一种抗机械应变性及高均匀性的模具钢及其制备方法与流程

1.本发明属于金属材料生产技术领域，尤其涉及一种具有良好抗机械应变性及高均匀性的模具钢及其制备方法。


背景技术：

2.压铸模具钢在使用过程中，由于高温熔融液体的注入，模具要承受700℃左右的温度；而热锻模具服役时，型腔表面要承受1100～1200℃的温度。热疲劳是由加热和冷却循环交替引起的，在循环加热和冷却的条件下，模具中会产生较大的热梯度，从而使模具在加热时处于压缩状态受到压应力和压应变，在冷却时处于拉伸状态受到拉应力和拉应变。这种交替的拉压状态将导致模具材料强度下降。随着循环次数的增加，会在模具上产生细小裂纹并扩展，最终导致模具失效。热疲劳失效是常见的失效形式，且在模具失效中占很大比例，严重影响模具使用寿命，由于高额的维护和更换成本，热疲劳失效会对企业造成很大的损失，但目前科学研究中仅考虑了温度产生的热应变对模具材料的影响，没有考虑实际服役过程中模具还要承受的机械载荷产生的机械应变。因此研制出高温下同时具有良好承受机械应变能力的模具钢对实际应用具有重要意义。此外，性能的均质性是模具钢使用寿命长短的重要影响因素，若局部硬度不够、韧性不足，造成模具边缘或局部断裂可使模具提前损坏。因此，使模具钢保持高均质性利于延长模具寿命。
3.国内许多单位在开发研制新型模具钢、提高产品质量、优化生产工艺、提高模具寿命等方面做了大量的工作。申请号为2021116035138的专利《一种大型热锻热作模具钢的制备方法》公开了一种大型热锻热作模具钢的制备方法，其成分百分比为：c：0.30％-0.39％，si：0.35％-0.55％，s≤0.002％，p≤0.02％，mn：0.50％-0.7％，mo：1.40％-1.70％，cr：2.60％-3.40％，v：0.10％-0.30％，ni：0.80％-1.20％，al+nb≤0.2％，b≤0.1％，其余为fe及不可避免的杂物。采用钢锭预开坯-预开坯料高温扩散-坯料锻造-正火及球化退火工艺进行生产。其有益效果是：通过对钢的成分以及含量的改进，并使用新的锻造方法，得到的大型热锻热作模具钢，强韧性好，具有高回火稳定性，高温强度好，能够满足大截面热锻热作模具钢的使用需求。但锻造成本高，成材率低，且难以保证抗高温机械应变性能。申请号为202111539962.0的专利《稀土热作模具钢及其制备方法》公开了一种稀土热作模具钢及其制备方法，包括如下组分：c，mn，si，s、p，cr，mo，v，al，la，ce，余量为fe。制备方法包括冶炼、精炼、vd真空脱气、调质等步骤。优点是：1、在包含cr、mo、si、v等合金的基础上添加re，具体加入la和ce，进一步优化cr、v、mo等组分配置，并以固溶强化和二次硬化机制提升增强，该发明的稀土制作模具钢具有高强度、高韧性及高热稳定性等特征，能够延长模具使用寿命，加快生产节奏，满足大量应用需求；2、经测试，该发明提供的稀土热作模具钢使用寿命高达8000至10000次。但难以保证材料韧性。申请号为202011050661.7的专利《一种超高耐磨高韧性热作模具钢及其制备方法》公开了一种超高耐磨高韧性热作模具钢及其制备方法，其成分重量百分比为：c：0.47％-0.55％，si：0.10％-0.30％，mn：0.30％-0.50％，mo：2.00％-2.50％，cr：5.00％-5.50％，v+w：0.80％-1.20％，co：1.50％-2.00％，s≤0.002％，
p≤0.015％，n≤0.0090％，h≤0.015％，o≤0.0015％，其余为fe和其他不可避免杂质，且，需同时满足：cr：mo：(v+w)＝(10～11)：(4～5)：(1.6～2.4)。该发明解决了目前热冲压模具高温下耐磨性降低，必须进行一次或者多次渗氮处理增加模具表面耐磨性问题；通过合金元素的优化，增加了基体金属在回火时析出二次碳化物的数量，优化碳化物分布，从根本上提高模具的耐磨性，改善韧性，使模具免于渗氮处理。但难以保证材料韧性。申请号为202110962449.6的专利《一种超细化型高韧性模具钢及其制备方法》公开了一种超细化型高韧性模具钢及其制备方法，其原料按照质量百分比包括：c：0.32％-0.41％，si：0.10％-0.40％，mn：0.30％-0.70％，cr：4.90％-5.30％，mo：2.20％-2.50％，v：0.40％-0.60％，nb：0.015％-0.025％，p《0.015％，s《0.001％和余量的fe。将c含量设定为热作模具钢的成分，能够提高材料淬透性和淬硬性同时还可以形成合金碳化物，改善耐磨性；降低si含量，以提高材料的韧性；将cr含量保持与热作模具钢1.2367中cr含量相同，同时降低v含量，提高mo含量能够减少含v共晶碳化物的生成，降低对韧性的影响，并保证材料具有较好的抗回火软化性，增加nb元素，促进组织中c析出，形成细小弥散的碳化物，在热处理过程中阻止奥氏体晶粒长大。但不能保证截面性能均匀性。申请号为2021107556193的专利《一种耐高温和高韧性的热作模具钢及其生产工艺》公开了一种耐高温和高韧性的热作模具钢及其生产工艺，热作模具钢由如下重量百分比的成分组成：c：0.31％-0.42％；si：0.17％-0.28％；mn：0.40％-0.60％；cr：4.90％-5.15％；mo：2.40％-2.65％；v：0.55％-0.60％；ni：0.20％-0.35％；p≤0.01％；s≤0.003％；cu≤0.10％；[h]≤1.5ppm；[o]≤18ppm；[n]≤75ppm；fe余量，该发明优化了热作模具钢的原料配占比，在电炉冶炼、精炼、真空脱气和二次真空脱气步骤中，将c、mn、cr、si、v、mo以及ni等元素的含量限制在精准的调控范围内，真空脱气和二次真空脱气进一步降低了钢液中n、h、o气体元素含量，该发明相比常规的热作系列模具钢相比提高了耐高温性能和抗回火性能，但抗机械应变性能难以保证。申请号为202110755631.4的专利《一种耐高温和高韧性的新型热作模具钢及其生产工艺》公开了一种耐高温和高韧性的新型热作模具钢及其生产工艺，热作模具钢由如下重量百分比的成分组成：c：0.30％-0.40％；si：0.17％-0.27％；mn：0.40％-0.65％；cr：4.90％-5.20％；mo：2.85％-3.25％；v：0.50％-0.65％；ni：0.20％-0.40％；p＜0.01％；s＜0.001％；cu≤0.10％；[h]≤1.5ppm；[o]≤18ppm；[n]≤75ppm；fe余量，该发明中优化了热作模具钢的原料配占比，在电炉冶炼、精炼、真空脱气和二次真空脱气步骤中，将c、mn、cr、si、v、mo以及ni等元素的含量限制在精准的调控范围内，真空脱气和二次真空脱气进一步降低了钢液中n、h、o气体元素含量，该发明相比常规的热作系列模具钢相比提高了耐高温性能、韧性，但不能保证回火稳定性。


技术实现要素：

[0004]
针对现有技术的不足，本发明的目的在于提供一种抗机械应变性及高均匀性的模具钢及其制备方法，以开发出高品质长寿命模具钢为目标。设计一种合金成分配以高效经济的工艺，兼顾成本及模具钢性能，得到的模具钢兼顾强韧性匹配、抗高温机械应变性能、抗热疲劳性能和热稳定性及高效经济的生产工艺。适于应用范围不断扩大的模具市场，及不断提高的应用要求，达到国际先进模具材料水平，应用前景广阔。
[0005]
本发明目的是这样实现的：
[0006]
一种抗机械应变性及高均匀性的模具钢，按重量百分比计，包括以下组分：c：0.35％～0.45％，si：0.80％～1.00％，mn：0.60％～0.80％，p≤0.015％，s≤0.015％，cr：4.4％～5.4％，mo：1.30％～1.50％，v：0.90％～1.10％，zn：0.30％～0.50％，al：0.10％～0.20％，余量为fe及不可避免杂质。
[0007]
进一步地，所述模具钢，al+zn为0.5％～0.6％。
[0008]
进一步地，所述模具钢，si+mn+al为1.65％～1.85％。
[0009]
进一步地，所述模具钢，si/zn为2.0～2.7。
[0010]
进一步地，所述模具钢钢板厚度80～180mm。
[0011]
进一步地，所述模具钢钢板硬度为48～51hrc，厚度截面硬度差≤1.5hrc；所述模具钢循环温度为20～600℃，温度加热到600℃时保温80s，随后进入循环冷却水中，冷却10s，以此为一次冷热循环，取钢板心部试样经700次、1000次、1300次热疲劳，硬度分别为46～47hrc、47～48hrc、45～46hrc。
[0012]
进一步地，所述模具钢心部横向冲击韧性kv2≥18j，在非真空状态600℃下施加机械应变幅值分别为1.0％、1.2％和1.4％，200s为一个循环周次，采用稳定循环周次的最大拉应力降低75％时的循环周次作为试样失效判据，钢板心部试样可循环周次分别为325～335周次，282～292周次，257～267周次。
[0013]
本发明采用si、mn、al、zn共同作用代替co、w、ni等贵金属元素，si、zn按照比例添加，在保证钢的性能具有高均匀性的同时提高钢的抗高温机械应变性能，同时降低成本。
[0014]
本发明钢成分设计理由如下：
[0015]
c：在本发明模具钢中，一部分碳固溶于基体中起到固溶强化作用，一部分与合金元素相互作用，以合金碳化物的形式析出。碳含量可直接影响本发明钢的强度、塑韧性、高温强度及抗高温机械应变性，尤其是在回火过程中，由马氏体和残余奥氏体分解的碳化物弥散分布在α相上，从而提高模具钢强度、韧性等综合性能。若碳含量过低，会降低基体硬度及耐磨损性能，若碳含量过高会增加本发明钢的冷脆性和时效敏感性，使钢的焊接性能下降，还会降低钢的耐蚀性。因此，本发明选择加入c：0.35％～0.45％，与其他合金元素共同作用，通过本发明的制备方法，在不影响韧性的基础上获得均匀、弥散分布的合金碳化物，使该种模具钢具有较稳定的组织结构。
[0016]
si：本发明中si可提高淬透性和基体强度，有利于二次硬化，可提高该种模具钢在高温回火过程中析出合金碳化物的弥散度，使其更加均匀弥散分布。si限制钢中碳的迁移速率，使析出的碳化物不容易长大，使碳化物更加细小，结构更加稳定，因此提高该种模具钢在高温下的组织及结构的稳定性，同时细小均匀弥散的碳化物也有利于提高模具钢在高温时的抗机械性能。此外，它可扩散至ε-碳化物中，以固溶的方式提高ε的稳定性，在回火过程中，推迟渗碳体的出现。这个过程可以有效缩短第一类回火脆性的温度区间，从而调整回火马氏体的强韧性配合。但si含量过高易出现比较严重的偏析情况而出现带状组织，使钢的各向异性显著，不利于承受复杂机械载荷，因此，本发明为保证材料横向冲击韧性，同时发挥si的有益作用，抑制δ铁素体的形成，本发明中选择加入si含量为0.80％～1.00％。
[0017]
mn：本发明中mn一是起到固溶强化作用，虽然其固溶强化效果弱于c，但其对钢塑性影响较小，几乎不降低钢的延展性；二是提高淬透性，其是提高淬透性最显著的元素；三是可使二次硬化温度提前，促进碳化物的溶解，奥氏体化加热过程中有较多的碳化物溶入
基体，同其他强碳化物元素结合形成碳化物，从而使二次硬化峰值提高。但含mn量过高对韧性和高温性能有不利影响，且易产生元素富集发生偏析使基体材料成分及组织不均匀，造成终态钢板全板性能差异大，因此本发明适量添加mn，可不需添加ni元素，同样起到稳定奥氏体作用，且本发明采用zn元素添加减轻其不利影响，充分发挥有利效果，使该种模具钢在高温时具有优异的抗机械应变性能，组织性能更加均匀化，因此本发明中选择加入mn含量为0.60％～0.80％。
[0018]
p、s：s以mns的形式分布于钢中，mns在热轧过程中沿着轧制方向伸长，使得硫易切削钢的横向力学性能显著降低，加剧了钢材的各向异性，同时它导致基体内部产生空洞并成为氧化向纵深发展的通道，降低该种模具钢的高温抗机械应变性。p虽能适量提高铁素体硬度，改进零件的表面光洁度和切削性能，但其较容易在奥氏体晶界发生偏析使基体材料晶界上原子间结合力减弱，造成材料回火脆性大，磷元素在晶界偏析还会造成脆性断口遗传，而且s、p过多会影响钢的均质性及纯净度。综合考虑炼钢成本及其对钢的影响，本发明选择加入p≤0.015％，s≤0.015％。
[0019]
cr：可提高钢的淬透性并具有二次强化作用，促进合金化，推迟珠光体和贝氏体转变，增加钢的硬度和耐磨性而不会使钢变脆，可确保大截面积模具制造和生产。cr元素易与碳元素结合，可形成各种硬质碳化物。这些碳化物分布于钢的基体之中，对提高本发明模具钢的硬度、耐磨性及抗高温机械应变性能发挥着重要作用。此外，本发明中加入适量cr，能在表面上形成非常致密的cr2o3氧化膜，提高钢的耐蚀性。在zn等合金元素的共同作用下可增大钢中cr的扩散率，降低其在钢板心部聚集形成偏析，因此本发明选择加入cr含量为4.4％～5.4％。
[0020]
mo：在本发明中mo的作用一是溶入基体以固溶强化的方式增强模具钢的强度及硬度。固溶于基体的mo会在位错周围偏聚以降低集体晶格畸变程度，并形成柯氏气团或铃木气团对位错钉扎，阻碍位错的开动，提高模具钢的屈服强度，甚至出现屈服平台，在回火时由于气团的钉扎作用，α相内位错难以聚集合并或对消，使得亚晶粒出现温度推迟，明显阻碍了α相的回复、甚至再结晶，增加了材料的回火稳定性；二是在后续回火时析出mc和m2c碳化物，这两种碳化物尺寸细小，分布弥散，对二次硬化作用贡献极大。但过量的mo导致mo2c转变为m6c，沿原奥氏体晶界、马氏体板条界析出，大颗粒状的m6c会使材料脆化，也会降低韧性，但含量过少会导致由mo产生的二次硬化效果不显著。因此本发明选择加入mo含量为1.30％～1.50％。
[0021]
v：易与c元素形成mc型碳化物，其中vc的熔点在2800℃左右，硬度在2300hv左右，弥散分布于钢中可显著改善该种模具钢的耐磨性。且vc具有良好的热稳定性，还可降低钢的过热敏感倾向，在本发明的模具钢中可使钢的有效晶粒尺寸降低，提高钢的化学稳定性并促进二次硬化，还可提高钢的高温蠕变强度。但添加过多会导致钢的塑韧性下降，因此本发明选择加入v：0.90％～1.10％，可充分发挥其细化晶粒效果，并可有效阻止奥氏体晶粒长大，通过其他合金元素共同作用，即使模具钢在700℃服役，钒的碳化物依然稳定，还可以提高该种模具钢的抗高温机械应变性能。
[0022]
zn：本发明中添加适量zn元素作用有三，一是增加基体金属与氧化膜之间的附着力，因其对基体金属有“钉扎”作用，为基体金属在高温时受机械应力作用提供保护，抵抗形变，使该种模具钢具有优异的抗高温机械应变性能，增大钢中cr的扩散率，有助于在钢的表
面形成cr2o3，提高材料的抗氧化性能；二是可改善该种模具钢铸态组织中共晶碳化物形态，使网状共晶碳化物断网，并成粒状均匀分布；三是减轻基体材料中p、mn等易偏析元素的富集与偏析，释放材料内部储存的大量的畸变能，使p、mn等元素对晶界的作用减弱，分布更加均匀，提高材料冲击韧性及组织性能的均匀性，延长模具使用寿命。因此，本发明中zn：0.30％～0.50％。
[0023]
此外，si元素会促进本发明的模具钢带状组织的生成，使钢的横向与纵向性能差异变大，不利于组织性能的均匀性，造成终态钢板厚度方向截面组织性能差异较大，因此本发明控制si/zn＝2.0～2.6，通过zn、mn共同作用、按比添加提高材料的均匀性，减轻不利影响，充分发挥有利效果。
[0024]
al：al是铁素体形成元素，非碳化物形成元素，不参与形成碳化物，但能促进奥氏体向马氏体转变，促进碳化物形成，铝可使基体中最强键由fe-fe键变为fe-al键，削弱了碳原子与铁和其它金属原子之间的键合力，提高了碳的活度，有利于本发明模具钢中析出相硬质点的弥散析出，从而提高其红硬性，促进二次硬化效应。铝在炼钢时起到脱氧定氮的作用，加入少量的铝基本不会使材料的强度、硬度发生变化，但可提高材料在高温下的组织结构稳定性，加入适量的铝可在基体中形成呈弥散分布的金属间化合物，可提高钢的屈服强度和高温强度。此外，在本发明中铝能够提高该种模具钢的加工塑性，对热加工十分有利，能提高韧性，本发明加入适量铝使热加工性能显著改善，提高了钢的成材率，可降低成本。本发明中采用al元素代替贵重元素co的加入，提高该种模具钢的二次硬化效应及热强性，因此本发明中选择加入al：0.10％～0.20％。
[0025]
本发明中al与zn元素共同作用，使该种模具钢的铸态组织明显细化，粗大杆状碳化物减少，增加钢液凝固时的过冷度，过冷度增加会导致形核率升高，使晶核数增加，从而细化铸态组织。另外al与zn共同作用还可细化奥氏体枝晶，由于奥氏体枝晶细化，使凝固后期由于成分偏析形成的钢液熔池变小，从而使液析碳化物得到细化甚至消失，枝晶组织明显细化，晶粒越小，组织越细密，分布于其间的元素偏析范围越小，从而使该种模具钢通过板坯加热、轧制及热处理等工艺均匀化。因此，本发明控制al+zn＝0.5％～0.6％。
[0026]
本发明采用价格低廉的si、mn、al、zn共同作用代替co、w、ni等贵金属元素，控制si+mn+al＝1.65％～1.85％，使该种模具钢具有足够的淬透性、基体强度和良好的二次硬化效应，从而具有良好的耐磨性、热强性及抗高温机械应变性能，避免了添加w、co等对钢塑韧性产生的不利影响，还大幅降低了合金成本。
[0027]
本发明技术方案之二是提供一种抗机械应变性及高均匀性的模具钢及其制备方法，包括冶炼、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、热处理。
[0028]
板坯加热
[0029]
将连铸板坯加热至1230℃～1260℃，均热段保温3～4h，本发明的模具钢合金含量较高，通常需要较高板坯加热温度，较长的保温时间使合金元素在基体中充分固溶，改善板坯成分不均匀性，减轻成分偏析，进而减轻后续的组织偏析。由于al与zn共同作用可细化奥氏体枝晶，使凝固后期由于成分偏析形成的钢液熔池变小，从而使液析碳化物得到细化甚至消失，枝晶组织明显细化，晶粒越小，组织越细密，分布于其间的元素偏析范围越小，使得偏析程度较低，经过本发明的加热工艺容易使铸坯均匀化。
[0030]
轧制
[0031]
控制开轧温度为1000℃～1050℃，钢板轧制时前二个道次的压下率为20％～24％。采用大压下率可以提高变形渗透深度，使粗大的柱状晶得以破碎，形成细小均匀的晶粒，焊合中心组织缺陷，终轧温度为950℃～980℃，控制最后一道次的压下率为17％～20％得到80～180mm厚度钢板。钢板下线温度300～400℃。下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为24～36h。
[0032]
随后进行正火处理。将钢板加热至1030～1050℃，保温2～3h，出炉通过多组轴流风机进行雾冷，一是可避免粗大的二次碳化物在铁素体上分布不均、球化尺寸不均，形成严重的区域性贫碳富碳偏析；二是弥补了空冷、风冷等方式效率低且无法保证心部组织的冷却强度，导致心部在网状碳化物形成的温度区间长时间停留，导致偏析严重；三是规避水冷方式冷却强度过高造成钢板开裂的风险。采用本发明的一阶段正火工艺可使细小弥散的碳化物分布均匀，部分沿晶界析出，强化晶界，使材料均匀性提高。当雾冷至钢板表面温度为250～280℃时保温2～3h，然后空冷至室温。该种工艺可使一部分奥氏体转化为马氏体，然后进行贝氏体转变，得到马氏体/贝氏体复相组织，使钢具有较好的强塑韧性匹配。
[0033]
随后进行一次回火热处理，回火温度600℃～630℃，保温2～3h，空冷至室温。经过本发明的热处理工艺后，组织为回火索氏体+下贝氏体，向内生长的下贝氏体组织切割了晶粒，使得晶粒细化，产生了细晶强化，同时下贝氏体铁素体内有着较高的位错密度且不会受回火处理的影响，从而起到强化的作用，基体上弥散分布着细小碳化物，这种碳化物起到钉扎位错、增大硬度的作用。该种组织在模具钢承受高温机械载荷服役时，碳化物聚集长大速度小于贝氏体铁素体上碳化物析出的速度，对模具钢硬度及耐磨性影响较小，形成了稳态机制，有效提高材料的抗机械应变性等综合性能，且可提高生产效率，减化生产流程，大幅降低成本。
[0034]
本发明有益效果在于：
[0035]
本发明采用价格低廉的si、mn、al、zn共同作用代替co、w、ni等贵金属元素，si、zn按照比例添加，控制si+mn+al＝1.65％～1.85％，结合连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、正火、回火的工艺生产。使该种模具钢具有足够的淬透性、基体强度和良好的二次硬化效应，从而具有良好的耐磨性、热强性及抗高温机械应变性能，避免了添加w、co等对钢塑韧性产生的不利影响，在保证钢的性能具有高均匀性的同时提高钢的抗高温机械应变性能，还大幅降低了合金成本。
[0036]
1.本发明模具钢正火后具有56～59hrc的硬度，可保证材料均匀性，减轻偏析，使该种模具钢具有较好的强塑韧性匹配，降低开裂风险，为下一步回火后材料具有优异的综合性能做组织准备。钢板的终态室温硬度为48～51hrc，厚度截面硬度差≤1.5hrc；循环温度为20～600℃，温度加热到600℃时保温80s，随后进入循环冷却水中，冷却10s，以此为一次冷热循环，取钢板心部试样经700次、1000次、1300次热疲劳，硬度分别为46～47hrc、47～48hrc、45～46hrc，具有良好的抗热疲劳性能和热稳定性。
[0037]
2.本发明模具钢心部横向冲击韧性(kv2)≥18j，在非真空状态600℃下施加机械应变幅值分别为1.0％、1.2％和1.4％，200s为一个循环周次，采用稳定循环周次的最大拉应力降低75％时的循环周次作为试样失效判据，钢板心部试样可循环周次分别为325～335周次，282～292周次，257～267周次，具有良好的抗高温机械应变性能。
具体实施方式
[0038]
下面通过实施例对本发明作进一步的说明。
[0039]
本发明实施例根据技术方案的组分配比，进行冶炼、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、热处理。
[0040]
板坯加热
[0041]
将连铸板坯加热至1230℃～1260℃，均热段保温3～4h；
[0042]
轧制
[0043]
控制开轧温度为1000℃～1050℃，钢板轧制时前二个道次的压下率为20％～24％，终轧温度为950℃～980℃，控制最后一道次的压下率为17％～20％；
[0044]
热处理
[0045]
(1)正火热处理，将钢板加热至1030～1050℃，保温2～3h后雾冷至钢板表面温度250～280℃，保温2～3h，然后空冷至室温；
[0046]
(2)回火热处理，回火温度600℃～630℃，保温2～3h，空冷至室温。
[0047]
进一步，钢板轧制后下线温度300～400℃，下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为24～36h。
[0048]
进一步，所述模具钢二阶段正火后硬度为56～59hrc，保证材料均匀性、减轻偏析，为下一步回火后材料具有优异的综合性能做组织准备。
[0049]
以下实施例仅为本发明的一些最优实施方案，并不对前述发明范围和技术手段有任何限制。其中表1为各实施例所涉及的成分，表2为实施例板坯加热、轧制工艺及冷却工艺，表3为实施例的热处理工艺，表4终态钢板的洛氏硬度性能，表5为正火后钢板心部洛氏硬度，表6为各实施例的室温心部冲击韧性，表7为各实施例的抗高温机械应变性能；表8为各实施例的抗热疲劳性能。
[0050]
表1本发明实施例的化学成分(wt％)
[0051]
实施例csimnpscrmovznal10.360.870.710.0120.0104.71.330.920.350.19 20.380.900.660.0110.0114.91.450.950.400.15 30.410.890.760.0090.0145.11.390.900.410.13 40.350.800.80.0080.0065.01.481.060.300.20 50.370.960.750.0050.0084.41.501.090.480.12 60.401.000.60.0130.0074.51.351.100.500.10 70.450.850.650.0150.0095.21.301.050.330.17 80.440.910.720.0070.0125.41.400.980.390.18 90.390.980.690.0100.0134.81.431.020.470.11 100.430.920.770.0140.0154.61.371.070.440.14
[0052]
表2实施例板坯加热、轧制工艺及冷却工艺
[0053][0054]
表3实施例的热处理工艺
[0055]
实施例一阶段正火温度/℃保温时间/h二阶段正火温度/℃保温时间/h回火温度/℃保温时间/h110402.32602.46102.3 210352.42652.76052.5 310332.82552.36202.8 410383.02742.56252.0 510452.12802.86152.2 610442.22702.16302.7 710502.72502.06003.0 810302.82772.66082.6 910322.52752.96122.4 1010462.62642.26262.1
[0056]
表4终态钢板的洛氏硬度性能
[0057][0058][0059]
表5正火后钢板心部洛氏硬度
[0060][0061]
表6各实施例室温心部冲击韧性(kv2)
[0062][0063]
表7各实施例的抗高温机械应变性能
[0064][0065]
注：在非真空状态600℃下去，取钢板心部试样进行试验，施加机械应变幅值分别为1.0％、1.2％和1.4％，200s为一个循环周次，采用稳定循环周次的最大拉应力降低75％时的循环周次作为试样失效判据。
[0066]
表8各实施例的抗热疲劳性能
[0067][0068]
注：热疲劳循环温度为20-600℃，温度加热到600℃时保温80s，随后进入循环冷却水中，冷却10s，以此为一次冷热循环，经700次、1000次、1300次热疲劳后测量试样硬度。
[0069]
由上可见，本发明的模具钢兼顾强韧性匹配、抗高温机械应变性能、抗热疲劳性能和热稳定性及高效经济的生产工艺，适于应用范围不断扩大的模具市场，及不断提高的应用要求，达到国际先进模具材料水平，应用前景广阔。本发明模具钢钢板硬度为48～51hrc，厚度截面硬度差≤1.5hrc。在温度为20～600℃循环，温度加热到600℃时保温80s，随后进入循环冷却水中，冷却10s，以此为一次冷热循环，取钢板心部试样经700次、1000次、1300次热疲劳，硬度分别为46～47hrc、47～48hrc、45～46hrc；所述模具钢钢板厚度80～180mm。模具钢心部横向冲击韧性kv2≥18j，在非真空状态600℃下施加机械应变幅值分别为1.0％、1.2％和1.4％，200s为一个循环周次，采用稳定循环周次的最大拉应力降低75％时的循环周次作为试样失效判据，钢板心部试样可循环周次分别为325～335周次，282～292周次，257～267周次。
[0070]
为了表述本发明，在上述中通过实施例对本发明恰当且充分地进行了说明，以上实施方式仅用于说明本发明，而并非对本发明的限制，有关技术领域的普通技术人员，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，还可以做出各种变化和变型，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内，本发明的专利保护范围应由权利要求限定。

技术特征：
1.一种抗机械应变性及高均匀性的模具钢，其特征在于，按重量百分比计，包括以下组分：c：0.35％～0.45％，si：0.80％～1.00％，mn：0.60％～0.80％，p≤0.015％，s≤0.015％，cr：4.4％～5.4％，mo：1.30％～1.50％，v：0.90％～1.10％，zn：0.30％～0.50％，al：0.10％～0.20％，余量为fe及不可避免杂质。2.根据权利要求1所述的一种抗机械应变性及高均匀性的模具钢，其特征在于，所述模具钢，al+zn为0.5％～0.6％。3.根据权利要求1所述的一种抗机械应变性及高均匀性的模具钢，其特征在于，所述模具钢，si+mn+al为1.65％～1.85％。4.根据权利要求1所述的一种抗机械应变性及高均匀性的模具钢，其特征在于，所述模具钢，si/zn为2.0～2.7。5.根据权利要求1所述的一种抗机械应变性及高均匀性的模具钢，其特征在于，所述模具钢钢板厚度80～180mm。6.根据权利要求1所述的一种抗机械应变性及高均匀性的模具钢，其特征在于，所述模具钢钢板硬度为48～51hrc，厚度截面硬度差≤1.5hrc；所述模具钢在温度为20～600℃循环，温度加热到600℃时保温80s，随后进入循环冷却水中，冷却10s，以此为一次冷热循环，取钢板心部试样经700次、1000次、1300次热疲劳，硬度分别为46～47hrc、47～48hrc、45～46hrc。7.据权利要求1所述的一种抗机械应变性及高均匀性的模具钢，其特征在于，所述模具钢心部横向冲击韧性kv2≥18j，在非真空状态600℃下施加机械应变幅值分别为1.0％、1.2％和1.4％，200s为一个循环周次，采用稳定循环周次的最大拉应力降低75％时的循环周次作为试样失效判据，钢板心部试样可循环周次分别为325～335周次，282～292周次，257～267周次。8.一种根据权利要求1～7任一项所述的抗机械应变性及高均匀性的模具钢的制造方法，包括冶炼、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、热处理，其特征在于，板坯加热将连铸板坯加热至1230℃～1260℃，均热段保温3～4h；轧制控制开轧温度为1000℃～1050℃，钢板轧制时前二个道次的压下率为20％～24％，终轧温度为950℃～980℃，控制最后一道次的压下率为17％～20％；热处理(1)正火热处理，将钢板加热至1030～1050℃，保温2～3h后雾冷至钢板表面温度250～280℃，保温2～3h，然后空冷至室温；(2)回火热处理，回火温度600℃～630℃，保温2～3h，空冷至室温。9.根据权利要求8所述的一种抗机械应变性及高均匀性的模具钢的制造方法，所述钢板轧制后下线温度300～400℃，下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为24～36h。10.根据权利要求8所述的一种抗机械应变性及高均匀性的模具钢，其特征在于，所述模具钢正火后硬度为56～59hrc。

技术总结
本发明提出一种抗机械应变性及高均匀性的模具钢及其制造方法，钢板成分按重量百分比计：C：0.35％～0.45％，Si：0.80％～1.00％，Mn：0.60％～0.80％，P≤0.015％，S≤0.015％，Cr：4.4％～5.4％，Mo：1.30％～1.50％，V：0.90％～1.10％，Zn：0.30％～0.50％，Al：0.10％～0.20％，其中，Al+Zn＝0.5％～0.6％，Si+Mn+Al＝1.65％～1.85％，Si/Zn＝2.0～2.7，余量为Fe及不可避免杂质。钢板的生产方法包括冶炼、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、热处理。上述模具钢硬度为48～51HRC，厚度截面硬度差≤1.5HRC；循环温度为20～600℃，温度加热到600℃时保温80s，随后进入循环冷却水中，冷却10s，以此为一次冷热循环，取钢板心部试样经700次、1000次、1300次热疲劳，硬度分别为46～47HRC、47～48HRC、45～46HRC。45～46HRC。


技术研发人员：冯丹竹 潘瑞宝 黄健 范刘群 张建平
受保护的技术使用者：鞍钢股份有限公司
技术研发日：2023.04.28
技术公布日：2023/7/20