本发明属于材料与制备领域，具体涉及低碳热作模具钢及其制备方法。
背景技术：
：热模钢主要用于各种高温工况使用的模具、以及高温下的特种部件等。热作模具钢又分为热锻模、热挤压模、压铸模和热冲裁模等。其中又以热锻模、热挤压模的工作条件要求最为典型，在一定程度的载荷条件下使炽热的固态金属产生塑性变形，其工作时不仅与高温金属或液态金属接触，模腔温度可高达500℃-600℃，局部温度甚至高达700℃，并且承受一定的载荷，在强烈载荷的周期冲击下极易发生软化塌陷、变形等，故模具钢的高温强度亦为决定热作模具寿命的另一重要性能参数。h13钢是常用的传统模具材料，国内需求量大，然而近些年来随着科学和工艺技术的快速发展，对热模钢的使用温度和热稳定性等提出更高的要求，国外研发了一系列优秀的新型热作模具钢，最具有代表性的是25cr3mo3vnb、8407、qr090和divar钢，它们的化学元素含量见表1。表1h13钢及一些典型新型热作模具钢化学成分质量分数(％)牌号ccrmovsimnnb25cr3mo3vnb0.303.002.900.800.500.250.1284070.395.201.400.901.000.40--qr0900.382.602.250.900.300.75--divar0.355.002.300.600.20----h130.405.001.501.001.000.30--8407钢的化学成分在理论上是与h13基本相似的，但其冶炼生产工艺更加先进、精细，尤其是在有害元素的控制上，钢材的组织性能更加优良。8407钢在中温(400-600℃)工作时具有较好的抗热疲劳性能和高的红硬性，并且其淬火临界冷却速度较小，淬硬性较好，淬火时尺寸较稳定。瑞典钢qr090钢是瑞典钢铁公司为高温状态下服役的模具专门设计的合金钢，与8407钢相比，qr090钢cr、si含量有明显的降低，同时提高了mo元素的含量，虽然qr090钢中合金元素的总含量低于8407钢，但是其综合性能如韧经、屈服强度、导热性、耐热性及热疲劳抗力等优于8407钢。dievar钢碳含量稍低于8407钢和qr090钢，mo元素含量高于8407钢，性能与qr090钢相仿。但上述新型热模钢仍不能很好的适用于高于600℃以上的高温工况，当工况温度高于600℃时，其高温强度和热稳定性急剧下降导致模具使用寿命急剧下降。其原因是当温度升高至600℃以上，基体与第二相的共格关系遭到破坏、部分其强化作用的m2c型碳化物回溶，同时部分cr的碳化物热稳定性较差，迅速长大，使得材料高温强度与红硬性迅速降低。为提高材料基体与第二相的高温稳定性，通常采用提高碳含量和合金元素含量的方式，但由于含碳量及合金元素含量的提高，极易导致针状马氏体生成和碳化物的粗化，这会严重影响热作模具钢的韧性与疲劳性能，同样又不利于模具的使用寿命。技术实现要素：本发明目的在于根据热作模具钢工况的特点，设计出一种高温高强度、高回火稳定性，且同时具有室温低温高韧性的热作模具钢，采用提高合金度与mc型碳化物含量的方式，通过固溶强化、第二相强化、弥散强化，提高新型热作模具钢的高温强度，制备出具有高纯净度、高组织均匀性的热作模具钢。具体技术方案如下：本发明高温高强高回火稳定性的低碳热作模具钢，其特征在于，化学成分质量百分比为c:0.12-0.30、si:≤0.5、mn:≤0.5、cr:1.0-3.0、mo:1.5-2.5、w:0.3-1.2、ni:0.5-1.6、v:0.2-1.0、nb:0.03-0.15、n:≤0.05、s:≤0.03、p:≤0.03、(mo+w)≤3.5，(nb+v)≤1.0，其余为fe和不可避免的杂质元素。上述热作模具钢的具体制备步骤如下：1、真空熔炼工序：按成分质量百分比：c:0.12-0.30、si:≤0.5、mn:≤0.5、cr:1.0-3.0、mo:1.5-2.5、w:0.3-1.2、ni:0.5-1.6、v:0.2-1.0、nb:0.03-0.15、n:≤0.05、s:≤0.03、p:≤0.03、(mo+w)≤3.5，(nb+v)≤1.0，余量为fe配料。配料后进行真空炉熔炼或者电弧炉熔炼，浇注成电极棒坯，然后在锻造炉中段成电极棒。2、电渣重熔工序：将步骤1锻造开坯所得的电极棒打磨除去氧化皮，放入真空电渣重熔装置中，进行二次精炼，电渣重熔水冷系统水温不高于70℃，电渣重熔后得到电渣钢锭；3、高温均匀化退火工序：为减小mc型一次碳化物对材料韧性与疲劳性能的影响，采用1250～1300℃的高温进行均质化退火10～40h，然后以80-100℃/h的速率随炉冷至500℃以下出炉空冷或1250～1300℃的高温均质化后炉冷至锻造温度保温2～6小时后直接锻造，以达到均匀铸态组织，减少偏析，消除一次碳化物的目的。4、锻造加工工序：工艺为1150-1200℃保温4-8小时，始锻温度1130-1200℃，终锻温度800-900℃，锻比3-4；5、锻后退火工序：钢材在＜500℃温度入炉，以不大于100℃/h的加热速率加热到830～900℃后进行保温，然后再以20-40℃/h的速率随炉冷至500℃以下出炉空冷，最终获得均匀细小的再结晶组织，晶粒尺寸为20-40μm。6、热处理工序：最终热处理采用调质处理，淬火工艺为将材料加热到970-1100℃后进行保温，根据材料尺寸确定采用空冷、水冷或油冷，回火温度根据所需成品的硬度不同在580-660℃之间，保温2-6小时。进一步，将步骤1中所述段成电极棒坯是将浇注的电极棒坯切除杂质含量及氧化皮较多的缩孔后放入锻造炉中，锻造工艺为加热至1080-1180℃，并保温1～4小时，保温的目的是为使棒坯内杂质气体充分扩散排出。将锻后电极棒除去氧化皮后进行电渣重熔，减少了电渣冶炼过程中带入的氧含量，提高了材料纯净度，同时锻造成型的电极坯可以避免或降低浇注破空后电极棒坯吸气对材料性能的影响。进一步，步骤2所述的电渣重熔，所用熔渣在电渣重熔前需放入烘渣炉中于800～900℃温度烘烤24小时以上。进一步，步骤2所述的电渣重熔，电流按照经验公式i＝(14～24)d结，d结为结晶器直径。进一步，步骤2所述的电渣钢锭为30kg以上钢锭。进一步，步骤5所述保温时间是根据工件尺寸，具体计算公式为：或[120min+r(mm)×1min/mm]，d为材料厚度，r为材料半径。进一步，步骤6所述保温时间是根据工件尺寸，具体计算公式为：保温时间根据公式或[(15～40)min+r(mm)×1min/mm]，d为材料厚度，r为材料半径。上述发明技术方案的特点是：在现有热作模具钢的基础上适当降低cr的含量，在保证抗高温氧化的同时抑制高温稳定性较差的cr的碳化物生成；同时添加(1.5-2.5)％的mo和(0.3-1.2)％的w以提高材料的热强性、热稳定性及二次强化效果，然而加入过多的mo和w元素在促进偏析的同事还会促进m6c型碳化物的生成，减少高温稳定性极好且细小弥散的mc型碳化物的生成，降低高温强化效果，故控制mo、w元素总和在3.5％以下；加入(0.2-1.0)％的v及(0.03-0.15)％的nb用以提高热处理时淬火温度，减少和消除合金元素偏析，使合金元素充分固溶，从而提高合金固溶度，于此同时充分发挥合金元素对高温性能的作用，促进高温稳定性好的m2c和mc型碳化物弥散分布，显著促进高温稳定性极好的mc型碳化物生成，通过固溶强化、第二相强化、弥散强化大大提高新型热作模具钢的高温强度，但v、nb可促进mc型一次碳化物的生成，一次碳化物的生成不仅消耗了起强化作用的合金元素，同时还不利于材料的韧性和疲劳性能，nb、v元素含量总和在1.0％以下。本发明还考虑到材料制备工艺对材料组织性能的影响，冶炼工艺对材料纯净度的影响、扩散退火对材料均匀性的影响、调质处理对材料合金固溶度及第二相溶解与析出行为的影响等。具体表现在：(1)成分方面：新型热作模具钢化学成分(重量％)为：c:0.12-0.30、si:≤0.5、mn:≤0.5、cr:1.0-3.0、mo:1.5-2.5、w:0.3-1.2、ni:0.5-1.6、v:0.2-1.0、nb:0.03-0.15、n:≤0.05、s:≤0.03、p:≤0.03、(mo+w)≤3.5，(nb+v)≤1.0，其余为fe；c：碳是热作模具钢中最重要的元素，它决定淬火时形成马氏体的硬度和强度，且对回火二次硬化起关键作用。低碳钢淬火组织为位错马氏体，不仅强度高，且具有一定的塑性变形能力，使得材料韧性好，可以避免和减轻淬火裂纹的形成。而中碳钢形成的针状马氏体为爆发式形成，不仅应力很大，且孪晶马氏体韧性低，易在淬火过程中形成显微裂纹。本发明中采用低的碳含量(c0.12-0.30％)，获得淬火位错马氏体保证材料韧性，亦可获得足够的碳化物保证材料的强度，从组织结构上保证了新型热作模具钢的使用寿命。w、mo：热作模具钢中最关健元素，不仅提高材料淬透性，更起到形成相当数量特殊碳化物的作用，提供二次硬化效果，抑制碳化物的聚集和长大，提高钢的红硬性。本发明中添加(1.5-2.5)％的mo和(0.3-1.2)％的w，在回火时析出数量更多且弥散分布的二次碳化物(mo2c、wc)显著增加二次强化效果，于此同时提高钢的耐磨性和高温强度。cr：在高速钢中不仅起提高淬透性、提高抗氧化性能的作用，也是重要的碳化物形成元素。但其形成的cr7c3、cr23c6相热稳定性较差，在600℃以上易聚集长大，使得固溶强化和第二相强化效果急剧下降，故cr含量不易过高。v、nb：v是强碳化物形成元素，在钢中形成vc碳化物，添加少量的v就能提供强烈的二次硬化效果。vc体积细小且只有在很高的温度下才能溶于奥氏体中，对提高材料的室温和高温耐磨性有重要作用；nb形成的碳化物具有比vc更好的热稳定性，添加微量的nb即可提高mc型碳化物数量，使除作为细化晶粒外，且大量弥散分布的mc型碳化物可显著提高高温强化效果，从而提高材料的红硬性和耐磨性能。但v、nb的含量不能过高，过高的v、nb会加大偏析程度，在组织中形成粗大的一次碳化物，链状存在于晶间，影响材料韧性与疲劳性能。n：因氮元素与v、nb之间的亲和力较强，氮元素将有利于析出碳氮化钒铌，使得部分钒铌元素由固溶状态转化为细小的二次碳化物，增强沉淀强化功效。氮的加入可以使氮化钒铌或碳氮化钒铌析出相更加分散、细小，可促进晶粒细化，合理增加氮元素的含量，有利于增强沉淀强化与细晶强化功效。但过量的n含量会促进片状氮化物的析出，从而降低塑性和冲击性能。s：均为钢中的有害杂质元素，s除形成硫化物夹杂使塑性降低外，在含硫气氛中还易形成(fe+fes)共晶，出现龟裂现象。故应尽量降低其含量，将其限制在0.03％以内。p：含量过高会导致低温韧性降低和冷脆转变温度上升，故其含量尽量降低。以避免或减轻对塑性的不利影响。其限制在0.03％以内。(2)工艺方面：本发明采用的电渣重熔电极棒是由真空熔炼浇注所得的铸锭锻造所得，锻造时的高温保温处理有利于去除钢中的氢，在电渣重熔前电极需进行打磨处理，以减少电渣过程中的氧带入量，降低钢中的氧化物夹杂。电渣后的坯料锻造过程中，保温阶段较传统模具钢锻造工艺提高50℃度来提高材料中合金元素的回溶度，并控制终锻温度位于800～900℃，同时控制锻比大于3，保证锻后组织、晶粒细小。最终获得晶粒组织均匀细小，基体中分布大量细小弥散且高温稳定性极好的二次碳化物，且基体中一次碳化物尺寸可控制在1μm以下。具体实施方式根据上述设计的化学成分范围，采用1t真空炉熔炼4炉本发明钢1#、2#、3#、4#和5#，为便于比较，同时冶炼25cr3mo3vnb的1t钢锭一炉，h13钢采用商用钢，材料成分如表2、7、12和17所示。真空熔炼后将铸造φ360钢锭坯切除杂质含量及氧化皮较多的缩孔后放入锻造炉中，锻造工艺为加热至1120℃，并保温2小时，保温后锻造成φ220的电极坯。之后进行电渣重熔，所用熔渣在电渣前放入烘渣炉中于850℃温度烘烤30小时，电渣重熔后得到φ300的钢锭。实施例1将1#钢锭放置在燃气炉中加热至1250℃进行均质化退火20小时，然后以100℃/h的速率随炉冷至500℃以下出炉空冷；用台车式加热至1160℃保温4小时。保温完成后进行锻造，始锻温度约1130℃，终锻温度810℃，一火锻至φ90，锻比3.3；锻造后进行等温球化退火，待锻棒冷至500℃以下入炉，以不大于100℃/h的加热速率加热到870℃，保温150min，然后以30℃/h的速率随炉冷至500℃以下出炉空冷。1#钢与对比钢退火后，加工成试样，并经980℃保温60min后淬火，再经640℃回火保温2小时后，进行力学性能测试。1#钢与对比钢比较，其组织与第二相较传统钢更细小，回火稳定性能优异，同时其硬度和高温强度较对比材料明显提高，具体见表3、表4、表5和表6。表2：发明钢与对比钢的化学成分，重量％表3：发明钢与对比钢的组织与晶粒度尺寸比较表4：发明钢与对比钢在980℃淬火不同温度回火2小时硬度值表5：发明钢与对比钢红硬性比较表6：发明钢与对比钢的韧性与高温强度实施例2将2#、3#钢锭放置在燃气炉中加热至1280℃进行均质化退火30小时，然后以90℃/h的速率随炉冷至500℃以下出炉空冷；用台车式加热至1180℃保温4小时。保温完成后进行锻造，始锻温度约1150℃，终锻温度830℃，一火锻至φ90，锻比3.3；锻造后进行等温球化退火，待锻棒冷至500℃以下入炉，以不大于100℃/h的加热速率加热到870℃，保温150min，然后以30℃/h的速率随炉冷至500℃一下出炉空冷。2#、3#钢与对比钢退火后，加工成试样，并经1050℃保温60min后淬火，再经640℃回火2小时后，进行力学性能测试。2#、3#钢与对比钢比较，其组织与第二相较传统钢更细小，回火稳定性能优异，同时其硬度和高温强度较对比材料明显提高，具体见表8、表9、表10和表11。表7：发明钢与对比钢的化学成分，重量％表8：发明钢与对比钢的组织与晶粒度尺寸比较表9：发明钢与对比钢在1050℃淬火不同温度回火2小时硬度值表10：发明钢与对比钢红硬性比较表11：发明钢与对比钢的韧性与高温强度实施例3将4#钢锭放置在燃气炉中加热至1300℃进行均质化退火20小时，然后以80℃/h的速率随炉冷至500℃以下出炉空冷；用台车式加热至1200℃保温4小时。保温完成后进行锻造，始锻温度约1180℃，终锻温度850℃，一火锻至φ90，锻比3.3；锻造后进行等温球化退火，待锻棒冷至500℃以下入炉，以不大于100℃/h的加热速率加热到870℃，保温150min，然后以30℃/h的速率随炉冷至500℃一下出炉空冷。4#钢与对比钢退火后，加工成试样，并经1050℃保温60min后淬火，再经640℃回火2小时后，进行力学性能测试。4#钢与对比钢比较，其组织与第二相较传统钢更细小，回火稳定性能优异，同时其硬度和高温强度较对比材料明显提高，具体见表13、表14、表15和表16。表12：发明钢与对比钢的化学成分，重量％表13：发明钢与对比钢的组织与晶粒度尺寸比较表14：发明钢与对比钢在1050℃淬火不同温度回火2小时硬度值表15：发明钢与对比钢红硬性比较表16：发明钢与对比钢的韧性与高温强度实施例4将5#钢锭放置在燃气炉中加热至1300℃进行均质化退火10小时，然后以100℃/h的速率随炉冷至500℃以下出炉空冷；用台车式加热至1200℃保温4小时。保温完成后进行锻造，始锻温度约1180℃，终锻温度850℃，一火锻至φ90，锻比3.3；锻造后进行等温球化退火，待锻棒冷至500℃以下入炉，以不大于100℃/h的加热速率加热到870℃，保温150min，然后以30℃/h的速率随炉冷至500℃一下出炉空冷。4#钢与对比钢退火后，加工成试样，并经1050℃保温60min后淬火，再经640℃回火2小时后，进行力学性能测试。5#钢与对比钢比较，其组织与第二相较传统钢更细小，回火稳定性能优异，同时其硬度和高温强度较对比材料明显提高，具体见表18、表19、表20和表21。表17：发明钢与对比钢的化学成分，重量％表18：发明钢与对比钢的组织与晶粒度尺寸比较表19：发明钢与对比钢在1050℃淬火不同温度回火2小时硬度值表20：发明钢与对比钢红硬性比较表21：发明钢与对比钢的韧性与高温强度当前第1页12