一种大型热锻热作模具钢的制备方法与流程

1.本发明属于热作模具钢技术领域，特别涉及一种大型热锻热作模具钢的制备方法。


背景技术：

2.热锻热作模具钢用于再结晶温度以上的固态金属成型，在热作模具钢中占有相当大的比例。目前，几乎所有重大受力构件都是通过热锻成型来进行生产的，尤其是在各种紧固件、标准件、汽车发动机、飞机等制造业中，对热锻成型工艺具有很大的依赖性。新一代飞机主梁、起落架等主承力构件以及发动机叶片等高端装备用模锻件向“大型化、整体化、精密化、近净型、低成本”的趋势发展。由于热锻模具的服役温度达到700℃～1100℃甚至更高，再加上模具体积庞大、结构复杂，型腔内尺寸差异大，材料变形不均匀，受力复杂，导致此类模具的可靠性和寿命极低。模具材料的稳定性是影响模锻件品质、批次稳定性、生产效率和成本的核心关键因素，也是发展热模锻先进模锻技术首要解决的问题。
3.因此，针对厚度≥650mm、长度≥900mm的大型热锻热作模具钢需求，设计一种强韧性好、高回火稳定性、成本低的大型热锻热作模具钢的制备方法，是本发明的创研动机。


技术实现要素：

4.本发明的目的在于提供一种大型热锻热作模具钢的制备方法，克服了现有技术的模具的可靠性和寿命极低的不足。本发明限定了大型热锻热作模具钢的不同成分和含量，并得出该新成分和含量的钢种的新的制备方法，能够用于制作厚度≥650mm、长度≥900mm的大型热锻热作模具。实现了强韧性好、高回火稳定性、成本低。
5.本发明通过对钢的成分以及含量的改进，并使用新的锻造方法，得到的大型热锻热作模具钢，强韧性好，具有高回火稳定性，高温强度(包括抗拉强度和屈服强度)好，能够满足大截面热锻热作模具钢的使用需求。
6.本发明提供的大型热锻热作模具钢的制备方法的工艺步骤及控制的技术参数如下：
7.步骤一：采用电炉、电炉+电渣重熔或真空感应炉冶炼制成钢锭，钢锭的化学成分重量％含量为：c:0.30～0.39％，si:0.35～0.55％，s≤0.002％，p≤0.02％，mn:0.50～0.7％，mo:1.40～1.70％，cr:2.60～3.40％，v:0.10～0.30％，ni:0.80～1.20％，al+nb:≤0.2％，b：≤0.1％，其余为fe及不可避免的杂物；
8.步骤二：钢锭预开坯：钢锭采用二段式预热，首先以≤80℃/h的加热速度升温至600℃～650℃保温1h，再以≤80℃/h的加热速度升温至800℃～850℃保温1h，以≤80℃/h的加热速度升温至1170℃～1190℃高温扩散4～6h，出炉压钳把后单向拔长，压下量≤8％；升温速度优选50℃/h～80℃/h，压下量优选5％～8％。
9.步骤三：预开坯料高温扩散：坯料返炉，直接升温到1205℃～1220℃保温15～16h，使钢锭成分均匀化；
10.步骤四：坯料锻造：扩散后直接降温至1160℃～1170℃保温2.5h～3h，在1110～1140℃开锻，采用多向锻造加工，总的锻造比为6～8，终锻温度950℃～960℃，缓冷至室温；
11.步骤五：正火及球化退火工艺：锻坯随炉预热升温至950℃～980℃，进行锻后组织的均匀化，保温8h后，立即入池水冷15min～20min，吊出后放置空气中冷却，待锻坯表面返温至650℃时，进行第二次入池水冷，水冷时间15min～20min，待锻坯表面返温至500℃时，进行第三次入池水冷，入池水冷时间10min～15min，水冷结束后，吊出锻坯钢表面温度应低于300℃，开始风冷至室温，检查锻坯表面干燥无水汽，立即投入退火热处理炉；
12.球化退火工艺：炉温到410℃～430℃，坯料热装入炉，随炉升温至600℃～650℃预热保温2h，随炉升温820℃～840℃保温10～12h后，以≤15℃/h冷速降温至700～730℃保温20～24h，以≤15℃/h冷速降温至300℃以下出炉空冷。冷速优选10℃/h～15℃/h。
13.优选地，所述钢锭的厚度≥650mm，长度≥900mm。
14.c：钢中含碳量决定淬火钢的基体硬度，对热作模具钢而言，钢中的碳一部分进入钢的基体中引起固溶强化，另外一部分碳将和合金元素中的碳化物形成元素结合成合金碳化物。对于热作模具钢，这种合金碳化物除少量残留的以外，还要求它在回火过程中在淬火马氏体基体上弥散析出产生二次硬化现象，从而由均匀分布的残留合金碳化物和回火马氏体组织来决定热作模具钢的性能。模具钢中的含碳量太高时，碳化物数量随之增加，使钢的高温强度、硬度和红硬性提高，钢的耐磨性变好，但是韧性和塑性会降低，工艺性能变坏；而当含碳量太低时，不能保证钢中形成足够数量的碳化物，淬火加热时固溶体中的碳和合金元素含量减少，使钢的强度、硬度、热硬性和耐磨性降低。大量研究表明，碳含量在0.40％左右时，热作模具钢具有比较好的强韧性匹配。对于本发明，碳含量控制在0.30～0.39％，另外通过其它元素的增减提高高温热强性的作用。
15.cr：铬形成碳化物，热作模具钢中可提高钢的淬透性、耐蚀性、耐磨性。淬火加热时铬溶于奥氏体，淬火后固溶于马氏体中，可以提高钢的抗回火软化能力，回火时由基体中析出，一般形成cr
23
c6合金碳化物，随着回火温度的升高及时间的延长有粗化的趋势，从而降低回火硬度，基于该理论，本发明钢的铬含量优选2.60～3.40％。
16.v：钒可以降低钢的过热敏感倾向。少量的钒能使钢晶粒细化，经适当的热处理使碳化物弥散析出时，钒可提高钢的高温持久强度和蠕变抗力，在低合金钢中加入0.1-0.3％的钒就有明显的效果。热作模具钢中，钒含量过高，将增加钢中一次碳化物vc的形成机率，一次碳化物的大量存在将显著影响钢的韧性，降低热作模具钢抵抗大裂纹的能力。
17.mo：钼是强碳化物形成元素，也是本发明钢中的核心强化元素，钼在钢中可提高钢的淬透性，同时在钢中形成特殊的碳化物，提高钢的二次硬化能力和回火稳定性。钼元素在钢中的扩散系数较大，组织均匀化困难，易使钢中形成带状组织，造成等向性低下，因此降低钼含量。
18.mn：锰在钢中具有固溶强化的作用，从而提高模具钢的强度和硬度，并提高钢的淬透性，还可以消除硫的有害影响，本发明中控制mn含量在0.50～0.7％。
19.si：硅作为钢中的合金元素，以固溶体形态存在于铁素体或奥氏体中，不形成碳化物，提高退火、正火和淬火温度，提高淬透性。由于硅对偏析有促进作用，本发明钢中硅的含量控制在0.35～0.55％。
20.ni：镍是奥氏体稳定化元素，对于提高钢的淬透性具有重要作用，本发明钢的设计
思路上降低了铬元素的含量，一定程度上影响了钢的淬透性，为了使该钢制成的模具实现截面大型化，设计添加了镍元素。本发明钢中镍元素含量范围0.80～1.20％，基于以下研究结果：
21.(1)含镍1％，钢的临界点相对于不含镍的h13钢降低40～50℃左右。cct曲线右移，导致马氏体转变的临界冷却速度由4170℃/h降低至500℃/h，极大的提高了淬透性(是模具大截面化并使心部保持高强度的重要依据)，但继续增加镍含量，不产生较大影响。
22.(2)钢中添加1％左右的镍可提高高温回火硬度及高温强度，但继续增加镍含量，硬度及高温强度增加不明显。
23.al：铝是铁素体形成元素，非碳化物形成元素，不参与形成碳化物，但能促进奥氏体向马氏体转变，促进碳化物形成，所以能促进二次硬化效应。铝提高a3温度，缩小γ稳定相区。铝在炼钢时拥有脱氧定氮的作用，加入少量的铝基本不会使合金的强度、硬度发生变化，但抗高温氧化能力增强；加入适当含量的铝可在基体中形成呈弥散分布的ni3al金属间化合物，可提高屈服强度和高温强度。实际应用中，铝含量高于0.6％易造成液析碳化物的非金属夹杂物的偏聚，降低冲击韧性。
24.nb：强碳化物形成元素，与v的作用相似，形成mc型碳化物，可用来部分替代v。利用nb增加钢中mc型碳化物，从而增强钢的耐磨性，细化晶粒尺寸，改善冲击韧性。但nb含量过高时，则显示了对初生晶粒的粗化，碳化物颗粒较粗大。根据本发明其它成分及含量的考量，al+nb的含量≤0.2％。
25.s：硫在钢中易与锰结合，形成非金属夹杂物mns，通常在热加工过程中沿加工方向被拉长成为条状，对钢材的横向韧性产生较大的影响，降低钢的等向性能，硫元素在热作模具钢中经常被认为是有害元素，因此，在冶金条件允许的情况下应尽量降低，本发明钢中硫含量应控制在0.002％以下。通过减少硫化物含量，工具钢横向的冲击韧性可以非常接近纵向的冲击韧性，硫化物含量特别容易沿纤维方向延伸，即在锻造延伸方向上延伸至尽可能低的水平，通过为模具钢提供与此类非金属夹杂物相关的极高清洁度，进一步尽可能减少硅酸盐夹杂物和氧化物夹杂物。也就是说，根据本发明的各向同性工具钢基本上由必要元素组成，s的质量分数小于0.002％以下，优选0.001％以下。
26.p：磷在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体化温度加热时偏聚在晶界，使钢的脆性显著增大。控制磷的含量在0.02％以下，并且含量越低越好。
27.b：硼用于沉淀金属间化合物，通过提高温度和高温强度有效提高抗软化性。当添加过量时，它们会严重影响工具钢的韧性。因此，它们的重量百分比应为≤0.1％，优选，0.01～0.05％。
28.钴和稀土元素都是成本较高的成分，本发明的钢中不添加钴和稀土元素，可以降低成本。
29.本发明的实施包括以下技术效果：
30.本发明的大型热锻热作模具钢的制备方法，关于成分上的创新：(1)降低了c、mo和v的含量，减小材料中一次碳化物数量，使材料具有更高的韧性；(2)适当增加碳化物形成元素mo含量，以弥补v含量降低带来的高温强度缺失，同时也改善淬火过程中的晶粒级别，提高二次硬化效果，回火过程析出纳米级mo2c，提高材料高温强度；(3)通过降低cr含量提高材料的高温回火稳定性；(4)通过al+nb对淬透性及高温强度的影响规律，确定了最佳的控
制范围；通过添加少量al，与钢中的ni形成金属间化合物ni3al强化相，同时少量al作为炼钢时的脱氧定氮剂，降低钢中的氧含量并细化晶粒，提高淬火温度。
31.关于制备方法的创新：增加了钢锭预开坯步骤，传统高温扩散工艺直接在冶炼钢锭上开展，扩散温度根据钢种的不同，一般选用1200℃～1250℃保温，保温时长根据钢锭大小计算，但对于本发明厚度≥650mm的坯料，钢锭尺寸通常达到900mm以上，为减轻组织偏析，扩散时间需≥30h，此时，钢锭边部组织晶粒粗化，将达到1～2级，如果后续锻造比不足，严重影响钢材最终的力学性能。因此，本发明针对发明钢种，创新性的提出钢锭预开坯工序，通过单向拔长，保证适当的压下量，可缩短钢锭二次枝晶间距，并使一部分钢锭枝晶间析出的液析碳化物溶解，从而缩短钢锭扩散时间至15～16h，节省扩散成本，并保证钢坯的力学性能。关于正火及球化退火步骤的改进，鉴于本发明钢含v量只有0.10～0.30％左右，临界淬火温度约为980℃，在该温度范围内长时保温可实现锻后组织均匀化，采用水冷快速冷却方法，可实现组织细晶化，而多级水冷工序避免大型模具钢水冷过程中的开裂。根据本发明钢cct连续冷却转变曲线，制定了奥氏体化温度820℃～840℃，可实现少量未溶碳化物成为冷却及等温过程中的碳化物析出核心，实现退火后碳化物均匀弥散析出，组织均匀性得到改善。
具体实施方式
32.下面将结合实施例对本发明加以详细说明，需要指出的是，所描述的实施例仅旨在便于对本发明的理解，而对其不起任何限定作用。
33.实施例1
34.本实施例提供的一种大型热锻热作模具钢的制备方法，包括以下步骤：
35.步骤一：采用电炉、电炉+电渣重熔或真空感应炉冶炼制成钢锭，钢锭的化学成分重量％含量为：c:0.38％，si:0.44％，s：0.002％，p：0.02％，mn:0.62％，mo:1.51％，cr:3.02％，v:0.15％，ni:1.20％，al+nb:≤0.101％(其中al：0.05％；nb：0.051％)，b：≤0.07％，其余为fe及不可避免的杂物；
36.步骤二：钢锭预开坯：钢锭采用二段式预热，首先以80℃/h的加热速度升温至600℃保温1h，再以80℃/h的加热速度升温至800℃保温1h，以80℃/h的加热速度升温至1170℃高温扩散4h，出炉压钳把后单向拔长，压下量8％；
37.步骤三：预开坯料高温扩散：坯料返炉，直接升温到1205℃保温15h，使钢锭成分均匀化；
38.步骤四：坯料锻造：扩散后直接降温至1160℃保温2.5h，在1110℃开锻，采用多向锻造加工，总的锻造比为6，终锻温度950℃，缓冷至室温；
39.步骤五：正火及球化退火工艺：锻坯随炉预热升温至950℃，进行锻后组织的均匀化，保温8h后，立即入池水冷15min，吊出后放置空气中冷却，待锻坯表面返温至650℃时，进行第二次入池水冷，水冷时间15min，待锻坯表面返温至500℃时，进行第三次入池水冷，入池水冷时间10min，水冷结束后，吊出锻坯钢表面温度应低于300℃，开始风冷至室温，检查锻坯表面干燥无水汽，立即投入退火热处理炉；
40.球化退火工艺：炉温到410℃，坯料热装入炉，随炉升温至600℃预热保温2h，随炉升温820℃保温10h后，以15℃/h冷速降温至700℃保温20h，以15℃/h冷速降温至300℃以下
出炉空冷。
41.传统高温扩散工艺直接在冶炼钢锭上开展，扩散温度根据钢种的不同，一般选用1200℃～1250℃保温，保温时长根据钢锭大小计算，但对于厚度≥650mm的坯料，钢锭尺寸通常达到900mm以上，为减轻组织偏析，扩散时间需≥30h，此时，钢锭边部组织晶粒粗化，将达到1～2级，如果后续锻造比不足，严重影响钢材最终的力学性能。因此，本实施例针对发明钢种，创新性的提出钢锭预开坯工序，通过单向拔长，保证适当的压下量，既不会开裂，又可缩短钢锭二次枝晶间距，并使一部分钢锭枝晶间析出的液析碳化物溶解，从而缩短钢锭扩散时间至15～16h，节省扩散成本，并保证钢坯的力学性能。
42.本发明钢含v量只有0.10～0.30％左右，临界淬火温度约为980℃，在该温度范围内长时保温可实现锻后组织均匀化，采用水冷快速冷却方法，可实现组织细晶化，而多级水冷工序避免大型模具钢水冷过程中的开裂。根据本发明钢cct连续冷却转变曲线，制定了奥氏体化温度820℃～840℃，可实现少量未溶碳化物成为冷却及等温过程中的碳化物析出核心，实现退火后碳化物均匀弥散析出，组织均匀性得到改善。
43.实施例2
44.本实施例提供的一种大型热锻热作模具钢的制备方法，包括以下步骤：
45.步骤一：采用电炉、电炉+电渣重熔或真空感应炉冶炼制成钢锭，钢锭的化学成分重量％含量为：c:0.35％，si:0.51％，s：0.002％，p：0.02％，mn:0.52％，mo:1.53％，cr:3.05％，v:0.1％，ni:0.91％，al:≤0.06％，b：≤0.08％，其余为fe及不可避免的杂物；
46.步骤二：钢锭预开坯：钢锭采用二段式预热，首先以70℃/h的加热速度升温至630℃保温1h，再以70℃/h的加热速度升温至830℃保温1h，以70℃/h的加热速度升温至1180℃高温扩散5h，出炉压钳把后单向拔长，压下量7％；
47.步骤三：预开坯料高温扩散：坯料返炉，直接升温到1215℃保温16h，使钢锭成分均匀化；
48.步骤四：坯料锻造：扩散后直接降温至1165℃保温2.5h～3h，在1130℃开锻，采用多向锻造加工，总的锻造比为7，终锻温度960℃，缓冷至室温；
49.步骤五：正火及球化退火工艺：锻坯随炉预热升温至970℃，进行锻后组织的均匀化，保温8h后，立即入池水冷18min，吊出后放置空气中冷却，待锻坯表面返温至650℃时，进行第二次入池水冷，水冷时间18min，待锻坯表面返温至500℃时，进行第三次入池水冷，入池水冷时间13min，水冷结束后，吊出锻坯钢表面温度应低于300℃，开始风冷至室温，检查锻坯表面干燥无水汽，立即投入退火热处理炉；
50.球化退火工艺：炉温到420℃，坯料热装入炉，随炉升温至630℃预热保温2h，随炉升温830℃保温11h后，以14℃/h冷速降温至720℃保温22h，以14℃/h冷速降温至300℃以下出炉空冷。
51.实施例3
52.本实施例提供的一种大型热锻热作模具钢的制备方法，包括以下步骤：
53.步骤一：采用电炉、电炉+电渣重熔或真空感应炉冶炼制成钢锭，钢锭的化学成分重量％含量为：c:0.39％，si:0.35％，s：0.002％，p：0.02％，mn:0.62％，mo:1.62％，cr:3.38％，v:0.26％，ni:1.12％，al+nb:≤0.0.7％(其中al：0.04％；nb：0.067％)，b：0.1％，其余为fe及不可避免的杂物；
54.步骤二：钢锭预开坯：钢锭采用二段式预热，首先以60℃/h的加热速度升温至650℃保温1h，再以60℃/h的加热速度升温至850℃保温1h，以60℃/h的加热速度升温至1190℃高温扩散6h，出炉压钳把后单向拔长，压下量6％；
55.步骤三：预开坯料高温扩散：坯料返炉，直接升温到1220℃保温16h，使钢锭成分均匀化；
56.步骤四：坯料锻造：扩散后直接降温至1170℃保温3h，在1140℃开锻，采用多向锻造加工，总的锻造比为8，终锻温度960℃，缓冷至室温；
57.步骤五：正火及球化退火工艺：锻坯随炉预热升温至980℃，进行锻后组织的均匀化，保温8h后，立即入池水冷20min，吊出后放置空气中冷却，待锻坯表面返温至650℃时，进行第二次入池水冷，水冷时间20min，待锻坯表面返温至500℃时，进行第三次入池水冷，入池水冷时间15min，水冷结束后，吊出锻坯钢表面温度应低于300℃，开始风冷至室温，检查锻坯表面干燥无水汽，立即投入退火热处理炉；
58.球化退火工艺：炉温到430℃，坯料热装入炉，随炉升温至650℃预热保温2h，随炉升温840℃保温12h后，以13℃/h冷速降温至730℃保温24h，以13℃/h冷速降温至300℃以下出炉空冷。
59.将实施例1至实施例3得到的大型热锻热作模具钢进行力学性能试验，结果如下：
60.表1实施例1至实施例3的模具钢在不同温度回火后的u型缺口冲击韧性表
[0061][0062]
表2实施例1至实施例3的模具钢在不同温度回火后的抗拉强度表
[0063][0064]
表3实施例1至实施例3的模具钢在不同温度回火后的屈服强度表
[0065][0066]
表4实施例1至实施例3的模具钢在不同温度回火后的伸长率表
[0067][0068]
表5实施例1至实施例3的模具钢在不同温度回火后的面缩率表
[0069][0070]
从表1至表5的力学性能得出，本发明限定的技术方案得到的大型热锻热作模具钢，强韧性好，具有高回火稳定性，高温强度(包括抗拉强度和屈服强度)好，完全能够满足大截面热锻热作模具钢的使用需求。
[0071]
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，而非对本发明保护范围的限制，尽管参照较佳实施例对本发明作了详细地说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的实质和范围。