技术领域
[0001] 本
发明涉及一种细晶高强韧热作模具钢GBL65及其制备方法，属
合金钢制造技术领域。
背景技术
[0002] AISI H13钢是当前模具工业使用最为广发的模具钢之一，该产品的高温摩擦磨损性能，高温热强性，热
稳定性，热疲劳性能以及热导率仍不能满足当前高强钢
热冲压的苛刻条件，逐渐不能满足模具工业的需求，而相关替代产品如高强韧1.2367、8418/DIEVAR、3Cr2W8V适用于
压铸模具，QRO90、HTCS-130和DHA-THERMO用于热冲压模具，5CrNiMo用于压铸和
热锻模具，但各有劣势，如QRO90、1.2367、5CrNiMo和3Cr2W8V的韧性不足，8418/DIEVAR的热强行不足，HTCS-130虽然热导率很高，但热强性很低。
[0003] 为综合提升模具寿命，业界普遍思路是合金成分优化，并辅助于相对苛刻的生产装备和工艺条件，但仍然没有解决两个问题：(1)价格高昂的V元素仍没有找到合适的替代，因为VC在H13系列钢中起到二次硬化的作用；(2)成分优化普遍要求更为严格苛刻的生产装备条件，使得中低生产能
力的特钢企业无法生产同类产品。
[0004] 普遍的合金化思路是降低铬含量，以提升热导率，并增加锰含量提升
耐磨性，然而，铬元素是Cr5系列模具钢核心元素，降低铬将抗
氧化性和耐蚀性难以保证；增加锰元素有增加大模
块锰元素偏析的
风险。另外，当前热作模具钢仍以大模块的自由
锻造为主，辅助于超细化工艺，两者良性结合才能获得超细化析出组织，但决定冲击韧性和综合性能的本质晶粒度仍不受控制。另外，在晶粒细化的
基础上，能否同时提升高强强度和
热稳定性，且保持良好的冲击韧性，这是困扰当前模具材料研究工作者的一大难题。
[0005] 现有的解决方案有：
[0006] (1)公布号为CN109518084A的
专利文件公开了一种高热导率含Al、Nb渗氮热作模具钢及其制备方法。基于4Cr5MoSiV1钢合金成分，调整C与Cr、Mo、V比例，添加Al、Nb，合金含量比4Cr5MoSiV1钢少1.5～2.0％。该发明的钢成本低、韧性与4Cr5MoSiV1钢相当，具有高热导率和渗氮性、优良的耐磨性和回火抗力。但是Al的加
热容易形成
钢水中的Al2O3，增加夹杂物，另外Nb含量的范围太大，Nb的加入对晶粒细化效果仍不明显。
[0007] (2)公布号为CN109136765A的专利文件提出了一种热作模具钢成分，还公开了一种热作模具钢的制备方法，包括配料、
冶炼、浇涛，电渣
重熔；高温扩散
退火，多向锻造热加工；预备
热处理；最终热处理。所制备的钢具有高的热稳定性、热强性及良好的韧性等优势，满足当前模具制造对其材料的高温性能要求。该发明的特殊是增加Mo含量至3.2％，提升了热强性和热导率，但V的含量仍较高，成本增加。
[0008] (3)公布号为CN109023153A的专利文件提出了一种原位微量纳米TiC颗粒强韧化锻造热作模具钢，提出了相关的成分配方；其工艺是在锻造热作模具钢中以纳米TiC颗粒作为普通
碳钢的组织调控剂和强化剂，提高其韧性和塑性。但是加入Ti元素易形成TiN，将明显降低钢的冲击韧性。
[0009] (4)公布号为CN108950413A的专利文件提出了一种模具钢材料及其制备方法与用途。该方法通过添加微量Ti元素，并优化冶炼工艺，采用固溶处理，球化退火处理，淬火处理，回火处理对所制备的热作模具钢进行热处理，冶炼得到一种新型热作模具钢材料。本发明通过
钛微合金化及后续热处理技术，使处理后的热作模具钢，热疲劳损伤因子显著降低，大幅度提高其热疲劳抗力。但是加入Ti元素易形成TiN，将明显降低钢的冲击韧性。
[0010] (5)公布号为CN109280849A的专利文件提出了一种高性能热作模具钢成分及其制造工艺，低碳C 0.20～0.30％，降低Cr至3.10～4.00％，添加W 0.50～1.00％，降低V至0.10～0.30％。该发明采用降V增W的合金化思路，很好的提升了耐磨性，降低了成本，但Cr含量较低，使得该钢种热加工性能并不会太好。
[0011] (6)公布号为CN109321826A的专利文件提出了一种高锰低铬型热作模具钢合金成分及其制备方法，添加Ni至0.80-3.00％，改善了模具钢的淬透性。该发明为高锰低铬型热作模具钢，Mn的提升会提高耐磨性，但也会明显增加Mn元素偏析，使得冲击功和冷热疲劳性能明显下降。
[0012] (7)公布号为CN108265232A的专利文件采用优化原料配方、优化熔炼工艺、优化热处理工艺三管齐下，结合了H13的高稳定性，进一步提高了抗热疲劳性、抗回火性能，热强韧性，明显提高了模具的使用寿命。但是该发明未公布合金成分配比，因此很难判断其性能优劣。
[0013] (8)公布号为CN107974637A的专利文件提出了一种热作模具钢合金成分配方，采用高Mo含量2.80％～3.20％，提升模具钢的热强性和冲击韧性。该发明采用高碳高Mo的合金思路，但仍没有较好的V替代方案，模具钢成本仍较高。
[0014] (9)公布号为CN108220815A的专利文件提出了一种热锻用高热强性、高冲击韧性热作模具钢的成分配方，采用高C 0.40～0.50％，低Cr:3.00～3.80％，并添加稀土元素0.002～0.008％。该发明通过加入稀土以
净化晶界，冲击韧性会有提升，但稀土的加入方法仍没有清楚的方案和步骤。
[0015] (10)公布号为CN107974632A的专利文件提出了一种奥氏体热作模具钢成分配方及其制备方法。该钢充分利用奥氏体形成元素Mn和C扩大奥氏体相区以获得稳定的奥氏体组织；利用定向
凝固电渣工艺控制电渣锭中的碳化物和夹杂物行为；利用适当的热处理工艺来控制晶粒尺寸和碳化物的分解与析出行为。该发明制备得到的单一奥氏体组织热作模具钢固然可以充分提升模具钢的耐热性，热强性，但不能适用于当前市场上通用的H13钢热处理工艺，使其推广难度加大，再一个是奥氏体组织的
屈服强度并没有
马氏体组织好。
[0016] (11)公布号为CN108070794A的专利文件，该发明提出了一种高耐磨热作模具钢成分配方及其制备方法，该钢加入纳米碳化钨1.8-2.5％，钼降低至0.8-1.0％，且添加氧化铈0.06-0.1％，充分改善热作模具钢的热强性、晶粒度和组织纯净度。该发明添加陶瓷复合粉体将有利于提升模具钢的耐磨性，但该专利的配方元素太复杂多样，生产难度加大。
[0017] (12)公布号为CN107904510A的专利文件提出了一种高性能热作模具钢合金成分及其制备方法，加入Y 0.01-0.03％和Ir 0.02-0.05％以及Sr 0.01-0.03％净化热作模具钢的钢质。该发明加入Y和Ir等稀土元素提升模具钢的高温强度，稀土
冶金性质的掌控是该钢生产的一大难题。
[0018] (13)公布号为CN107400838A的专利文件，该发明提出了一种高耐磨性热作模具钢及其制备方法，该热作模具钢通过添加碳
纤维复合材料0.7-1.0％降低铬至1.0-1.5％，添加镍1.0-1.5％和钨0.1-0.2％达到提高淬透性，热强性的目的。该发明需加入
碳纤维，成本较高，Ni也较多，成本增加，而且开裂倾向加大。
[0019] (14)公布号为CN107557667A的专利文件，该发明提出了一种大型压铸模用高性能热作模具钢及其制造工艺，为实现大截面压铸模具的生产，提出低C0.20％～0.30％，添加W 0.10％～0.20％，和Nb 0.02％～0.04％％，实现高韧性和高热强性的目的。通过增加少量的W和Nb提升模具钢的热强性，但W的含量偏低，而且Nb的晶粒细化作用有限。
[0020] (15)公布号为CN107699789A的专利文件提出一种高韧性、高热稳定性ZW866压铸用热作模具钢，其思路是添加一定量的Nb 0.005％-0.08％，改善晶粒度，实现提高综合性能的目的。其中添加微量的Nb元素，对高温热加工工艺的控制难度加大，否则将很难达到晶粒细化的效果。
[0021] 因此需要对
现有技术加以改进，以获得一种细晶高强韧热作模具钢GBL65，降低成本，方便加工。
发明内容
[0022] 本发明目的在于提供一种细晶高强韧热作模具钢GBL65。
[0023] 本发明的另一目的在于提供上述细晶高强韧热作模具钢的制备方法。
[0024] 本发明提供一种细晶高强韧热作模具钢GBL65，其成分配方包括如下重量百分比的元素：C：0.41％～0.55％；Si：0.15％～1.2％；Mn：0.25％～0.85％；Cr：3％～6％；Mo：1.1％～3.4％；W：0.8％～2％，余量为
铁，以及微量残余元素S、P、N、O、H。
[0025] 其中，S、P、N、O、H为含量可接受的杂质。
[0026] 更为优选的，配方包括以下重量百分比的元素：
[0027] C：0.41％～0.55％；Si：0.5％～1.2％；Mn：0.5％～0.85％；Cr：3.5％～5％；Mo：1.2％～3％；W：0.8％～2％，余量为铁，以及微量残余元素S、P、N、O、H。其中，S、P、N、O、H为含量可接受的杂质。
[0028] 本发明的一个优选
实施例中，配方包括以下重量百分比的元素：
[0029] C：0.42％；Si：1.05％；Mn：0.85％；Cr：3.6％；Mo：2.2％；W：2％，余量为铁，以及微量残余元素S、P、N、O、H。其中，S、P、N、O、H为含量可接受的杂质，含量分别为1～200ppm。
[0030] 上述模具钢命名为GBL65，G代称“工”即上海工程技术大学，BL代称“必隆”即必隆模具材料科技(南通)有限公司，65为钢的序列号。
[0031] 上述细晶高强韧热作模具钢的制备方法，采用以下的工艺过程和步骤：
[0032] 1)熔炼：将配料放入
电弧炉中熔炼，熔炼合金成分达到指标后，将钢水控温至1520-1540℃浇铸到模具中形成
电极钢棒，脱模后清除电极棒表面氧化皮和凹坑
缺陷；
[0033] 2)
电渣重熔：电极棒进行电渣重熔，使熔融的钢水经渣系过滤后，缓慢结晶凝固成圆形钢锭；
[0034] 3)高温均质化：将圆形钢锭加热到1230～1265℃，保温时间为(0.2～0.4)×D小时，D为钢锭直径尺寸(cm)，使钢内成分扩散均匀，然后冷却至锻造
温度1180±10℃；
[0035] 4)镦粗：将1180℃±10℃钢锭在压机上沿钢锭高度方向进行镦粗至40％～50％高度，然后精整，回炉1180℃±10℃下加热2-4小时；再进行第二次镦粗，精整，回炉1180℃±10℃下保温2～4小时，再进行第三次镦粗，精整，始终保持终锻温度870℃以上；
[0036] 5)拔长：对三次反复镦粗后的钢锭进行拔长和锻打至最终尺寸获得模块，保持终锻温度870℃～900℃，拔长后坑冷至350±10℃左右；
[0037] 6)去
应力退火：将模块加热至850±10℃退火10～16小时，消除应力，然后随炉冷却；
[0038] 7)超细化处理：将模块加热至1060～1100℃保温(0.2～0.25)×d小时，d为锻件有效尺寸cm，水淬至室温；然后升温至860±10℃等温(0.4～0.6)×d小时，d为锻件有效尺寸cm；随后炉冷至740±10℃，等温(0.9～1.2)×d小时，d为锻件有效尺寸cm，然后随炉冷至室温；锻件为圆棒时，有效尺寸为其直径；锻件为板材时，有效尺寸为其厚度；
[0039] 8)调质处理：将模块加热至1060±10℃保温1.5～2.5小时，
真空气淬至室温，560±10℃回火9～11小时，空冷至室温后，在600±10℃回火9～11小时，出炉空冷。
[0040] 优选的，步骤3)高温均质化时将圆形钢锭加热到1230～1265℃，保温时间为(0.3～0.4)×D小时，D为钢锭直径尺寸(cm)，使钢内成分扩散均匀，然后冷却至锻造温度1180±10℃。
[0041] 优选的，步骤7)超细化处理时，将模块加热至1060～1100℃保温(0.2～0.25)×d小时，d为锻件有效尺寸cm，水淬至室温；然后升温至860±10℃等温(0.4～0.5)×d小时，d为锻件有效尺寸cm；随后炉冷至740℃，等温(0.9～1)×d小时，d为锻件有效尺寸cm，然后随炉冷至室温。
[0042] 步骤2)中，通过电渣重熔，通过冶金渣系过滤去除电极棒中大部分不纯净杂质后，钢水缓慢结晶凝固形成圆形钢锭。
[0043] 本发明所涉及的一些术语解释如下。
[0044] 电极棒：用于电渣重熔的
母材，用
电弧炉熔炼后浇铸成型。
[0045] 电渣重熔：利用
电流通过
熔渣时产生的
电阻热作为热源进行熔炼的方法。其目的是提高金属纯度，改善
铸锭结晶。
[0046] 钢锭：钢水经盛钢包注入铸模凝固形成一定形状的钢锭。
[0047] 高温均质化：在高温下通过扩散消除或减小实际结晶条件下晶内成分不均匀和偏离于平衡的组织状态，改善合金材料的工艺性能和使用性能的热处理工艺。
[0048] 偏析：合金中各组成元素在结晶时分布不均匀的现象。
[0049] 镦粗：使坯料高度减小而横截面增大的锻造工序。提高锻件的横向力学性能和减少
各向异性；反复镦粗和拔长以打碎合金工具钢中的碳化物，使其分布均匀。
[0050] 拔长：指凡是使横截面积减小，长度增长的锻造工序。
[0051] 超细化：具有碳化物析出行为的
合金钢为便于加工、且保证后续良好的韧性所采用的一种热处理工艺，该工艺将钢材加热到奥氏体化温度后，即缓慢随炉冷切，使细小弥散合金碳化物均匀析出，并缓慢长大成球型。然后随炉冷切至室温。超细化后的钢材具有良好的尺寸稳定性和机加工性能，且后续调质后冲击韧性较好。
[0052] W、Mo是综合提升耐磨性、高温热强性和热导率的有效元素，且WC的弥散析出能够阻止晶粒粗化，本发明在4Cr5MoSiV1钢成分的基础上增钼加钨，形成细小弥散的WC耐磨析出相，这一析出相密集的钉扎在细小晶粒周围，阻碍晶粒的长大，且去除成本相对高昂的V元素，用WC的强化代替VC；因此，这类细晶热作模具钢将比H13和8418钢具有更低的成本，更好的耐磨性、高温热强韧性和热导率。
[0053] 本发明热作模具钢GBL65晶粒尺寸细至约为0.5-3μm，具有优良的强韧性、高温摩擦磨损性能、热强性、热稳定性、热疲劳性能以及高的热导率。
[0054] 本发明的有益效果在于：
[0055] (1)该发明钢种GBL65的冲击韧性超越H13优异水平，不仅具有优良的高温摩擦磨损性能，高温热强性，热稳定性，热疲劳性能，而且部分固溶Mo和W元素将明显改善热导率。
[0056] (2)由于从成分
角度实现了晶粒度的细化，将有利于常规大生产实现该发明钢的稳定试制。
[0057] (3)本发明将提升热作模具钢的晶粒度保持在ASTM 8级以上，硬度42-48HRC范围，7×10×55无缺口式样冲击功大于260J。
附图说明
[0058] 图1为实施例1模具钢的1000倍金相组织图
[0059] 图2为600℃回火实施例1模具钢和H13钢热稳定性的测试对比图
[0060] 图3为实施例1模具钢和H13钢摩擦磨损系数的测试对比图
[0061] 图4为实施例1模具钢和H13钢热导率的对比图
具体实施方式
[0062] 以下结合具体的实施例来对本发明的技术方案加以说明。
[0063] 实施例1
[0064] 细晶高强韧热冲压模具钢GBL65的成分配方含有如下重量百分比元素：
[0065] C：0.42％；Si：1.05％；Mn：0.85％；Cr：3.6％；Mo：2.2％；W：2％，余量为铁，以及微量残余元素S、P、N、O、H。
[0066] 本实施例中，GBL65钢的工艺过程和步骤如下：
[0067] 1)熔炼：将配料按配比放入电弧炉中熔炼，冶金成分达到要求后，控温至约1520-1540℃浇铸成 电极棒，电极棒脱模后清除氧化皮和凹坑等缺陷。
[0068] 2)电渣重熔：将电极棒进行电渣重熔精炼，通过冶金渣系过滤去除电极棒中大部分不纯净杂质，然后钢水缓慢结晶凝固成1吨圆形钢锭(直径约320mm)。
[0069] 3)高温均质化：将1吨钢锭加热到1245±10℃，保温11小时，然后缓冷至1180±10℃准备锻造加工。
[0070] 4)镦粗：将1180℃钢锭沿着钢锭高度方向镦粗至45％高度，然后精整(即用压机将不规则的边沿压平整)，回炉1180±10℃加热3小时，再进行第二次镦粗，精整，回炉1180±10℃保温3小时，再进行第三次镦粗，精整，保持终锻温度870℃以上。
[0071] 5)拔长：对三次反复镦粗后的钢锭进行锻打拔长至最终尺寸165mm×520mm×1550mm(厚度×宽度×长度)，有效尺寸165mm，保持终锻温度870℃以上，拔长后坑冷至350℃左右。
[0072] 6)去应力退火：将模块加热至850±10℃退火10小时，消除应力，然后随炉冷切。
[0073] 7)超细化处理：将模块加热至1060±10℃保温3.5小时，水淬至室温，然后升温至860±10℃等温7小时，随后炉冷至740±10℃，等温15小时，然后随炉冷至室温。
[0074] 8)调质处理：将模块加热至1060±10℃保温2小时，真空气淬至室温，560℃回火10小时，空冷至室温后，在600±10℃回火10小时，出炉空冷。
[0075] 所得到的模具钢金相组织图(1000倍)如图1所示。晶粒尺寸细至约为0.5～3μm，ASTM 8级或以上。
[0076] 性能测试
[0077] 将上述GBL65钢进行性能测试，结果如下：
[0078] (1)调质后硬度43HRC；
[0079] (2)无缺口7×10×55的式样冲击功大于260J；
[0080] 开U型缺口的冲击功24J
[0081] (3)热稳定性：此处的热稳定性表达方式为：GBL65钢在600℃保温不同的时间，其硬度的下降趋势为热稳定性的好坏判断。同时与H13钢进行热稳定性的比较试验。成分比较如表1所示(wt.％)，热稳定性数据比较如表2(单位：HRC)和图2所示。
[0082] (4)GBL65钢与H13钢进行摩擦磨损系数的测试，结果如图3所示。
[0083] (5)GBL65钢与H13钢用激光导热仪进行热导率的测试，热导率随温度的变化结果如图4所示。
[0084] 表1 H13和GBL65钢成分比较
[0085]钢号 C Si Mn Cr Mo W S P
H13 0.42 1.05 0.85 5.2 1.25 0 0.002 0.006
GBL65 0.48 1.05 0.85 3.6 2.2 2 0.002 0.009
[0086] 表2 600℃回火不同时间H13和GBL65钢硬度比较
[0087]钢号 5h 10h 15h 20h 25h 30h 35h 40h
H13 46 45 42 39 37 36 34 28
GBL65 47 44 44 40 39 38 36 36
