CN110669999B

CN110669999B - 一种超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材及其制备方法

Info

Publication number: CN110669999B
Application number: CN201911112527.2A
Authority: CN
Inventors: 刘迎骥; 蔡武; 胡峰荣; 文泽龙; 吴欣容; 屈小科; 任金桥; 张璨; 唐佳丽; 谢珍勇; 王建
Original assignee: Pangang Group Jiangyou Changcheng Special Steel Co Ltd
Current assignee: Pangang Group Jiangyou Changcheng Special Steel Co Ltd
Priority date: 2019-11-14
Filing date: 2019-11-14
Publication date: 2020-10-02
Anticipated expiration: 2039-11-14
Also published as: CN110669999A

Abstract

本发明提供了一种超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材，成分为：1.4～1.5wt％的C；0.2～0.3wt％的Si；0.2～0.3wt％的Mn；0.02～0.03wt％的P；0.002～0.004wt％的S；11～12wt％的Cr；0.1～0.2wt％的Ni；0.85～0.95wt％的Mo；余量为Fe；所述超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的截面直径为Φ660～760mm。本发明通过对锭型及相应的变形方式进行优化组合，制备得到性能合格的大截面莱氏体型棒材。本发明还提供了一种超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的制备方法。

Description

一种超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材及其制备方法

技术领域

本发明涉及钢材技术领域，尤其涉及一种超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材及其制备方法。

背景技术

随着我国模具钢行业的发展，冷作模具钢方向主要为：精细化、高性能、大截面等方向的要求逐渐增加，国内生产莱氏体型冷作模具钢截面最大不超过φ600mm，而随着制造业的发展，超过φ600mm的大截面莱氏体型冷作模具钢成为国内空白。莱氏体型冷作模具钢因其C成分及其他合金含量高，偏析严重。如果生产超大截面莱氏体型钢，需要采用大锭型生产。而锭型越大，偏析越严重，C化物也极易汇聚长大。但是为了保证足够的锻造比，必须采用大锭型进行超大截面莱氏体型钢的生产。因此，如何获得性能良好的大截面莱氏体型冷作模具钢成为本领域研发的难点。

发明内容

有鉴于此，本发明的目的在于提供一种超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材及其制备方法，本发明制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材具有较好的合金组织性能。

本发明提供了一种超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材，成分为：

1.4～1.5wt％的C；

0.2～0.3wt％的Si；

0.2～0.3wt％的Mn；

0.02～0.03wt％的P；

0.002～0.004wt％的S；

11～12wt％的Cr；

0.1～0.2wt％的Ni；

0.85～0.95wt％的Mo；

0.03～0.04wt％的Co；

0.05～0.07wt％的Cu；

0.02～0.03wt％的Al；

0.01～0.02wt％的N；

0.7～0.8wt％的V；

0.00005～0.00015wt％的H；

0.001～0.002wt％的O；

0.01～0.02wt％的Ce；

余量为Fe。

在本发明中，所述C的质量含量优选为1.42～1.48％，更优选为1.44～1.46％，最优选为1.45％；所述Si的质量含量优选为0.22～0.28％，更优选为0.24～0.26％，最优选为0.25％；所述Mn的质量含量优选为0.22～0.28％，更优选为0.24～0.26％，最优选为0.25％；所述P的质量含量优选为0.022～0.028％，更优选为0.024～0.026％，最优选为0.025％；所述S的质量含量优选为0.0025～0.0035％，更优选为0.003％；所述Cr的质量含量优选为11.2～11.8％，更优选为11.4～11.6％，最优选为11.5％；所述Ni的质量含量优选为0.12～0.18％，更优选为0.14～0.16％，最优选为0.15％；所述Mo的质量含量优选为0.88～0.92％，最优选为0.90％；所述Co的质量含量优选为0.032～0.038％，更优选为0.034～0.036％，最优选为0.035％；所述Cu的质量含量优选为0.055～0.065％，更优选为0.06％；所述Al的质量含量优选为0.022～0.028％，更优选为0.024～0.026％，最优选为0.025％；所述N的质量含量优选为0.012～0.018％，更优选为0.014～0.016％，最优选为0.015％；所述V的质量含量优选为0.72～0.78％，更优选为0.74～0.76％，最优选为0.75％；所述H的质量含量优选为0.00008～0.00012％，更优选为0.0001％；所述O的质量含量优选为0.0012～0.0018％，更优选为0.0014～0.0016％，最优选为0.0015％；所述Ce的质量含量优选为0.012～0.018％，更优选为0.014～0.016％，最优选为0.015％。

在本发明中，所述超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的成分优选为：

1.45wt％的C；0.24wt％的Si；0.27wt％的Mn；0.025wt％的P；0.003wt％的S；11.30wt％的Cr；0.12wt％的Ni；0.89wt％的Mo；0.032wt％的Co；0.06wt％的Cu；0.024wt％的Al；0.016wt％的N；0.76wt％的V；0.0001wt％的H；0.0013wt％的O；0.012wt％的Ce，余量为Fe。

所述超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的截面直径为Φ610～810mm。

在本发明中，所述超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的截面直径优选为Φ660～760mm，更优选为Φ710mm。在本发明中，所述超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的截面指的是棒材的横截面。

本发明提供了一种超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的制备方法，包括：

将合金原料依次进行电炉熔炼、加热炉熔炼和真空炉熔炼，得到合金液；

将所述合金液进行浇铸，得到铸锭；

将所述铸锭进行墩拔，得到变形件；

将所述变形件进行退火，得到超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材。

在本发明中，所述合金原料包括C源、Si源、Mn源、P源、S源、Cr源、Ni源、Mo源、Co源、Cu源、Al源、N源、V源、H源、O源、Ce源和Fe源；本发明对所述C源、Si源、Mn源、P源、S源、Cr源、Ni源、Mo源、Co源、Cu源、Al源、N源、V源、H源、O源、Ce源和Fe源的种类没有特殊的限制，可以采用上述元素的单质也可以采用含有上述元素的中间合金。

在本发明中，所述合金原料中C含量的控制优选为1.43～1.47wt％，能够减少C的聚集；Mo含量的控制优选为0.83～0.87wt％，更优选为0.84～0.86wt％，最优选为0.85wt％，以提高制备得到的钢材的淬透性；V含量的控制优选为0.75～1wt％，更优选为0.8～0.95wt％，最优选为0.85～0.9wt％，以细化组织及晶粒。

在本发明中，所述电炉熔炼优选为40tEF炉。在本发明中，所述电炉熔炼过程中的出钢温度优选为1620～1680℃，更优选为1640～1660℃，最优选为1650℃。

在本发明中，所述加热炉熔炼优选为40tLF炉。在本发明中，所述加热炉熔炼的出炉(出钢)温度优选为1520～1570℃，更优选为1530～1550℃，最优选为1540℃。

在本发明中，所述真空炉熔炼优选为40tVD炉。在本发明中，所述真空炉熔炼的极限真空度优选为≤67Pa，更优选为≤33PaPa，最优选为≤17Pa。在本发明中，所述真空炉熔炼过程中的最低真空度优选≤8Pa，更优选为≤4Pa，最优选为≤2Pa；所述真空炉熔炼的保持时间优选为≥20min，更优选为≥25min，最优选为25～50min；所述真空炉熔炼的出炉(出钢)温度优选为1430～1470℃，更优选为1440～1450℃，最优选为1445℃。

在本发明中，所述熔炼过程中(包括电炉熔炼、加热炉熔炼和真空炉熔炼)炉渣的控制方法优选为：

电炉氧化结束后采用碳粉和Al进行预还原，利用EBT电炉偏心底出钢的优势将预还原的炉渣留在电炉炉中，避免氧化期高的SiO₂炉渣进入到LF炉；LF炉(加热炉)冶炼时通过精准称重后添加CaO、精炼渣、钢渣友等渣料，达到控制渣中CaO及Al₂O₃的含量；真空炉处理前除渣，控制渣厚在10～40mm。

在本发明中，熔炼过程中的渣系控制优选包括：

45～58wt％的CaO；

≤10wt％的SiO₂；

25～35wt％的Al₂O₃；

≤8wt％的MgO。

在本发明中，所述CaO的质量含量优选为48～55％，更优选为50～53％；所述SiO₂的质量含量优选为≤10％，更优选为1～10％，更优选为2～8％，最优选为3～6％；所述Al₂O₃的质量含量优选为28～32％，更优选为30％；所述MgO的质量含量优选为≤8％，更优选为1～8％，更优选为2～6％，最优选为3～4％。

在本发明中，所述浇铸的温度优选为1440～1450℃；所述浇铸后得到的铸锭优选为9～15t锭，更优选为10～14t锭，最优选为12～13t锭。本发明优选在较低的温度下浇铸，能够减少制备得到的钢材的偏析。

本发明在浇注过程中优选提高纯净度，降低获得的铸锭中气体的含量，优选通过精炼初期加Al块调Al，并在VD真空处理前补喂Al线的方式控制钢液中游离氧含量在3～5ppm之间；浇注时通过氩气保护装置进行浇注，减轻了钢液的二次氧化。在本发明中，所述铸锭中O含量优选≤15ppm，更优选为6～12ppm；N含量优选≤150ppm，更优选为80～120ppm。

在本发明中，所述墩拔优选在45MN压机中进行快锻，采用多次墩拔的方法进行锻造，所述墩拔的总锻比优选≥8，更优选为10～15；所述墩拔的次数优选为3～7次，更优选为4～6次，最优选为5次；所述墩拔的开锻温度优选≥1050℃，更优选为1080～1120℃；所述墩拔的终锻温度优选≥870℃，更优选为880～820℃。

在本发明中，所述退火的方法优选包括：

将所述变形件在第一温度保温第一时间后再在第二温度保温第二时间，得到超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材。

在本发明中，所述第一温度优选为810～870℃，更优选为830～850℃，最优选为840℃；所述第一时间优选为13～17小时，更优选为14～16小时，最优选为15小时；所述第二温度优选为700～750℃，更优选为710～740℃，最优选为720～730℃；所述第二时间优选为18～22小时，更优选为19～21小时，最优选为20小时。

在本发明中，所述退火优选为球化退火。

在本发明中，所述退火完成后优选对得到的产品进行检测，所述检测项目优选包括超声波探伤和表面质量检测，所述表面质量检测优选包括低倍组织检测、高倍组织检测等。

本发明为了解决超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材偏析及粗大碳化物问题，对制备的锭型及相应的变形方式进行优化组合，解决了偏析及碳化物粗大的同时，也保证制备得到的钢材不开裂及内部疏松少，提高了探伤质量。本发明提供的制备方法能够制备得到性能合格的大截面莱氏体型棒材，满足市场需求，为企业创造效益。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据提供的附图获得其他的附图。

图1为本发明实施例1制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的金相组织图；

图2为本发明实施例1制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的共晶碳化物不均匀度图；

图3为本发明实施例2备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的金相组织图；

图4为本发明实施例2制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的共晶碳化物不均匀度图。

具体实施方式

下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员经改进或润饰的所有其它实例，都属于本发明保护的范围。

实施例1

将含Cr返回料、碳切头、高铬合金等合金原料进行配料后进行电炉熔炼，所述配料过程中C含量控制为1.78％，Mo含量控制为0.65％，V含量控制为0.43％；所述电炉熔炼的出钢温度为1648℃；

将电炉熔炼后的合金液进行加热炉熔炼，所述加热炉熔炼的出钢温度为1550℃；

将加热炉熔炼后的合金液进行真空炉熔炼，所述真空炉熔炼的真空度为67Pa，保持时间在46分钟，出钢温度为1448℃。

熔炼过程中的渣系控制为：50.04wt％的CaO；6.07wt％的SiO₂；30.60wt％的Al₂O₃；5.75wt％的MgO；0.10wt％的Cr₂O₃；0.16wt％的FeO；1.27wt％的CaF。

将真空炉熔炼后得到的合金液在1445℃下浇铸，得到12t铸锭。

将所述铸锭在45MN压机中进行5次墩拔，总比为12，开锻温度为1103℃，终锻温度为912℃，得到变形件。

将所述变形件在840℃下进行保温15小时后再在725℃下保温20小时，得到超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材。

本发明实施例1制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的横截面直径为Φ810mm。

按GB/T223《系列标准化学成分检验范围及有效状态》的标准，检测本发明实施例1制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的成分，检测结果为：

1.45wt％的C；0.24wt％的Si；0.27wt％的Mn；0.025wt％的P；0.003wt％的S；11.3wt％的Cr；0.12wt％的Ni；0.89wt％的Mo；0.032wt％的Co；0.06wt％的Cu；0.024wt％的Al；0.016wt％的N；0.76wt％的V；0.0001wt％的H；0.0013wt％的O；0.012wt％的Ce，余量为Fe。

按照GB/T10561-2005《钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检测法》的标准，检测本发明实施例1制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的非金属夹杂物，检测结果如下表所示：

按照GB/T226-2015《钢的低倍组织及缺陷酸蚀检测法》的标准，对本发明实施例1制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的低倍组织进行检测，检测结果如下表所示：

按照GB/T6394-2017《金属平均晶粒度测定方法》的标准，检测本发明实施例1制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的晶粒度，检测结果为：9.5级。

按照GB/T13299-1991《钢的显微组织评定方法》的标准，检测本发明实施例1制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的金相组织，检测结果如图1所示，由图1可知，组织为粒状珠光体+碳化物。

按照GB/T14979-1994《钢的共晶碳化物不均匀度评定法》的标准，检测本发明实施例1制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的共晶碳化物不均匀度，检测结果如图2所示，共晶碳化物不均匀度为5.5级。

对本发明实施例1制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材进行超声波探伤，其满足GB/T4162-2008《锻轧钢棒超声检测方法》的标准B级要求。

实施例2

将含Cr返回料、碳切头、高铬合金等合金原料进行配料后进行电炉熔炼，所述配料过程中C含量控制为1.82％，Mo含量控制为0.66％，V含量控制为0.41％；所述电炉熔炼的出钢温度为1651℃；

将电炉熔炼后的合金液进行加热炉(LF)熔炼，所述加热炉熔炼的出钢温度为1557℃；

将LF炉熔炼后的合金液进行真空(VD)炉熔炼，所述真空炉熔炼的真空度为67Pa下的保持时间在39分钟，出钢温度为1449℃。

熔炼过程中的渣系控制为：52.13wt％的CaO；6.31wt％的SiO₂；31.28wt％的Al₂O₃；5.54wt％的MgO；0.12wt％的Cr₂O₃；0.18wt％的FeO；1.28wt％的CaF。

将VD熔炼后得到的合金液在1449℃下浇铸，得到12t铸锭。

将所述铸锭在45MN压机中进行4次墩拔，总比为10，开锻温度为1119℃，终锻温度为892℃，得到变形件。

将所述变形件在870℃下进行保温14小时后再在720℃下保温20小时，得到超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材。

本发明实施例2制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的横截面直径为Φ610mm。

按GB/T223《系列标准化学成分检验范围及有效状态》的标准，检测本发明实施例2制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的成分，检测结果为：

1.47wt％的C；0.22wt％的Si；0.28wt％的Mn；0.020wt％的P；0.003wt％的S；11.3wt％的Cr；0.14wt％的Ni；0.85wt％的Mo；0.028wt％的Co；0.06wt％的Cu；0.039wt％的Al；0.016wt％的N；0.76wt％的V；0.0001wt％的H；0.0010wt％的O；0.011wt％的Ce，余量为Fe。

按照GB/T226-2015《钢的低倍组织及缺陷酸蚀检测法》的标准，对本发明实施例2制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的低倍组织进行检测，检测结果如下表所示：

按照GB/T6394-2017《金属平均晶粒度测定方法》的标准，检测本发明实施例2制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的晶粒度，检测结果为：9.0级。

按照GB/T13299-1991《钢的显微组织评定方法》的标准，检测本发明实施例2制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的金相组织，检测结果如图3所示，由图3可知，组织为粒状珠光体+碳化物。

按照GB/T14979-1994《钢的共晶碳化物不均匀度评定法》的标准，检测本发明实施例2制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的共晶碳化物不均匀度，检测结果如图4所示，共晶碳化物不均匀度为5.5级。

对本发明实施例2制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材进行超声波探伤，其满足GB/T4162-2008《锻轧钢棒超声检测方法》的标准B级要求。

比较例1

将含Cr返回料、碳切头、高铬合金等合金原料进行配料后进行电炉熔炼，配料过程中C含量控制为1.85％，Mo含量控制为0.58％，V含量控制为0.41％；电炉熔炼的出钢温度为1653℃；

将电炉熔炼后的合金液进行加热(LF)炉熔炼，所述加热炉熔炼的出钢温度为1583℃；

将LF炉熔炼后的合金液进行真空(VD)炉熔炼，所述真空炉熔炼的真空度为67Pa下的保持时间为46分钟，出钢温度为1459℃。

熔炼过程中的渣系控制为：47.02wt％的CaO；12.57wt％的SiO₂；28.23wt％的Al₂O₃；5.75wt％的MgO；0.13wt％的Cr₂O₃；0.25wt％的FeO。

将VD熔炼后得到的合金液在1459℃下浇铸，得到3.2t铸锭。

将所述铸锭在825轧机及500轧机进行轧制，轧制比为4，开锻温度为1080℃，终锻温度为900℃，得到变形件。

将所述变形件在860℃下进行保温10小时后再在720℃下保温20小时，得到莱氏体型冷作模具钢扁钢。

本发明比较例1制备的莱氏体型冷作模具钢扁钢的横截面直径为83.1mm。

按GB/T223《系列标准化学成分检验范围及有效状态》的标准，检测本发明比较例1制备的莱氏体型冷作模具钢扁钢的成分，检测结果为：

1.46wt％的C；0.28wt％的Si；0.24wt％的Mn；0.020wt％的P；0.003wt％的S；11.45wt％的Cr；0.17wt％的Ni；0.86wt％的Mo；0.034wt％的Co；0.06wt％的Cu；0.011wt％的Al；0.019wt％的N；0.75wt％的V；0.00015wt％的H；0.0023wt％的O；0.008wt％的Ce，余量为Fe。

按照GB/T10561-2005《钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检测法》的标准，检测本发明比较例1制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的非金属夹杂物，检测结果如下表所示：

按照GB/T226-2015《钢的低倍组织及缺陷酸蚀检测法》的标准，对本发明比较例1制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的低倍组织进行检测，检测结果如下表所示：

按照GB/T14979-1994《钢的共晶碳化物不均匀度评定法》的标准，检测本发明比较例1制备的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的共晶碳化物不均匀度，检测结果共晶碳化物不均匀度为5.5级。

对本发明比较例1制备的莱氏体型冷作模具钢扁钢进行超声波探伤，其不满足GB/T4162-2008《锻轧钢棒超声检测方法》的标准B级要求，缺陷当量为连续Φ2.3。

比较例1中的渣系控制并未按本发明的优选范围控制，导致了非金属夹杂物级别偏高；而且轧制比为4，小于本发明中的优选墩拔变形比，使其共晶碳化物级别与实施例相当，但探伤未达到B级要求。

由以上实施例可知，本发明提供了一种超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材，成分为：1.4～1.5wt％的C；0.2～0.3wt％的Si；0.2～0.3wt％的Mn；0.02～0.03wt％的P；0.002～0.004wt％的S；11～12wt％的Cr；0.1～0.2wt％的Ni；0.85～0.95wt％的Mo；余量为Fe；所述超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的截面直径为Φ660～760mm。本发明通过对锭型及相应的变形方式进行优化组合，制备得到性能合格的大截面莱氏体型棒材。

以上所述的仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims

1.一种超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材，成分为：

1.45wt％的C；0.24wt％的Si；0.27wt％的Mn；0.025wt％的P；0.003wt％的S；11.30wt％的Cr；0.12wt％的Ni；0.89wt％的Mo；0.032wt％的Co；0.06wt％的Cu；0.024wt％的Al；0.016wt％的N；0.76wt％的V；0.0001wt％的H；0.0013wt％的O；0.012wt％的Ce，余量为Fe；所述超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的截面直径为Φ610～810mm。

2.一种权利要求1所述的超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材的制备方法，包括：

将所述合金液进行浇铸，得到铸锭；

将所述铸锭进行墩拔，得到变形件；

3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述电炉熔炼的出钢温度为1620～1680℃。

4.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述加热炉熔炼的出钢温度为1520～1580℃。

5.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述真空炉熔炼的真空度为≤67Pa，保持时间为25～55min。

6.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述真空炉熔炼的出钢温度为1440～1460℃。

7.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述墩拔的次数为3～7次。

8.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述墩拔的开锻温度为1050～1150℃；所述墩拔的终锻温度为870～950℃。

9.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述退火的方法包括：

将所述变形件在第一温度保温第一时间后再在第二温度保温第二时间，得到超大截面莱氏体型冷作模具钢棒材；

所述第一温度为810～870℃，所述第一时间为13～17小时；

所述第二温度为700～750℃，所述第二时间为18～22小时。