CN116790975A

CN116790975A - 具有优异抗回火软化性能的模具钢及其制备方法

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Publication number: CN116790975A
Application number: CN202310481002.6A
Authority: CN
Inventors: 冯丹竹; 黄健; 张建平; 胡筱旋; 朱隆浩
Original assignee: Angang Steel Co Ltd
Current assignee: Angang Steel Co Ltd
Priority date: 2023-04-28
Filing date: 2023-04-28
Publication date: 2023-09-22

Abstract

本发明提出一种具有优异抗回火软化性能的模具钢及其制造方法，钢板成分按重量百分比计：C：0.50％～0.60％，Si：0.30％～0.50％，Mn：0.30％～0.50％，P≤0.015％，S≤0.015％，Cr：2.40％～3.40％，Mo：3.50％～4.00％，V：1.50％～2.00％，Ti：0.20％～0.30％，Sr：0.20％～0.30％，Zn：0.30％～0.40％，其中，V/Cr＝0.585～0.625，Mo/Zn＝10.0～11.7，Ti+Sr＝0.45％～0.55％，余量为Fe及不可避免杂质。钢板的生产方法包括包括冶炼、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、热处理。本发明模具钢板即使经过长时间回火仍具有纳米级均匀分布的碳化物，碳化物粒径峰值分布在25～50nm范围内，占36％～38％，无大尺寸碳化物且均匀弥散分布。具有良好的抗回火软化能力、优异的抗高温磨损性能及高热导率，同时兼顾强韧性匹配，并采用高效经济的生产工艺。

Description

具有优异抗回火软化性能的模具钢及其制备方法

技术领域

本发明属于金属材料生产技术领域，尤其涉及一种具有优异抗回火软化性能的模具钢及其制备方法。

背景技术

由于模具工作的环境受高温、液体、磨损和各种应力等影响，易开裂、疲劳、磨损、失效，因而对模具钢的材料有较高的要求。由于钢的组织及性能受加热温度和时间的影响较大，容易出现组织缺陷，且在高温下易软化、变形，磨损性能、热疲劳性能等均受影响，因此，研发出具有高抗回火软化性，抗高温磨损性等模具钢原材料成为模具钢行业的研发方向。此外，高的热导率也是模具钢的关键物理性能之一，若低热导率的模具钢在高温下服役时温度不能在较大尺寸上均匀分布，使其局部温度过高，造成耐热性恶化进而失效。

国内许多单位在开发研制新型模具钢、提高产品质量、优化生产工艺、提高模具寿命等方面做了大量的工作。申请号为202010836798.9的专利《一种低成本且高温下具有高热导率的模具钢及其制备方法》中公开一种模具钢，其成分百分比为：C：0.28％～0.34％，Cr：0.38％～0.45％，Si：0.68％～0.74％，Mn：0.40％～0.48％，Mo：1.05％～1.15％，V≤0.08％，其余为铁和不可避免杂质。通过调整Cr、Si、Mn、Mo、V等含量来提高其热导率，Mo含量较低，高温下仍具有高热导率，虽然降低Si、Cr等元素含量，这些元素可恶化热导率，但同时难以保证材料的淬透性、热稳定性、强度硬度及耐磨性等重要性能。申请号202011051518.X的专利《一种超高强度纳米晶4Cr5MoWSi模具钢及其制备方法》中公开一种模具钢，其成分百分比为：C：0.34％～0.42％，Cr：4.2％～5.8％，W：0.6％～1.4％，Mo：0.6％～1.4％，Nb：0.03％～0.05％，Ce：0.01％～0.03％，Si：0.4％～0.8％，V：0.2％～0.4％，余量为Fe。在1020℃～1100℃保温一段时间后，快速冷却至室温以获得纳米板条前驱体，在800～880℃，应变速率为0.5～2s^-1的范围内热变形，总应变量大于等于70％，使纳米前驱体转变为纳米结构，再进行时效处理，获得纳米晶模具钢具有超高强度，良好韧性以及耐高温性能，但所制备的块体纳米晶材料尺寸为150×800×10mm，尺寸较小，不符合厚规格、大截面的模具发展方向，且难以保证热稳定性和耐高温磨损性。申请号为202111171611.9的专利《一种抗疲劳热作模具钢》中公开一种模具钢，其成分百分比为：Mo：2.0％～3.2％，Cr：3.3％～5.0％，S≤0.03％，P≤0.013％，C：0.28％～0.5％，Fe：70％～85％，Mn：0.5％～1.8％，Ni：0.2％～0.5％，Nb：0.1％～0.15％，W：0.07％，Co：2％～3％。采用电渣、锻造等工艺获得的热作模具钢具有较高的抗疲劳、耐热性、耐磨性、韧性以及耐腐蚀性，但难以保证材料厚度截面组织性能的均匀性及热稳定性。申请号为200710171693.0的专利《高热稳定性高强度的热作模具钢》中公开一种模具钢，其成分百分比为：C：0.3％～0.6％，Si：0.5％～0.7％，Mn：10.5％～14.5％，Cr：2.0％～6.0％，Mo：1.5％～3.5％，V：0.5％～2.0％，P：0.01％～0.02％，S＜0.005％。该模具钢最大优点是热稳定性好，可在700℃条件下保持较高硬度，硬度在HRC45以上，该材料的室温冲击韧性大于300J，但难以保证材料的高温磨损性和高温热导率，服役时难以散热均匀，可能会造成局部过热导致失效。申请号为201410194383.0的专利《一种具有良好耐蚀性和韧性的超高强度模具钢》其成分质量分数为C：0.08％～0.32％、Si：≤0.8％、Mn：≤0.5％、Cr：5％～10％、Ni：6.0％～8.0％、Co：1.3％～1.8％、W：0.9％～1.1％、V：0.2％～0.5％、Nb：0.08％～0.15％、N：≤0.002％、O：≤0.0015％、Mo：0.9％～1.4％、Ti：0.05％～0.4％、S：0.011％～0.025％。该种模具钢经过锻造加工手段可广泛应用于要求高强度高韧性的汽车行业。但锻造成本高，成材率低，且该种塑料模具钢难以保证冲击性能。申请号为200610116358.6的专利《高热强性热作模具钢材料》中公开一种热作模具钢，其成分百分比为：Cr：3.5％～4.0％，Mo：2.0％～2.5％，V：1.0％～1.5％，W：1.0％～1.5％，Mn：0.1％～0.5％，Ni：0.1％～0.25％，C：0.3％～0.35％，Si：0.1％～0.5％，S：0.005％～0.01％，P：0.01％～0.02％。该模具钢具有较高的使用硬度，硬度在48～54HRC范围内，该材料的室温冲击韧性大于300J，并具有较优的热疲劳性能，但是不能保证高温耐磨损性和高温热导率。

发明内容

针对现有技术的不足，本发明的目的在于制备一种具有优异抗回火软化性能的模具钢及其制备方法，本发明模具钢通过合金元素的成分设计，使该模具钢即使经过长时间回火仍具有均匀分布的纳米级碳化物。同时配合工艺设计使本发明模具钢具有优异的抗回火软化能力、优异的抗高温磨损性能及高热导率、较高的硬度，同时兼顾强韧性匹配、性能均匀，并采用高效经济的生产工艺，有效提高模具使用寿命。

本发明目的是这样实现的：

一种具有优异抗回火软化性能的模具钢，按重量百分比计，包括以下组分：C：0.50％～0.60％，Si：0.30％～0.50％，Mn：0.30％～0.50％，P≤0.015％，S≤0.015％，Cr：2.40％～3.40％，Mo：3.50％～4.00％，V：1.50％～2.00％，Ti：0.20％～0.30％，Sr：0.20％～0.30％，Zn：0.30％～0.40％，其余为Fe和不可避免的杂质。

进一步地，所述模具钢中，V/Cr为0.585～0.625。

进一步地，所述模具钢中，Mo/Zn为10.0～11.7。

进一步地，所述模具钢中，Ti+Sr为0.45％～0.55％。

进一步地，所述模具钢钢板室温硬度为47～49HRC，厚度截面硬度差≤2HRC，经600℃保温24h后硬度保持43～44HRC、650℃保温24h后硬度保持34～35HRC。

进一步地，所述模具钢钢板无缺口室温心部横向冲击韧性为210～220J；700℃下磨损体积为(7.8～7.9)×10⁷μm³，700℃下磨痕深度为26～28μm，磨痕宽度为0.85～0.95mm；700℃下热导率为(38～39)W·m^-1·K^-1；所述模具钢钢板厚度为50～150mm。

进一步地，所述模具钢钢板中碳化物粒径峰值分布在15～25nm范围内，占29％-30％，经650℃保温24h后，碳化物粒径峰值分布在25～50nm范围内，占36％～38％。

本发明成分设计理由如下：

1)C：在本发明模具钢中，一部分碳固溶于基体中起到固溶强化作用，一部分与合金元素相互作用，以合金碳化物的形式析出。碳含量可直接影响本发明钢的强度、塑韧性、高温强度及热稳定性，尤其是在回火过程中，由马氏体和残余奥氏体分解的碳化物弥散分布在α相上，从而提高模具钢强度、韧性等综合性能。本发明适量增加碳含量，一方面可使更多的强碳化物形成元素以及Mn等弱碳化物形成元素从钢的基体分配到碳化物中，从而减弱这些元素固溶于钢基体产生较大的晶格畸变，降低这些元素对钢的热导率产生的不利影响；一方面提高钢的强度硬度，弥补由于降低Si、Cr元素导致基体硬度降低，保证钢的耐磨损性；一方面避免增加本发明钢的冷脆性和时效敏感性，保证钢的焊接性能及耐蚀性。因此，本发明选择加入C：0.50％～0.60％，与其他合金元素共同作用，通过本发明的制备方法，即使经过长时间的回火也可获得均匀分布的纳米级碳化物，使该种模具钢具有优异的综合性能、较稳定的组织结构及热稳定性。

2)Si：本发明中Si可提高淬透性和基体强度，有利于二次硬化，可提高该种模具钢在高温回火过程中析出合金碳化物的弥散度，使其更加均匀弥散分布。Si限制钢中碳的迁移速率，在高温回火时提供合金元素的优先析出部位，使得模具钢在高温时才析出细小弥散的碳化物，提高本发明模具钢的热稳定性。此外，它可扩散至ε-碳化物中，以固溶的方式提高ε的稳定性，在回火过程中，推迟渗碳体的出现。这个过程可以有效缩短第一类回火脆性的温度区间，从而调整回火马氏体的强韧性配合。本发明适量降低Si含量，一方面避免出现比较严重的偏析情况，使钢产生各向异性，对钢的组织均匀性产生不利影响；一方面，Si的外层电子结构与Fe差异较大，固溶于钢中产生较大的晶格畸变，增强晶格畸变应力场会加大干扰电子和声子的运动，而造成抗热导性增大，因此本发明需控制Si含量为0.30％～0.50％。

3)Mn：本发明中Mn一是起到固溶强化作用，虽然其固溶强化效果弱于C，但其对钢塑性影响较小，几乎不降低钢的延展性；二是提高淬透性，其是提高淬透性最显著的元素；三是可使二次硬化温度提前，促进碳化物的溶解，奥氏体化加热过程中有较多的碳化物溶入基体，同其他强碳化物元素结合形成碳化物，从而使二次硬化峰值提高。但含Mn量过高对韧性和高温性能有不利影响，且易产生元素富集发生偏析使基体材料成分及组织不均匀，造成终态钢板全板性能差异大，此外Mn的外层电子结构与Fe差异较大，固溶于钢中产生较大的晶格畸变，增强晶格畸变应力场会加大干扰电子和声子的运动，而造成抗热导性增大，因此本发明适量添加Mn，可不需添加Ni元素，一方面起到稳定奥氏体作用，高温固溶时使更多的碳化物溶入基体，同其他强碳化物元素结合形成碳化物，充分发挥有利效果，一方面避免对钢的热导性产生不利影响，因此本发明中选择加入Mn含量为0.30％～0.50％。

4)P、S：S以MnS的形式分布于钢中，MnS在热轧过程中沿着轧制方向伸长，使得硫易切削钢的横向力学性能显著降低，加剧了钢材的各向异性，同时它导致基体内部产生空洞并成为氧化向纵深发展的通道，降低该种模具钢的热稳定性。P虽能适量提高铁素体硬度，改进零件的表面光洁度和切削性能，但其较容易在奥氏体晶界发生偏析使基体材料晶界上原子间结合力减弱，造成材料回火脆性大，磷元素在晶界偏析还会造成脆性断口遗传，而且S、P过多会影响钢的均质性及纯净度。综合考虑炼钢成本及其对钢的影响，本发明选择加入P≤0.015％，S≤0.015％。

5)Cr：可提高钢的淬透性并具有二次强化作用，促进合金化，推迟珠光体和贝氏体转变，增加钢的硬度和耐磨性而不会使钢变脆，可确保大截面积模具制造和生产。Cr元素易与碳元素结合，可形成各种硬质碳化物。这些碳化物分布于钢的基体之中，对提高本发明模具钢的硬度、耐磨性及热稳定性能发挥着重要作用。若Cr含量过高，在高温回火或长时间回火时，碳化物中其他合金元素被Cr代替，形成粗大且较软的高铬碳化物，从而降低模具钢的热强性和热稳定性；此外，若Cr含量较高，则在基体中溶解量就较多，使钢基体产生较大程度的晶格畸变而降低钢的热导率，为此，本发明添加适量Cr，一方面保证固溶于基体后能显著增强钢的透性，确保大截面积模具制造和生产，一方面保证本发明模具钢的热强性和热稳定性，一方面，保证该钢的热导率。此外，本发明中加入适量Cr，能在表面上形成非常致密的Cr₂O₃氧化膜，提高钢的耐蚀性。在Zn等合金元素的共同作用下可增大钢中Cr的扩散率，降低其在钢板心部聚集形成偏析，因此本发明选择加入Cr含量为2.40％～3.40％。

6)Mo：在本发明中Mo的作用一是溶入基体以固溶强化的方式增强模具钢的强度及硬度。固溶于基体的Mo会在位错周围偏聚以降低集体晶格畸变程度，并形成柯氏气团或铃木气团对位错钉扎，阻碍位错的开动，提高模具钢的屈服强度，甚至出现屈服平台，在回火时由于气团的钉扎作用，α相内位错难以聚集合并或对消，使得亚晶粒出现温度推迟，明显阻碍了α相的回复、甚至再结晶，增加了材料的回火稳定性；二是在后续回火时析出MC和M₂C碳化物，这两种碳化物尺寸细小，分布弥散，对二次硬化作用贡献极大。但过量的Mo导致Mo₂C转变为M₆C，沿原奥氏体晶界、马氏体板条界析出，大颗粒状的M₆C会使材料脆化，也会降低韧性，但含量过少会导致由Mo产生的二次硬化效果不显著。本发明适量提高Mo含量，一方面可改善本发明模具钢的淬透性，确保大截面模具钢厚度方向组织性能的均匀性；一方面可减少M₂₃C₆和M₇C₃碳化物的形成，而形成较多稳定性高的MC和M₂C型简单碳化物，保证模具钢的热强性和热稳定性；一方面可降低脱碳氧化的程度，此外，在不降低本发明模具钢韧性的同时，可保证其二次硬化效果。因此本发明选择加入Mo含量为3.50％～4.00％。

7)V：V元素作用一是固溶于基体中起固溶强化的作用，作用二是与材料中的C元素相结合形成合金碳化物存在于材料中，在本发明中可形成熔点较高的VC，在热处理过程中难以熔化，因此在材料奥氏体化过程中可钉扎晶界，组织奥氏体晶粒长大，从而能有效减小基体晶粒尺寸，达到细晶强化的效果。该类碳化物均匀弥散分布于材料当中，且具有高熔点高硬度稳定性强且不易长大的特点，能有效的加强材料的耐磨性能，在高温回火过程中能从基体中析出，促进材料二次硬化，提高材料的高温稳定性能，进而降低材料的过热敏感性，此外可改善材料的抗回火软化，这主要是因为VC热稳定性较高，即便在700℃的服役工况下，也不易聚集长大，趋于细小弥散的分布状态，使材料具有优异的抗回火软化性。但过量V元素可降低材料的塑韧性，因此本发明添加V：1.50％～2.00％。

本发明控制V/Cr＝0.585～0.625，由于V的碳化物在回火过程中，保持尺寸稳定的能力优于含Cr的碳化物，这些细小的含V碳化物可以更加有效地阻碍位错的运动，提高模具钢的高温热稳定性能。而本发明的V/Cr比值和钢中碳含量促进了该钢中含V的MC型碳化物的析出，细小的MC型碳化物尺寸稳定，对位错的钉扎作用更好。在回火过程中可析出大量的纳米级碳化物，对位错的钉扎作用明显，提高其抗回火软化能力。本发明由于设定V/Cr比值，可促进析出MC，推迟M₂₃C₆的析出和转变等，有效地阻碍了细小碳化物的粗化和转变过程，提高材料的热稳定性。此外，在材料服役时会受到高温磨损，在600℃以下材料发生轻微氧化磨损机制，其耐磨性能取决于其氧化物性能和基体性质，本发明虽然Cr含量较低，但由于Cr与V、Mo等元素共同作用，使材料基体具有较高硬度可承受氧化磨损。在600℃以上时，模具钢开始发生软化，此时摩擦氧化物的减磨作用需要以基体组织提供支撑为前提，本发明模具钢具有优异的抗回火软化和热稳定性能，能够更好地为摩擦氧化层提供支撑，可形成单层的摩擦氧化物层，其氧化层厚度均匀，能够有效地保护基体组织，使本发明模具钢具有良好的耐高温磨损性能。

8)Ti：Ti可有效改善本发明模具钢内部组织、细化晶粒，使粗大的网状组织变得均匀、细小，对细化晶粒和第二相进行强化后，一定程度上改善了该钢的强度和硬度，强化力学性能，增强模具钢耐磨损性能和抗疲劳性能。加入Ti含量过少则晶粒细化效果不明显，而加入Ti元素过多，则易因动态再结晶使组织粗化、疏松，不利于钢强度的提高，因此本发明选择加入Ti：0.20％～0.30％使该钢的组织和性能能得到最大程度改善。

9)Sr：Sr元素的化学性质活泼，可显著细化本发明模具钢的晶粒，使粗大的网状组织变得均匀细小，本发明模具钢在非平衡凝固过程中容易形成介稳定的片状共晶碳化物，并以扇形分布于等轴晶间，这种片状的共晶碳化物经轧制等热加工可分解，若分解不完全则会部分保留，并遗传至终态钢板组织中，不利于力学性能及热稳定性，本发明添加适量Sr元素可显著减少尖角情况，缓解共晶碳化物的偏聚改善组织，提高强度和力学性能，增强耐磨损性能，减缓高温、交变应力等恶劣工作环境中造成的摩擦磨损和疲劳效应，延长本发明模具钢的使用寿命。因此本发明添加Sr：0.20％～0.30％。

本发明中Sr与Ti需共同作用，使Sr元素即使在高温下依然具有稳定性，不易氧化，可有效增强钢的硬度、强度，增加延展性，使耐磨性能增强，同时发挥Ti和Sr的有利效果，即使在高温长时间回火后，仍可获得均匀细小晶粒，提高材料的抗回火软化性，因此本发明控制Ti+Sr＝0.45％～0.55％，避免过量导致不利影响。

10)Zn：本发明中添加适量Zn元素作用有三，一是增加基体金属与氧化膜之间的附着力，因其对基体金属有“钉扎”作用，为基体金属在高温时仍然具有较高的强度及稳定性，增大钢中Cr的扩散率，有助于在钢的表面形成Cr₂O₃，提高材料的抗氧化性能；二是可改善该种模具钢铸态组织中共晶碳化物形态，使网状共晶碳化物断网，并成球状均匀弥散分布；三是减轻基体材料中P、Mn等易偏析元素的富集与偏析，释放材料内部储存的大量的畸变能，使P、Mn等元素对晶界的作用减弱，分布更加均匀，提高材料冲击韧性及组织性能的均匀性，延长模具使用寿命。因此，本发明中Zn：0.30％～0.40％。

本发明添加适量的Mo元素，使该种模具钢具有更高的红硬性和抗回火软化性，使回火组织产生大量的M₂C型碳化物，细小的M₂C型碳化物阻碍高温下位错的运动和晶界的迁移，使本发明模具钢具有更好的稳定性，即使高温长时间回火后，碳化物仅在原地球化，长大特征不明显，提高材料高温强度。但本发明中Mo元素易产生点状偏析，为充分发挥其有利作用，避免点状偏析带来的成分、应力集中等产生的不利影响，本发明控制Mo/Zn＝10.0～11.7，使元素、组织分布更加均匀，使该种模具钢更适用于制造大截面模具，生产尺寸较大、形状复杂的零件，延长模具使用寿命，避免开裂失效。

本发明技术方案之二是提供一种具有优异抗回火软化性能的模具钢的制造方法，包括冶炼、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、热处理。

板坯加热

将连铸板坯加热至1260℃～1270℃，均热段保温4～5h，本发明的模具钢合金含量较高，通常需要较高板坯加热温度，较长的保温时间使合金元素在基体中充分固溶，改善板坯成分不均匀性，减轻成分偏析，进而减轻后续的组织偏析，使大尺寸共晶碳化物溶解。

轧制

控制开轧温度为1060℃～1080℃，钢板轧制时前二个道次的压下率为17％～20％。采用大压下率可以提高变形渗透深度，使粗大的柱状晶得以破碎，形成细小均匀的晶粒，焊合中心组织缺陷，终轧温度为1000℃～1020℃，控制终轧道次的压下率为17％～20％得到50～150mm厚度钢板。钢板下线温度300～400℃。下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为36～48h。

热处理

a、高温正火+高温回火预处理

将钢板加热至1080～1100℃，保温3～4h，出炉空冷至室温，随后将钢板加热至750～770℃，保温2～3h，出炉空冷至室温。本发明采用高温正火+高温回火预处理，在较高温度固溶，使碳化物大部分溶于奥氏体中，仅剩少量孤立的粗大碳化物，带状碳化物基本消除，获得了分布均匀、尺寸细小的球状碳化物，可在不影响硬度的情况下，提高材料的断裂韧性，有利于提高本发明模具钢的抗疲劳裂纹扩展能力和抗热疲劳开裂能力，为终态钢板提供稳定均匀的组织结构，提高其抗回火软化性能。

b、正火

将钢板加热至1030～1050℃，保温2～3h，出炉空冷至室温。本发明的模具钢碳及合金含量较高，生成碳化物的能力较强，常规热处理温度较低，无法消除带状碳化物，而采用本发明的高温正火+回火预处理及二次正火工艺后可促使晶界处的碳化物能够在高温下完全扩散到奥氏体晶粒中去，使带状碳化物得以消除，本发明中的钢板经历两次γ-M相转变，使其组织成分更加均匀，晶粒细小，碳化物细小均匀弥散分布，这种组织使位错滑移阻力增大，为回火热处理做了组织准备，可使回火后的碳化物弥散度增加，显著提高该种模具钢的热稳定性和耐磨损性。

c、两次回火

第一次回火温度为580～610℃，保温时间2～3h，空冷至室温，然后进行第二次回火热处理，温度为610～640℃，保温2～3h，空冷至室温。本发明的一次回火主要作用一是降低正火后产生的内应力，使组织稳定；二是为了使残余奥氏体分解，如果未分解的残余奥氏体过多，在模具钢使用时奥氏体分解的淬火马氏体将成为裂纹源导致早期开裂，使材料时效报废。采用二次回火工艺的作用一是使一次回火转变产物继续回火，消除残余应力，使整个组织均匀化，提高材料韧性；二是增加一次高温回火使更多的合金元素从固溶体中析出，减少晶格畸变，不仅减弱合金元素对钢导热率的影响，还消耗更多固溶在基体中的碳元素，减弱碳元素对铁晶格畸变影响，有助于提高材料的导热率；三是使组织为均匀的回火马氏体并有大量的细小析出相弥散分布在基体上，这些析出相具有较高的热稳定性，有利于提高材料的高温强度及抗回火软化性，使本发明的模具钢在回火后保持强度的同时具有较好的韧性，此外这些析出相为硬质相，可有效提高材料的室温及高温耐磨损性。

本发明有益效果在于：

本发明采用低Si高Mo的设计思想，Mo、Cr、V、Zn按照比例添加，Ti、Sr共同作用，不添加W、Ni等贵金属元素，使本发明的模具钢具有优异的抗回火软化性能，即使经过长时间回火仍具有纳米级均匀分布的碳化物，同时经过工艺设计使该种模具钢具有良好的高温耐磨损性及高的导热性等。采用铁水预处理、冶炼、LF、RH、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、高温正火+高温回火预处理、正火、两次回火的工艺生产，使本发明的模具钢具有较高的硬度、强韧性匹配及性能均匀性。

1.本发明模具钢具有优异的抗回火软化性能，终态钢板中碳化物粒径峰值分布在15～25nm范围内，占29％～30％，经650℃保温24h后，碳化物粒径峰值分布在25～50nm范围内，占36％～38％，即使经过长时间回火仍具有纳米级均匀分布的碳化物，无大尺寸碳化物且均匀弥散分布；

2.本发明模具钢具有良好的高温耐磨损性及高的导热性，700℃下磨损体积为(7.8～7.9)×10⁷μm³，700℃下磨痕深度为26～28μm，磨痕宽度为0.85～0.95mm；并具有良好的高温热导率，700℃下热导率为(38～39)W·m^-1·K^-1。

3.本发明模具钢具有较高的硬度、强韧性匹配及性能均匀性，一次回火后钢板心部硬度为50～52HRC，终态钢板室温硬度为47～49HRC，厚度截面硬度差≤2HRC；终态钢板无缺口室温心部横向冲击韧性为210～220J；具有良好的抗回火软化性能，经600℃，保温24h后硬度保持43～44HRC、650℃保温24h后硬度保持34～35HRC。

具体实施方式

下面通过实施例对本发明作进一步的说明。

本发明实施例根据技术方案的组分配比，进行铁水预处理、冶炼、LF、RH、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、高温正火+高温回火预处理、正火、两次回火。

板坯加热

将连铸板坯加热至1260℃～1270℃，均热段保温4～5h；

轧制

控制开轧温度为1060℃～1080℃，钢板轧制时前二个道次的压下率均为17％～20％，终轧温度为1000℃～1020℃，控制终轧道次的压下率为17％～20％，得到钢板厚度50～150mm；

高温正火+高温回火预处理

钢板加热至1080℃～1100℃，保温3～4h，出炉空冷至室温，随后将钢板加热至750℃～770℃，保温2～3h，出炉空冷至室温；

正火

将钢板加热至1030℃～1050℃，保温2～3h，出炉空冷至室温；

两次回火

第一次回火温度为580℃～610℃，保温时间2～3h，空冷至室温，第二次回火热温度为610～640℃，保温2～3h，空冷至室温。

进一步，所述模具钢的制造方法中在轧制后还包括下线处理，下线温度300～400℃，下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为36～48h。

以下实施例仅为本发明的一些最优实施方案，并不对前述发明范围和技术手段有任何限制。表1为本发明实施例的化学成分，表2为实施例板坯加热、轧制工艺及冷却工艺，表3为实施例的热处理工艺，表4为实施例一次回火后钢板心部平均硬度，表5为各实施例室温心部横向冲击韧性，表6为各实施例终态钢板的洛氏硬度性能，表7为各实施例终态钢板的热稳定性，表8为实施例心部终态碳化物粒径分布，表9为实施例心部试样经650℃，保温24h后碳化物粒径分布，表10为实施例高温磨损性能，表11为实施例的高温热导率。

表1本发明实施例的化学成分(wt％)

表2实施例板坯加热、轧制工艺及冷却工艺

表3实施例的热处理工艺

表4一次回火后钢板心部平均硬度

实施例	一次回火硬度/HRC
		1	50.3
2	51.0
		3	50.5
4	51.5
		5	51.8
6	52.0
		7	50.0
8	51.4
		9	50.9
10	51.7

表5各实施例室温心部横向冲击韧性

注：冲击试样为尺寸为10×7×55mm(无缺口)

表6终态钢板的洛氏硬度性能

表7各实施例终态钢板的热稳定性

表8各实施例心部终态碳化物粒径分布

表9实施例心部试样经650℃，保温24h后碳化物粒径分布

注：在实施例心部截取20×20×20mm试样，在5000倍下随机选取50个视场，统计碳化物粒径分布

表10实施例高温磨损性能

实施例	700℃下磨损体积/10⁷μm³	700℃下磨痕深度/μm	700℃下磨痕宽度/mm
				1	7.88	26.7	0.87
2	7.85	27.1	0.90
				3	7.84	27.5	0.92
4	7.89	26.9	0.85
				5	7.82	26.5	0.93
6	7.80	28.0	0.95
				7	7.83	27.7	0.88
8	7.81	27.5	0.89
				9	7.90	26.0	0.94
10	7.86	27.0	0.91

注：截取各实施例心部试样进行试验，磨材料为高硬度的SiC，载荷10N，试验时间1h，滑行距离360m

表11实施例的高温热导率

实施例	700℃下热导率/W·m^-1·K^-1
		1	38.5
2	38.2
		3	38.9
4	38.0
		5	38.7
6	38.3
		7	38.0
8	38.8
		9	38.4
10	38.6

由上可见，本发明模具钢终态钢板中碳化物粒径峰值分布在15～25nm范围内，占29％～30％，经650℃保温24h后，碳化物粒径峰值分布在25～50nm范围内，占36％～38％，即使经过长时间回火仍具有纳米级均匀分布的碳化物，无大尺寸碳化物且均匀弥散分布；700℃下磨损体积为(7.8～7.9)×10⁷μm³，700℃下磨痕深度为26～28μm，磨痕宽度为0.85～0.95mm；并具有良好的高温热导率，700℃下热导率为(38～39)W·m^-1·K^-1。一次回火后钢板心部硬度为50～52HRC，终态钢板室温硬度为47～49HRC，厚度截面硬度差≤2HRC；终态钢板无缺口室温心部横向冲击韧性为210～220J；具有良好的抗回火软化性能，经600℃，保温24h后硬度保持43～44HRC、650℃保温24h后硬度保持34～35HRC。

为了表述本发明，在上述中通过实施例对本发明恰当且充分地进行了说明，以上实施方式仅用于说明本发明，而并非对本发明的限制，有关技术领域的普通技术人员，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，还可以做出各种变化和变型，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内，本发明的专利保护范围应由权利要求限定。

Claims

1.一种具有优异抗回火软化性能的模具钢，其特征在于，按重量百分比计，包括以下组分：C：0.50％～0.60％，Si：0.30％～0.50％，Mn：0.30％～0.50％，P≤0.015％，S≤0.015％，Cr：2.40％～3.40％，Mo：3.50％～4.00％，V：1.50％～2.00％，Ti：0.20％～0.30％，Sr：0.20％～0.30％，Zn：0.30％～0.40％，其余为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的一种具有优异抗回火软化性能的模具钢，其特征在于，所述模具钢中，V/Cr为0.585～0.625。

3.根据权利要求1所述的一种具有优异抗回火软化性能的模具钢，其特征在于，所述模具钢中，Mo/Zn为10.0～11.7。

4.根据权利要求1所述的一种具有优异抗回火软化性能的模具钢，其特征在于，所述模具钢中，Ti+Sr为0.45％～0.55％。

5.根据权利要求1所述的一种具有优异抗回火软化性能的模具钢，其特征在于，所述模具钢钢板室温硬度为47～49HRC，厚度截面硬度差≤2HRC，经600℃保温24h后硬度保持43～44HRC、650℃保温24h后硬度保持34～35HRC。

6.根据权利要求1所述的一种具有优异抗回火软化性能的模具钢，其特征在于，所述模具钢钢板无缺口室温心部横向冲击韧性为210～220J；700℃下磨损体积为(7.8～7.9)×10⁷μm³，700℃下磨痕深度为26～28μm，磨痕宽度为0.85～0.95mm；700℃下热导率为(38～39)W·m^-1·K^-1，所述模具钢钢板厚度为50～150mm。

7.根据权利要求1所述的一种具有优异抗回火软化性能的模具钢，其特征在于，所述模具钢钢板中碳化物粒径峰值分布在15～25nm范围内，占29％～30％，经650℃保温24h后，碳化物粒径峰值分布在25～50nm范围内，占36％～38％。

8.一种根据权利要求1～7任一项所述的一种具有优异抗回火软化性能的模具钢的制造方法，包括冶炼、连铸、板坯加热、轧制、热处理，其特征在于，

(1)板坯加热

将连铸板坯加热至1260℃～1270℃，均热段保温4～5h；

(2)轧制

控制开轧温度为1060℃～1080℃，钢板轧制时前二个道次的压下率为17％～20％，终轧温度为1000℃～1020℃，控制终轧道次的压下率为17％～20％；

(3)热处理

a、高温正火+高温回火预处理

钢板加热至1080～1100℃，保温3～4h，出炉空冷至室温，随后将钢板加热至750～770℃，保温2～3h，出炉空冷至室温；

b、正火

将钢板加热至1030～1050℃，保温2～3h，出炉空冷至室温；

c、两次回火

第一次回火温度为580～610℃，保温时间2～3h，空冷至室温，第二次回火热温度为610～640℃，保温2～3h，空冷至室温。

9.根据权利要求8所述的一种具有优异抗回火软化性能的模具钢的制造方法，其特征在于，所述模具钢的制造方法中在轧制后还包括下线处理，下线温度300～400℃，下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为36～48h。