一种电渣重熔热作模具钢及其制备方法与流程

本发明属于特钢锻件及热处理技术领域，特别是涉及一种低成本电渣重熔热作模具钢材料及其制备方法。

背景技术：

热作模具钢主要是指对金属进行热变形加工的模具用的合金工具钢，如热锻模、热挤压模、压铸模、热镦模等。由于热作模具长时间处于高温高压条件下工作，因此，要求模具材料具有高的强度、硬度及热稳定性，特别是应有高热强性、热疲劳性、韧性等性能。

目前国内市场提供的普通热作模具钢普遍存在心部晶粒粗大，冲击韧性低，抗早期龟裂差等情况，而瑞典一胜百牌号assab8407模具钢以及后来在此基础上研发的牌号dievar模具钢虽然对冲击韧性等方面有了提高，但经济性较差，价格昂贵。另外，国内目前通行的超细化处理以空冷或雾冷为主，对规格较薄的热作模具钢有一定效果，但随着市场发展，模具生产企业对大规格模具需求越来越多，因此，空冷或雾冷超细化工艺已经满足不了大规格模具的性能要求。

技术实现要素：

本发明的目的是针对现有技术中存在的上述问题，提供一种冲击韧性及抗早期龟裂性能良好且适用于晶粒较细、组织均匀的大规格模具的电渣重熔热作模具钢。

本发明的上述目的可以通过下列技术方案来实现：一种电渣重熔热作模具钢，所述的热作模具钢由如下重量百分比的成分组成：c:0.35-0.40；si:0.10-0.30；mn:0.30-0.50；cr:4.80-5.50；mo:1.60-1.80；v:0.40-0.60；p:≦0.015；s:≦0.005；cu:≦0.25；ni:≦0.25；[h]≦2ppm；[o]≦20ppm；[n]≦120ppm；余量为fe及不可避免的杂质。

本发明原料中添加cr、mo元素起增强淬透性的作用，能提高材料的硬度和耐磨性，在保证cr含量的同时提高mo含量，以达到提高红硬性、耐磨性、回火稳定性的目的；原料中c、si元素增加硬度和耐磨性的同时也增加脆性，除了通过降低c、si元素含量来控制材料的脆性以增强冲击韧性外，本发明还添加了v元素，其不仅能够细化晶粒，提高强度、韧性和回火稳定性，而且还能降低脆性倾向以抵抗早期龟裂，但含量若超过0.6％脆性倾向提高。同时，原料中p、s是非金属夹杂物，cu元素是金属残余元素，[h]、[o]、[n]是气体元素，目前市场上的电渣重熔热作模具钢材料普遍不要求气体控制，对残余元素和杂质的要求不高，但这些元素含量控制不当会降材料性能，因此本发明在合理配伍其他原料组分的基础上，进一步对杂质p、s、残余元素cu及[h]、[o]、[n]等的含量进行控制以确保材料的综合性能。本发明通过加强对以上非金属夹杂物和金属残余元素以及气体含量的控制，并对材料本身影响较大的c、si、v、mo等元素含量的调整，极大的提高了材料的综合性能和使用寿命。合理配伍材料组分使得锻件的冲击韧性得到了较大的提高，由普通锻件v口冲击不足14j,调整成分后达到20j以上。同时，抗早期龟裂也得到了很大改善，制成模具在使用中由原来的不足5万模次，调整后达到了10模次以上。

作为优选，cr/mo质量比为(2.9-3.3)：1。本发明将cr、mo的含量控制在该质量比范围内，不仅使模具钢具有优良的红硬性、耐磨性和回火稳定性，还使材料成本得到有效控制。

作为优选，v/si质量比为(2.2-5)：1。在此范围内模具钢硬度、耐磨性、抗早期龟裂性能、强度、韧性都保持在正相比趋势，模具钢的综合性能最佳，适用于大规格复杂模具。

本发明还提供了一种上述热作模具钢的制备方法，具体步骤如下：

s1熔炼、精炼：将上述成分组成的热作模具钢料熔炼成钢水，脱磷脱硫后再进行精炼；

s2铸造：将精炼后的钢水连铸连轧制成连铸坯；

s3电渣重熔：对铸造所得连铸坯进行电渣重熔，得到钢锭；

s4锻造、退火：将重熔所得钢锭加热至1100-1150℃进行锻造，得锻件；对锻件进行退火处理；

s5水冷淬火处理：将退火处理后的锻件首次升温至500-600℃，保温3-5小时；二次升温至600-720℃，保温3-4小时；三次升温至1000-1100℃，保温20-30小时，最后吊下水冷至330-410℃，保温7-9小时；

s6回火处理：将水冷淬火后的锻件先升温至800-900℃，保温23-27小时；再降温至720-780℃，保温32-37小时；二次降温至360-440℃，保温8-10小时，三次降温至180℃以下，出炉空冷至室温。

与现有技术退火处理后采用雾冷或空冷相比，本发明热作模具钢在退火处理后采用水冷超细化处理(即水冷淬火+回火处理)，通过三次阶段升温过程到达所需淬火温度，通过阶段升温可以将不同熔化温度的合金碳化物进行有效熔解和合金元素的均匀扩散，再结合有效的水冷处理，使模具钢的晶粒组织得到显著改善，使用astm对比法测量，晶粒度达到9级以上，球化组织达到北美压铸协会标准nadca#207图谱中as5级以上，完全能满足大规格复杂模具对模具钢性能的严格要求。

作为优选，步骤s1中熔炼温度为1520-1580℃，时间为5-7小时。因为本发明模具钢成分的特殊配伍，在该温度和时间范围内模具钢料能充分熔化成均一钢水，倘若温度过低，高熔点的组分熔炼不充分，使得钢水组分不均匀，进而影响模具钢抗早期龟裂性能，但温度过高又会导致组分中形成的碳化物遭到破坏而影响模具钢的硬度。

作为优选，步骤s4中锻造的始锻温度为1050-1070℃、终锻温度为830-860℃、锻造比﹥5。本发明经过该锻造工艺能消除坯料中的残余网状、块状碳化物，促使碳化物分布均匀，最大限度地减少锻件应力和隐患，从而提高了锻件的内在质量。

进一步优选，所述锻造比为(6-8)：1。本发明在该锻造比范围中，重熔后的钢锭边部和心部组织均能得到充足的变形和破碎，使得边部、中部、心部的组织晶粒较小，均匀分布的晶粒组织为后续工艺提供了良好的保障，同时对后续钢料性能的稳定控制也更有保障。

作为优选，步骤s4中退火处理具体为：将锻件加热至800-900℃保温7-9小时，然后随炉冷却至450-550℃，最后出炉空冷。本发明通过该条件下的退火处理可以降低锻件的硬度，为后续淬火和回火做准备。

作为优选，步骤s6中首次、二次、三次升温速率均小于60℃/h。

进一步优选，步骤s6中首次、二次、三次升温速率均为30-50℃/h。本发明将水冷淬火升温速率控制在该范围，可以抑制奥氏体晶粒长大，进而获得细小的初始晶粒度。升温速率过慢，由于起始晶粒尺寸小对晶粒的长大倾向有着较大的刺激，在随后的升温中奥氏体晶粒会迅速粗化，但升温速率过快，会造成晶粒内部位错塞积群的长度增加，邻近晶粒的位错源更易开动，易产生塑性变形而影响模具钢的性能。

作为优选，步骤s7中回火升温速率小于80℃/h，首次降温速率小于20℃/h，二次降温速率小于30℃/h，三次降温速率小于20℃/h。

进一步优选，回火升温速率为40-60℃/h，首次降温速率为8-15℃/h，二次降温速率为12-20℃/h，三次降温速率为8-15℃/h。在上述速率范围内进行升温和阶段式降温，有助于碳化物类型由渗碳体逐渐向合金碳化物转变，合金碳化物相对渗碳体来说具有更好的强化作用，因而使模具钢具有较高的硬度。

与现有技术相比，本发明的有益效果是：

1、合理配伍材料组分使得锻件的冲击韧性得到了较大的提高，由普通锻件v口冲击不足14j,调整成分后达到20j以上。同时，抗早期龟裂也得到了很大改善，制成模具在使用中由原来的不足5万模次，调整后达到了10模次以上。

2、淬火时通过水冷超细化处理，使大规格模具的晶粒组织得到显著改善，使用astm对比法测量，晶粒度达到9级以上，球化组织达到北美压铸协会标准nadca#207图谱中as5级以上。

附图说明

图1为本发明实施例9的热作模具钢水冷金相组织as2级；

图2为本发明实施例7的热作模具钢水冷金相组织as3级；

图3为本发明对比例9h13常规产品雾冷金相组织as9级；

图4为本发明对比例10h13常规产品空冷金相组织as11级；

具体实施方式

以下是本发明的具体实施例，并说明对本发明的技术方案作进一步的描述，但本发明并不限于这些实施例。

实施例1-6

实施例1-6中电渣重熔热作模具钢由如下重量百分比的成分组成：c:0.35-0.40；si:0.10-0.30；mn:0.30-0.50；cr:4.80-5.50；mo:1.60-1.80；v:0.40-0.60；p:≦0.015；s:≦0.005；cu:≦0.25；ni:≦0.25；[h]≦2ppm；[o]≦20ppm；[n]≦120ppm；余量为fe及不可避免的杂质；其中，优选cr/mo质量比为(2.9-3.3)：1，v/si质量比为(2.2-5)：1。

实施例1-6中热作模具钢材料组分如表1所示：

表1实施例1-6中热作模具钢材料组分

实施例7

称取如实施例1中所述材料组成的钢铁料，将钢铁料在电炉中于1520℃下熔炼5小时，脱磷脱硫后进入精炼炉，抽真空吹氩气，进一步脱硫，脱气，去除非金属夹杂；真空冶炼结束后连铸连轧成直径为280mm长度为3500mm的连铸坯；

用石墨电极熔化出所需渣量后更换直径280mm、长度3500mm的连铸坯作为金属电极，过热渣池，液渣温度高于金属电极熔化温度250℃，金属电极开始熔化，熔滴下落形成金属熔池，在水冷结晶器中液态金属凝固成电渣钢锭；

用台车式加热炉加热钢锭至1130℃，待烧透后开始锻造，锻造加工采用三镦三拔方式，锻造的始锻温度为1060℃、终锻温度为845℃、锻造比为7：1，锻造成型得厚度300mm，宽度830mm的锻件；将锻件加热至850℃保温8小时，然后随炉冷却至500℃，最后出炉空冷；退火处理后以40℃/h的升温速率升温至550℃，保温3小时，以40℃/h的升温速率二次升温至600-720℃，保温3.5小时，以40℃/h的升温速率三次升温至1050℃，保温25小时，最后吊下水冷至365℃，保温8小时；水冷淬火后以50℃/h的升温速率850℃，保温25小时，然后以12℃/h的速率首次降温至750℃，保温34小时，再以16℃/h速率降温至400℃，最后以12℃/h的速率降温至180℃以下出炉空冷至室温，得模具钢料。

实施例8

称取如实施例2中所述材料组成的钢铁料，将钢铁料在电炉中于1540℃下熔炼7小时，脱磷脱硫后进入精炼炉，抽真空吹氩气，进一步脱硫，脱气，去除非金属夹杂；真空冶炼结束后连铸连轧成直径为280mm长度为3500mm的连铸坯；

用石墨电极熔化出所需渣量后更换直径280mm、长度3500mm的连铸坯作为金属电极，过热渣池，液渣温度高于金属电极熔化温度200℃，金属电极开始熔化，熔滴下落形成金属熔池，在水冷结晶器中液态金属凝固成电渣钢锭；

用台车式加热炉加热钢锭至1120℃，待烧透后开始锻造，锻造加工采用三镦三拔方式，锻造的始锻温度为1055℃、终锻温度为835℃、锻造比为6.5：1，锻造成型得厚度300mm，宽度830mm的锻件；将锻件加热至830℃保温7.5小时，然后随炉冷却至470℃，最后出炉空冷；退火处理后以30℃/h的升温速率升温至530℃，保温3.54时，以40℃/h的升温速率二次升温至620℃，保温3小时，以35℃/h的升温速率三次升温至1020℃，保温22小时，最后吊下水冷至340℃，保温7.5小时；水冷淬火后以40℃/h的升温速率830℃，保温24小时，然后以8℃/h的速率首次降温至730℃，保温33小时，再以12℃/h速率降温至370℃，最后以8℃/h的速率降温至180℃以下出炉空冷至室温，得模具钢料。

实施例9

称取如实施例3中所述材料组成的钢铁料，将钢铁料在电炉中于1550℃下熔炼6小时，脱磷脱硫后进入精炼炉，抽真空吹氩气，进一步脱硫，脱气，去除非金属夹杂；真空冶炼结束后连铸连轧成直径为280mm长度为3500mm的连铸坯；

用石墨电极熔化出所需渣量后更换直径280mm、长度3500mm的连铸坯作为金属电极，过热渣池，液渣温度高于金属电极熔化温度250℃，金属电极开始熔化，熔滴下落形成金属熔池，在水冷结晶器中液态金属凝固成电渣钢锭；

用台车式加热炉加热钢锭至1130℃，待烧透后开始锻造，锻造加工采用三镦三拔方式，锻造的始锻温度为1060℃、终锻温度为845℃、锻造比为7：1，锻造成型得厚度300mm，宽度830mm的锻件；将锻件加热至850℃保温8小时，然后随炉冷却至500℃，最后出炉空冷；退火处理后以40℃/h的升温速率升温至550℃，保温3小时，以40℃/h的升温速率二次升温至600-720℃，保温3.5小时，以40℃/h的升温速率三次升温至1050℃，保温25小时，最后吊下水冷至365℃，保温8小时；水冷淬火后以50℃/h的升温速率850℃，保温25小时，然后以12℃/h的速率首次降温至750℃，保温34小时，再以16℃/h速率降温至400℃，最后以12℃/h的速率降温至180℃以下出炉空冷至室温，得模具钢料。

实施例10

称取如实施例4中所述材料组成的钢铁料，将钢铁料在电炉中于1560℃下熔炼5小时，脱磷脱硫后进入精炼炉，抽真空吹氩气，进一步脱硫，脱气，去除非金属夹杂；真空冶炼结束后连铸连轧成直径为280mm长度为3500mm的连铸坯

用石墨电极熔化出所需渣量后更换直径280mm、长度3500mm的连铸坯作为金属电极，过热渣池，液渣温度高于金属电极熔化温度230℃，金属电极开始熔化，熔滴下落形成金属熔池，在水冷结晶器中液态金属凝固成电渣钢锭；

用台车式加热炉加热钢锭至1140℃，待烧透后开始锻造，锻造加工采用三镦三拔方式，锻造的始锻温度为1065℃、终锻温度为850℃、锻造比7.5：1，锻造成型得厚度300mm，宽度830mm的锻件；将锻件加热至870℃保温8.5小时，然后随炉冷却至530℃，最后出炉空冷；退火处理后以45℃/h的升温速率升温至560℃，保温3小时，以35℃/h的升温速率二次升温至700℃，保温4小时，以40℃/h的升温速率三次升温至1080℃，保温27小时，最后吊下水冷至390℃，保温7.5小时；水冷淬火后以50℃/h的升温速率800-900℃，保温23-27小时，然后以13℃/h的速率首次降温至760℃，保温35小时，再以18℃/h速率降温至420℃，最后以13℃/h的速率降温至180℃以下出炉空冷至室温，得模具钢料。

实施例11

称取如实施例5中所述材料组成的钢铁料，将钢铁料在电炉中于1580℃下熔炼7小时，脱磷脱硫后进入精炼炉，抽真空吹氩气，进一步脱硫，脱气，去除非金属夹杂；真空冶炼结束后连铸连轧成直径为280mm长度为3500mm的连铸坯；

用石墨电极熔化出所需渣量后更换直径280mm、长度3500mm的连铸坯作为金属电极，过热渣池，液渣温度高于金属电极熔化温度300℃，金属电极开始熔化，熔滴下落形成金属熔池，在水冷结晶器中液态金属凝固成电渣钢锭；

用台车式加热炉加热钢锭至1100℃，待烧透后开始锻造，锻造加工采用三镦三拔方式，锻造的始锻温度为1070℃、终锻温度为860℃、锻造比8：1，锻造成型得厚度300mm，宽度830mm的锻件；将锻件加热至900℃保温9小时，然后随炉冷却至550℃，最后出炉空冷；退火处理后以50℃/h的升温速率升温至600℃，保温5小时，以30℃/h的升温速率二次升温至720℃，保温4小时，以30℃/h的升温速率三次升温至1100℃，保温30小时，最后吊下水冷至410℃，保温9小时；水冷淬火后以60℃/h的升温速率900℃，保温27小时，然后以15℃/h的速率首次降温至780℃，保温37小时，再以20℃/h速率降温至440℃，最后以15℃/h的速率降温至180℃以下出炉空冷至室温，得模具钢料。

实施例12

称取如实施例6中所述材料组成的钢铁料，将钢铁料在电炉中于1550℃下熔炼6小时，脱磷脱硫后进入精炼炉，抽真空吹氩气，进一步脱硫，脱气，去除非金属夹杂；真空冶炼结束后连铸连轧成直径为280mm长度为3500mm的连铸坯；

用石墨电极熔化出所需渣量后更换直径280mm、长度3500mm的连铸坯作为金属电极，过热渣池，液渣温度高于金属电极熔化温度250℃，金属电极开始熔化，熔滴下落形成金属熔池，在水冷结晶器中液态金属凝固成电渣钢锭；

用台车式加热炉加热钢锭至1130℃，待烧透后开始锻造，锻造加工采用三镦三拔方式，锻造的始锻温度为1060℃、终锻温度为845℃、锻造比为7：1，锻造成型得厚度300mm，宽度830mm的锻件；将锻件加热至850℃保温8小时，然后随炉冷却至500℃，最后出炉空冷；退火处理后以40℃/h的升温速率升温至550℃，保温3小时，以40℃/h的升温速率二次升温至600-720℃，保温3.5小时，以40℃/h的升温速率三次升温至1050℃，保温25小时，最后吊下水冷至365℃，保温8小时；水冷淬火后以50℃/h的升温速率850℃，保温25小时，然后以12℃/h的速率首次降温至750℃，保温34小时，再以16℃/h速率降温至400℃，最后以12℃/h的速率降温至180℃以下出炉空冷至室温，得模具钢料。

实施例13

本实施例与实施例9的区别在于，用台车式加热炉加热钢锭至1100℃，待烧透后开始锻造，锻造加工采用三镦三拔方式，锻造的始锻温度为1050℃、终锻温度为830℃、锻造比为6：1，锻造成型得厚度300mm，宽度830mm的锻件；将锻件加热至800℃保温7小时，然后随炉冷却至450℃，最后出炉空冷；退火处理后以10℃/h的升温速率升温至500℃，保温3小时，以20℃/h的升温速率二次升温至600℃，保温3小时，以10℃/h的升温速率三次升温至1000℃，保温20小时，最后吊下水冷至330℃，保温7小时；水冷淬火后以20℃/h的升温速率800℃，保温23小时，然后以5℃/h的速率首次降温至720℃，保温32小时，再以10℃/h速率降温至360℃，最后以5℃/h的速率降温至180℃以下出炉空冷至室温，得模具钢料。

实施例14

本实施例与实施例9的区别在于，用台车式加热炉加热钢锭至1090℃，待烧透后开始锻造，锻造加工采用三镦三拔方式，锻造的始锻温度为1070℃、终锻温度为850℃、锻造比5.5：1，锻造成型得厚度300mm，宽度830mm的锻件；将锻件加热至840℃保温8小时，然后随炉冷却至480℃，最后出炉空冷；退火处理后以55℃/h的升温速率升温至550℃，保温5小时，以52℃/h的升温速率二次升温至700℃，保温3小时，以20℃/h的升温速率三次升温至1060℃，保温24小时，最后吊下水冷至380℃，保温7小时；水冷淬火后以70℃/h的升温速率840℃，保温26小时，然后以18℃/h的速率首次降温至750℃，保温35小时，再以25℃/h速率降温至370℃，最后以16℃/h的速率降温至180℃以下出炉空冷至室温，得模具钢料。

对比例1

与实施例9的区别在于，本对比例中cr含量为6.0％，mo含量为1.5％。

对比例2

与实施例9的区别在于，本对比例中cr含量为4.0％，mo含量为2.0％。

对比例3

与实施例9的区别在于，本对比例中si含量为0.08％，v含量为0.65％。

对比例4

与实施例9的区别在于，本对比例中si含量为0.35％，v含量为0.36％。

对比例5

与实施例9的区别在于，本对比例锻造比为5：1。

对比例6

与实施例9的区别在于，本对比例在退火处理后采用雾冷超细化处理。

对比例7

与实施例9的区别在于，本对比例在退火处理后采用空冷超细化处理。

对比例8

与实施例9的区别在于，本对比例在淬火处理时直接将锻件升温至1050℃。

对比例9

现有技术中最常用的市售h13雾冷热作模具钢。

对比例10

现有技术中最常用的市售h13空冷热作模具钢。

实施例7-14及对比例1-10所述热作模具钢的性能测试参数如表2所示：

表2：实施例7-14及对比例1-10所述模具钢的性能测试参数

本发明模具钢通过成分合理配伍使锻件的冲击韧性得到了较大的提高，由普通锻件v口冲击不足14j,调整成分后达到20j以上。同时，抗早期龟裂也得到了很大改善，制成模具在使用中由原来的不足5万模次，调整后达到了10模次以上。重熔过程中通过水冷超细化处理，使大规格模具的晶粒组织得到显著改善，使用astm对比法测量，晶粒度达到9级以上，球化组织达到北美压铸协会标准nadca#207图谱中as5级以上。

鉴于本发明方案实施例众多，各实施例实验数据庞大众多，不适合于此处逐一列举说明，但是各实施例所需要验证的内容和得到的最终结论均接近。尽管对本发明已作出了详细的说明并引证了一些具体实施例，但是对本领域熟练技术人员来说，只要不离开本发明的精神和范围可作各种变化或修正是显然的。