CN101649419A - 一种高性能冷挤压模具钢及其冶金制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种高性能冷挤压模具钢及其冶金制造方法。本发明钢的化学成分质量百分比为：C：0.95－1.02，Mn：0.20－0.40，Cr 8.60－9.00，Si：0.87－1.10，Mo：1.80－2.00，V：0.40－0.60，Cu≤0.30，Ni≤0.25，P≤0.025，S≤0.010；其余为Fe和不可避免杂质。本发明的钢成分配比可大大提高钢的强韧性能。本发明的冶金制造方法包括电炉炼钢、电渣重熔和径锻机锻造成材工序，电渣重熔工序中电制度电压为57－59V，电制度电流为11000－12000A，径锻机锻造成材工序中钢锭加热至1150℃－1170℃，保温2－4小时。该方法操作简便，能显著提高钢的性能指标。

Description

一种高性能冷挤压模具钢及其冶金制造方法

技术领域

本发明涉及一种模具钢，尤其是涉及一种冷挤压模具钢及其冶金制造方法。

背景技术

模具钢通常可以分为热作模具钢、冷作模具钢和塑料模具钢三大类产品，机械加工行业使用的机械加工冷成形模具所使用的冷挤压模具钢就是属于三大类模具钢中的冷作模具钢，广泛使用于制造机械加工行业内的冷挤压模具。我国目前使用的冷挤压模具钢采用的是国家标准GB/T1299-2000中材料号为T21201、钢号为Cr12MoV的钢种。这种冷挤压模具钢的化学成分采用C：1.45-1.75wt％、Cr：11.00-12.50wt％、Mo：0.40-0.60wt％、V：0.15-0.30wt％、Si≤0.40wt％、Mn≤0.40wt％、P≤0.030wt％、S≤0.030wt％。由于这种冷挤压模具钢的化学成份中碳元素和铬元素含量较高，因此在钢锭的凝固过程中偏析严重，成材后的组织中存在大量的铬共晶碳化物。这种冷挤压模具钢是高碳高铬的莱氏体型钢，显微组织存在碳化物不均匀且粗大导致钢的性能指标低，其性能指标为：经1040℃淬火+210℃回火后洛氏硬度值为59HRC，冲击韧性值Ak为22J，经1080℃淬火+540℃回火后的落实硬度值为60HRC，冲击韧性值Ak为21J。这些在退火加回火状态下的硬度值和冲击韧性值等性能指标是冷挤压模用钢的关键技术指标，是衡量冷挤压模用钢质量好坏的主要技术参数指标，多年来，广大科研人员在冶金领域里一直在寻找一种高性能的冷挤压模具钢来替代目前的Cr12MoV冷挤压模具钢。

上述现有的冷挤压钢的冶金制造工艺是采用电弧炉冶炼，浇注成小钢锭锻造成材的工艺，具体步骤为：电弧炉加真空精炼的冶炼工序完成之后浇注成700kg-1200kg小钢锭；然后用径锻机锻造成材。这种制造工艺存在如下问题：1)浇注锭型较小，降低了产品的成材率和制造产能；2)电弧炉加真空精炼直接浇铸成锻造所需锭型，钢锭的原始组织存在大量的共晶碳化物和组织偏析，降低了钢锭锻造成材后的性能指标；3)1040℃淬火+210℃回火后和1080℃淬火+540℃回火后的材料洛氏硬度值、冲击韧性值指标低，导致产品档次低，无法满足市场对高性能冷挤压模具钢的需要。

专利申请号为200610049260.3、发明名称为“一种新型铬钢系冷挤压模具钢及其热处理工艺”的中国专利申请公开了以下化学成份重量百分比的冷挤压模具钢：碳：0.8～1.05％，铬：7.3～8.5％，钼：1.2～2.0％，钒：0.3～0.9％，镍：Ni0.3～0.9％，钨：1.2～2.0％，硅：0.1～1.0％，锰：0.1～0.4％，硫≤0.015％，磷≤0.02％，余量为铁。该冷挤压模具钢在保持一定碳当量的同时，加入了0.3～0.9％的镍元素，提高了淬透性；加入了1.2～2.0％的钨元素，使材料的组织中形成大量钨的碳化物而进一步对基体进行强化。

俄罗斯专利SU 633923公开了一种高强度的冷挤压模具钢，其化学成分质量百分比为：C：0.57-0.65，Si：1.2-1.6，Mn：0.2-0.4，Cr：3.8-4.4，Mo：2.0-2.4，V：0.4-0.6，Al：0.1-0.2，Cu：0.35-0.50，余量为Fe。该冷挤压模具钢的化学成份具有较低的铬含量和较低的碳含量，具有较高的硅含量和钼含量，并在钢中增加了铜元素和铝元素。这种材料主要是利用高钼元素形成的碳化物和铜元素在钢中的金属强化相的析出来提高材料的性能，虽然这种材料可以获得较好的韧性，但是由于采用低碳，其碳化物强化作用远远不如高碳高铬类型的材料，这种材料主要运用于普通的机械挤压模制造。

发明内容

因此，本发明的目的在于提供一种具有较好强韧性的冷挤压模具钢，同时提供该冷挤压模具钢的冶金制造方法。

本发明提供的高性能冷挤压模具钢，其化学成分的质量百分比为：C：0.95-1.02，Mn：0.20-0.40，Cr：8.60-9.00，Si：0.87-1.10，Mo：1.80-2.00，V：0.40-0.60，Cu ≤0.30，Ni≤0.25，P≤0.025，S≤0.010；其余为Fe和不可避免杂质。

本发明主要化学元素的作用及其限定说明如下：

C：0.95-1.02wt％

碳元素是高性能冷挤压模具钢的主要化学元素之一，是形成铬碳化物、钼碳化物、钒碳化物和各种类型碳化物的不可缺少的基本元素，也是影响钢的成分偏析和钢的组织均匀性的重要元素，本发明设计的碳含量相对国家标准GB/T1299-2000中材料号为T21201、钢号为Cr12MoV的钢有较大幅度的降低，其目的是改善钢的显微组织中碳化物的分布和性质，改善钢的共晶碳化物的级别，提高钢材基体的冲击韧性。较低的碳元素含量可以防止钢在凝固的过程中产生偏析组织，从而造成钢硬度的不均匀和冲击韧性下降。因此，本发明将碳含量限制在0.95-1.02wt％。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，特别是造成钢的共晶碳化物的不均匀性，直接后果是降低钢的冲击韧性；但是碳元素低于此成分的设计范围也会使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铬碳化物、钼碳化物、钒碳化物和各种类型碳化物，影响钢的硬度和钢的冲击韧性。

Mn：0.25-0.40wt％

锰元素虽然非碳化物形成元素，但是一定量的锰元素的加入可以增加钢的基体强化作用，并能推迟马氏体组织的转变，提高钢的抗回火性。另一方面，锰元素过量则会造成钢中的残余奥氏体含量的增加。本发明中锰不是主要的合金成分元素，锰元素太高会造成钢的冲击韧性的下降，因此锰含量的设计上限参照上述Cr12MoV钢的锰含量，不高于0.40wt％，并控制在一定的范围，这样更有利于稳定钢的基体硬度和冲击性能指标，且有利于性能的稳定。

Cr：8.60-9.00wt％

铬元素在本发明合金成分设计中是对钢的性能影响最大的合金元素之一，是本发明模具钢中多种形态碳化物形成的关键元素。铬元素既可以是碳化物的形成元素，也可以是提高钢淬透性的合金元素，但是铬含量过高会使钢在凝固的过程中形成鱼骨状的莱氏体组织，降低钢的综合性能。上述Cr12MoV钢中铬元素含量较高，虽然可以形成大量的铬碳化物强化基体，但是在凝固的过程中产生了较多的鱼骨状莱氏体组织，这些含有大量铬元素的莱氏体组织在钢的结晶过程中分布不均匀，不仅影响了铬元素提升钢淬透性的作用，而且降低了钢的硬度和冲击韧性值指标。本发明中的铬含量较Cr12MoV钢的铬元素含量最高减少了约35％，其目的是在钢凝固过程中防止这种大块的莱氏体组织的产生，使钢液凝固均匀。铬元素控制在8.60-9.00wt％，可以在钢中形成多种稳定的碳化物，主要的铬碳化物是Cr7C3和Cr23C6，起到强化基体的作用，并且该铬元素的控制范围使得钢在回火的过程中析出稳定的弥散相，这种弥散相Cr7C3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，提高钢的硬度和韧性。

Si：0.87-1.10wt％

硅元素不是碳化物形成元素，加一定量的硅元素主要是可以使钢在回火的过程中马氏体的分解减缓，硅元素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ε碳化物质点的长大和扩大ε碳化物稳定区，延迟了ε碳化物向Fe3C的转变。Cr12MoV钢中没有加入硅元素，而本发明中加入了一定量的硅元素，进一步阻止了马氏体转变后在回火过程中的分解，对提高钢在淬火和回火后的材料的硬度和钢的冲击性能值提高有一定的作用。

Mo：1.80-2.00wt％

钼元素也是本发明成分设计中的重要化学元素之一，在本发明中钼元素的加入量从原来的Cr12MoV钢种的Mo 0.40-0.60wt％增加到1.80-2.00wt％，钼元素的加入提高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稳定的M2C合金碳化物并析出，这种析出过程是一种弥散的质点强化相析出，析出的碳化物较为均匀地分布在钢的基体中，弥散析出碳化物产生了重要的基体强化作用。钼的加入量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，因此，增加钼元素的加入量可以提高钢的淬火和回火后的硬度和冲击韧性，对冷挤压模具钢综合性能的提高起到重要的作用。

V：0.40-0.60wt％

钒元素是强碳化物形成元素，其在钢中的强化作用和钼元素相似，钒元素在钢中形成的是M2C和MC类型的碳化物，产生弥散强化相，不但能弥补铬量的减少，而且能阻碍奥氏体晶粒的长大，改善碳化物的形态，提高钢的强度性能。由于本发明钢中的铬含量相对较高，因此，钒元素含量在本发明钢中有所下降，主要是用来细化晶粒，而提升调质硬度和韧性主要还是依靠铬碳化物和钼碳化物进行组织强化作用。

Cu≤0.30wt％

本发明中的铜元素是作为一种残余元素加以控制的，铜元素的控制可以降低钢在热加工时的脆裂倾向，防止开坯热加工时铜脆的发生，提高钢的冶金质量和成材率。

Ni≤0.25wt％

本发明中的镍元素控制在较低范围，镍元素本身不是碳化物形成元素，在钢的基体中不会起到强化的作用，但是过多的镍元素会造成金属间化合物的结合作用，从而降低钢的性能，所以控制镍元素在钢中的含量对防止钢的性能的下降起到一定的作用。

P≤0.025wt％

磷是钢中的有害元素，增加钢的脆性，降低钢的冲击韧性，因此磷元素控制在较Cr12MoV钢低一些，对性能指标值的提高有一定的作用。

S≤0.010wt％

硫元素在一定的程度上容易造成钢的加工性能的恶化，使钢在热加工过程中产生过热和过烧现象。因此硫含量控制得较Cr12MoV钢低一些，这样可以提高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抑制作用，并可改善钢的显微组织。

本发明提供的高性能冷挤压模具钢的冶金制造方法包括电炉炼钢、电渣重熔和径锻机锻造成材工序，其中，所述电渣重熔工序中的电制度电压为57V-59V，电制度电流为11000A-12000A；所述径锻机锻造成材工序中，钢锭在径锻机加热炉中加热至1150℃-1170℃后保温2-4小时。

电炉炼钢工序中，浇铸成的电极棒直径可为400mm-450mm。

电渣重熔工序中，化渣电压可为56V-62V，化渣电流可为3000A-5000A。

电渣重熔工序中，封顶电压可为57V-59V，封顶电流时间可为35-50min。

较好的是，所述电渣重熔中浇注的钢锭质量为2000kg-2500kg。

较好的是，在所述径锻机锻造成材过程中，所述钢锭的置炉温度为700℃-800℃。

较好的是，所述钢锭在径锻机加热炉内加热的升温速度为80℃/h-120℃/h。

较好的是，所述径锻机开锻温度为1020℃-1100℃。

较好的是，所述径锻机停锻温度为850℃-950℃。

在本发明的冶金制造方法中，主要工序参数控制如下：

电渣重熔采用φ400mm-φ450mm电极棒，由于这种直径的电极棒可以适合电渣重熔2000kg-2500kg电渣锭的重熔电极，提高了电渣重熔的工序产能，并适合径锻机锻造成材。

钢锭在径锻机加热炉内以80℃/h-120℃/h的升温速度加热至1150℃-1170℃后保温2-4小时：

2000kg-2500kg的电渣重熔钢锭重量较适合径锻机直接锻造成材。由于这种相对较大的钢锭是圆形锭型设计，在加热过程中存在较大的表面应力，使得钢锭的热应力敏感性提高，圆形钢锭容易在钢锭加热的过程中产生应力裂纹，因此，控制钢锭的入炉温度在700℃-800℃，升温速度控制在80℃/h-120℃/h，这样可以防止钢锭在加热的过程中产生热应力裂纹，防止电渣锭的热应力导致的开裂风险。在加热至1150℃-1170℃后保温2-4小时，可使钢锭的整个表面至心部的温度都保持均匀，这样可以改善钢锭的可锻性，防止电渣锭在锻造过程中的开裂倾向，并可以改善钢的显微组织，提高钢的基体强度和韧性。

径锻机锻造开坯开锻温度为1020℃-1100℃：

由于这种钢在1020℃-1100℃温度范围是钢的奥氏体单相组织区域，有着最佳的高温热塑性，有利于高温变形加工处理，不容易产生高温热加工开裂。如果高于此加热温度的上限，可能会导致成份偏析所造成的锻造过热，从而会形成组织的晶粒粗大，影响产品的内在质量。

该钢的径锻机停锻温度为850℃-950℃：

由于电渣锭终锻温度对钢锭终锻质量有着重要的影响，径锻机停锻温度低于该范围，非常容易引起电渣锭在径锻机锻造成材过程中成品材开裂的产生，但是，停锻温度高于该控制范围又容易引起钢在径锻机锻造开坯后产生的钢组织粗晶现象，并形成严重的网状碳化物，降低钢的性能。因此，选择这种合适的锻造终锻温度，可以进一步保证产品的内在质量。

本发明与现有的技术相比，具有如下的优点：

1.化学成分的配比更加合理，降低了碳元素的含量和铬元素的含量，增加并优化了钼等元素含量，使得这种冷挤压模具钢的碳化物总量达到13～16％，同时一次碳化物或莱氏体碳化物只有3～5％，其它均为回火析出的二次碳化物，使本钢种同时表现出良好的冲击韧性和高淬回火硬度，而Cr12MoV钢中的一次碳化物或莱氏体碳化物达10％左右，总碳化物数量达15～16％，从而降低了冲击韧性和调质洛氏硬度。本发明降低了钢中的铬含量，改善了钢中的铬碳化物和组织偏析状况。钼元素的加入提高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稳定的M2C合金碳化物并析出，这对钢的调质硬度和冲击韧性的提高起着重要的作用。降低硫的含量可以使得钢液更加纯净，减少钢的非金属夹杂物形成趋势，防止钢调质回火脆性。

2.电极棒的尺寸控制在φ400mm-φ450m，提高电渣工序效率，电渣锭重量控制在2000kg-2500kg可以适应径锻机的一火锻制成材，锻造产能和原技术的小钢锭相比提高20％，能耗下降10％。电渣重熔工序使得钢中的非金属夹杂物明显减少，钢在结晶过程中的等轴晶细小，钢在凝固过程中组织均匀，偏析改善，对提高钢的调质硬度和冲击韧性起到重要的作用，和小钢锭的径锻成材相比工序产能更高。

3.合理的化学成分配比和先进的制造工序使得钢的性能指标明显提升，经1040℃淬火+210℃回火后洛氏硬度值从原来59HRC提高至61HRC，冲击韧性值Ak从原来22J提高至85J；经1080℃淬火+540℃回火后的落实硬度值从原来60HRC提高至63HRC，冲击韧性值Ak从原来21J提高至61J。

本发明的有益效果是，与中国专利申请200610049260.3相比，本发明的化学成份组成中控制有较高的碳含量、钼含量以及硅含量，并提高铬元素含量，不加入钨元素和镍元素，并且控制较低的硫含量，其对性能的强化作用主要是通过铬、钼等多种碳化物的复合作用，并且降低硫含量和采用电渣重熔工序控制材料组织，起到对材料的强化作用，提高其性能指标。本发明高碳高铬的成分设计所产生的强化作用也远高于SU 633923中公开的冷挤压模具钢。

附图说明

图1是本发明钢在1040℃淬火后的金相显微组织。从金相显微组织可以显示出均匀的奥氏体晶粒和部分未溶解的合金碳化物，这种组织可以获得一定的调质硬度和较高的冲击韧性。

图2是本发明钢在1080℃的淬火后的金相显微组织。金相显微组织清晰显示了合金碳化物基本溶解入奥氏体组织中，奥氏体组织均匀细小，这种显微组织可以获得较高的调质硬度和一定的冲击韧性。

图3是本发明钢在1040℃淬火和210℃低温回火后的金相显微组织。该金相显微组织显示出细小的低温回火索氏体和细小的弥散碳化物在组织中的均匀分布，这种组织可获得61HRC的硬度值和高达85J的冲击韧性值。

图4是本发明钢在1080℃淬火和540℃高温回火后的金相显微组织。显示出均匀的高温回火索氏体和更多的弥散碳化物在组织中的均匀分布，这种组织可获得63HRC的硬度值和高达61J的冲击韧性值。

图5a是本发明钢在1040℃淬火和210℃热处理条件下的冲击断口的断口金相组织。

图5b是Cr12MoV钢在1040℃淬火和210℃热处理条件下的冲击断口的断口金相组织。

图5a显示本发明的断口金相组织均匀，没有块状的共晶碳化物组织，冲击韧性值高；而图5b的Cr12MoV钢的冲击断口金相显微组织中存在明显的块状共晶碳化物组织导致冲击韧性值下降。

图1-4中右下角的比例尺表示100μm。

具体实施方式

实施例1

钢的化学成分重量百分比为：C：1.01，Mn：0.29，Cr：8.58，Si：1.04，Mo：1.87，V：0.51，Cu：0.10，Ni：0.11，P：0.014，S：0.004，其余为Fe和不可避免的杂质。

在电炉加炉外精炼冶炼浇铸成φ400mm-450mm电极棒；电渣重熔化渣电压60V，电渣重熔化渣电流3900A；电制度电压58V，电制度电流11500A；电渣封顶电压58V，电渣封顶电流时间45Min；电渣重熔成2000-2500kg电渣锭。

电渣锭的入炉温度在730℃，加入径锻机加热炉内后，钢锭在径锻机加热炉内以100℃/h的升温速度加热至1160℃后保温3小时。

径锻机锻造成材开锻温度为1080℃、径锻机锻造毕停锻温度为920℃。

采用本实施例生产的冷挤压模具钢的性能指标明显提高，经1040℃淬火+210℃回火后洛氏硬度值达到61HRC，冲击韧性值Ak值达到85J；经1080℃淬火+540℃回火后的落实硬度值达到63HRC，冲击韧性值Ak达到61J。

实施例2

钢的化学成分重量百分比为：C：0.95，Mn：0.40，Cr：8.70，Si：0.87，Mo：1.80，V：0.49，Cu：0.12，Ni：0.25，P：0.025，S：0.010，其余为Fe和不可避免的杂质。

电渣重熔化渣电压56V，电渣重熔化渣电流3000A；电制度电压58V，电制度电流11500A；电渣封顶电压58V，电渣封顶电流时间35Min。

电渣锭的入炉温度在680℃，加入径锻机加热炉内后，钢锭在径锻机加热炉内以80℃/h的升温速度加热至1150℃后保温3小时。

径锻机锻造成材开锻温度为1025℃、径锻机锻造毕停锻温度为900℃。

实施例2钢的强韧指标见表1。其他同实施例1。

实施例3

钢的化学成分重量百分比为：C：0.98，Mn：0.33，Cr：8.60，Si：0.97，Mo：1.88，V：0.60，Cu：0.22，Ni：0.11，P：0.012，S：0.009，其余为Fe和不可避免的杂质。

电渣重熔化渣电压60V，电渣重熔化渣电流3500A；电制度电压59V，电制度电流11700A；电渣封顶电压56V，电渣封顶电流时间50Min。

电渣锭的入炉温度在800℃，加入径锻机加热炉内后，钢锭在径锻机加热炉内以80℃/h的升温速度加热至1160℃后保温3.5小时。

径锻机锻造成材开锻温度为1000℃、径锻机锻造毕停锻温度为950℃。

实施例3钢的强韧指标见表1。其他同实施例1.

实施例4

钢的化学成分重量百分比为：C：1.02，Mn：0.20，Cr：9.00，Si：1.10，Mo：2.00，V：0.40，Cu：0.30，Ni：0.18，P：0.021，S：0.007，其余为Fe和不可避免的杂质。

电渣重熔化渣电压60V，电渣重熔化渣电流4300A；电制度电压56V，电制度电流12000A；电渣封顶电压56V，电渣封顶电流时间50Min。

电渣锭的入炉温度在600℃，加入径锻机加热炉内后，钢锭在径锻机加热炉内以120℃/h的升温速度加热至1170℃后保温4小时。

径锻机锻造成材开锻温度为1080℃、径锻机锻造毕停锻温度为910℃。

实施例4钢的强韧指标见表1。其他同实施例1.

实施例5

钢的化学成分重量百分比为：C：0.99，Mn：0.31，Cr：8.90，Si：0.88，Mo：1.90，V：0.53，Cu：0.26，Ni：0.12，P：0.015，S：0.009，其余为Fe和不可避免的杂质。

电渣重熔化渣电压62V，电渣重熔化渣电流5000A；电制度电压57V，电制度电流11900A；电渣封顶电压57V，电渣封顶电流时间46Min。

电渣锭的向入炉温度在750℃，加入径锻机加热炉内后，钢锭在径锻机加热炉内以100℃/h的升温速度加热至1155℃后保温3.5小时。

径锻机锻造成材开锻温度为1070℃、径锻机锻造毕停锻温度为890℃。

实施例5钢的强韧指标见表1。其他同实施例1.

表1本发明的冷挤压模具钢的强韧性能指标

	1040℃淬火+210℃回火硬度值(HRC)	1040℃淬火+210℃回火冲击韧性值(J)	1080℃淬火+540℃回火硬度值(HRC)	1080℃淬火+540℃回火冲击韧性值(J)
					实施例2	61	86	63	61
实施例3	62	85	63	65
					实施例4	61	88	64	61
实施例5	61	86	63	62

从以上实施例可以看出，本发明的冷挤压模具钢化学成分设计及冶金制造方法可以提高电渣工序效率、提高锻造产能、显著改善钢的强韧性能。

Claims (10)

1、一种高性能冷挤压模具钢，其特征在于，其化学成分的质量百分比为：C：0.95-1.02，Mn：0.20-0.40，Cr：8.60-9.00，Si：0.87-1.10，Mo：1.80-2.00，V：0.40-0.60，Cu≤0.30，Ni≤0.25，P≤0.025，S≤0.010；其余为Fe和不可避免杂质。

2、一种高性能冷挤压模具钢的冶金制造方法，包括电炉炼钢、电渣重熔和径锻机锻造成材工序，其特征在于，所述电渣重熔工序中，电制度电压为57V-59V，电制度电流为11000A-12000A；所述径锻机锻造成材工序中，钢锭在径锻机加热炉加热至1150℃-1170℃，保温2-4小时。

3、根据权利要求2所述的高性能冷挤压模具钢的冶金制造方法，其特征在于，所述电炉炼钢工序中，浇铸成的电极棒直径为400mm-450mm。

4、根据权利要求2所述的高性能冷挤压模具钢的冶金制造方法，其特征在于，所述电渣重熔工序中，化渣电压为56V-62V，化渣电流为3000A-5000A。

5、根据权利要求2所述的高性能冷挤压模具钢的冶金制造方法，其特征在于，所述电渣重熔工序中，封顶电压为57V-59V，封顶电流时间为35min-50min。

6、根据权利要求2所述的高性能冷挤压模具钢的冶金制造方法，其特征在于，所述电渣重熔工序中，浇注的钢锭质量为2000kg-2500kg。

7、根据权利要求2所述的高性能冷挤压模具钢的冶金制造方法，其特征在于，在所述径锻机锻造成材工序中，所述钢锭的置炉温度为700℃-800℃。

8、根据权利要求2或6所述的高性能冷挤压模具钢的冶金制造方法，其特征在于，所述钢锭在所述径锻机加热炉内加热的升温速度为80℃/h-120℃/h。

9、根据权利要求2所述的高性能冷挤压模具钢的冶金制造方法，其特征在于，所述径锻机的开锻温度为1020℃-1100℃。

10、根据权利要求2所述的高性能冷挤压模具钢的冶金制造方法，其特征在于，所述径锻机的停锻温度为850℃-950℃。

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