；Cr^0.30%；V0.02%;其余为Fe和不可避免的杂质元素，杂质元素中S:彡0.005%；P0.01；0(30ppm，按传统常规的方法进行熔炼，将配合料放置于电炉中，在1500°C以上的温度进行熔炼；然后浇注钢锭，待用；(b)电渣重熔电渣重熔后可降低气体和夹杂物的含量，并获得成份均匀、组织致密、质量高的钢锭；(c)退火于700°C1800°C保温8小时后随炉冷却；Cd)高温均匀化将上述钢锭加热到12351250°C，并保温810小时，使钢成分均匀化，防止成分偏析，改善材料的凝固组织，随后置于空气中冷却；(e)锻造钢锭加热至12001230°C，进行多向锻造，终锻温度900°C950°C，锻造比应大于6；锻后退火于800°C860°C退火810小时，随炉冷却；(f)退火将上述钢锻件毛坯放入加热炉中，加热到660700°C，保温20-26h，然后炉冷至200°C后再空冷至室温；(g)热处理工艺1060°C1100°C淬火，560°C620°C回火3次，各回火2h;最终得到超高热导率热冲压模具用合金钢。3.根据权利要求I所述的一种超高热导率热冲压模具用钢，其特征在于，该钢的硬度不低于48HRC，导热系数在200°C时4851.5W/(m*K)，在700°C时为2932W/(m*K)。全文摘要本发明涉及一种新型超高热导率热冲压模具材料。目前市场上的热冲压模具用钢主要为各种改良H13和H11等高合金热作模具钢。本专利钢的成分以质量百分含量计为C:0.150-0.35%；Si:≤0.25%；Mn:0.08-0.20%；W:1.0-2.0%；Mo:2.0-4.5%；Cr:≤0.30%；V:≤0.02%；其余为Fe和不可避免的杂质元素，杂质元素中S:≤0.005%；P:≤0.01；O:≤30ppm。其特点是，以简单的C、Mo和W元素为主，并协调碳化物的配比；保持低Mn、低Cr和超低Si含量；该材料经电炉熔炼→电渣重熔→退火→高温均匀化→锻造→退火后，具有良好的机加工性能；经过热处理(1060℃~1100℃淬火→高温回火)后，在性能上具有一般热冲压模具钢如H13钢的韧性，且硬度、回火稳定性和热疲劳性能更优；特别是较低的热膨胀系数和超高的导热能力使之更适用于热冲压。文档编号C22C38/22GK102676923SQ201210169200公开日2012年9月19日申请日期2012年5月29日优先权日2012年5月29日发明者何明锭,吴晓春,尹学炜申请人:上海大学