CN113528971B - 一种热作模具钢及其制备方法 - Google Patents

一种热作模具钢及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN113528971B
CN113528971B CN202110823950.4A CN202110823950A CN113528971B CN 113528971 B CN113528971 B CN 113528971B CN 202110823950 A CN202110823950 A CN 202110823950A CN 113528971 B CN113528971 B CN 113528971B
Authority
CN
China
Prior art keywords
temperature
steel
slag
refining
furnace
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202110823950.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN113528971A (zh
Inventor
张璨
谢珍勇
刘迎骥
蔡武
胡峰荣
任金桥
唐佳丽
屈小科
吴欣容
王建
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Pangang Group Jiangyou Changcheng Special Steel Co Ltd
Original Assignee
Pangang Group Jiangyou Changcheng Special Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Pangang Group Jiangyou Changcheng Special Steel Co Ltd filed Critical Pangang Group Jiangyou Changcheng Special Steel Co Ltd
Priority to CN202110823950.4A priority Critical patent/CN113528971B/zh
Publication of CN113528971A publication Critical patent/CN113528971A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN113528971B publication Critical patent/CN113528971B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)

Abstract

本发明提供了一种热作模具钢的制备方法，包括：将合金原料进行EBT电炉熔炼、LF精炼和VD精炼，得到合金液；将所述合金液进行模铸，得到铸件；将所述铸件进行电渣重熔、一次退火、锻造和二次退火，得到热作模具钢。本发明通过采用“电炉+LF+VD+电渣重熔”冶炼PGH13电极棒，从钢材组织控制和热处理关键技术角度解决压铸模具钢的组织均匀性、组织精细化问题；同时结合压铸模具钢服役性能评价及失效行为研究提出高端压铸模具钢稳定化生产的关键工艺，最终使高端的热作模具钢工艺成熟、质量稳定、合格率高废品少、成材率稳定在较高水平。本发明还提供了一种热作模具钢。

Description

一种热作模具钢及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料技术领域，尤其涉及一种热作模具钢及其制备方法。
背景技术
根据碳化物形成元素进行分类，H13(4Cr5MoSiV1)钢属于中碳Cr-Mo-V钢，其以高的淬透性、淬硬性、强韧性和抗冷热疲劳性能等在国内外广泛应用于各种热作工具。H13钢具有良好的热强性、淬透性和抗热疲劳性，被广泛应用于热锻模、铝合金压铸模和热挤压模等。H13钢通常在600℃以下温度使用，在使用过程中由于冲击载荷和反复的加热与冷却而导致冲击断裂和热疲劳裂纹是造成模具早期失效最主要的原因。因此，提高钢材的冲击韧性和抑制热疲劳裂纹的产生可以提高模具的使用寿命。我国目前仍大量使用进口热作模具钢材料。究其原因，主要是因为国内企业对H13模具在轧制及轧制后处理工艺方面不成熟，产品质量不稳定。随着加工要求的提高、市场竞争的加剧，特殊钢用户提出了控制钢材综合性能稳定的要求。合理的轧制工艺可以优化显微组织、改善带状偏析、提高H13钢冲击韧性、减小热疲劳裂纹产生，是重要的生产环节。因此，开发具有自主知识产权的、优质、高性能的高端压铸模具钢具有十分紧迫的现实意义，具有很好的产业化前景和市场竞争能力，具有显著的经济效益和社会效益。
PGH13钢具有较高的强度、回火稳定性，良好的韧性及抗热疲劳性等优点，是取代H13的优选材料。由于热作模具工作环境处在600℃以上的高温下，不可避免会发生蠕变软化(经过长时间使用后，模具材料自身的基体金属回复转变、碳化物聚集长大，与最初装机使用的状态相比硬度、强度下降，使用性能逐渐恶化)，所以与冷作模具和塑料模具相比，热作模具的寿命总是不尽如人意。国内外对热作模具钢的合金优化与改良从未停止过，如国外对H13钢的改良与优化，形成了Dievar、DH21、TQ1等新型钢种，其改良方向多为降Cr、Si，增Mo；也有降C、增Si、Mn的合金化思路；添加微合金元素如Nb，稀土等来改善其性能。大型化、高等向性、长寿命是压铸模的发展趋势。
发明内容
有鉴于此，本发明的目的在于提供一种热作模具钢及其制备方法，本发明提供的热作模具钢具有良好的性能。
本发明提供了一种热作模具钢的制备方法，包括：
将合金原料进行EBT电炉熔炼、LF精炼和VD精炼，得到合金液；
将所述合金液进行模铸，得到铸件；
将所述铸件进行电渣重熔、一次退火、锻造和二次退火，得到热作模具钢。
优选的，所述EBT电炉熔炼的出钢温度≥1680℃。
优选的，所述LF精炼过程中的入炉温度为1540～1580℃。
优选的，所述LF精炼过程中出钢后除渣至渣厚为60～100mm。
优选的，所述VD精炼过程中极限真空度为≤67Pa。
优选的，所述浇注过程中的浇注温度为1530～1540℃。
优选的，所述电渣重熔过程中的渣系包括CaF2和Al2O3。
优选的，所述一次退火的温度为850～870℃；
所述二次退火的温度为850～870℃。
本发明提供了一种上述技术方案所述的方法制备得到的热作模具钢。
优选的，所述热作模具钢的成分为：
0.34～0.39wt％的C；
0.8～1.1wt％的Si；
0.2～0.5wt％的Mn；
≤0.012wt％的P；
≤0.002wt％的S；
5～5.5wt％的Cr；
1.4～1.56wt％的Mo；
0.9～1.1wt％的V；
余量为Fe。
本发明通过采用“电炉+LF+VD+电渣重熔”冶炼PGH13电极棒，需研究钢水和钢锭的纯净度、成分的均匀性和波动性、组织的均匀性、析出相的尺寸及分布；从钢材组织控制和热处理关键技术角度解决压铸模具钢的组织均匀性、组织精细化问题；同时结合压铸模具钢服役性能评价及失效行为研究提出高端压铸模具钢稳定化生产的关键工艺，最终使高端的热作模具钢工艺成熟、质量稳定、合格率高废品少、成材率稳定在较高水平。
本发明采用“电炉+LF+VD+电渣重熔”工艺技术，在保证化学成分满足技术要求和工艺内控要求的前提下，采用高温均质化处理可使铸锭中的小颗粒共晶碳化物基本消失，大颗粒共晶碳化物部分溶解，成分偏析明显改善，进而使钢材中碳化物细小、均匀，横向冲击性能明显提高。本发明在确保各项成分、性能和超声波探伤满足技术要求的基础上，探伤和各项性能合格率≥98％。
附图说明
图1为本发明实施例1制备的热作模具钢的显微组织图片；
图2为本发明实施例1制备的热作模具钢的显微组织图片；
图3为本发明实施例1制备的热作模具钢的显微组织图片；
图4为本发明实施例1制备的热作模具钢的显微组织图片。
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。应理解，本发明实施例仅用于说明本发明的技术效果，而非用于限制本发明的保护范围。实施例中，所用方法如无特别说明，均为常规方法。
本发明提供了一种热作模具钢的制备方法，包括：
将合金原料进行EBT电炉熔炼、LF熔炼、VD精炼，得到合金液；
将所述合金液进行模铸，得到铸件；
将所述铸件进行电渣重熔、一次退火、锻造和二次退火，得到热作模具钢。
在本发明中，所述将合金原料进行EBT电炉熔炼过程中，优选配料时控制料中P、S含量，保证电炉冶炼时的脱碳量≥0.20％，吹氧温度以保证充分去气、去夹杂；所述配料时P的质量含量优选控制为0.03～0.08％，更优选为0.04～0.07％，最优选为0.05～0.06％；S的质量含量优选控制为0.02～0.1％，更优选为0.03～0.08％，更优选为0.04～0.07％，最优选为0.05～0.06％；所述电炉冶炼时脱碳量优选≥0.3％，更优选为0.30～0.70％，更优选为0.4～0.6％，最优选为0.5％；所述吹氧温度优选＞1560℃，更优选为1560～1580℃，更优选为1565～1575℃，最优选为1570℃。
在本发明中，所述EBT电炉熔炼过程中优选满足P≤0.008wt％条件后高温出钢，出钢后高温除渣，入LF炉优选控制渣量为280～320Kg，更优选为290～310Kg，最优选为300Kg；渣厚优选控制在≤30mm的厚度，更优选为0～30mm，更优选为5～25mm，更优选为10～20mm，最优选为25mm，为LF炉充分实现低SiO2钙铝渣系创造条件；所述高温除渣的温度优选为1530～1630℃，更优选为1550℃～1600℃，最优选为1560～1580℃。
在本发明中，在本发明中，所述EBT电炉熔炼过程中出钢时P的质量含量优选≤0.006％，Si的质量含量优选为0.2～0.5％；出钢温度优选为1660～1690℃，更优选为1670～1680℃，最优选为1675℃。
在本发明中，所述EBT电炉熔炼的工艺优选包括：
EBT电炉采用氧化法冶炼，装料前炉底垫石灰优选为750kg～850kg，更优选为780kg～820kg，最优选为800kg；做好氧化前期去P任务，脱P到0.006wt％以下，并升温到1660～1690℃后出钢。
在本发明中，所述LF精炼过程中入LF炉的条件优选包括：温度≥1550℃，化学成分C、Cr达规格下限，Si≤0.20％；所述入LF炉的温度优选为1550～1580℃，更优选为1560～1570℃，最优选为1565℃；C的质量含量优选为0.3～0.4％，更优选为0.35％；Cr的质量含量优选为1～3％，更优选为1.5～2.5％，最优选为2％；Si的质量含量优选为0.2～0.5％，更优选为0.3～0.4％。
在本发明中，所述LF精炼过程中优选包括：LF炉入罐后薄渣下喂入铝线100m/炉进行强脱氧，并根据精炼终渣成分控制要求按入罐渣厚加入精炼渣、石灰及分批加入钢渣友进行合金化。
在本发明中，所述LF精炼过程中铝线的加入量优选为100～150m/t合金液，更优选为110～140m/t合金液，最优选为120～130m/t合金液；所述Al线加入量优选为合金液质量的0.05～0.07％，更优选为0.06％。
在本发明中，所述精炼渣的加入量优选为80～120Kg，更优选为90～110Kg，最优选为100Kg；所述钢渣友的加入量优选为180～220Kg，更优选为190～210Kg，最优选为200Kg；优选分批加入钢渣友，首次加入量优选为70～90Kg，更优选为75～85Kg，最优选为80Kg；后面优选每批加入30～50Kg，更优选为35～45Kg，最优选为40Kg。
在本发明中，所述LF精炼过程中优选待渣白，温度≥1560℃后，取样全分析，优选温度为1560～1580℃，更优选为1565～1575℃，最优选为1570℃，取样全分析，样回，根据结果调整成分，继续加入钢渣友或碳粉，保持还原气氛并深度脱S；若无钢渣友则加入Al粉，采用Al粉替换钢渣友的用量比例优选为钢渣友与Al粉的质量比优选为100：(50～70)，更优选为100：(55～65)，最优选为100：60。
在本发明中，所述合金化完成后优选包括：取样全分析，Al控制在0.05～0.06wt％，调整化学成分使其满足内控要求，LF精炼出钢后除渣至渣厚60～100mm，优选为70～90mm，更优选为75～85mm，最优选为80mm；所述除渣过程优选包括注意氩气流量，防止钢液裸露吸气；所述氩气流量优选为60～80NL/min，更优选为65～75NL/min，最优选为70NL/min。
在本发明中，所述LF精炼结束后优选还包括：
按钢液质量的0.10～0.15％喂Al线调Al，更优选为0.11～0.14％，更优选为0.12～0.13％。
在本发明中，所述VD精炼前优选还包括：
喂硅钙线230～270m/炉，更优选为240～260m/炉，最优选为250m/炉。
在本发明中，所述硅钙线的加入量优选为6～8m/t合金液，更优选为7m/t合金液。
在本发明中，所述LF精炼结束后优选包括：
铸件(电极棒)成分合金按Al含量0.1～0.15％喂Al线调Al，加入海绵锆和Fe-Nb合金；
非电极棒铸件成分合金按Al含量为0.03～0.04喂Al线控制Al，不加入海绵锆和Fe-Nb合金。
在本发明中，所述海绵锆的加入量优选为4～6kg/炉，更优选为5kg/炉。
在本发明中，所述Fe-Nb合金的成分优选为8～12kg/炉，更优选为10kg/炉。
在本发明中，所述Fe-Nb合金中Nb的质量含量优选为70～80％，更优选为73～77％，最优选为75％。
在本发明中，所述VD精炼过程中优选包括：
极限真空≤67Pa下保持时间≥20min。
在本发明中，所述极限真空度优选为2～67Pa，更优选为10～60Pa，更优选为20～50Pa，最优选为30～40Pa；保持时间优选为20～40min，更优选为25～35min，最优选为30min。
在本发明中，所述VD精炼过程中优选包括：
保证真空度和极限真空保持时间，极限真空度下大流量吹氩强搅拌，钢和渣充分接触，改善钢中Al2O3夹杂物的传质动力学条件，降低B类、D类氧化物夹杂物级别，提高钢的洁净度；所述吹氩流量优选为150～400NL/min，更优选为200～350NL/min，最优选为250NL/min。
本发明在VD精炼过程中要求极限真空度≤67Pa，在极限真空度下的保持时间≥15min；在≤1000Pa的真空度下大流量吹Ar(吹Ar流量≥150L/min)。破空前约1～2min，将吹Ar流量调到20～50L/min，优选为30～40L/min，最优选为35L/min；破空后测温。
本发明在VD精炼过程中，软吹Ar≥15min，吊包温度1530～1540℃，取成品样，定[H]或取[H]样分析，优选[H]≤2.0ppm；加大包覆盖剂1～3kg/t合金液，优选为1.5～2.5kg/t合金液，最优选为2kg/t合金液；或碳化谷壳(以覆盖渣面为准)后吊包浇注。
在本发明中，所述VD精炼工艺优选包括：
入罐测温，测渣厚，优选渣厚60～100mm，调整Ar流量。
在本发明中，所述渣厚优选为70～90mm，更优选为75～85mm，最优选为80mm。
在本发明中，所述模铸过程中优选包括：
软吹氩时间≥15min，温度达到吊包温度时浇注，浇注时采用氩气保护浇注，控制钢中气体含量；所述软吹氩的时间优选为20～40min，更优选为25～35min，最优选为30min；所述钢中气体含量优选为氧含量5～15ppm，更优选为8～12ppm，最优选为10ppm；氮含量优选为50～120ppm，更优选为60～100ppm，最优选为70～80ppm。
在本发明中，所述吊包浇注温度优选为1530～1540℃，更优选为1535℃。
在本发明中，所述浇注工艺优选包括：采用狭缝式氩气保护装置及石棉保护套相结合的方式进行保护浇注。
本发明通过控制钢的化学成分稳定性，高品质热作模具钢化学成分严格按照内控标准执行，将化学成分控制在较小的波动区间。
在本发明中，所述电渣重熔过程中优选包括：
将所述渣料经过烘烤后使用；所述烘烤的温度优选为700～800℃，更优选为720～780℃，更优选为740～760℃，最优选为750℃；所述烘烤的时间优选≥6小时，更优选为6～7小时，最优选为6.5小时。
在本发明中，所述电渣重熔过程中优选不使用碳电极化渣，而直接用金属电极重熔，优选全部使用预熔渣，不配入萤石(CaF2)之外的自配渣料。
在本发明中，所述电渣重熔过程中使用的渣系优选包括CaF2和Al2O3；所述CaF2和Al2O3的质量比优选为(60～80)：(20～40)，更优选为(65～75)：(25～35)，最优选为70：30。
在本发明中，所述渣系中优选还包括MgO；所述MgO在渣系中的质量优选为5～10kg，更优选为6～8kg。
在本发明中，所述电渣重熔的过程中优选执行不同结晶器，不同电极棒电渣时的工艺参数；所述电渣重熔的过程中优选采用本发明中的热作模具钢或类似的钢种作底垫；所述电渣重熔过程中的结晶器出水温度优选为40～58℃，更优选为45～55℃，最优选为50℃；所述电渣重熔的过程中优选根据电极棒成分确定Al粉或粒、Ca-Si粉的用量，所述电极棒(铸件)的成分优选包括：
0.36～0.4wt％的C；
0.37～0.41wt％的Mg；
0.92～0.96wt％的Si；
0.008～0.012wt％的P；
0.0008～0.0012wt％的S；
5～5.4wt％的Cr；
1.54～1.58wt％的Mo；
0.97～1.01wt％的V；
余量为Fe。
在本发明中，所述C的质量含量优选为0.37～0.39％，更优选为0.38％；所述Si的质量含量优选为0.93～0.95％，更优选为0.94％；所述P的质量含量优选为0.09～0.011％，更优选为0.01％；所述S的质量含量优选为0.0009～0.0011％，最优选为0.001％；所述Cr的质量含量优选为5.1～5.3％，更优选为5.2％；所述Mo的质量含量优选为1.55～1.57％，更优选为1.56％；所述V的质量含量优选为0.98～1％，更优选为0.99％。
在本发明中，所述电渣重熔过程中优选根据不同的锭型控制不同的熔速。在本发明中，所述锭型的直径为520～570mm、质量为2～3吨时，熔速优选≤7.5kg/min，更优选为4.5～6.0kg/min，更优选为5～5.5kg/min；锭型直径为620～670mm时，熔速优选≤8.5kg/min，更优选为6.0～7.0kg/min，更优选为6.5kg/min；锭型直径为710～750mm、质量为6.5～7.5吨时，熔速优选为9～10.5kg/min，更优选为9.5～10kg/min；锭型直径为820～870mm、质量为9～11吨时，熔速优选≤13kg/min，更优选为7.0～8.5kg/min，更优选为7.5～8kg/min。
在本发明中，所述电渣重熔工艺优选包括：
所用渣料经过700～800℃，≥6小时的烘烤后使用。
在本发明中，所述电渣重熔过程中的渣重优选为180～200kg，更优选为185～195kg，最优选为190kg；所采用的冶炼炉座优选为A14；摇摆设定值优选为0.35～0.45mhOm，更优选为0.38～0.42mhOm，最优选为0.4mhOm；充填时间优选为55～70min，更优选为60～65min；炉冷时间优选为60～70min，更优选为65min。
在本发明中，所述一次退火工艺优选包括：
将电渣重熔后的电渣锭加热8～12h升温到850～870℃保温20～22h；然后经24～26h降温至200～350℃出炉。
在本发明中，加热时间优选为9～11小时，更优选为10小时；升温温度优选为855～865℃，最优选为860℃；保温时间优选为21小时；降温的时间优选为25小时，降温的温度优选为250～300℃，更优选为260～280℃。
在本发明中，所述锻造优选包括：锭坯加热时注意保证料温均匀、防止阴阳面。
在本发明中，所述锻造过程中的开锻温度优选≥1050℃，更优选为1100～1150℃，更优选为1110～1140℃，最优选为1120～1130℃；停锻温度优选≥870℃，更优选为900～950℃，更优选为910～940℃，最优选为920～930℃。
在本发明中，所述锻造优选包括：
钢锭出炉后打钳把，镦粗到1/2高度(钢锭长度不足时可以先适当拔长使钢锭高径比合适≥2.0)，然后拔长到高径比2.2～2.5的荒方回炉，料等齐后进行均质化处理，然后降温到后保温；
均质化处理后的荒方出炉镦粗到1/2高度，然后锻造成品。
在本发明中，均质化处理的温度优选为1270～1290℃，更优选为1275～1285℃，最优选为1280℃；降温的温度优选为1170～1190℃，更优选为1175～1185℃，最优选为1180℃；保温的时间优选为0.5～1.5小时，更优选为0.8～1.2小时，最优选为1小时。
在本发明中，所述锻造过程中采用压机开坯时最后一火的加热温度优选为1170～1190℃，更优选为1175～1185℃，最优选为1180℃；然后拔长、整形到尺。
在本发明中，所述二次退火工艺优选包括：
将锻造后的产品冷却后待料，料齐后加热至保温温度保温然后降温后保温，然后出炉。
在本发明中，所述冷却的方法优选为空冷或风冷；所述冷却的温度优选≤200℃，更优选为120～160℃，更优选为130～150℃，最优选为140℃。
在本发明中，所述待料的温度优选为450～550℃，更优选为480～520℃，最优选为500℃。
在本发明中，所述保温温度优选为850～870℃，更优选为855～865℃，最优选为860℃；保温时间优选为10～15小时，更优选为11～13小时，最优选为12小时；降温的温度优选为740～760℃，更优选为745～755℃，最优选为750℃；降温后保温的时间优选为12～18小时，更优选为14～16小时，最优选为15小时。
在本发明中，所述出炉的温度优选≤350℃，更优选为250～350℃，更优选为280～320℃，最优选为300℃。
在本发明中，所述二次退火完成后优选还包括：
将二次退火后的产品进行探伤、取样和精整，得到热作模具钢。
本发明提供了一种上述技术方案所述的方法制备得到的热作模具钢。
在本发明中，所述热作模具钢的成分优选包括：
0.34～0.39wt％的C；
0.8～1.1wt％的Si；
0.2～0.5wt％的Mn；
≤0.012wt％的P；
≤0.002wt％的S；
5～5.5wt％的Cr；
1.4～1.56wt％的Mo；
0.9～1.1wt％的V；
余量为Fe。
在本发明中，所述C的质量含量优选为0.35～0.38％，更优选为0.36～0.38％，最优选为0.37～0.38％；所述Si的质量含量优选为0.85～1％，更优选为0.9～0.95％，最优选为0.94％；所述Mn的质量含量优选为0.3～0.4％，更优选为0.35～0.4％，最优选为0.39％；所述P的质量含量优选为0.005～0.01％，更优选为0.008～0.01％，最优选为0.009～0.01％；所述S的质量含量优选为0.005～0.0015％，更优选为0.008～0.012％，最优选为0.01％；所述Cr的质量含量优选为5.1～5.4％，更优选为5.2～5.3％；所述Mo的质量含量优选为1.45～1.56％，更优选为1.5～1.56％，最优选为1.55～1.56％；所述V的质量含量优选为0.95～1％，更优选为0.98～0.99％。
本发明采用“电炉+LF+VD+电渣重熔”工艺技术，在保证化学成分满足技术要求和工艺内控要求的前提下，采用高温均质化处理可使铸锭中的小颗粒共晶碳化物基本消失，大颗粒共晶碳化物部分溶解，成分偏析明显改善，进而使钢材中碳化物细小、均匀，横向冲击性能明显提高。本发明在确保各项成分、性能和超声波探伤满足技术要求的基础上，探伤和各项性能合格率≥98％。
实施例1
按照下述方法制备热作模具钢：
将合金原料进行EBT电炉熔炼、LF精炼和VD精炼，得到合金液；
将所述合金液进行模铸，得到铸件；
将所述铸件进行电渣重熔、一次退火、锻造和二次退火，得到热作模具钢；
所述将合金原料进行EBT电炉熔炼过程中，配料时控制料中P、S含量，保证电炉冶炼时的脱碳量为0.35％，吹氧温度以保证充分去气、去夹杂；所述配料时P的质量含量控制为0.011％，S的质量含量控制为0.025％，所述吹氧温度为1562℃；
所述EBT电炉采用氧化法冶炼，装料前炉底垫石灰800kg；所述EBT电炉熔炼过程中满足P为0.04～0.06wt％、Si为0.3wt％条件后1692℃出钢，出钢后高温除渣，入LF炉控制渣量为295Kg，渣厚控制为20mm，为LF炉充分实现低SiO2钙铝渣系创造条件；所述高温除渣的温度为1565℃；
所述LF精炼过程中入LF炉的温度为1560℃，C的质量含量为0.35％，Cr的质量含量为3.0％；Si的质量含量为0.35％；
所述LF精炼过程中LF炉入罐后薄渣下喂入铝线进行强脱氧，铝线加入量为合金液质量的0.06％；并根据精炼终渣成分控制要求按入罐渣厚加入精炼渣、石灰及分批加入钢渣友进行合金化；温度1570℃后，取样全分析，样回，根据结果调整成分，继续加入钢渣友或碳粉，保持还原气氛并深度脱S；Al控制在0.05～0.06wt％，调整化学成分使其满足内控要求，LF精炼出钢后除渣至渣厚80mm，所述除渣过程注意氩气流量，防止钢液裸露吸气；所述氩气流量为72NL/min；加入硅钙线6.5m/t合金液。
所述VD精炼过程中极限真空30Pa下保持25min，极限真空度下大流量吹氩强搅拌，钢和渣充分接触，改善钢中Al2O3夹杂物的传质动力学条件，降低B类、D类氧化物夹杂物级别，提高钢的洁净度，吹氩流量为300NL/min；破空前约1～2min，将吹Ar流量调到35L/min；所述VD精炼过程中入罐测温，测渣厚，渣厚为80mm，调整Ar流量。
所述模铸过程中软吹氩时间25min，温度达到吊包温度时浇注，浇注时采用氩气保护浇注，控制钢中气体含量；所述钢中气体含量氧含量为11ppm，氮含量为90ppm，吊包浇注温度为1532℃；采用狭缝式氩气保护装置及石棉保护套相结合的方式进行保护浇注。
所述电渣重熔过程中将渣料经过烘烤后使用；所述烘烤的温度为740℃，所述烘烤的时间为6.5小时；所述电渣重熔过程中使用的渣系包括CaF2和Al2O3；所述CaF2和Al2O3的质量比优选为70：30；所述渣系中还包括MgO；所述MgO在渣系中的质量为7kg；
所述电渣重熔的过程中结晶器出水温度为45℃，熔速为7.0kg/min；渣重为195kg，冶炼炉座为A14；摇摆设定值为0.4mhOm，充填时间为65min。
所述一次退火工艺包括：将电渣重熔后的电渣锭加热10h升温到860℃保温21h；然后经25h降温至270℃出炉。
所述锻造过程中锭坯加热时注意保证料温均匀、防止阴阳面；所述锻造过程中的开锻温度为1150℃，停锻温度为900℃；钢锭出炉后打钳把，镦粗到1/2高度(钢锭长度不足时可以先适当拔长使钢锭高径比合适≥2.0)，然后拔长到高径比2.3的荒方回炉，料等齐后进行均质化处理，然后降温到后保温；均质化处理后的荒方出炉镦粗到1/2高度，然后锻造成品；均质化处理的温度为1280℃，降温的温度为1180℃，保温的时间为1.2小时；所述锻造过程中采用压机开坯时最后一火的加热温度为1180℃，然后拔长、整形到尺。
所述二次退火工艺包括：将锻造后的产品冷却后待料，料齐后加热至保温温度保温然后降温后保温，然后出炉；所述冷却的方法为空冷；所述冷却的温度为180℃，所述待料的温度为500℃，所述保温温度为855℃，保温时间为13小时，降温的温度为755℃，降温后保温的时间为16小时；所述出炉的温度为300℃。
所述二次退火完成后还包括：
将二次退火后的产品进行探伤、取样和精整，得到热作模具钢。
采用X射线荧光光谱仪测试本发明实施例1制备得到的热作模具钢的成分，检测结果为：0.38wt％的C；0.39wt％的Mn；0.94wt％的Si；0.010wt％的P；0.001wt％的S；5.2wt％的Cr；1.56wt％的Mo；0.99wt％的V；余量为Fe。
采用全自动布氏硬度计检测本发明实施例1制备得到的热作模具钢的硬度，检测结果为，硬度为198HB。
采用摆锤式夏比冲击试验机检测本发明实施例1制备的热作模具钢的室温横向冲击(检测过程中的热处理制度为：1030℃奥氏体化处理30min后油淬，第一次回火610℃x2h空冷，第二次回火615℃x2h空冷)，检测结果如表1所示：
表1本发明实施例1制备的热作模具钢的室温横向冲击检测结果
Figure BDA0003172968480000121
采用金相显微镜检测本发明实施例1制备的热作模具钢的晶粒度(检测过程中的热处理制度为：1010℃x30min分级淬火至730℃x30min空冷至室温)，检测结果为：9级。
采用金相显微镜检测本发明实施例1制备的热作模具钢的非金属夹杂，检测结果如表2所示：
表2本发明实施例1制备的热作模具钢非金属夹杂的检测结果
Figure BDA0003172968480000131
采用金相显微镜检测检测本发明实施例1制备的热作模具钢的显微组织，检测结果如图1～图4所示，由图1～图4可知，本发明实施例1制备的热作模具钢的显微组织为AS4和BS3。
实施例2
按照下述方法制备热作模具钢：
将合金原料进行EBT电炉熔炼、LF精炼和VD精炼，得到合金液；
将所述合金液进行模铸，得到铸件；
将所述铸件进行电渣重熔、一次退火、锻造和二次退火，得到热作模具钢；
所述将合金原料进行EBT电炉熔炼过程中，配料时控制料中P、S含量，保证电炉冶炼时的脱碳量为0.3％，吹氧温度以保证充分去气、去夹杂；所述配料时P的质量含量控制为0.05％，S的质量含量控制为0.05％，所述吹氧温度为1570℃；
所述EBT电炉采用氧化法冶炼，装料前炉底垫石灰800kg；所述EBT电炉熔炼过程中满足P为0.005wt％、Si为0.4wt％条件后1680℃出钢，出钢后高温除渣，入LF炉控制渣量为300Kg，渣厚控制为20mm，为LF炉充分实现低SiO2钙铝渣系创造条件；所述高温除渣的温度为1570℃；
所述LF精炼过程中入LF炉的温度为1560℃，C的质量含量为0.35％，Cr的质量含量为2.5％；Si的质量含量为0.35％；
所述LF精炼过程中LF炉入罐后薄渣下喂入铝线进行强脱氧，铝线加入量为合金液质量的0.06％；并根据精炼终渣成分控制要求按入罐渣厚加入精炼渣、石灰及分批加入钢渣友进行合金化；温度1570℃后，取样全分析，样回，根据结果调整成分，继续加入钢渣友或碳粉，保持还原气氛并深度脱S；Al控制在0.05wt％，调整化学成分使其满足内控要求，LF精炼出钢后除渣至渣厚80mm，所述除渣过程注意氩气流量，防止钢液裸露吸气；所述氩气流量为68NL/min；加入硅钙线7m/t合金液。
所述VD精炼过程中极限真空35Pa下保持30min，极限真空度下大流量吹氩强搅拌，钢和渣充分接触，改善钢中Al2O3夹杂物的传质动力学条件，降低B类、D类氧化物夹杂物级别，提高钢的洁净度，吹氩流量为250NL/min；破空前约1～2min，将吹Ar流量调到35L/min；所述VD精炼过程中入罐测温，测渣厚，渣厚为80mm，调整Ar流量。
所述模铸过程中软吹氩时间25min，温度达到吊包温度时浇注，浇注时采用氩气保护浇注，控制钢中气体含量；所述钢中气体含量氧含量为12ppm，氮含量为80ppm，吊包浇注温度为1536℃；采用狭缝式氩气保护装置及石棉保护套相结合的方式进行保护浇注。
所述电渣重熔过程中将渣料经过烘烤后使用；所述烘烤的温度为750℃，所述烘烤的时间为6.5小时；所述电渣重熔过程中使用的渣系包括CaF2和Al2O3；所述CaF2和Al2O3的质量比优选为70：30；所述渣系中还包括MgO；所述MgO在渣系中的质量为8kg；
所述电渣重熔的过程中结晶器出水温度为50℃，熔速为7.0kg/min；渣重为195kg，冶炼炉座为A14；摇摆设定值为0.4mhOm，充填时间为65min。
所述一次退火工艺包括：将电渣重熔后的电渣锭加热10h升温到860℃保温21h；然后经25h降温至270℃出炉。
所述锻造过程中锭坯加热时注意保证料温均匀、防止阴阳面；所述锻造过程中的开锻温度为1120℃，停锻温度为920℃；钢锭出炉后打钳把，镦粗到1/2高度(钢锭长度不足时可以先适当拔长使钢锭高径比合适≥2.0)，然后拔长到高径比2.3的荒方回炉，料等齐后进行均质化处理，然后降温到后保温；均质化处理后的荒方出炉镦粗到1/2高度，然后锻造成品；均质化处理的温度为1280℃，降温的温度为1180℃，保温的时间为1小时；所述锻造过程中采用压机开坯时最后一火的加热温度为1180℃，然后拔长、整形到尺。
所述二次退火工艺包括：将锻造后的产品冷却后待料，料齐后加热至保温温度保温然后降温后保温，然后出炉；所述冷却的方法为空冷；所述冷却的温度为150℃，所述待料的温度为500℃，所述保温温度为860℃，保温时间为12小时，降温的温度为750℃，降温后保温的时间为15小时；所述出炉的温度为300℃。
所述二次退火完成后还包括：
将二次退火后的产品进行探伤、取样和精整，得到热作模具钢。
按照实施例1的方法，测试本发明实施例2制备的热作模具钢的成分，检测结果为：0.38wt％的C；0.40wt％的Mn；0.99wt％的Si；0.005wt％的P；0.0015wt％的S；5.2wt％的Cr；1.46wt％的Mo；0.98wt％的V；余量为Fe。
按照实施例1的检测方法，测试本发明实施例2制备的热作模具钢的硬度，检测结果为193HB。
按照实施例1的检测方法，测试本发明实施例2制备的热作模具钢的室温横向冲击性能，检测结果如表3所示：
表3本发明实施例2制备的热作模具钢的室温横向冲击性能
Figure BDA0003172968480000151
按照实施例1的方法，检测本发明实施例2制备的热作模具钢的晶粒度，检测结果为：9.5级。
按照实施例1的方法，检测本发明实施例2制备的热作模具钢的非金属夹杂物，检测结果如表4所示：
表4本发明实施例2制备的热作模具钢的非金属夹杂物性能
Figure BDA0003172968480000152
按照实施例1的方法，检测本发明实施例2制备的热作模具钢的显微组织，检测结果为，显微组织为AS4和BS2。
实施例3
按照下述方法制备热作模具钢：
将合金原料进行EBT电炉熔炼、LF精炼和VD精炼，得到合金液；
将所述合金液进行模铸，得到铸件；
将所述铸件进行电渣重熔、一次退火、锻造和二次退火，得到热作模具钢；
所述将合金原料进行EBT电炉熔炼过程中，配料时控制料中P、S含量，保证电炉冶炼时的脱碳量为0.2％，吹氧温度以保证充分去气、去夹杂；所述配料时P的质量含量控制为0.05％，S的质量含量控制为0.06％，所述吹氧温度为1575℃；
所述EBT电炉采用氧化法冶炼，装料前炉底垫石灰800kg；所述EBT电炉熔炼过程中满足P为0.005wt％、Si为0.4wt％条件后1675℃出钢，出钢后高温除渣，入LF炉控制渣量为310Kg，渣厚控制为20mm，为LF炉充分实现低SiO2钙铝渣系创造条件；所述高温除渣的温度为1575℃；
所述LF精炼过程中入LF炉的温度为1575℃，C的质量含量为0.35％，Cr的质量含量为2.2％；Si的质量含量为0.35％；
所述LF精炼过程中LF炉入罐后薄渣下喂入铝线进行强脱氧，铝线加入量为合金液质量的0.06％；并根据精炼终渣成分控制要求按入罐渣厚加入精炼渣、石灰及分批加入钢渣友进行合金化；温度1570℃后，取样全分析，样回，根据结果调整成分，继续加入钢渣友或碳粉，保持还原气氛并深度脱S；Al控制在0.05wt％，调整化学成分使其满足内控要求，LF精炼出钢后除渣至渣厚80mm，所述除渣过程注意氩气流量，防止钢液裸露吸气；所述氩气流量为75NL/min；加入硅钙线7.5m/t合金液。
所述VD精炼过程中极限真空35Pa下保持30min，极限真空度下大流量吹氩强搅拌，钢和渣充分接触，改善钢中Al2O3夹杂物的传质动力学条件，降低B类、D类氧化物夹杂物级别，提高钢的洁净度，吹氩流量为300NL/min；破空前约1～2min，将吹Ar流量调到35L/min；所述VD精炼过程中入罐测温，测渣厚，渣厚为80mm，调整Ar流量。
所述模铸过程中软吹氩时间35min，温度达到吊包温度时浇注，浇注时采用氩气保护浇注，控制钢中气体含量；所述钢中气体含量氧含量为10ppm，氮含量为75ppm，吊包浇注温度为1535℃；采用狭缝式氩气保护装置及石棉保护套相结合的方式进行保护浇注。
所述电渣重熔过程中将渣料经过烘烤后使用；所述烘烤的温度为750℃，所述烘烤的时间为6.5小时；所述电渣重熔过程中使用的渣系包括CaF2和Al2O3；所述CaF2和Al2O3的质量比优选为70：30；所述渣系中还包括MgO；所述MgO在渣系中的质量为8kg；
所述电渣重熔的过程中结晶器出水温度为45℃，熔速为7kg/min；渣重为195kg，冶炼炉座为A14；摇摆设定值为0.4mhOm，充填时间为65min。
所述一次退火工艺包括：将电渣重熔后的电渣锭加热10h升温到860℃保温21h；然后经25h降温至270℃出炉。
所述锻造过程中锭坯加热时注意保证料温均匀、防止阴阳面；所述锻造过程中的开锻温度为1150℃，停锻温度为920℃；钢锭出炉后打钳把，镦粗到1/2高度(钢锭长度不足时可以先适当拔长使钢锭高径比合适≥2.0)，然后拔长到高径比2.3的荒方回炉，料等齐后进行均质化处理，然后降温到后保温；均质化处理后的荒方出炉镦粗到1/2高度，然后锻造成品；均质化处理的温度为1280℃，降温的温度为1180℃，保温的时间为1小时；所述锻造过程中采用压机开坯时最后一火的加热温度为1180℃，然后拔长、整形到尺。
所述二次退火工艺包括：将锻造后的产品冷却后待料，料齐后加热至保温温度保温然后降温后保温，然后出炉；所述冷却的方法为空冷；所述冷却的温度为150℃，所述待料的温度为500℃，所述保温温度为860℃，保温时间为12小时，降温的温度为750℃，降温后保温的时间为15小时；所述出炉的温度为300℃。
所述二次退火完成后还包括：
将二次退火后的产品进行探伤、取样和精整，得到热作模具钢。
按照实施例1的方法，测试本发明实施例3制备的热作模具钢的成分，检测结果为：0.35wt％的C；0.42wt％的Mn；0.96wt％的Si；0.008wt％的P；0.0016wt％的S；5.2wt％的Cr；1.58wt％的Mo；0.98wt％的V；余量为Fe。
按照实施例1的检测方法，测试本发明实施例3制备的热作模具钢的硬度，检测结果为183HB。
按照实施例1的检测方法，测试本发明实施例3制备的热作模具钢的室温横向冲击性能，检测结果如表5所示：
表5本发明实施例3制备的热作模具钢的室温横向冲击性能
Figure BDA0003172968480000171
按照实施例1的方法，检测本发明实施例3制备的热作模具钢的晶粒度，检测结果为：9.5级。
按照实施例1的方法，检测本发明实施例3制备的热作模具钢的非金属夹杂物，检测结果如表6所示：
表6本发明实施例3制备的热作模具钢的非金属夹杂物性能
Figure BDA0003172968480000181
按照实施例1的方法，检测本发明实施例3制备的热作模具钢的显微组织，检测结果为，显微组织为AS5、AS6和BS1。
本发明采用“电炉+LF+VD+电渣重熔”工艺技术，在保证化学成分满足技术要求和工艺内控要求的前提下，采用高温均质化处理可使铸锭中的小颗粒共晶碳化物基本消失，大颗粒共晶碳化物部分溶解，成分偏析明显改善，进而使钢材中碳化物细小、均匀，横向冲击性能明显提高。本发明在确保各项成分、性能和超声波探伤满足技术要求的基础上，探伤和各项性能合格率≥98％。
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)

1.一种热作模具钢的制备方法，包括：
将合金原料进行EBT电炉熔炼、LF精炼和VD精炼，得到合金液；
将所述合金液进行模铸，得到铸件；
将所述铸件进行电渣重熔、一次退火、锻造和二次退火，得到热作模具钢；
所述将合金原料进行EBT电炉熔炼过程中，配料时控制料中P、S含量，保证电炉冶炼时的脱碳量为0.3％，吹氧温度以保证充分去气、去夹杂；所述配料时P的质量含量控制为0.05％，S的质量含量控制为0.05％，所述吹氧温度为1570℃；
所述EBT电炉采用氧化法冶炼，装料前炉底垫石灰800kg；所述EBT电炉熔炼过程中满足P为0.005wt％、Si为0.4wt％条件后1680℃出钢，出钢后高温除渣，入LF炉控制渣量为300Kg，渣厚控制为20mm，为LF炉充分实现低SiO2钙铝渣系创造条件；所述高温除渣的温度为1570℃；
所述LF精炼过程中入LF炉的温度为1560℃，C的质量含量为0.35％，Cr的质量含量为2.5％；Si的质量含量为0.35％；
所述LF精炼过程中LF炉入罐后薄渣下喂入铝线进行强脱氧，铝线加入量为合金液质量的0.06％；并根据精炼终渣成分控制要求按入罐渣厚加入精炼渣、石灰及分批加入钢渣友进行合金化；温度1570℃后，取样全分析，样回，根据结果调整成分，继续加入钢渣友或碳粉，保持还原气氛并深度脱S；Al控制在0.05wt％，调整化学成分使其满足内控要求，LF精炼出钢后除渣至渣厚80mm，所述除渣过程注意氩气流量，防止钢液裸露吸气；所述氩气流量为68NL/min；加入硅钙线7m/t合金液；
所述VD精炼过程中极限真空35Pa下保持30min，极限真空度下大流量吹氩强搅拌，钢和渣充分接触，改善钢中Al2O3夹杂物的传质动力学条件，降低B类、D类氧化物夹杂物级别，提高钢的洁净度，吹氩流量为250NL/min；破空前约1～2min，将吹Ar流量调到35L/min；所述VD精炼过程中入罐测温，测渣厚，渣厚为80mm，调整Ar流量；
所述模铸过程中软吹氩时间25min，温度达到吊包温度时浇注，浇注时采用氩气保护浇注，控制钢中气体含量；所述钢中气体含量氧含量为12ppm，氮含量为80ppm，吊包浇注温度为1536℃；采用狭缝式氩气保护装置及石棉保护套相结合的方式进行保护浇注；
所述电渣重熔过程中将渣料经过烘烤后使用；所述烘烤的温度为750℃，所述烘烤的时间为6.5小时；所述电渣重熔过程中使用的渣系包括CaF2和Al2O3；所述CaF2和Al2O3的质量比优选为70：30；所述渣系中还包括MgO；所述MgO在渣系中的质量为8kg；
所述电渣重熔的过程中结晶器出水温度为50℃，熔速为7.0kg/min；渣重为195kg，冶炼炉座为A14；摇摆设定值为0.4mhOm，充填时间为65min；
所述一次退火工艺包括：将电渣重熔后的电渣锭加热10h升温到860℃保温21h；然后经25h降温至270℃出炉；
所述锻造过程中锭坯加热时注意保证料温均匀、防止阴阳面；所述锻造过程中的开锻温度为1120℃，停锻温度为920℃；钢锭出炉后打钳把，镦粗到1/2高度，然后拔长到高径比2.3的荒方回炉，料等齐后进行均质化处理，然后降温到后保温；均质化处理后的荒方出炉镦粗到1/2高度，然后锻造成品；均质化处理的温度为1280℃，降温的温度为1180℃，保温的时间为1小时；所述锻造过程中采用压机开坯时最后一火的加热温度为1180℃，然后拔长、整形到尺；
所述二次退火工艺包括：将锻造后的产品冷却后待料，料齐后加热至保温温度保温然后降温后保温，然后出炉；所述冷却的方法为空冷；所述冷却的温度为150℃，所述待料的温度为500℃，所述保温温度为860℃，保温时间为12小时，降温的温度为750℃，降温后保温的时间为15小时；所述出炉的温度为300℃；
所述二次退火完成后还包括：
将二次退火后的产品进行探伤、取样和精整，得到热作模具钢；
所述热作模具钢的成分为：0.38wt％的C；0.40wt％的Mn；0.99wt％的Si；0.005wt％的P；0.0015wt％的S；5.2wt％的Cr；1.46wt％的Mo；0.98wt％的V；余量为Fe。
CN202110823950.4A 2021-07-21 2021-07-21 一种热作模具钢及其制备方法 Active CN113528971B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110823950.4A CN113528971B (zh) 2021-07-21 2021-07-21 一种热作模具钢及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110823950.4A CN113528971B (zh) 2021-07-21 2021-07-21 一种热作模具钢及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN113528971A CN113528971A (zh) 2021-10-22
CN113528971B true CN113528971B (zh) 2022-08-02

Family

ID=78100643

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202110823950.4A Active CN113528971B (zh) 2021-07-21 2021-07-21 一种热作模具钢及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN113528971B (zh)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114774764B (zh) * 2022-05-09 2023-10-27 攀钢集团江油长城特殊钢有限公司 一种提高Cr12系列冷作模具钢电渣锭表面质量的控制方法
CN114875204B (zh) * 2022-06-08 2023-07-14 华北理工大学 一种模具钢的制备方法
CN116083779B (zh) * 2022-12-27 2024-10-15 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 一种h13热作模具钢中液析碳化物的控制方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01201424A (ja) * 1988-12-27 1989-08-14 Daido Steel Co Ltd 快削性型用鋼の製造方法
US20100074792A1 (en) * 2006-10-17 2010-03-25 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Cold work die steel, die, and method for production of cold work die steel
CN102212753A (zh) * 2011-01-14 2011-10-12 上海大学 新型耐热耐磨热冲压模具用合金钢材料
JP6189248B2 (ja) * 2014-04-22 2017-08-30 株式会社日本製鋼所 プラスチック成形用金型鋼およびその製造方法
CN107699789B (zh) * 2017-08-24 2019-04-05 唐山志威科技有限公司 一种高韧性、高热稳定性zw866压铸用热作模具钢及其制备方法
CN110616373A (zh) * 2019-09-29 2019-12-27 舞阳钢铁有限责任公司 一种热作模具钢板及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN113528971A (zh) 2021-10-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN113528971B (zh) 一种热作模具钢及其制备方法
WO2022148492A1 (zh) 一种乘用车万向节叉冷锻用钢及其制造方法
CN114540699B (zh) 一种高性能热作模具钢及其制备方法
CN110273105B (zh) 一种高速工具钢及其制备方法
CN112981249B (zh) 用于保护气氛电渣重熔h13钢的电极棒母材的冶炼方法
CN110230005B (zh) 一种高碳铬冷轧辊辊坯用钢及其制备方法
JP2024515134A (ja) 高温浸炭ギヤシャフト用鋼および鋼の製造方法
CN110819913B (zh) 一种硫系易切削不锈钢及其制备方法
CN109280743A (zh) 一种轧辊用高强度耐磨钢及其生产方法
CN111647721A (zh) 一种解决高合金结构钢调质后低温冲击功偏低的方法
CN112695258B (zh) 一种超高锰twip钢的大容量冶炼与成分调控方法
CN113403524A (zh) 核电用法兰材料的制备方法
CN111471936A (zh) 一种改进型农机刃具用钢及其生产方法
CN111218614A (zh) 一种易切削连杆用钢及其制造方法
CN116497195A (zh) 一种热作模具钢均质化处理方法及应用
CN110172638A (zh) 一种高温渗碳齿轮钢及生产方法
CN115537649B (zh) 一种高温渗碳轴齿用钢及其制造方法
CN115029626A (zh) 一种盾构机轴承用42CrMo4M钢
CN112391581B (zh) 一种热作盾构钢及其制备方法
CN113136526B (zh) 一种桥梁用大规格钢拉杆用钢35CrNiMo及其生产方法
CN109778073B (zh) 一种易切削汽车同步器用钢及其制备方法
CN114015924B (zh) 一种连铸连轧h13系列热作模具钢的制备方法
CN113604730A (zh) 一种耐高温和高韧性的热作模具钢及其生产工艺
CN116024500B (zh) 一种热锻模用钢及其制备方法
CN115852272B (zh) 一种含碲高速钢及其制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant