CN114645200A - 一种高韧性、高热稳定性模具钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种高韧性、高热稳定性模具钢及其制备方法，通过对模具钢成分组成及工艺的限定，达到改质夹杂物、减小夹杂物尺寸、细化铸态组织的效果，制备了一种韧性好、热稳定好、耐磨性好的模具钢，使模具钢在超过600℃的工作环境中依旧保持高韧性和优秀的抗热疲劳性，大幅延长模具钢的使用寿命；选用非真空感应炉+LF炉精炼+VD脱气制备得到低氧的模具钢本体，在制备模具钢本体时，通过限定钒、铈、钇的含量，在低氧的模具钢中，用铈消除钇生成的夹杂物尺寸过大产生的影响，来显著提高模具钢的冲击韧性；用碳化钨粉末与(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100‑ xSix粉末对模具钢本体表面进行激光熔覆，来大幅提高模具钢的热稳定性和耐磨性。

Description

一种高韧性、高热稳定性模具钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及模具技术领域，具体是一种高韧性、高热稳定性模具钢及其制备方法。
背景技术
用来制造冷冲模、热锻模、压铸模等模具的钢种被称为模具钢，是电机、电器、机械制造等工业部门中制造零件的主要加工工具，模具钢的质量会直接影响压力加工工艺的质量及产品的精度、产量、生产成本等。
我国是世界上主要的模具制造国和出口国之一，在2018年，我国模具制造行业的产值已占世界总产值的三分之一。模具寿命的高低不仅是影响模具制造质量的关键因素，而且也间接反映了一个国家、地区制造业发展水平。我国虽已成为了模具制造大国，但是我国模具的使用寿命平均低于先进国家。每年因模具寿命不足，造成高达数十亿元的损失与浪费。因此，提高模具寿命对我国模具制造行业具有重要意义。
如热作模具钢的工作环境较为恶劣，长时间处于高温高压中，在热载荷、机械载荷的共同冲击下，型腔的表面会发生失效形式，如热磨损、热腐蚀、甚至断裂等。且热作模具钢相对于其他模具钢来说，造价高，直接更换会带来不必要的经济损失，因此热作模具钢的韧性、热稳定性及表面性能具有重要意义，直接影响生产的模具质量与生产效率。
H13钢是一种中碳中铬的模具钢，由于其具有良好的力学性能和抗热疲劳性能，在压铸模、热锻模、热挤压模中被广泛应用。但H13钢的工作环境温度超过600℃时，H13钢在微观上析出粗大碳化物，在宏观上会表现出抗回火软化能力急剧下降，进而大幅降低模具钢的强度；而H21钢虽然具有高耐热性，但是在高温条件下具有较差抗热疲劳性，常因发生龟裂而失效。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高韧性、高热稳定性模具钢及其制备方法，以解决现有技术中的问题。
为了解决上述技术问题，本发明提供如下技术方案：
一种高韧性、高热稳定性模具钢，包括模具钢本体及模具钢本体表面的合金复合层，合金复合层是采用激光熔覆对模具钢本体进行表面改性得到；按照百分比计，所述模具钢本体的组分为：C0.33％-0.38％、Si0.88％-1.12％、Mn0.25％-0.45％、S≤0.010％、P≤0.010％、Cr4.85％-5.20％、Mo1.10％-1.75％、V0.50％-0.60％、Ce0.025％-0.038％、Y0.082％-0.095％、Ni≤0.10％、Cu≤0.10％，其余为Fe，且残余气体含量为：H≤2.0ppm、O6-9ppm。
进一步的，模具钢本体的组分存在以下限定：Y+Ce＝0.12％。
H13模具钢是现有常用模具钢，在服役过程中，当工作环境温度超过600℃时，H13钢在微观上析出粗大碳化物，在宏观上会表现出抗回火软化能力急剧下降，进而大幅降低模具钢的强度，导致模具钢失效。
在本发明中，V对高温回火中α相的再结晶晶粒长大有抑制作用，并且优先在位错、晶界以及未溶碳化物附近等析出，常用H13模具钢中V的含量为0.80-1.20％，但是在本发明的模具钢本体中，当V的含量高于0.6％，在回火过程中析出的碳化物会粗大，当含量低于0.5％，不能达到细化碳化物晶粒的效果，故限定V的含量为0.5-0.6％，避免碳化物粗化，进而提高模具钢的抗回火稳定性。
且H13模具钢的失效与大尺寸夹杂物和粗大铸态组织有关。因此，本发明中对模具钢成分组成及工艺的限定，通过改质夹杂物、减小夹杂物尺寸、细化铸态组织，使模具钢在高温下依旧保持高韧性和高热稳定性，来大幅提升模具钢的使用寿命。
模具钢中的氧元素含量高，就容易与模具钢中的铝等元素结合形成夹杂物，因此本发明中通过改善模具钢成分组成及工艺，来制备低氧、低氢的模具钢，通过降低钢中的氧含量来控制模具钢中氧化物夹杂的含量，使模具钢中O的含量为6-9ppm，显著改善模具钢的韧性。
因此本发明中选用非真空感应炉+LF炉精炼+VD脱气对模具钢本体进行冶炼；
采用非真空感应炉冶炼本发明的配料时，通过电磁加热熔化的方式，采用本钢种或近似钢种的返回钢如注余、切头、切尾等与铁合金作为原材料，避免了电弧炉冶炼的氧化烧损，能最大限度地回收合金元素，降低金属料消耗，进而降低生产成本；
采用非真空感应炉熔炼本发明的配料时，要尽量减少LF炉合金化操作，有利于后续精炼，本发明非真空感应炉出钢前取化学成分分析试样，当钢水温度大于1670℃即可出钢，扒渣后送入LF炉精炼。在LF炉冶炼前必须将铁锈、泥沙等附着在钢铁料表面的有害杂质扒除干净，以免影响LF炉炉渣成分；
从工艺来看，LF精炼主要是造渣和脱氧，因此精炼炉渣的状态可直接影响钢水的氧含量。
因此，需要调整精炼炉渣的成分，增加炉渣中的氧化钙的含量，降低炉渣中二氧化硅的含量来降低钢水氧含量，因此本发明中将精炼炉渣中氧化钙与氟化钙的含量之和调整为占炉渣含量65-70％，一定范围内增大炉渣中氧化钙与二氧化硅的比值，提高精炼炉渣中二元碱度，即LF炉采用白灰、萤石渣系，具体用量为白灰600-650kg/炉、萤石250-350kg/炉，使用优质的白灰和萤石。
且本发明制备模具钢本体时，合金化操作需要使用大量使用硅铁，若钢水及钢渣脱氧不良，加入硅铁合金化会产生二氧化硅，不利于精炼炉渣的成分的调整；因此本发明中需要在非真空感应炉中提高硅元素配料的准确性，使非真空感应炉出钢的钢水硅含量进入或接近本发明配比的要求，减少LF炉硅元素合金化的硅铁加入量；在LF炉精炼采用铝脱氧，是按Al0.2％计算喂入Al线进行沉淀脱氧，脱氧剂使用Al粒、碳化硅，分等量添加，保证白渣时间足够，且在LF炉造渣和脱氧稳定后，加入硅铁进行合金化，控制精炼炉渣中的二氧化硅的含量在4.5-6.5％，需标定LF炉出钢的钢水氧含量为6-9ppm。
低氧模具钢中也存在碳化物偏析，而碳化物偏析会促进裂纹萌生，恶化模具钢的韧性，因此本发明在模具钢中添加稀土钇来改善模具钢在凝固过程中产生的碳化物偏析，稀土钇的引入会使碳化物由长棒状转变为块状，明显降低带状偏析程度，且会影响VC与位错的交互作用，提高退火态模具钢的加工硬化能力，改善模具钢的韧性，防止早期模具开裂失效。
但是钇添加入模具钢中也会生成钇的夹杂物，虽然钇的夹杂物具有打断Cr23C6在晶界处的条状分布的效果，但是尺寸过大也会使模具钢产生应力集中，导致钢产生裂纹；
因此本发明中通过引入稀土铈来细化钇的夹杂物的尺寸，通过限定添加的铈、钇的含量及关系，在本发明限定的锻造温度下，平衡添加钇会对模具钢产生的新的夹杂物的影响，且添加稀土铈不仅会对钇的夹杂物进行改性，也同时对制备中会产生三氧化二铝等大尺寸夹杂物进行改性，使其作为一次碳化物的形核核心，从而通过诱发形核来细化尺寸，来显著提高模具钢的冲击韧性。
但是稀土铈加入模具钢中，会生成Ce-O、Ce-S和Ce-O-S，虽然本发明中将O的质量分数控制在6-9ppm，但还是会生成尺寸小于5μm的Ce-O，在与O元素反应完全后，剩下的Ce与S反应生成了一部分的尺寸较小3μm以内的Ce-S及尺寸为1-5μm的Ce-O-S，这3种稀土夹杂物的形貌都是以球形和类球形为主；
因此，在本发明限定的锻造温度下，对加入的Ce的含量进行限定，当Ce的含量为0.025-0.038％，在凝固之前就会生成了高熔点、细小弥散的Ce-O和Ce-O-S，会显著提高小尺寸夹杂物的比例，降低夹杂物的尺寸，当含量低于0.025％，尺寸大于4μm的稀土夹杂物占比较大，当含量高于0.038％，与高熔点的第二相粒子容易结合，聚集成团，反而会降低小尺寸夹杂物的比例，增加夹杂物的尺寸。
进一步的，一种高韧性、高热稳定性模具钢的制备方法，包括以下步骤：
S1：按照组分配比称取炉料，将炉料在非真空感应炉中进行熔炼，进行氧化扒渣，扒渣后转入LF炉精炼；
S2：在LF炉中加入白灰和萤石，在LF炉造渣和脱氧稳定后，加入硅铁进行合金化，LF炉到位按Al0.2％计算喂入Al线进行沉淀脱氧；
S3：钢包精炼炉座包加热，调整钢包渣系成分，保证精炼炉渣中CaO与CaF2的质量之和与炉渣的质量比为65％-70％；
S4：转入VD炉进行真空精炼，真空处理前，采用流量300-400NL/min的氩气进行搅拌，真空保压的同时包底吹氩搅拌，氩气流量150-200NL/min，确保残余气体H≤2.0ppm，脱气结束后取样分析，合格后采用底吹氩气的方式对钢液进行软吹，时间为15-20min，采用下注法浇铸得到钢锭；
S5：将得到的钢锭进行锻造，初锻温度为1120-1140℃，终锻温度为890-910℃，锻造比为5，冷却至250-350℃得到锻态合金；
S6：锻态合金进行细化处理和球化退火，得到模具钢本体；
S7：采用激光熔覆对模具钢本体进行改性，在模具钢本体上形成合金复合层，得到一种高韧性、高热稳定性模具钢。
进一步的，步骤S1中熔炼温度为1670℃-1700℃。
进一步的，步骤S4中真空保压压力为67Pa，时间为10-15min。
进一步的，步骤S6中细化处理为将所述锻态合金加热至1050-1100℃，保温2.5-3h，采用直接水冷方式进行冷却。
进一步的，步骤S6中球化退火为890-900℃保温3h后，炉冷至320℃，再出炉空冷。
进一步的，合金复合层为碳化钨粉末与(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix粉末质量比为8-10％复配得到。
进一步的，(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix中x为6-9。
进一步的，步骤S7中激光电流375A，激光扫描速度105mm/min，脉冲频率3.5Hz，脉冲宽度5.5ms。
本发明用碳化钨粉末与(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix粉末对模具钢本体表面进行激光熔覆，来大幅提高模具钢的热稳定性和耐磨性，形成的合金复合层中的相组成大量为FCC固溶体结构，明显强化固溶效果，激光熔覆时，激光束作用在粉末上时的瞬间高温使WC发生分解，WC分解后，由于C元素与Cr元素的混合焓值较低，相对于其他元素C元素更容易与Cr元素生成化合物，与未添加WC时的复合层相比，复合层的组织分布更加均匀，没有宏观偏析的产生，成形良好。
因为复合层顶部的晶核的数量较多，在生长过程中会与四周的晶核相遇并停止生长，所以在复合层顶部会形成细密的等轴晶。复合层以熔合线上局部半熔化的晶粒为核心向内生长，形成柱状晶粒，与模具钢本体呈现良好的冶金结合，由柱状晶和等轴晶组成，因为散热的方向性，复合层底部主要由柱状晶组成，并包含少量的等轴晶。
在合金复合层中，因为WC的加入会增加模具钢的高熵效应，WC的尺寸相对合金复合层中其他元素原子的尺寸差异较大，会增加合金复合层中各组元之间的协同扩散的困难度，减慢晶粒生长的速度，达到细化晶粒尺寸的效果；且加入WC会增加熔池中的过冷度，使得晶粒的临界半径与形核功都减小，从而增加形核率，达到细化晶粒尺寸的效果，因此当WC添加量增加到8wt.％时，合金复合层中细化效果明显增强。
在模具钢发生磨损时，晶粒细化效果越强，晶粒受到外力发生塑性变形，会分散在更多的晶粒内进行，大幅降低应力集中；晶粒越细，晶界面积越大，晶界越曲折，有利于阻碍裂纹的扩展；加入WC后会增加位错运动的阻力，使滑移难以进行，从而增加模具钢表面的合金固溶体的强度与硬度；当WC添加量为8wt.％时，合金复合层中会出现Cr23C6相，不仅能够阻碍位错运动，且C23C6相的硬度和强度较高，熔点也较高，在高温环境下较为稳定，在高温条件下能保持较高的稳定性，二者共同作用下大幅提升模具钢的耐磨性。
但是当碳化钨粉末与(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix粉末质量比高于10％，因为复合层中生成了过多的Cr23C6相，脆性强，在磨损过程中，会导致硬质强化相在磨损过程中脱落，造成摩擦系数升高这一现象，会大幅降低模具钢的耐磨性。
本发明的有益效果：
本发明提供一种高韧性、高热稳定性模具钢及其制备方法，模具钢包括模具钢本体及模具钢本体表面的合金复合层，通过对模具钢成分组成及工艺的限定，制备了一种韧性好、热稳定好、耐磨性好的模具钢，使模具钢在超过600℃的工作环境中依旧保持高韧性和优秀的抗热疲劳性。
选用非真空感应炉+LF炉精炼+VD脱气冶炼一种低氧的模具钢本体，减少LF炉硅元素合金化的硅铁加入量，通过调整精炼炉渣中氧化钙与氟化钙的质量之和占炉渣总质量的65-70％，Al0.2％计算喂入Al线进行沉淀脱氧等工艺调整，来降低钢水氧含量，使模具钢中O的含量为6-9ppm，来改善模具钢的韧性。
在制备模具钢本体时，通过限定锻造、退火温度及模具钢本体中各元素比例及含量，达到对模具钢本体中夹杂物进行改性、细化其铸态组织的效果；
通过限定钒的含量，来细化碳化物，进而提高模具钢的抗回火稳定性；在制备低氧模具钢的基础上，在模具钢中添加稀土钇来提高退火态模具钢的加工硬化能力，改善模具钢在凝固过程中易产生碳化物偏析的问题，改善模具钢的韧性；
通过引入稀土铈来细化钇的夹杂物的尺寸，通过限定添加的铈、钇的含量及关系，在本发明限定的锻造温度下，平衡添加钇会对模具钢产生的新的夹杂物的影响，且添加稀土铈不仅会对钇的夹杂物进行改性，也同时对制备中会产生三氧化二铝等大尺寸夹杂物进行改性，使其作为一次碳化物的形核核心，从而通过诱发形核来细化尺寸，来显著提高模具钢的冲击韧性；通过限定铈的含量，使其在凝固之前生成了高熔点、细小弥散的Ce-O和Ce-O-S，大幅降低引入稀土铈的夹杂物的尺寸，防止裂纹的产生。
用碳化钨粉末与(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix粉末对模具钢本体表面进行激光熔覆，形成合金复合层，来大幅提高模具钢的热稳定性和耐磨性；通过限定碳化钨粉末与(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix粉末的质量比，形成相均匀、晶粒细化效果好、与模具钢本体具有优秀结合强度的合金复合层，使其在高温环境下也保持优秀的韧性及耐磨性，大幅延长模具钢的使用寿命。
具体实施方式
下面将结合本发明的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅是本发明的一部分实施例，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在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
需要说明，若本发明实施例中有涉及方向性指示诸如上、下、左、右、前、后……，则该方向性指示仅用于解释在某一特定姿态如各部件之间的相对位置关系、运动情况等，如果该特定姿态发生改变时，则该方向性指示也相应地随之改变。另外，各个实施例之间的技术方案可以相互结合，但是必须是以本领域普通技术人员能够实现为基础，当技术方案的结合出现相互矛盾或无法实现时应当认为这种技术方案的结合不存在，也不在本发明要求的保护范围之内。
以下结合具体实施例对本发明的技术方案做进一步详细说明，应当理解，以下实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。
实施例1
一种高韧性、高热稳定性模具钢的制备方法，包括以下步骤：
S1：按照组分配比称取炉料，将炉料在非真空感应炉中1670℃进行熔炼，进行氧化扒渣，扒渣后转入LF炉精炼；
模具钢本体的组分为：C0.33％、Si1.12％、Mn0.45％、S0.010％、P0.010％、Cr5.20％、Mo1.75％、V0.60％、Ce0.038％、Y0.082％、Ni0.10％、Cu0.10％，Y+Ce＝0.12％，其余为Fe，且残余气体含量为：H 2.0ppm、O6ppm；
S2：在LF炉中加入白灰和萤石，在LF炉造渣和脱氧稳定后，加入硅铁进行合金化，LF炉到位按Al0.2％计算喂入Al线进行沉淀脱氧；白灰600kg/炉、萤石250kg/炉；
S3：钢包精炼炉座包加热，调整钢包渣系成分，保证精炼炉渣中CaO与CaF2的含量之和在炉渣总和65％；
S4：转入VD炉进行真空精炼，真空处理前，采用流量300NL/min的氩气进行搅拌，真空保压压力为67Pa，时间为10min，真空保压的同时包底吹氩搅拌，氩气流量150NL/min，确保残余气体H2.0ppm，脱气结束后取样分析，合格后采用底吹氩气的方式对钢液进行软吹，时间为15min，采用下注法浇铸得到钢锭；
S5：将得到的钢锭进行锻造，初锻温度为1120℃，终锻温度为910℃，锻造比为5，冷却至250℃得到锻态合金；
S6：锻态合金进行细化处理和球化退火，得到模具钢本体；
细化处理为将所述锻态合金加热至1050℃，保温3h，采用直接水冷方式进行冷却；球化退火为890℃保温3h后，炉冷至320℃，再出炉空冷；
S7：采用激光熔覆对模具钢本体进行改性，激光电流375A，激光扫描速度105mm/min，脉冲频率3.5Hz，脉冲宽度5.5ms，在模具钢本体上形成合金复合层，得到一种高韧性、高热稳定性模具钢；
合金复合层为碳化钨粉末与(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix粉末质量比为8％复配得到；
(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix粉末中x为6。
实施例2
一种高韧性、高热稳定性模具钢的制备方法，包括以下步骤：
S1：按照组分配比称取炉料，将炉料在非真空感应炉中1690℃进行熔炼，进行氧化扒渣，扒渣后转入LF炉精炼；
模具钢本体的组分为：C0.35％、Si1.0％、Mn0.35％、S0.010％、P0.010％、Cr5.10％、Mo1.65％、V0.55％、Ce0.03％、Y0.090％、Ni0.10％、Cu0.10％，Y+Ce＝0.12％，其余为Fe，且残余气体含量为：H2.0ppm、O8ppm；
S2：在LF炉中加入白灰和萤石，在LF炉造渣和脱氧稳定后，加入硅铁进行合金化，LF炉到位按Al0.2％计算喂入Al线进行沉淀脱氧，白灰620kg/炉、萤石300kg/炉；
S3：钢包精炼炉座包加热，调整钢包渣系成分，保证精炼炉渣中CaO与CaF2的含量之和在炉渣总和70％；
S4：转入VD炉进行真空精炼，真空处理前，采用流量350NL/min的氩气进行搅拌，真空保压压力为67Pa，时间为12min，真空保压的同时包底吹氩搅拌，氩气流量180NL/min，确保残余气体H2.0ppm，脱气结束后取样分析，合格后采用底吹氩气的方式对钢液进行软吹，时间为18min，采用下注法浇铸得到钢锭；
S5：将得到的钢锭进行锻造，初锻温度为1130℃，终锻温度为900℃，锻造比为5，冷却至300℃得到锻态合金；
S6：锻态合金进行细化处理和球化退火，得到模具钢本体；
细化处理为将所述锻态合金加热至1080℃，保温2.8h，采用直接水冷方式进行冷却；球化退火为895℃保温3h后，炉冷至320℃，再出炉空冷；
S7：采用激光熔覆对模具钢本体进行改性，激光电流375A，激光扫描速度105mm/min，脉冲频率3.5Hz，脉冲宽度5.5ms，在模具钢本体上形成合金复合层，得到一种高韧性、高热稳定性模具钢；
合金复合层为碳化钨粉末与(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix粉末质量比为9％复配得到；
(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix粉末中x为8。
实施例3
一种高韧性、高热稳定性模具钢的制备方法，包括以下步骤：
S1：按照组分配比称取炉料，将炉料在非真空感应炉中1670℃-1700℃进行熔炼，进行氧化扒渣，扒渣后转入LF炉精炼；
模具钢本体的组分为：C0.38％、Si0.88％、Mn0.25％、S0.010％、P0.010％、Cr5.20％、Mo1.75％、V0.60％、Ce0.025％、Y0.095％、Ni0.10％、Cu0.10％，Y+Ce＝0.12％，其余为Fe，且残余气体含量为：H2.0ppm、O9ppm；
S2：在LF炉中加入白灰和萤石，在LF炉造渣和脱氧稳定后，加入硅铁进行合金化，LF炉到位按Al0.2％计算喂入Al线进行沉淀脱氧，白灰650kg/炉、萤石350kg/炉；
S3：钢包精炼炉座包加热，调整钢包渣系成分，保证精炼炉渣中CaO与CaF2的含量之和在炉渣总和80％；
S4：转入VD炉进行真空精炼，真空处理前，采用流量400NL/min的氩气进行搅拌，真空保压压力为67Pa，时间为15min，真空保压的同时包底吹氩搅拌，氩气流量200NL/min，确保残余气体H2.0ppm，脱气结束后取样分析，合格后采用底吹氩气的方式对钢液进行软吹，时间为20min，采用下注法浇铸得到钢锭；
S5：将得到的钢锭进行锻造，初锻温度为1140℃，终锻温度为890℃，锻造比为5，冷却至350℃得到锻态合金；
S6：锻态合金进行细化处理和球化退火，得到模具钢本体；
细化处理为将所述锻态合金加热至1100℃，保温2.5h，采用直接水冷方式进行冷却；球化退火为900℃保温3h后，炉冷至320℃，再出炉空冷；
S7：采用激光熔覆对模具钢本体进行改性，激光电流375A，激光扫描速度105mm/min，脉冲频率3.5Hz，脉冲宽度5.5ms，在模具钢本体上形成合金复合层，得到一种高韧性、高热稳定性模具钢；
合金复合层为碳化钨粉末与(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix粉末质量比为10％复配得到；
(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix粉末中x为9。
对比例1
以实施例2为对照组，V为0.45％，其他工序正常。
对比例2
以实施例2为对照组，V为0.65％，其他工序正常。
对比例3
以实施例2为对照组，氧的含量为10ppm。
对比例4
以实施例2为对照组，Ce为0.038％，Y为0.090％，Y+Ce＝0.128％，其他工序正常。
对比例5
以实施例2为对照组，没有添加钇，Ce为0.03％，其他工序正常。
对比例6
以实施例2为对照组，没有添加铈，Y为0.090％，其他工序正常。
对比例7
以实施例2为对照组，没有添加钇、铈，其他工序正常。
对比例8
以实施例2为对照组，在步骤S7中采用激光熔覆用(Co34Fe8Cr29Ni8B14)91Si9粉末对模具钢本体进行改性，其他工序正常。
对比例9
以实施例2为对照组，合金复合层为碳化钨粉末与(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix粉末质量比为7.5％复配得到，其他工序正常。
对比例10
以实施例2为对照组，合金复合层为碳化钨粉末与(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix粉末质量比为10.5％复配得到，其他工序正常。
性能测试：
将实施例1-3、对比例1-10所制得的模具钢进行性能测试：
参考GB/T230.1-2018进行硬度的测试；
参考GB/T24594-2009进行横向冲击实验的测试；
参照GB/T15824-2008进行热疲劳性能测试，采用高频感应炉将试样加热至500℃保温5min，然后浸入流动自来水中急速冷却至25℃，加热－冷却循环500次后，将试样表面清洗干净、吹干后置于80倍显微镜下拍照，同GB/T15824-2008中的标准热疲劳裂纹图谱进行比较，热疲劳裂纹级别＝网状裂纹级别+主裂纹级别，得到的热疲劳级别数字越大，表明热疲劳性能越差；
参照GB/T4339-2008进行热膨胀测试，所得结果如表1所示；
Figure BDA0003542512890000111
Figure BDA0003542512890000121
表1
实施例1-3是按照本发明的工艺加工得到，由实施例2与对比例1-2进行对比可知，在制备模具钢本体时，通过限定钒的含量，来达到细化碳化物的效果，进而提高模具钢的韧性。
由实施例2与对比例3进行对比可知，选用非真空感应炉+LF炉精炼+VD脱气冶炼一种低氧的模具钢本体，使模具钢中O的含量为6-9ppm可大幅改善模具钢的韧性及热稳定性。
由实施例2与对比例3-7进行对比可知，通过引入稀土铈来细化钇的夹杂物的尺寸，通过限定添加的铈、钇的含量及关系，使Ce0.025％-0.038％、Y0.082％-0.095％，Y+Ce＝0.12％，在本发明限定的锻造温度下，平衡添加钇会对模具钢产生的新的夹杂物的影响，且添加稀土铈不仅会对钇的夹杂物进行改性，也同时对制备中会产生三氧化二铝等大尺寸夹杂物进行改性，使其作为一次碳化物的形核核心，从而通过诱发形核来细化尺寸，来显著提高模具钢的冲击韧性；通过限定铈的含量，使其在凝固之前生成了高熔点、细小弥散的Ce-O和Ce-O-S，大幅降低引入稀土铈的夹杂物的尺寸，防止裂纹的产生。
由实施例2与对比例8-10进行对比可知，用碳化钨粉末与(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100- xSix粉末对模具钢本体表面进行激光熔覆，形成合金复合层，来大幅提高模具钢的热稳定性和耐磨性；通过限定碳化钨粉末与(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix粉末的质量比为8-10％，形成相均匀、晶粒细化效果好、与模具钢本体具有优秀结合强度的合金复合层，使其在高温环境下也保持优秀的韧性及耐磨性，改善模具钢的热疲劳性，大幅延长模具钢的使用寿命。
本发明制备了一种韧性好、热稳定好、耐磨性好的模具钢，使模具钢在超过600℃的工作环境中依旧保持高韧性和优秀的抗热疲劳性，大幅延长了模具钢的使用寿命。
以上所述仅为本发明的为实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是在本发明的发明构思下，利用本发明说明书所作的等效结构变换，或直接/间接运用在其他相关的技术领域均包括在本发明的专利保护范围内。

Claims (10)

1.一种高韧性、高热稳定性模具钢，其特征在于，所述模具钢包括模具钢本体及模具钢本体表面的合金复合层，所述合金复合层是采用激光熔覆对模具钢本体进行表面改性得到；按照百分比计，所述模具钢本体的组分为：C0.33％-0.38％、Si0.88％-1.12％、Mn0.25％-0.45％、S≤0.010％、P≤0.010％、Cr4.85％-5.20％、Mo1.10％-1.75％、V0.50％-0.60％、Ce0.025％-0.038％、Y0.082％-0.095％、Ni≤0.10％、Cu≤0.10％，其余为Fe，且残余气体含量为：H≤2.0ppm、O6-9ppm。
2.根据权利要求1所述的一种高韧性、高热稳定性模具钢，其特征在于，模具钢本体的组分存在以下限定：Y+Ce＝0.12％。
3.根据权利要求1所述的一种高韧性、高热稳定性模具钢，其特征在于，合金复合层为碳化钨粉末与(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix粉末按照质量比为8-10％复配得到。
4.根据权利要求3所述的一种高韧性、高热稳定性模具钢，其特征在于，(Co34Fe8Cr29Ni8B14)100-xSix中x为6-9。
5.根据权利要求1-4任一项所述的一种高韧性、高热稳定性模具钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
S1：按照组分配比称取炉料，将炉料在非真空感应炉中进行熔炼，进行氧化扒渣，扒渣后转入LF炉精炼；
S2：在LF炉中加入白灰和萤石，在LF炉造渣和脱氧稳定后，加入硅铁进行合金化，LF炉到位按Al0.2％计算喂入Al线进行沉淀脱氧；
S3：钢包精炼炉座包加热，调整钢包渣系成分，保证精炼炉渣中CaO与CaF2的质量之和与炉渣的质量比为65-70％；
S4：转入VD炉进行真空精炼，真空处理前，采用流量300-400NL/min的氩气进行搅拌，真空保压的同时包底吹氩搅拌，氩气流量150-200NL/min，确保残余气体H≤2.0ppm，脱气结束后取样分析，合格后采用底吹氩气的方式对钢液进行软吹，时间为15-20min，采用下注法浇铸得到钢锭；
S5：将得到的钢锭进行锻造，初锻温度为1120-1140℃，终锻温度为890-910℃，冷却至250-350℃得到锻态合金，锻造比为5；
S6：锻态合金进行细化处理和球化退火，得到模具钢本体；
S7：采用激光熔覆对模具钢本体进行改性，在模具钢本体上形成合金复合层，得到一种高韧性、高热稳定性模具钢。
6.根据权利要求5所述的一种高韧性、高热稳定性模具钢的制备方法，其特征在于，步骤S1中熔炼温度为1670℃-1700℃。
7.根据权利要求5所述的一种高韧性、高热稳定性模具钢的制备方法，其特征在于，步骤S4中真空保压压力为67Pa，时间为10-15min。
8.根据权利要求5所述的一种高韧性、高热稳定性模具钢的制备方法，其特征在于，步骤S6中细化处理为将所述锻态合金加热至1050-1100℃，保温2.5-3h，采用直接水冷方式进行冷却。
9.根据权利要求5所述的一种高韧性、高热稳定性模具钢的制备方法，其特征在于，步骤S6中球化退火为890-900℃保温3h后，炉冷至320℃，再出炉空冷。
10.根据权利要求5所述的一种高韧性、高热稳定性模具钢的制备方法，其特征在于，步骤S7中激光电流375A，激光扫描速度105mm/min，脉冲频率3.5Hz，脉冲宽度5.5ms。
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