CN114717389A - 一种耐磨低温贝氏体热作模具钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种耐磨低温贝氏体热作模具钢，化学成分按质量百分比计包括：C 0.45~0.50、Si 1.40~1.80、Mn 0.20~0.40、Cr 2.60~3.00、Mo 1.30~1.80、V 0.80~1.00、Ni 0.80~1.20、Zr 0.05~0.10、La 0.005~0.01、Y 0.005~0.008、P<0.01、S<0.005，其余为Fe和不可避免的杂质。此外，本发明还公开了一种耐磨低温贝氏体热作模具钢的制备方法。本发明的模具钢两次回火组织仍保持低温贝氏体形貌，具有良好的回火稳定性；制备工艺流程简单易行，有利于工业化生产，制备效率高。

Description

一种耐磨低温贝氏体热作模具钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及模具钢技术领域，特别涉及一种耐磨低温贝氏体热作模具钢及其制备方法，其耐磨低温贝氏体热作模具钢两次回火后的抗拉强度不低于1940 MPa，硬度不低于52.0 HRC，无缺口冲击功不低于500 J，相对耐磨性不低于1.43。特别适用于热压铸和热挤压等领域。
背景技术
热作模具钢广泛应用于热锻、热挤压、压铸等领域。模具在高达550℃的表面温度下工作，这与模具钢的回火温度非常接近。高温操作不可避免地会导致组织的不断演化，并对模具的各项性能产生显著影响。由于模具在整个使用寿命中都要受到热变形金属的强烈摩擦和机械冲击，因此对模具的硬度、耐磨性、高温疲劳强度等性能进行研究是十分必要的。热作模具钢作为这些应用的一般要求，必须具有良好的耐磨性和冲击韧性。
然而，在大多数情况下，提高耐磨性与提高韧性背道而驰。增加硬度用于提升磨损性能，这不可避免地会导致韧性的下降，但这种策略不能应用于高压成型作业，在高压成型作业中，工具必须具有足够的韧性，以承受高负荷。这意味着模具钢的硬度-韧性关系必须通过精确的组织设计来优化。因此,如何提高我国模具钢的生产质量,降低成本,尽快满足国内优质模具钢的需求,成为现阶段我国模具钢研究的主要目标和任务。
目前，针对上述模具行业中存在的问题，许多研发单位也做了诸多热作模具钢的改进和研发的探索工作，现做如下介绍：公开号为CN110643902A 的专利文件提出一种超耐磨的H13模具钢，各组分按重量百分比 计为 ：C ：0 .32-0 .45%、Si ：0 .80-1 .20%、Mn：0.20-0 .50%、P≤0 .03%、S≤0 .03%、Cr：4 .75-5 .50%、Mo：1 .20-1 .75%、V：1 .00-1.20%，其余为Fe及不可避免的杂质。本发明H13模具钢利用合金元素Mn、Cr、Mo、V的合金手段，再加入Si元素，提高了模具钢的淬透性和耐热性，其中高成分的Mo和V进一步提高了H13钢材在700-800 ℃高温条件下的耐磨性和韧性，解决现有技术中H13模具钢耐磨性能差的问题。。
授权公告号为CN 110468345A的发明专利“一种高耐磨的热作模具钢”，具体涉及一种高耐磨的热作模具钢JDCXN钢。对H13钢进行合金化优化设计，JDCXN钢按照质量百分比，由如下组分和含量构成：C为0 .36～0 .4，Mn为0 .6～0 .7，Cr为1 .9～2 .0，Si为0 .6～0 .7，V为1 .1-1 .2，W为1 .5～1 .7，Mo为2 .7～2 .9，P和S均≤0 .02，余量为Fe和不可避免地杂质。JDCXN钢通过添加W元素，有效提高了钢的耐磨性，同时符合“ 低Si、Cr高Mo”的合金化思路，有效保证了材料的强度硬度。本发明所述JDCXN钢退火态组织均匀，冲击吸收功和抗拉强度更高，摩擦系数约为一半，主要为磨粒磨损，耐磨性能尤佳。
授权公告号为 CN 110484812 A 的专利文件提出一种高性能热冲压模具钢及其制造工艺，其成分（质量百分比）中C 0.66～0.80%，Si 0.80～1.20%，Mn 0.20～0.50%，Cr5.00～6.50%，Mo 1.50～2.00%，V 0.40～0.80%，P＜0.015%，S＜0.015%，所述热冲压模具钢本发明模具钢的优点在于：本发明热作模具钢的淬透性、热稳定性、耐磨性和热疲劳性能优于H13钢。
授权公告号为 CN 106834931 B 的专利文件提出一种抗热疲劳的热作模具钢及其制备方法，其成分（质量百分比）中C 0.38～0.42％，Si 0.8～1.1％，Mn 0.2～0.5％，Cr2.8～3.3％，Mo 1.2～1.5％，V 1.2～1.5％，Mg 0 .0005～0 .003％，Zr 0.01～0 .3％，Nb0.001～0.03％，杂质P<0.03％，S<0.03％，Fe余量。本发明对各组分进行合理组配，其中Mg微合金化，阻碍疲劳裂纹的萌生，Zr微合金化使合金生成细小弥散分布的稳定析出相ZrN，具有钉扎位错，提高合金抗疲劳软化的能力。与通用型H13钢相比，本发明中的热作模具钢，具有更高的热稳定性、抗热疲劳性能以及高温强度。
然而，上述热作模具钢多采用淬火+二次回火的热处理制备方法，其基体组织为马氏体。低温贝氏体具有较高的强韧性、耐磨性和热稳定性，可能是改进模具钢回火性能的发展方向之一。因此，有必要通过研制和应用新钢种与研究采用热处理新工艺有机地结合起来，研发一种耐磨低温贝氏体热作模具钢，能大大提高钢的综合质量和性能，充分发挥材料的潜力，是提高模具使用寿命的有效途径。
发明内容
为解决现有技术不能满足对模具材料具有高的韧性、强度及热稳定性使用要求的问题，本发明通过成分设计和热处理工艺，提供了一种耐磨低温贝氏体热作模具钢及其制备方法，提升热作模具钢的综合力学性能。
为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：
一种耐磨低温贝氏体热作模具钢，其特征在于，化学成分按质量百分比计包括：C0.45~0.50、Si 1.40~1.80、Mn 0.20~0.40、Cr 2.60~3.00、Mo 1.30~1.80、V 0.80~1.00、Ni0.80~1.20、Zr 0.05~0.10、La 0.005~0.01、Y 0.005~0.008、P<0.01、S<0.005，其余为Fe和不可避免的杂质。
上述化学成分按重量百分数计还满足：1.66≤R≤2.81，310≤X≤326，
其中，R=(80(0.2zr+2.1La+1.5Y)+0.4(V+Mo+Ni)-Cr)/(Si-C-Mn)，
X=680(1-0.66C)(1-0.082Mn)(1-0.06Cr)(1-0.035Si)(1-0.046Ni)(1-0.029Mo)(1-0.018V)-52(Zr+La+Y)。
此外，本发明还提供了一种耐磨低温贝氏体热作模具钢的制备方法，包括以下步骤：（1）、冶炼：按照钢材的组成成分设计要求进行投料，在真空感应炉中熔炼并浇注成钢锭，所述钢材的组成成分按质量百分比计包括：C 0.45~0.50、Si 1.40~1.80、Mn 0.20~0.40、Cr 2.60~3.00、Mo 1.30~1.80、V 0.80~1.00、Ni 0.80~1.20、Zr 0.05~0.10、La 0.005~0.01、Y 0.005~0.008、P<0.01、S<0.005，其余为Fe和不可避免的杂质；（2）、热轧：将所述钢锭退火、热轧，热轧后空冷到室温，得到热轧板坯；（3）、轧后退火+固溶处理+球化退火：将步骤（2）热处理后的热轧板坯加热至870~890 ℃保温1~1.5 h，随炉冷至500 ℃，出炉空冷；重新加热到1050~1100 ℃后保温20~30 min，油淬；将固溶后的热轧板坯加热至830~870 ℃保温1~1.5 h，随炉冷却到740~770℃保温2~2.5 h，最后随炉冷至500 ℃，出炉空冷；（4）、等温淬火处理：将步骤（3）、热处理后的板坯加热到990~1050 ℃条件下，保温20~30 min，然后迅速放到320 ℃~356 ℃的盐浴炉中等温淬火1.5-3 h，再空冷至室温；（5）、回火处理：将步骤（4）热处理后的热轧板坯加热到545~555 ℃保温1~1.5 h，出炉空冷，如此重复两次。
本发明的技术方案是通过如下原理及方式来实现上述目的。
（1）在准确理解高强热作模具钢C、Si、Mn、Cr、Ni、V、Mo、Zr、La及Y多元合金化元素含量控制原理的基础上，合理设计和控制低温贝氏体热作模具钢的各化学成分（以下均按重量百分比计）。
C：C元素具有较强的固溶强化作用，在热作模具钢中通过热处理工艺使其一部分溶入到基体中提高基体硬度和强度。C元素能与合金元素结合形成合金碳化物增强耐磨性。C元素优选含量范围为0.45~0.50%。
Mn：Mn元素有固溶强化作用，可以提高铁素体和奥氏体的强度、硬度和淬透性。与S元素具有较强的亲和力，避免在晶界处形成FeS，消除S元素有害作用。优选含量范围为0.20~0.40%。
Si：Si元素是促使铁素体形成元素，对铁素体具有固溶强化作用。同时Si是提高回火抗力的有效元素，降低碳在铁素体中的扩散速度，使回火时析出的碳化物不易聚集，增加回火稳定性。优选含量范围为1.40~1.80%。
Mo：Mo元素具固溶强化作用，Mo溶解于奥氏体中能提高钢的淬透性。同时，Mo元素在回火时与C元素结合在马氏体中析出Mo2C，是造成二次硬化现象的主要合金元素。另外Mo元素可以防止回火脆性，提高钢的回火稳定性，使热作模具钢可以在较高温度下回火，提高塑性。优选含量范围为1.30~1.80%。
V：在热作模具钢中，V元素具有细化钢的组织和晶粒的作用，与Mo元素一样，在回火时与C元素形成VC增强二次硬化效应。同时由于VC的热稳定性，可以增加钢的回火稳定性。优选含量范围为0.80~1.00%。
Cr：Cr元素能增加钢的淬透性，可提高高碳钢的硬度和耐磨性而不使钢变脆，使钢有良好的高温抗氧化性和耐氧化性介质腐蚀的作用，还增加钢的热强性。但是较高含量的Cr在淬回火过程中可以和碳形成高铬的M23C6型碳化物，高Cr碳化物热稳定性差，因此本发明采用降低Cr含量的成分设计，抑制Cr的碳化物的形成，促进C能够充分的和碳化物稳定元素V、Mo结合，形成具有尺寸细小、弥散分布和高温稳定性良好优点的MC、M2C类型碳化物，从而提高钢的热强性和热疲劳性。优选含量范围为2.60~3.00%。
Ni：Ni元素具有固溶强化和提高淬透性的作用，细化铁素体晶粒，提高热作模具钢的塑性和韧性，与Cr元素和Mo元素联合使用可以提高热作模具钢的热强性。优选含量范围为0.80~1.20%。
Zr、La及Y：Zr元素微合金化使合金生成细小弥散分布的稳定析出相ZrC，具有钉扎位错、提高合金抗疲劳软化和耐磨性的作用。La和Y作为稀土(RE)元素，是开发高质量模具钢的关键。La和Y元素有助于晶粒细化和夹杂物改性，提高机械性能，延长使用寿命。。La和Y元素可以形成非常稳定的氧化物、氧硫化物和硫化物，这些都有利于碳化物的分散分布，有助于提高钢的耐磨能力。Zr、La及Y元素优选含量范围分别为0.05~0.10%、0.005~0.01%、0.005~0.008%
（2）除了需要合理控制各个元素的化学成分范围以外，还必须设定如下创新性的技术要求，准确调控一部分关键元素之间的相对添加量，以发挥这些元素对本发明钢强度、硬度与冲击韧性等综合力学性能的关键调控作用。
（a）通过调控关系式1.66≤R≤2.81，要求C、Si、Mn、Cr、Ni、V、Mo、Zr、La及Y合金元素按R=(80(0.2zr+2.1La+1.5Y)+0.4(V+Mo+Ni)-Cr)/(Si-C-Mn)进行元素含量配比控制在1.66～2.81之间，以促进低温贝氏体组织形成，为大量细小贝氏体铁素体的异质形核、组织细化与韧性改善创造条件。过高的R值容易导致组织粗化且成本升高，过低的α值影响相关组织参数，导致制备困难，均不利于综合力学性能的提升。
（b）通过调控关系式310≤X≤326，耐磨低温贝氏体热作模具钢中要求C、Si、Mn、Cr、Ni、V、Mo、Zr、La及Y合金元素按“X=680(1-0.66C)(1-0.082Mn)(1-0.06Cr)(1-0.035Si)(1-0.046Ni)(1-0.029Mo)(1-0.018V)-52(Zr+La+Y)”确定本发明钢的奥氏体→马氏体起始转变温度β控制在310~326 ℃之间，低温等温带来的较大相变驱动力促进低温贝氏体组织的生成，保证低温贝氏体组织尺寸细小，进而改善热作模具钢的力学性能。
本发明的有益效果是：
1、耐磨低温贝氏体热作模具钢的组织主要为低温贝氏体。其中，低温贝氏体含量占比为83%~90%。
2、耐磨低温贝氏体热作模具钢的贝氏体铁素体板条为102~121 nm，两次回火组织仍保持低温贝氏体形貌，其硬度提高2.1~3 HRC，具有良好的回火稳定性。
3、耐磨低温贝氏体热作模具钢两次回火试样的抗拉强度不低于1940 MPa，硬度不低于52.0 HRC，无缺口冲击功不低于500 J，相对耐磨性不低于1.43，其二次回火的综合力学性能明显优于传统H13钢。
4、本发明的耐磨低温贝氏体热作模具钢合金体系控制合理，制备工艺流程简单易行，有利于工业化生产，制备效率高。
下面结合附图对本发明进行详细说明。
附图说明
图1为实施例1制备的耐磨低温贝氏体热作模具钢的等温淬火组织扫描照片；
图2为实施例2制备的耐磨低温贝氏体热作模具钢的等温淬火组织扫描照片；
图3为实施例3制备的耐磨低温贝氏体热作模具钢的等温淬火组织扫描照片；
图4为实施例4制备的耐磨低温贝氏体热作模具钢的两次回火组织扫描电镜照片；
图5为实施例5制备的耐磨低温贝氏体热作模具钢的两次回火组织扫描电镜照片；
图6为实施例6制备的耐磨低温贝氏体热作模具钢的两次回火组织扫描电镜照片；
图7为对比例1制备的H13钢的两次回火组织扫描电镜照片；
图8为实施例4-6及对比例1的磨损量对比图。
具体实施方式
本发明提供了一种耐磨低温贝氏体热作模具钢，其化学成分按质量百分比计包括：C 0.45~0.50、Si 1.40~1.80、Mn 0.20~0.40、Cr 2.60~3.00、Mo 1.30~1.80、V 0.80~1.00、Ni 0.80~1.20、Zr 0.05~0.10、La 0.005~0.01、Y 0.005~0.008、P<0.01、S<0.005，其余为Fe和不可避免的杂质。
上述化学成分的配比还满足：1.66≤R≤2.81，310≤X≤326，其中，
R=(80(0.2zr+2.1La+1.5Y)+0.4(V+Mo+Ni)-Cr)/(Si-C-Mn)，
X=680(1-0.66C)(1-0.082Mn)(1-0.06Cr)(1-0.035Si)(1-0.046Ni)(1-0.029Mo)(1-0.018V)-52(Zr+La+Y)。
本发明还提供了一种耐磨低温贝氏体热作模具钢的制备方法，包括以下步骤。
（1）、冶炼：按照钢材的组成成分设计要求进行投料，在真空感应炉中熔炼并浇注成钢锭。
钢材的组成成分按质量百分比计包括：C 0.45~0.50、Si 1.40~1.80、Mn 0.20~0.40、Cr 2.60~3.00、Mo 1.30~1.80、V 0.80~1.00、Ni 0.80~1.20、Zr 0.05~0.10、La 0.005~0.01、Y 0.005~0.008、P<0.01、S<0.005，其余为Fe和不可避免的杂质；除此以外，合金元素的含量按重量百分比计还必须满足：1.66≤R≤2.81，310≤X≤326。
（2）、热轧：将所述钢锭退火、热轧，热轧后空冷到室温，得到热轧板坯。
（3）、轧后退火+固溶处理+球化退火：将步骤（2）热处理后的热轧板坯加热至870~890 ℃保温1~1.5 h，随炉冷至500 ℃，出炉空冷；重新加热到1050~1100 ℃后保温20~30min，油淬；后将固溶后的热轧板坯加热至830~870 ℃保温1~1.5 h，随炉冷却到740~770℃保温2~2.5 h，最后随炉冷至500 ℃，出炉空冷。
（4）、等温淬火处理：将步骤（3）、热处理后的板坯加热到990~1050 ℃条件下，保温20~30 min，然后迅速放到320 ℃~356 ℃的盐浴炉中等温淬火1.5-3 h，再空冷至室温。
（5）、回火处理：将步骤（4）热处理后的板坯加热到545~555 ℃保温1~1.5 h，出炉空冷，如此重复两次。
下面结合具体实施例详细阐述本发明。
实施例1，参见附图1，在本实施例中。
A、按照质量百分比为：C 0.50、Si 1.61、Mn 0.28、Cr 2.72、Mo 1.41、V 0.90、Ni0.92、Zr 0.06、La 0.006、Y 0.004、P 0.0051、S 0.0025，Fe余量的配比，计算投料比例，经真空高频感应炉冶炼+电渣重溶后浇注成直径为Φ80 mm圆锭。
B、热轧：将钢锭加热至1150 ℃保温5 h进行均匀化退火，随炉冷却。之后将圆锭在1150 ℃热轧开坯成厚度为25 mm的钢板，空冷。
C、轧后退火+固溶处理+球化退火：将步骤B热处理后的板坯加热至880 ℃保温1.5h，随炉冷至500 ℃，出炉空冷。随后重新加热到1100 ℃后保温30 min，油淬。随后将固溶后的板坯加热至840 ℃保温1 h，随炉冷却到750℃保温2 h，最后随炉冷至500 ℃，出炉空冷。
D、等温淬火：将球化退火处理的板坯放入温度为1000℃条件下，保温30 min，然后迅速放到334 ℃的盐浴炉中等温淬火2.2 h，再空冷至室温。
对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析、硬度、冲击和拉伸试验，结果参见表1和图1。从图1中可以看出：组织为低温贝氏体和球状未溶碳化物，其体积分数分别为85%。本实施例制备了耐磨低温贝氏体模具钢，其中R=1.66，X=314，贝氏体铁素体板条厚度为115 nm，其中组织硬度为50.8 HRC，无缺口冲击功不低于500 J，夏比U型缺口冲击功（KU2）为34 J，抗拉强度为1860 MPa。具体参见表1的数据。
实施例2，参见附图2，在本实施例中。
A、按照质量百分比为：C 0.45、Si 1.73、Mn 0.39、Cr 2.95、Mo 1.75、V 0.96、Ni1.15、Zr 0.09、La 0.009、Y 0.008、P 0.0045、S 0.0032，Fe余量的配比，计算投料比例，经真空高频感应炉冶炼+电渣重溶后浇注成直径为Φ80 mm圆锭。
B、热轧：将钢锭加热至1150 ℃保温5 h进行均匀化退火，随炉冷却。之后将圆锭在1150 ℃热轧开坯成厚度为25 mm的钢板，空冷。
C、轧后退火+固溶处理+球化退火：将步骤B热处理后的板坯加热至880 ℃保温1.5h，随炉冷至500 ℃，出炉空冷。随后重新加热到1050 ℃后保温30 min，油淬。随后将固溶后的板坯加热至860 ℃保温1 h，随炉冷却到760℃保温2 h，最后随炉冷至500 ℃，出炉空冷。
D、等温淬火：将球化退火处理的板材放入温度为1050℃条件下，保温30 min，然后迅速放到320 ℃的盐浴炉中等温淬火3 h，再空冷至室温。
对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析、硬度、冲击和拉伸试验，结果参见表1和图2。从图2中可以看出：组织为低温贝氏体和球状未溶碳化物，其体积分数分别为90%。本实施例制备了耐磨低温贝氏体模具钢，其中R=2.81，X=310，贝氏体铁素体板条厚度为102 nm，其中组织硬度为50.1 HRC，无缺口冲击功不低于500 J，夏比U型缺口冲击功（KU2）为30 J，抗拉强度为1840 MPa。具体参见表1的数据。
实施例3，参见附图3，在本实施例中。
A、按照质量百分比为：C 0.47、Si 1.49、Mn 0.32、Cr 2.64、Mo 1.37、V 0.87、Ni0.88、Zr 0.08、La 0.007、Y 0.006、P 0.0055、S 0.0033，Fe余量的配比，计算投料比例，经真空高频感应炉冶炼+电渣重溶后浇注成直径为Φ80 mm圆锭。
B、热轧：将钢锭加热至1150 ℃保温5 h进行均匀化退火，随炉冷却。之后将圆锭在1150 ℃热轧开坯成厚度为25 mm的钢板，空冷。
C、轧后退火+固溶处理+球化退火：将步骤B热处理后的板坯加热至880 ℃保温1.5h，随炉冷至500 ℃，出炉空冷。随后重新加热到1080 ℃后保温30 min，油淬。随后将固溶后的板坯加热至870 ℃保温1 h，随炉冷却到740℃保温2 h，最后随炉冷至500 ℃，出炉空冷。
D、等温淬火：将球化退火处理的板材放入温度为1080℃条件下，保温25 min，然后迅速放到356 ℃的盐浴炉中等温淬火1.8 h，再空冷至室温。
对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析、硬度、冲击和拉伸试验，结果参见表1和图3。从图3中可以看出：组织为低温贝氏体和球状未溶碳化物，其体积分数分别为83%。本实施例制备了耐磨低温贝氏体模具钢，其中R=2.54，X=326，贝氏体铁素体板条厚度为121 nm，其中组织硬度为49.8 HRC，无缺口冲击功不低于500 J，夏比U型缺口冲击功（KU2）为28 J，抗拉强度为1810 MPa。具体参见表1的数据。
实施例4，参见附图4，在本实施例中：将上述实施例1中的等温淬火处理的板材放入550 ℃的箱式炉中，保温回火1 h，出炉空冷至室温，如此重复两次。
对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析、硬度、冲击、摩擦磨损和拉伸试验，结果参见表1、表2和图4。从图4中可以看出：本实施例制备了回火贝氏体组织，其组织硬度为52.9 HRC，无缺口冲击功不低于500 J，夏比U型缺口冲击功（KU2）为30 J，磨损量为0.0136 g，相对耐磨性为1.49，抗拉强度为1978 MPa。具体参见表1和表2的数据。
实施例5，参见附图5，在本实施例中：将上述实施例2中的等温淬火处理的板材放入550 ℃的箱式炉中，保温回火1 h，出炉空冷至室温，如此重复两次。
对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析、硬度、冲击、摩擦磨损和拉伸试验，结果参见表1、表2和图5。从图5中可以看出：本实施例制备了回火贝氏体组织，其组织硬度为52.6 HRC，无缺口冲击功不低于500 J，夏比U型缺口冲击功（KU2）为27 J，磨损量为0.0132 g，相对耐磨性为1.53，抗拉强度为1958 MPa。具体参见表1和表2的数据。
实施例6，参见附图6，在本实施例中：将上述实施例3中的等温淬火处理的板材放入550 ℃的箱式炉中，保温回火1 h，出炉空冷至室温，如此重复两次。
对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析、硬度、冲击、摩擦磨损和拉伸试验，结果参见表1、表2和图6。从图6中可以看出：本实施例制备了回火贝氏体组织，其组织硬度为52.8 HRC，无缺口冲击功不低于500 J，夏比U型缺口冲击功（KU2）为25 J，磨损量为0.0141 g，相对耐磨性为1.43，抗拉强度为1946 MPa。具体参见表1和表2的数据。
对比例1，参见附图7，在本对比例H13钢中。
A、按照质量百分比为：C 0.45、Si 0.8、Mn 0.37、Cr 5.10、Mo 1.2、V 0.86、Ni0.17、P 0.0065、S 0.0042，Fe余量的配比，计算投料比例，经真空高频感应炉冶炼+电渣重溶后浇注成直径为Φ80 mm圆锭。
B、热轧：将钢锭加热至1150 ℃保温5 h进行均匀化退火，随炉冷却。之后将圆锭在1150 ℃热轧开坯成厚度为25 mm的钢板，空冷。
C、固溶处理+球化退火：将步骤B的热轧板坯加热到1050 ℃后保温25 min，油淬。随后将固溶后的板坯加热至840 ℃保温1 h，随炉冷却到760 ℃保温2.5 h，炉冷至500 ℃后出炉空冷。
D、淬火+两次回火：将球化退火处理的板材放入温度为1030 ℃条件下，保温20min，油淬。然后放入550℃的箱式炉中，保温回火1 h，出炉空冷至室温，如此重复两次。
对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析、硬度、冲击、摩擦磨损和拉伸试验，结果参见表1和图7。从图7中可以看出：组织为回火马氏体。本实施例制备了耐磨马氏体模具钢，其中组织硬度为47.5 HRC，无缺口冲击功为410 J，夏比U型缺口冲击功（KU2）为30J，磨损量为0.0202 g，相对耐磨性为1，抗拉强度为1740 MPa。具体参见表1的数据。
实施例1-7中耐磨低温贝氏体热作模具钢的力学性能结果如下表表1所示：
Figure DEST_PATH_IMAGE002
。
实施例4-7在载荷100 N转速200 r/min条件下磨损实验结果如下表表2所示：
Figure DEST_PATH_IMAGE004
。
注：μ为相对耐磨性，Δmo为对比材料的耐磨性，Δm为试样的耐磨性。
综上所述，本发明的方案得到的耐磨低温贝氏体热作模具钢，制备效率高、回火性能优异。耐磨低温贝氏体热作模具钢两次回火后的综合力学性能优于H13钢。
最后应当说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非对其限制；尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细的说明，所属领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明的具体实施方式进行修改或者对部分技术特征进行等同替换；而不脱离本发明技术方案的精神，其均应涵盖在本发明请求保护的技术方案范围当中。

Claims (7)

1.一种耐磨低温贝氏体热作模具钢，其特征在于，化学成分按质量百分比计包括：C0.45~0.50、Si 1.40~1.80、Mn 0.20~0.40、Cr 2.60~3.00、Mo 1.30~1.80、V 0.80~1.00、Ni0.80~1.20、Zr 0.05~0.10、La 0.005~0.01、Y 0.005~0.008、P<0.01、S<0.005，其余为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的耐磨低温贝氏体热作模具钢，其特征在于，所述耐磨低温贝氏体热作模具钢中C、Si、Mn、Cr、Ni、V、Mo、Zr、La及Y的化学成分配比符合：1.66≤R≤2.81，
其中，R=(80(0.2zr+2.1La+1.5Y)+0.4(V+Mo+Ni)-Cr)/(Si-C-Mn)。
3.根据权利要求1所述的耐磨低温贝氏体热作模具钢，其特征在于，所述耐磨低温贝氏体热作模具钢中C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Zr、La及Y的化学成分配比符合：310≤X≤326，其中，
X=680(1-0.66C)(1-0.082Mn)(1-0.06Cr)(1-0.035Si)(1-0.046Ni)(1-0.029Mo)(1-0.018V)-52(Zr+La+Y)。
4.根据权利要求1所述的耐磨低温贝氏体热作模具钢，其特征在于，所述耐磨低温贝氏体热作模具钢的组织由低温贝氏体和未溶碳化物构成。
5.根据权利要求4所述的耐磨低温贝氏体热作模具钢，其特征在于，所述低温贝氏体含量占比为83%~90%，贝氏体铁素体板条厚度为102~121 nm。
6.根据权利要求1-5任一项所述的耐磨低温贝氏体热作模具钢，其特征在于，所述耐磨低温贝氏体热作模具钢的抗拉强度不低于1940 MPa，硬度不低于52.0 HRC，无缺口冲击功不低于500 J，相对耐磨性不低于1.43。
7.一种耐磨低温贝氏体热作模具钢制备方法，用于制备如权利要求1-6任一项所述的耐磨低温贝氏体热作模具钢，其特征在于，包括以下步骤：
（1）、冶炼：按照钢材的组成成分设计要求进行投料，在真空感应炉中熔炼并浇注成钢锭，
所述钢材的组成成分按质量百分比计包括：C 0.45~0.50、Si 1.40~1.80、Mn 0.20~0.40、Cr 2.60~3.00、Mo 1.30~1.80、V 0.80~1.00、Ni 0.80~1.20、Zr 0.05~0.10、La 0.005~0.01、Y 0.005~0.008、P<0.01、S<0.005，其余为Fe和不可避免的杂质；
（2）、热轧：将所述钢锭退火、热轧，热轧后空冷到室温，得到热轧板坯；
（3）、轧后退火+固溶处理+球化退火：将步骤（2）热处理后的热轧板坯加热至870~890℃保温1~1.5 h，随炉冷至500 ℃，出炉空冷；重新加热到1050~1100 ℃后保温20~30 min，油淬；后将固溶后的热轧板坯加热至830~870 ℃保温1~1.5 h，随炉冷却到740~770℃保温2~2.5 h，最后随炉冷至500 ℃，出炉空冷；
（4）、等温淬火处理：将步骤（3）、热处理后的板坯加热到990~1050 ℃条件下，保温20~30 min，然后迅速放到320 ℃~356 ℃的盐浴炉中等温淬火1.5-3 h，再空冷至室温；
（5）、回火处理：将步骤（4）热处理后的板坯加热到545~555 ℃保温1~1.5 h，出炉空冷，如此重复两次。
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