一种高性能热作钢及其制备方法

一种高性能热作钢及其制备方法
【专利摘要】本发明涉及一种高性能热作钢及其制备方法，其特征在于：主要包括如下物质组分Fe、C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、Mo、V和Al，所述物质组分所占的质量百分含量为：C 0.18?0.45％、Si 0.90?1.30％、Mn 1.10?1.30％、P≤0.030％、S≤0.030％、Cr 5.10?5.40％、Ni≤0.50％、Mo 1.90?3.20％、V 0.90?1.20％、Al 1.0?1.30％，余量为Fe。本发明通过掺杂不同含量的元素，使热作钢的高红硬性、高回火稳定性大大提高，能够解决现有技术中的热作钢存在适用范围局限、对于需要耐回火稳定性、耐高温的航空和国防工业机械零件不能达到标准的问题，具有高红硬性、高回火稳定性，经氮化处理后具有超高显微硬度等有益效果。
【专利说明】
一种高性能热作钢及其制备方法
技术领域
[0001] 本发明涉及一种热作钢，特别是涉及一种高性能热作钢及其制备方法，具有高红 硬性、高回火稳定性、超高显微硬度的特点，适用于制作热作模具及高温零件。属于特殊钢 及冶炼技术领域。
【背景技术】
[0002] 目前，国内外的高要求热作模具一般选用H13钢，其中瑞典8407、日本大同公司的 DH31-S、日本日立公司的DAC3、DAC40、DAC45模具钢是性能比较优秀的品种。但是，当所述瑞 典8407、日本大同公司的DH31-S、日本日立公司的DAC3、DAC40、DAC45模具钢，用于制造大型 压铸模、热镦模和大型工业铝型材挤压模时，仍然存在耐磨性低、热疲劳性能差和稳定性波 动大等缺陷，因此其满足不了大工业生产的要求。另外，所述瑞典8407、日本大同公司的 DH31-S、日本日立公司的DAC3、DAC40、DAC45模具钢，也不能满足航空和国防工业中高温工 作条件下机械零件的耐高温、耐回火稳定性的要求。为此，需要制作一种高性能热作钢，以 解决现有热作钢存在的问题。

【发明内容】

[0003] 本发明的目的之一，是为了解决现有热作钢耐磨性低、热疲劳性能差和稳定性波 动大的问题，提供一种尚性能热作钢。该尚性能热作钢具有尚红硬性、尚回火稳定性和超尚 显微硬度的特点。
[0004] 本发明的目的之二，是为了提供一种高性能热作钢的制备方法。
[0005] 本发明的目的之一可以通过采取以下技术方案达到：
[0006] 一种高性能热作钢，其特征在于:主要包括如下物质组分Fe、C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、 Mo、V和A1，所述物质组分所占的质量百分含量为：C 0.18-0.45%、Si 0.90-1.30%、Mn 1.10- 1.30%、P<0.030%、S<0.030%、Cr5.10-5.40%、Ni<0.50%、Mol.90-3.20%、V 0·90-1·20%、Α1 1.0-1.30%，余量为 Fe。
[0007] 本发明的目的之一还可以通过采取以下技术方案达到：
[0008] 作为一种优选方式，所述物质组分所占的质量百分含量为：C 0.31_0.45%、Si 1.10- 1.30%、Mnl.l0-1.30%、P<0.030%、S<0.030%、Cr5.10-5.40%、Ni<0.50%、Mo 3.0-3.20%、V 0·90-1·20%、Α1 1.0-1.30%，余量为Fe;构成通用型新型热作模具钢，即 301 钢。
[0009] 作为一种优选方式，所述物质组分所占的质量百分含量为：C 018-0.25%、Si 0.90-1.20%、Mnl.l0-1.30%、P<0.030%、S<0.030%、Cr5.10-5.40%、Ni<0.50%、Mo 1.90-2.20%、V 0·90-1·20%、Α1 1.0-1.30%，余量为？6;构成压铸模专用新型热作模具 钢，即302钢。
[0010] 本发明的目的之二可以通过采取以下技术方案达到：
[0011] -种高性能热作钢的制备方法，其特征在于：
[0012] 1)按质量百分含量为：C 0.18-0.45%、Si 0·90-1·30%、Μη 1·10-1·30%、Ρ彡 0.030%、S彡0.030%、Cr 5·10-5·40%、Μ彡0·50%、Μ〇 1.90-3.20%、V 0·90-1·20%、Α1 1.0-1.30 %，余量为Fe，准备原料；
[0013] 2)采用碱性电弧炉生产，在冶炼时采用氧化法或返回法冶炼;含高合金以及特殊 要求的模具钢，采用氧化法冶炼，为保证氧化期沸腾的脱碳量，熔清碳控制在成品规格 0.40 %以上，废钢中的硫磷含量在熔清后含量在0.03 %以下；铬、镍、钼、钒、铝合金元素按 95%-100%配入，硅、锰按常规加入;采用返回法冶炼时，配碳量在熔清后控制在规格上限 0.20 %以上，加入上述合金炉料带入的磷含量，必须严格控制在0.025 %以下，此外还要注 意到有害兀素神、锡、铅、铜等的带入；
[0014] 3)出钢后及时补炉，装钢铁料前加入适量石灰或碎矿石，以利提前造渣和脱磷;装 炉时以尽快使钢铁料熔化形成熔池为原则，将部分小料敷在底部，中间装入大块料和废钢， 中块料放在上面和四周，上层放入剩余小块料;铁合金和石灰等炉料要干燥和烤焙。
[0015] 本发明的目的之二还可以通过采取以下技术方案达到：
[0016] 作为一种优选方式，高性能热作钢的制备过程包括：
[0017] 熔化期使用大功率供电，开始采用低电压小电流，逐渐调整功率使之尽快形成熔 池;并注意调整熔渣，形成高的碱度和低的熔化温度以有利于脱磷，碱度控制在2.5-3.0， FeO含量为16%-20%;熔化末期采用流渣操作，特别是在返回法冶炼时，当炉料熔化70%-80%时，吹氧助熔，以便提高合金回收率;当炉渣变稠时，加入硅铁粉或硅钙粉调渣；
[0018] 氧化期炉料全部熔化后，氧化初期继续脱磷，此时炉渣是高碱度、高氧化性的氧化 渣，且是大渣量，即渣量保持炉料重的2%-3%，同时采用流渣和换渣操作，以保证良好的脱 磷和脱硫作用；当温度达到规定温度后开始氧化操作，采用矿石和氧气联合氧化，并做到高 温氧化，分批加矿保持炉内均匀激烈沸腾，利用碳和氧所产生的激烈沸腾，使钢液中的夹杂 物上浮到渣中，以去除氢和氮有害气体;氧化末期取样分析钢液的碳含量达到规定范围，经 脱磷后液中磷含量小于或等于0.015%，然后再进行静沸腾，静沸腾时间不小于10分钟；
[0019] 还原精炼期：钢液中碳和所需合金元素达到设定要求，磷含量不大于0.015%，且 钢液温度大于出钢温度和渣液流动性良好的条件下，除去氧化渣;按8:1-5:1的比例加入石 灰、萤石和耐火砖，以混合渣料，钢渣量为钢液量的3 %-5 %，当新渣形成后，即开始还原，以 期达到富集氧和氧化物还原；
[0020] 出钢：出钢过程常采用钢渣混出，增加钢液与渣的接触，继续起脱硫作用，同时钢 渣混出也起保护作用，使钢液尽可能少的二次氧化和吸气。当采用炉外精炼，为避免氧化渣 的污染，一般采用挡渣出钢的方法，现在发展最快的是采用偏心炉底出钢，避免氧化渣进入 钢包；
[0021] 锻造及退火：高性能新型热作钢锻造工艺为：加热温度1100-1140 °C，始锻1050-1080°C，终锻温度彡850°C，锻后缓冷即砂冷;球化退火工艺为:860°C保温4h，降温至720°C 保温6h，随炉冷却。
[0022]作为一种优选方式，在还原精炼期，还原期的炉渣必须是低FeO的，用碳粉2_3Kg/t 钢水和硅铁粉3-4%Kg/t钢水或加电石块2-3Kg/t钢水分批加入混合还原脱氧调渣;在整个 过程中注意控制炉渣碱度和流动性，炉内保持还原气氛，脱氧良好，控制炉内温度不要高低 波动，保持中温精炼，防止后期升温产生过热，补加合金达到规定范围，准备出钢。
[0023] 作为一种优选方式，在合金元素 A1加入过程为，将要加入的纯A1用铁丝捆绑，并用 铁棒撑在钢包底部；出钢时，钢水的含氧量要尽量低，这对保证钢获得较低氧化物夾杂和铝 的低烧损率很必要;然后出钢，并及时加入防止钢水氧化的保护剂，所述纯铝的规格为:每 块彡 0.45Kg。
[0024] 作为一种优选方式，为有效提高钢的质量和纯净度，将还原精炼阶段移到钢包采 用炉外喷粉精炼，所述喷粉精炼是把电弧炉的钢液注入钢包后，向钢液的深部喷入Ca-Si粉 或CaC 2_CaF2粉或其他增碳、合金化粉，并进行吹氩、脱硫、脱磷、脱气钢液的工艺;喷粉量为 2.5-3. OKg/t钢水，喷粉时间不大于10分钟;采用CaC2-CaF2系混合粉末精炼脱磷，喷粉量约 为20-50Kg/分钟；以提高钢的纯净度，及改善了钢的性能;喷粉精炼包括:喷粉脱硫，当高碱 度渣的渣量在2%-3%时能使钢中的硫含量下降到0.005%以下，甚至可达0.002%以下，有 良好的脱硫效果;喷粉脱磷，喷矿石粉或CaC 2_CaF2粉后，钢中磷形成4CaO · P205或Ca3P2而进 入炉渣中，在高铬模具钢中喷粉后平均脱磷率为27.3%;喷粉增碳，提高回收率达70%-75%。
[0025] 作为一种优选方式，出钢温度控制在1560_1600°C左右。
[0026] 作为一种优选方式，采用返回法时，脱碳量不小于0.10%，在因脱磷而加入矿石 时，其脱碳量应大于或等于〇. 20 %。用返回法冶炼时不做静沸腾;开始氧化温度随钢种而变 化，在1520-1620 °C 之间。
[0027] 本发明具有如下突出的有益效果：
[0028] 1、本发明涉及的高性能热作钢，主要包括如下物质组分?6、(：、5^11、？、5、0、附、 Mo、V和A1，所述物质组份所占的质量百分含量为：C 0.18-0.45%、Si 0.90~1.30%、Mn 1.10-1.30%、P<0.030%、S<0.030%、Cr5.10-5.40%、Ni<0.50%、Mol.90-3.20%、V 0.90-1.20%、A1 1.0-1.30%，余量为Fe，通过掺杂不同含量的元素，使热作钢的高红硬性、 高回火稳定性大大提高，能够解决现有技术中的热作钢存在适用范围局限、对于需要耐回 火稳定性、耐高温的航空和国防工业机械零件不能达到标准的问题，具有高红硬性、高回火 稳定性，经氮化处理后具有超高显微硬度等有益效果。
[0029] 2、本发明的物质组分，可是作为高性能热作模具钢，具有生产高效、节约经济成本 等有益效果;或者制备成压铸模专用热作模具钢;所具超高显微硬度、红硬性、回火稳定性 适用于航空和国防工业的机械零件，取代目前广泛应用的H13和3Cr2W8V钢，并能大幅度提 高模具和机械零部件的使用寿命，有很好的开发前景和巨大的市场和社会效益。
[0030] 3、本发明涉及的高性能热作钢的制备方法，工艺简单，所制作的高性能热作钢，比 目前国内外的H13(其中包括瑞典8407、日本大同公司的DH31-S、日本日立公司的DAC3、 DAC40、DAC45)模具钢的淬、回火硬度及红硬性、回火稳定性都高;氮化处理后650 °C加热保 温47小时，表面显微硬度仍保持Hvo. 5=1044，700°C加热保温9小时表面显微硬度仍保持 Hv〇.5 = 900。该钢种主要用于热挤压模、热镦锻模和压铸模等热作模具，尤其适合于大型压 铸模和大型工业铝型材挤压模。另外，该钢种也可以用作航空和国防工业在高温工作条件 下的机械零部件。该钢种完全可以取代目前广泛应用的H13和3Cr2W8V钢。
【附图说明】
[0031] 图1为Fe-C-Cr三元状态图，5%Cr垂直截图。
[0032]图2为合金元素对氮化层表面硬度的影响示意图。
[0033] 图3为Fe-C-Mo三元状态图及包括2%Mo垂直截面。
[0034] 图4为Fe-C-Mo三元状态图及包括4 %Mo垂直截面。
[0035] 图5为在301钢中加入了 1.0%-1.2%A1的Fe-C-Al状态示意图。
[0036] 图6为在301钢中加入1.0%左右Fe-C-V的状态示意图。
[0037]图7为301钢回火硬度曲线与日本大同、日立公司的热作钢比较示意图。
[0038]图8为301钢氮化处理后重新加热的硬度变化示意图。
[0039]图9为301钢氮化层与加热保温时间的变化示意图。
[0040]图10为301钢渗氮层的显微硬度测量示意图。
[00411图11为在5Cr-3M0-V-Al系列的基础加入不同含A1量而形成一个高于目前国内外 优秀热作模具钢的新型热作模具钢系列示意图。
【具体实施方式】
[0042]以下结合附图及实施例对本发明作进一步的详细描述：
[0043] 具体实施例1:
[0044]本实施例涉及的高性能热作钢，主要包括如下物质组分Fe、C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、 Mo、V和A1，所述物质组分所占的质量百分含量为：C 0.18-0.45%、Si 0.90-1.30%、Mn 1.10- 1.30%、P<0.030%、S<0.030%、Cr5.10-5.40%、Ni<0.50%、Mol.90-3.20%、V 0·90-1·20%、Α1 1.0-1.30%，余量为 Fe。
[0045] 本实施例中：
[0046] 所述物质组分所占的质量百分含量可以为:C 0.31-0.45%、Si 1.10-1.30%、Mn 1.10- 1.30%、P彡0.030 %、S彡0.030 %、Cr 5.10-5.40 %、Ni 彡0.50 %、Mo 3.0-3.20%、 VO. 90-1.20%、A1 1.0-1.30%，余量为Fe;构成通用型新型热作模具钢，即301钢。
[0047] 或者所述物质组分所占的质量百分含量可以为:C 018-0.25%、Si 0.90-1.20%、 Μη 1·10-1·30%、Ρ彡0.030%、S彡0.030%、Cr 5·10-5·40%、Μ<0·50%、Μο1·90-2.20 %、VO. 90-1.20 %、A1 1.0-1.30 %，余量为Fe;构成压铸模专用新型热作模具钢，即302 钢。
[0048]本实施例的制备方法如下：
[0049] -种高性能热作钢的制备方法，其特征在于：
[0050] 1)按质量百分含量为：C 0.18-0.45%、Si 0·90-1·30%、Μη 1·10-1·30%、Ρ彡 0.030%、S彡0.030%、Cr 5.10-5.40%、Ni彡0·50%、Μ〇 1.90-3.20%、V 0·90-1·20%、Α1 1.0-1.30 %，余量为Fe，准备原料；
[0051] 2)采用碱性电弧炉生产，在冶炼时采用氧化法或返回法冶炼;含高合金以及特殊 要求的模具钢，采用氧化法冶炼，为保证氧化期沸腾的脱碳量，熔清碳控制在成品规格 0.40%以上，废钢中的硫磷含量在熔清后含量在0.03%以下；铬、镍、钼、钒合金元素按 95%-100%配入，硅、锰按常规加入;采用返回法冶炼时，配碳量在熔清后控制在规格上限 0.20%以上，加入合金等炉料带入的磷含量必须严格控制在0.025%以下，此外还要注意到 有害兀素神、锡、铅、铜等的带入；
[0052] 3)出钢后及时补炉，装钢铁料前加入适量石灰或碎矿石，以利提前造渣和脱磷;装 炉时以尽快使钢铁料熔化形成熔池为原则，将部分小料敷在底部，中间装入大料和废料，中 料放在上面和四周，上层放入剩余小料;铁合金和石灰等炉料干燥和烤焙。
[0053] 进一步地：
[0054] 采用碱性电弧炉生产模具钢，在冶炼时可以采用氧化法或返回法进行冶炼。含高 合金以及特殊要求的模具钢，则多采用氧化法冶炼。为保证氧化期沸腾的脱碳量，熔清碳应 控制在成品规格0.40%以上，废钢中的硫磷含量没有严格要求，只要保证熔清后含量在 0.03%以下即可。铬、镍、钼、钒等合金元素按95%_100%配入;硅、锰按常规加入。
[0055] 采用返回法冶炼时，配碳量在熔清后应控制在规格上限0.20%以上，废钢中本钢 种的返回料比可高达60%左右，加入合金等炉料带入的磷含量必须严格控制在0.025%以 下，此外还要注意到有害元素砷、锡、铅、铜等的带入。出钢后及时补炉，装钢铁料前加入适 量石灰或碎矿石，以利提前造渣和脱磷;装炉时以尽快使钢铁料熔化形成熔池为原则，此时 可以将部分小料敷在底部，中间装入大料和废料，中料放在上面和四周，上层放入剩余小 料;铁合金和石灰等炉料干燥和烤焙。
[0056] 熔化期要合理使用大功率(大功率大概范围）供电，开始采用低电压小电流(大概 的电压电流），逐渐调整功率使之尽快形成熔池。熔化期应注意调整熔渣，这对钢液的物理 化学反应和脱磷非常重要，高的碱度和低的熔化温度有利于脱磷，一般碱度可控制在2.5-3.0，Fe0含量为16%-20%即可。熔化末期还可以采用流渣操作，在返回法冶炼时，当炉料熔 化70 %-80 %时，即可吹氧助熔，以便提高合金回收率。当炉渣变稠时，可适量加入硅铁粉或 硅钙粉调渣。
[0057] 氧化期：炉料全部熔化后，氧化初期仍是继续大辐度地脱磷，此时炉渣应是高碱 度、高氧化性的氧化渣，且是大渣量的（一般保持炉料重的2%_3%)，同时可采用流渣和换 渣操作，以保证良好的脱磷和脱硫作用。当温度达到规定温度后开始氧化操作，通常采用矿 石和氧气联合氧化，此时要做到高温(大概多少度)氧化，分批加矿保持炉内均匀激烈沸腾， 且保证一定的脱碳量和脱碳速度，利用碳和氧所产生的激烈沸腾，使钢液中的大量夹杂物 上浮到渣中，且去除氢和氮等有害气体。氧化末期取样分析钢液的碳含量达到合适的范围， 脱磷和脱硫作用当温度达到规定温度后开始氧化操作。通常采用矿石和氧气联合氧化此时 要做到高温氧化分批加矿保持炉内均匀激烈沸腾且保证一定的脱碳量和脱碳速度利用碳 和氧所产生的使钢液中的大量夹杂物上浮到渣中且去除氢和氮等有害气体氧化末期取样 分析钢液的碳含量达到合适的范围，脱磷作用也达到要求（通常要求磷含量不大于 0.015%)，还应进行静沸腾，静沸腾时间不小于10分钟。
[0058] 采用返回法时，脱碳量不小于0.10%，在因脱磷而加入矿石时，其脱碳量应大于或 等于0.20%。用返回法冶炼时可不做静沸腾。开始氧化温度随钢种而变化，在1520°C_1620 °C之间。
[0059] 还原精炼期：在钢液中碳和所需合金元素达到要求，磷含量不大于0.015 %，且钢 液温度大于出钢温度和渣液流动性良好的条件下，可以除去氧化渣，并立即加入石灰、萤石 和耐火砖(一般按8:1.5:1的比例）的混合渣料，其渣量约为钢液量的3%-5%，当新渣形成 后，即可开始还原，以期达到富集氧和氧化物还原，及进一步脱硫和调整钢液的化学成分的 目的。
[0060] 还原期的炉渣必须是低FeO的，通常用碳粉(2-3Kg/t钢水)和硅铁粉(3-4%Kg/t钢 水或加电石块(2-3Kg/t钢水)分批加入混合还原脱氧调渣。在整个过程中应注意控制炉渣 碱度和流动性，炉内保持还原气氛，脱氧良好，控制炉内温度不要高低波动，保持中温精炼， 防止后期升温产生过热，补加合金达到规定范围，则可准备出钢。301钢及302钢的合金元素 A1加入，由于其质量轻、熔点低、易烧损严重从而影响其回收率，所以，该两种钢A1的加入是 将要加入的纯A1 (每块<0.45Kg)用铁絲捆绑，并用铁棒撑在钢包底部；出钢时，钢水的含氧 量要尽量低，这对保证钢获得较低氧化物夾雜和铝的低烧损率很必要;然后出钢，并及时加 入防止钢水氧化的保护剂。另外，为有效提高钢的质量和纯净度，将还原精炼阶段移到钢包 采用炉外二次精炼工艺，我国已大量采用。其中，喷粉精炼是把电弧炉的钢液注入钢包后， 向钢液的深部喷入Ca-Si粉或CaC 2_CaF2粉或其他增碳、合金化粉，并进行吹氩、脱硫、脱磷脱 气钢液的工艺.喷粉量大约为2.5-3 . OKg/t钢水，喷粉时间一般不大于10分钟。采用CaC2-CaF2系混合粉末精炼脱磷，喷粉量约为20-50Kg/分钟。喷粉精炼可以提高钢的纯净度，也改 善了钢的性能，主要有：
[0061 ] 喷粉脱硫，当高碱度渣的渣量在2 % -3 %时能使钢中的硫含量下降到0.005 %以 下，甚至可达0.002 %以下，有良好的脱硫效果。
[0062] 喷粉脱磷，喷矿石粉或CaC2_CaF2粉后，钢中磷形成4CaO · P205或Ca3P2而进入炉渣 中，在高铬模具钢中喷粉后平均脱磷率为27.3 %，在GCr 15钢中的平均脱磷率达53 %。喷粉 增碳，提高回收率达70 % -75 %。
[0063] 改善钢的等向性:喷粉后钢中磷和硫含量降低，夾雜物形态和分布改善，从而改善 了钢材的力学性能，特别是塑性和韧性。如5CrNiMo钢喷粉精炼后其断面收缩和冲击韧性值 的纵橫向性能之比达到0.88。
[0064] 出钢：出钢过程常采用钢渣混出，增加钢液与渣的接触，继续起脱硫作用，同时钢 渣混出也起保护作用，使钢液尽可能少的二次氧化和吸气。当采用炉外精炼，为避免氧化渣 的污染，一般采用挡渣出钢的方法，现在发展最快的是采用偏心炉底出钢，避免氧化渣进入 钢包。
[0065] 一般模具钢的出钢温度控制在1560-1600°C左右，而高铬的Crl2和Crl2MoV钢则采 用较低的出钢温度，通常是1480-1520°C;低碳高铬钢出钢温度控制在1540-1560°C之间。 [0066]另外，为了保证高性能热作钢的冶炼质量，对电弧炉冶炼时电极棒的终脱氧有以 下要求：
[0067]最终脱氧最好采用稀土合金脱氧Ce_La0.5Kg/t，电渣重熔后的重熔精炼效果优 异；
[0068]也可以采用S-Mn_Ca7Kg/t，形成的原始夹杂物是稳定的硅酸盐，熔点较低，具有较 大聚集趋向，经电渣重熔过程易去除。
[0069]不能用A1终脱氧，特别是当加 A1量lKg/t以上时，原始夹杂物为高熔点铝矾土 (Al2〇3 )，细小分散，在电渣重熔过程中难为渣中吸收而残留在电渣钢中。
[0070]浇注方面:因为我们将采用电极棒模浇注，而且还进行电渣重熔，有关电极棒模浇 注要求，按电渣重熔对电极棒的具体要求进行浇注。
[0071 ]为保证电渣重熔工艺生产新型热作模具钢获得低的、细小的和分布均匀的塑性夹 杂，电渣重熔时建议采用五元酸性渣系：
[0072] CaF2 45%+Al2〇3 20%+Ca0 10%+Mg0 5%+Si02 20%.
[0073]高性能热作钢的锻造及退火工艺：
[0074] 高性能热作钢锻造工艺为:加热温度1100-1140°C，始锻1050-1080°C，终钢温度彡 850°C，锻后必须缓冷(砂冷）。
[0075] 球化退火工艺为:86(TC保温4h，降温至720Γ保温6h，随炉冷却。
[0076]高性能热作钢的热处理工艺：
[0077]不同淬火、回火(二次)温度的硬度HRC，表一和表二所展示。
[0082]各种热作模和机械零件可根据使用条件的要求，按上述淬火、回火(二次)温度和 硬度进行选择。然后进行520°C-56(TC氮化处理，氮化后各种热作模和机械零件表面，可以 获得罕见的、高达HV1470-1530的硬度，而且高硬度有持久的稳定性。对热挤压模和压铸模 大辐度提高使用寿命，奠定了坚实的基础条件。
[0083] 通过技术对比可知，本发明涉及的301钢的二次硬化的硬度及抗回火稳定性、红硬 性均优于日本大同公司的DH31-S钢和日本日立公司的DAC-45钢等优秀热作模具钢，更优于 国内外通用的8407钢和H13钢;301钢经氮化处理后，氮化层表面出现极为罕见的超高显微 硬度现象，Hv300多1500,（在所有钢的氮化处理资料中，未发现有如此高显微硬度的报导）； 而且，301钢的氮化层显微硬度有很好的抗高温软化性和持久性;氮化后经650°C加热，保温 9小时，其氮化层显微硬度从HvO . 5 = 1420降至HvO. 5 = 1180;保温47小时，仅降至HvO . 5 = 1044;经700°C加热，保温9小时，仍有办0.5 = 900。301钢的这些特性一定与其化学成分组成 及其显微组织结构有关，本文试图从这些方面进行探讨。
[0084] 参见图1、图2,本实施例制作的为301钢。作为热作模具钢其目标是回火抗力和二 次硬化指标要高于现有热作模具钢。目前，国内外大部分热作模具钢是用:Cr、Mo、W、V、Si、 Mn、Ni ;部分还有用:Co、Al、Ti、Nb、N等作为合金元素;首先，考察Cr在热作模具钢中的作用： Cr在钢中能显著改善钢的抗氧化作用，提高钢的耐磨性，还能增加钢的回火稳定性和红硬 性及二次硬化性，所以，以Cr为主，且有资料指出："&>4.1%的合金中才能发现&~和 Cr2N"，为了兼顾氮化后在氮化层形成氮化铬，提高氮化层的显微硬度，因此，铬在钢中的含 量定为5.0 %，。其次，考察Mo:Mo在钢中的作用为提高淬透性，提高热强性，防止回火脆性和 提高回火稳定性，而且，Mo是二次硬化作用显著的主要元素，所以Mo是301钢的主要加入元 素，结合合金元素对氮化层表面硬度的影响，图中钼在钢中的含量3.0%时达到最大值。
[0085] 参见图3、图4,本实施例中，铬在钢中的含量定为Cr 4.1-5.0%，钼在钢中的含量 定为3.0 %，其含Mo2 %和4 %的Fe-C-Mo三元状态图。
[0086] 本实施例制作的301钢，合金成分的最大特点是加入A1。内外的热作模具钢系列中 为了提高其热强性和抗回火稳定性，不少钢种釆用加入钨或钨-钼进行合金化，但这种加入 其韧性和抗热疲劳性能不及铬系热作模具钢。虽然我国在高速钢M2、w9中加入1%铝，形成了 我国首创的M2A1和W9A1等无鈷超硬高速钢，但含A1高速钢仍存在一些缺点；刀具热处理质量 不够稳定，在超高硬度HRC68左右时寿命有些波动铝在高速钢中的作用机理虽已有不少研 究，但还没有明确的一致理解。
[0087]在我国的工具钢标准中只有热作模具钢012A1钢含有0.30-0.70%的A1和无磁模 具钢含有2.30-3.30%的铝；国内在工具钢系列中很少对铝合金化进行系列的研究。
[0088] 铝作为合金元素加入钢中可提高钢的抗氧化性能及高温硬度，铝对氮有极大的亲 和力，显著提高渗氮后的渗氮层显微硬度(见图2，A1比Mo对提高渗氮后的渗氮层显微硬度 更有作为），很多资料还指出：Cr-Mo-A垌时加入，对提高渗氮层硬度效果最佳，A1也能提高 工具钢的冲击韧性和热加工塑性。
[0089] 图5是Fe-C-Al系平衡相图在0.4%C含量的垂直截面图。参见图5,本实施例在中 铬-钼-钒系中进行了加铝的一系列研究，在所述301钢中加入了 1.0%-1.2%Al，构成的Fe-C-Al状态图。
[0090] 参见图6，钒在工模具钢中可细化晶粒，降低过热敏感性，增加回火稳定性和耐磨 性;V与N的亲和力极强，形成的氮化物也十分稳定，VN也显著提高氮化层的硬度，V在301钢 中加入1.0%左右Fe-C-V状态图见图6。另外，为了进一步提高301钢的基体强度及淬透性， 加入了 1.0%左右的Si和Μη;综合以上钢的化学成分设计分析，301钢为:Cr-Mo-V-Al系，其 设计优秀特性，主要靠5Cr-3M〇-lAl的较佳成分组合。关于含碳量：因为301钢设计为热作模 具钢，碳含量不能太高，太高会形成较多的碳化物，降-低了基体的合金元素含量，对保证高 的抗回火稳定性和氮化后高的氮化层显微硬度不利，而且，热作模具钢含碳量>〇.45%C将 影响其冷热疲劳抗力。
[0091] 所以，301钢的碳含量范围为：030%-0.42%;如果用作压铸模，含碳量选中下限 0.30%-0.35%，用于热压模或热挤压模，含碳量选中上限0.38%-0.42% ;
[0092]关于301钢淬火温度的选择：
[0093] 301钢含有较高的铬、钼、钒等强碳化物形成元素，其淬火温度必须达到能使这些 碳化物充分溶解的温度，所以淬火温度选择高一些，301钢淬火温度一般选择在1120Γ，若 希望其具有高的抗回火稳定性、抗软化性和氮化后高的氮化层显微硬度，可考虑提高到 1150°C;提高淬火温度后可减少碳化物含量，保证基体溶入更多的铬、钼、铝、钒等元素，保 证301钢的高回火稳定性、抗高温软化性和氮化后氮化层的高显微硬度。
[0094]图7是本实施例涉及的301钢与日本大同、日立公司推荐的热作模具钢回火稳定性 比较图。
[0095] 关于301钢回火温度的选择:本实施例涉及的301钢在1120°C_1150°C淬火后约有 25%-30%的残余奥氏体，一次回火后残余奥氏体要转变为马氏体，所以要进行二次回火； 301钢经1150°C淬火后在不同温度回火二次的硬度变化曲线见图7。
[0096]由于301钢有高的抗回火软化性，在560 °C回火二次，回火硬度仍高达HRc55-56 (1120°(：淬火)和册〇58-59(1150°(：淬火），若作为热挤压模，回火硬度要求册〇47-49，可考虑 在660°C二次回火，然后在560°C进行氮化处理;而作为压铸模回火硬度要求HRc44-48时，可 考虑660 °C -680 °C二次回火，再在560 °C进行氮化处理。
[0097]关于301钢经氮化处理后的效果：
[0098] 参照图8,将所述301钢试样经淬火、回火(二次)后进行560°C盐浴氮化处理4小时， 再在550°C-850°C加热保温1小时，对试样氮化层表面进行显微硬度和心部进行洛氏硬度测 量，见图8(与M2高速钢及H13钢试样也经淬火、回火和盐浴氮化处理4小时同炉处理）。图中 看出：301钢的氮化层显微硬度及红硬性比M2高速钢及H13钢都高，且氮化处理后表面显微 硬度 Ην0·5>1420。
[0099] 在750°C加热保温1小时后，301钢的氮化层显微硬度仍有HvO. 5 = 1042;而同炉处 理的M2高速钢及H13钢的氮化层显微硬度已降到HvO. 5 = 669和HvO. 5 = 528。
[01 00] 参照图9，所述301钢的软化抵抗性也十分突出：与日本日立公司DAC钢、DAC45钢相 比，三种钢同在650°C，700°C分别保温1、2、4、8小时，301钢软化抵抗性都大大高于DAC钢和 DAC45钢;301钢在650°C保温30小时，其软化抵抗性仍然高于DAC45钢650°C保温8小时的软 化抵抗性见图9，而301钢的氮化层软化抵抗性更为突出：在650°C保温47小时，氮化层显微 硬度仍有HvO. 5 = 1044，在700°C保温9小时，氮化层显微硬度仍保持在HvO. 5 = 900的水平。 [0101] 参照图10、图11和表3,对301钢氮化层进行渗层显微硬度测量(见图10):渗层表面 显微硬度达到Hv25 = 1533，全渗层厚46μ，此处显微硬度Hv25 = 1150左右，渗层表面显微硬 度压痕边缘未发现崩裂，说明渗层表面在高硬度情况下仍有良好的韧性。
[0102]表3:增加含铝量对经过热处理的铝钢渗氮层硬度的影响。
[0104] 表3中，渗氮在500°C时为4昼夜。
[0105]关于所述301钢的显微组织分析：
[0106] 淬火组织分析：
[0107] 301钢的成分特点是属于基体钢类，可以用高速钢的淬火组织分析思路作參考进 行分析：当淬火温度加热到1120 °C时，退火状态显微组织中的铬碳化物Cr7C3因熔点较低几 乎已全部熔入奥氏体;钼的碳化物M〇6C尚有一小部分未熔;钒的碳化物VC熔点较高仍有部 分未熔;加入铝后，冶炼过程的钢液中存在〇.〇2%N，因 N与A1有极强的亲和力，而形成A1N， 在此淬火温度加热时也有极少部分未熔，所以，估计在1120 °C淬火加热时，钢中碳化物(及 极少氮化物)量在2-3 %，而在1150°C淬火加热时，钢中碳化物(及极少氮化物)量在2 %以 下。由于301钢合金元素含量达到10%，淬火后的残余奥氏体量可能达30%，所以，301钢淬 火后的组织是:马氏体+2 %的碳化物(氮化物)+30%左右的残余奥氏体。
[0108] 回火组织分析：
[0109] 回火第一阶段，从室温升至270°C左右，淬火马氏体开始分解，过饱和的正方马氏 体变成立方马氏体，碳从基体中被排出，形成一种非常细小的分散过渡相ε碳化物，硬度下 降HRc2-4，钢开始变软;温度从300°C-400°C间，随回火温度升高，Fe3C型渗碳体产生，ε相消 失;伴随着硬度的下降，钢的密度下降了约〇. 2 % ;在350 °C-400°C时，M3C量达到最大，并迅 速粗化，硬度降至最低;第二阶段发生在400-520°C之间，硬度回升，出现二次硬化峰值，此 前析出的M3C型碳化物重新回溶入基体，马氏体分解析出合金碳化物M2C和MC，非常细小、弥 散，与基体保持共格关系，因此使钢产生二次硬化并达到峰值;第三阶段发生在480-530°C 之间，与上阶段后段重叠;该期间钢的硬度达到峰值，该阶段钢的组织发生了两个最重要的 转变:一是马氏体分解，析出了细小、弥散的与基体共格的M2C和MC碳化物，使钢产生二次硬 化;二是残留奥氏体分解，该转变有下面特征：1)回火温度在约350Γ以上时才能发生残留 奥氏体转变，350°C以下发生转变很少;2)残留奥氏体转变后产生的马氏体，可视为淬火马 氏体，还须再回火使其分解，这些马氏体分解也会对钢的二次硬化有所贡献;3)残留奥氏体 很难彻底转变完，即使是多次回火之后，301钢一般採取二次回火，二次回火后仍然留有2% 左右的残留奥氏体，有人认为少量残留奥氏体存在对工模具韧性有利。第四阶段，回火温度 更高时，硬度下降很快，马氏体分解，碳化物脱溶析出。620 °C时析出是M2C+VC，但与产生二 次硬化的M2C和MC不同，它们已明显粗化、聚集:700°C析出M2C+MC+M7C3; 750°C析出M6C+MC+ M7C3〇
[0110] 301钢含有1 %A1，在Fe-C-Al平衡图中可以看出：当奥氏体化后，缓慢冷却到770°C 时，将从奥氏体中开始向铁素体+K碳化物转变，K碳化物为铁铝复合碳化物（晶体结构为面 心立方，其含碳量约为4%，金属成分Fe 3Al，碳与铝的比例约为1:4.4);低于730°C长时间保 温时，除了铁素体+K碳化物外还会出现石墨C。关于含铝钢中铁铝复合碳化物的析出机理和 作用及其对钢中性能的影响，文献资料中极为罕见，有待今后的深入研究。301钢还含有5% Cr和3%Mo,在淬火后的回火过程中将会析出含有Cr、Mo合金元素的铁铝复合碳化物，铁铝 复合碳化物或含有Cr、Mo合金元素的铁铝复合碳化物会是301钢获得高二次硬化的硬度及 抗回火稳定性、红硬性的主要因素。
[0111]氮化层的组织分析：
[0112]所述301钢经回火达到模具硬度要求后，为了改善模具的表面性能，使模具表面具 有更高的硬度，良好的耐磨性，热稳定性和抗腐蚀性能，大都进行氮化处理;氮化处理可以 在气体、液体或离子氮化气氛中进行，处理温度为560°C数小时，得到0.4-0.7_的渗氮层； 而对于高合金钢而言，渗氮层只有〇. 1_左右，（据日本资料，对于热作模具钢防止热疲劳破 坏有0.05mm的氮化层最佳）。
[0113]氮化层金相组织:渗层表面极个别地方有白亮层，呈褐色厚1.1-1.5μ;表层下个别 地方有白色网状组织，呈灰蓝色，厚11-13μ;再往里有明显的白网，基体组织为含氮马氏体， 厚15-18μ。全渗层厚46μ，过渡层约90μ，总渗层135μ。
[0114] 所述301钢渗氮层的显著特点是：经氮化处理后，渗氮层表面硬度高达Hv300 = 1533,这一超高氮化层硬度几乎在所有工具钢(包括高速钢在内）资料中未见到如此高渗氮 层硬度的报道，而且该钢的超高氮化层硬度的红硬性和热稳定性也是罕见的：其红硬性在 750°C保温1小时仍保持Hv= 1037;其热稳定性在650°C保温9小时有Hv= 1190，保温47小时 仍有 Ην = 1044。
[0115] 所述301钢在超高硬度的情况下也进行了脆性测试：用显微硬度压头试验法，先用 25克负荷对氮化层加荷，氮化层硬度在Ην1411-1569范围，显微硬度压痕边缘未出现脆性崩 裂现象；在300克负荷时，氮化层硬度在Ην1468-1545范围时，显微硬度压痕边缘有少量崩 落。
[0116] 分析讨论：
[0117] Α1的晶体结构为面心立方，作为合金元素，由于其原子半径较大(1.43A)，W的原子 半径为L4ll，Fe的原子半径为127A，固溶于钢中铁素体或马氏体时引起点阵畸变，有较大 的固溶强化作用;A1有代替W的作用，B.Mitsche等往Cr-Mo-V工具钢中加入0.5%A1，相当于 加入1.3%W，其切削性能等于2.5%W的工具钢，钻削加工时接近10%W的工具钢，A1能提高 工具钢的抗热软化性，即红硬性。所以，301钢在5Cr-3M〇-V的基础上加入1%A1，获得了高的 二次硬化硬度、高的抗回火稳定性和红硬性。
[0118] 钢经过渗氮处理后渗氮层能够获得足够高的硬度而且可以保持到540 °C的加热而 不下降，渗氮表面耐磨性非常高、擦伤或磨损的倾向很小，渗氮过程中工件的翘曲和变形极 小;且渗氮零件的疲劳强度高、切口敏感性低，因此，热挤压模、压铸模淬、回火处理后都经 过氮化处理;渗氮过程中，合金元素与渗氮层的作用:合金钢在渗氮温度下，几分钟内表面 的氮浓度便达到α-Fe中的氮饱和相近的程度，此时即开始氮与氮化物形成元素发生作用， 起初氮只与亲和力最强的元素起作用，例如铬-钼-铝钢中的铝，先形成极为弥散的氮化铝， 然后形成氮化钼，最后形成氮化铬；由于V与N的亲和力仅次于铝，所以在含V的301钢的氮化 层中有可能出现VN;当α-Fe中氮浓度达到饱和浓度并与合金元素被束缚在氮化物中之后， 如果继续仍以氮使钢饱和时，便引起α-Fe的体心立方晶格发生改组，变成γ 相(Fe4N)的 面心立方晶格，继续饱和以氮时，便又由面心立方晶格转变成六方晶格的ε相(Fe2N)。
[0119]虽然，含有任何Mo，Cr，V，Ti，和W等氮化物形成元素的钢进行渗氮都能获得渗氮 层，其中，Cr对渗氮层的性能显示良好的影响，能增加渗氮层的韧性;Mo的加入使渗氮层的 初性进一步提尚；往含A1钢中加 Cr，可同时提尚表面渗氣层的硬度，资料还特别指出：但在 钢中，还至少得含有1 % A1才能得到最硬和足够深的渗氮层，如果没有A1，则渗氮层脆而易 于剥落。有关资料指出：渗氮后各种氮化物稳定性的排序:Ti，Al-V4W，M 〇，Cr4Mn4FeBH 中含W>5.1 %，Mo>6.5%，Cr>4.1 %时在氮化后才能出现其氮化物）；Ti，A1与氮的亲和力愈 大，所形成的氮化物愈稳定;但氮化物在真空中加热，TiN在600°C开始溶解，而A1N直到1100 °C时还是稳定的（另一资料指出:A1N的分解温度是1870Γ，是所有氮化物分解温度中最高 的），其他:WN，电解CrN也是在600 °C开始溶解，VN，CrN在400-500 °C开始溶解。愈稳定的氮化 物在氮化层内愈呈弥散状析出。由于A1N分解温度最高，也最稳定，能形成极微细的氮化物 结构，以至于早期的微观分析仪器都未能发现它的存在;因而能使氮化层有最大的硬度。
[0120] 因此，301钢是在Cr-Mo-V系中加 A1，由于A1的原子半径大于W的原子半径，有较大 的固溶强化作用;且还有代替W的作用，所以能够获得高的二次硬化硬度、高的抗回火稳定 性和红硬性;301钢经氮化处理时，由于在5Cr-3M〇-V系中加入1 %A1，A1与N在渗氮层能生成 在1100°C加热仍然稳定、在1870°C才开始分解的A1N;而且这种A1N与？〇、0、1〇、￥等元素还 有可能形成更复杂的、在固溶体中呈超显微质点析出的氮化物，同时引起点阵畸变，从而使 渗氮层获得超常的超高显微硬度H V3Q()=1533,并且能够在高温情况下，750°C保温1小时仍 保持Hv3q() = 1037的红硬性；其热稳定性在650°C保温9小时有Hv3q()= 1190，保温47小时仍有 Hv3〇o = 1044〇
[0121] 所述301钢仅仅是5Cr-3M〇-V-Al系列中的一种，根据A1在模具钢中可以代替W，能 提高模具钢的二次硬化性能、红硬性、热稳定性及氮化后的氮化层获得超高的显微硬度、高 温显微硬度红硬性和稳定性等等一系列优异性能的作用，可以考虑在5Cr-3M〇-V-Al系列的 基础加入不同含A1量而形成一个高于目前国内外优秀热作模具钢的新型热作模具钢系列。 见图11，图中可以看到：当含A1量从0.88 %增加到1.8%，将增加硬度270 % ;增加到3.44%， 硬度将增加到355%;所以可以考虑增加二个钢号：5Cr-3M〇-V-2Al和5Cr-3M〇-V-3Al，预计 这二个钢号的二次硬化性能、红硬性、热稳定性及氮化后氮化层的显微硬度、高温显微硬度 红硬性和稳定性更值得期待。
[0122] 该钢种主要用于压铸模、热镦锻模和热挤压模等热作模具，尤其适合于大型压铸 模和大型工业铝型材挤压模。另外，该钢种也可以用作航空和国防工业在高温工作条件下 的机械零部件。该钢种完全可以取代目前广泛应用的H13和3Cr2W8V钢，并能大幅度提高模 具和机械零部件的使用寿命，减少经济成本，增加社会效益。
[0123] 结论：
[0124] 301钢(5Cr-3M〇-V-Al)具有比目前国内外热作模具钢高的二次硬化峰值、红硬性 和热稳定性;氮化处理后氮化层有超高的显微硬度(H V3Q()=1533)、抗高温显微硬度(750°C 保温1小时后仍保持Hv3(x) = 1037的红硬性）和热稳定性(650°C保温9小时有Hv3(x)=1190,保 温47小时仍有H V3〇〇 = 1044)，是一种性能优异的热作模具钢。
[0125] 所述301钢的优异性能可以拓展其在耐高温机械零件及武器用钢的应用。
[0126] 以上所述，仅为发明较佳的具体实施例，但本发明的保护范围并不局限于此，任何 熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的范围内，根据本发明的技术方案及其构思加以 等同替换或改变，都属于本发明的保护范围。
【主权项】
1. 一种高性能热作钢，其特征在于：主要包括如下物质组分Fe、C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、 Mo、V和A1，所述物质组分所占的质量百分含量为：C 0.18-0.45%、Si 0.90-1.30%、Mn 1.10- 1.30%、P<0.030%、S<0.030%、Cr5.10-5.40%、Ni<0.50%、Mol.90-3.20%、V 0·90-1·20%、Α1 1.0-1.30%，余量为 Fe。2. 根据权利要求1所述的一种高性能热作钢，其特征在于:所述物质组分所占的质量百 分含量为：C 0.31-0.45%、Si 1·10-1·30%、Μη 1.10-1.30%、P<0.030%、S<0.030%、Cr 5.10- 5.40%、Ni彡0·50%、Μ〇 3.0-3.20%、V 0·90-1·20%、Α1 1.0-1.30%，余量为Fe;构 成通用型新型热作模具钢，即301钢。3. 根据权利要求1所述的一种高性能热作钢，其特征在于:所述物质组分所占的质量百 分含量为：C 018-0.25%、Si 0·90-1·20%、Μη 1.10-1.30%、P<0.030%、S<0.030%、Cr 5.10- 5.40%、Ni彡0·50%、Μ〇 1.90-2.20%、V 0·90-1·20%、Α1 1.0-1.30%，余量为Fe;构 成压铸模专用新型热作模具钢，即302钢。4. 一种高性能热作钢的制备方法，其特征在于： 1) 按质量百分含量为：C 0.18-0.45%、Si 0·90-1·30%、Μη 1·10-1·30%、Ρ彡 0.030%、S彡0.030%、Cr 5.10-5.40%、Ni彡0·50%、Μ〇 1.90-3.20%、V 0·90-1·20%、Α1 1.0-1.30 %，余量为Fe，准备原料； 2) 采用碱性电弧炉生产，在冶炼时采用氧化法或返回法冶炼;含高合金以及特殊要求 的模具钢，采用氧化法冶炼，为保证氧化期沸腾的脱碳量，熔清碳控制在成品规格〇. 40 %以 上，废钢中的硫磷含量在熔清后含量在〇. 03%以下；铬、镍、钼、钒、铝合金元素按95%-100%配入，硅、锰按常规加入;采用返回法冶炼时，配碳量在熔清后控制在规格上限0.20% 以上，加入上述合金炉料带入的磷含量，必须严格控制在0.025%以下，此外还要注意到有 害兀素神、锡、铅、铜等的带入； 3) 出钢后及时补炉，装钢铁料前加入适量石灰或碎矿石，以利提前造渣和脱磷;装炉时 以尽快使钢铁料熔化形成熔池为原则，将部分小料敷在底部，中间装入大块料和废钢，中块 料放在上面和四周，上层放入剩余小块料;铁合金和石灰等炉料要干燥和烤焙。5. 根据权利要求4所述的一种高性能热作钢的制备方法，其特征在于:高性能热作钢的 制备过程包括： 熔化期使用大功率供电，开始采用低电压小电流，逐渐调整功率使之尽快形成熔池;并 注意调整熔渣，形成高的碱度和低的熔化温度以有利于脱磷，碱度控制在2.5-3.0，FeO含量 为16%-20% ;熔化末期采用流渣操作，特别是在返回法冶炼时，当炉料熔化70%-80%时， 吹氧助熔，以便提高合金回收率;当炉渣变稠时，加入硅铁粉或硅钙粉调渣； 氧化期炉料全部熔化后，氧化初期继续脱磷，此时炉渣是高碱度、高氧化性的氧化渣， 且是大渣量，即渣量保持炉料重的2%_3%，同时采用流渣和换渣操作，以保证良好的脱磷 和脱硫作用；当温度达到规定温度后开始氧化操作，采用矿石和氧气联合氧化，并做到高温 氧化，分批加矿保持炉内均匀激烈沸腾，利用碳和氧所产生的激烈沸腾，使钢液中的夹杂物 上浮到渣中，以去除氢和氮有害气体;氧化末期取样分析钢液的碳含量达到规定范围，经脱 磷后液中磷含量小于或等于0.015%，然后再进行静沸腾，静沸腾时间不小于10分钟； 还原精炼期：钢液中碳和所需合金元素达到设定要求，磷含量不大于0.015%，且钢液 温度大于出钢温度和渣液流动性良好的条件下，除去氧化渣;按8:1-5:1的比例加入石灰、 萤石和耐火砖，以混合渣料，钢渣量为钢液量的3 %-5 %，当新渣形成后，即开始还原，以期 达到富集氧和氧化物还原； 出钢：出钢过程常采用钢渣混出，增加钢液与渣的接触，继续起脱硫作用，同时钢渣混 出也起保护作用，使钢液尽可能少的二次氧化和吸气。当采用炉外精炼，为避免氧化渣的污 染，一般采用挡渣出钢的方法，现在发展最快的是采用偏心炉底出钢，避免氧化渣进入钢 包； 锻造及退火：高性能新型热作钢锻造工艺为：加热温度1100-1140°C，始锻1050-1080 °C，终锻温度多850 °C，锻后缓冷即砂冷;球化退火工艺为:860 °C保温4h，降温至720 °C保温 6h，随炉冷却。6. 根据权利要求5所述的一种高性能热作钢的制备方法，其特征在于:在还原精炼期， 还原期的炉渣必须是低FeO的，用碳粉2-3Kg/t钢水和硅铁粉3-4%Kg/t钢水或加电石块2-3Kg/t钢水分批加入混合还原脱氧调渣;在整个过程中注意控制炉渣碱度和流动性，炉内保 持还原气氛，脱氧良好，控制炉内温度不要高低波动，保持中温精炼，防止后期升温产生过 热，补加合金达到规定范围，准备出钢。7. 根据权利要求5所述的一种高性能热作钢的制备方法，其特征在于:在合金元素 A1加 入过程为，将要加入的纯A1用铁丝捆绑，并用铁棒撑在钢包底部；出钢时，钢水的含氧量要 尽量低，这对保证钢获得较低氧化物夾杂和铝的低烧损率很必要;然后出钢，并及时加入防 止钢水氧化的保护剂，所述纯铝的规格为:每块<〇. 45Kg。8. 根据权利要求5所述的一种尚性能热作钢的制备方法，其特征在于:为有效提尚钢的 质量和纯净度，将还原精炼阶段移到钢包采用炉外喷粉精炼，所述喷粉精炼是把电弧炉的 钢液注入钢包后，向钢液的深部喷入Ca-Si粉或CaC 2_CaF2粉或其他增碳、合金化粉，并进行 吹氩、脱硫、脱磷、脱气钢液的工艺;喷粉量为2.5-3. OKg/t钢水，喷粉时间不大于10分钟;采 用CaC2-CaF2系混合粉末精炼脱磷，喷粉量约为20-50Kg/分钟；以提高钢的纯净度，及改善了 钢的性能;喷粉精炼包括:喷粉脱硫，当高碱度渣的渣量在2%_3%时能使钢中的硫含量下 降到0.005 %以下，甚至可达0.002 %以下，有良好的脱硫效果;喷粉脱磷，喷矿石粉或CaC2-CaF2粉后，钢中磷形成4CaO · P205或Ca3P2而进入炉渣中，在高铬模具钢中喷粉后平均脱磷率 为27.3 % ;喷粉增碳，提高回收率达70 % -75 %。9. 根据权利要求4所述的一种高性能热作钢的制备方法，其特征在于：出钢温度控制在 1560-1600°C 左右。10. 根据权利要求4所述的一种高性能热作钢的制备方法，其特征在于:采用返回法时， 脱碳量不小于〇.1〇%，在因脱磷而加入矿石时，其脱碳量应大于或等于0.20%。用返回法冶 炼时不做静沸腾;开始氧化温度随钢种而变化，在1520-1620°C之间。
【文档编号】C22C33/04GK105970109SQ201610410098
【公开日】2016年9月28日
【申请日】2016年6月9日
【发明人】黎炳雄, 董小虹, 梁航
【申请人】广东世创金属科技股份有限公司