一种纳米高纯净高热稳定性热锻模具钢及其制备方法与流程

本发明属于金属材料工程与模具钢，具体涉及一种纳米高纯净高热稳定性热锻模具钢及其制备方法。

背景技术：

1、热锻模具是高端装备制造领域的核心工装，服役过程中长期承受高温高压、反复冷热循环与冲击载荷，其失效形式以热疲劳龟裂、高温塌陷变形、开裂为主，因此要求模具钢同时具备高纯净度、优异的淬回火稳定性、热疲劳抗力与冲击韧性。

2、当前工业主流的h13类热作模具钢存在三方面显著短板：一是成分控制精度低、杂质元素与气体含量高，硫化物、氧化物夹杂物易成为疲劳裂纹源，制约模具寿命；二是高温抗回火软化能力不足，长期在500~600℃服役时硬度快速下降，模具易发生塌陷变形；三是组织均匀性有限，热疲劳循环下裂纹萌生与扩展速度快，大吨位精密热锻工况下寿命难以满足需求。

3、现有技术中常通过提高cr、mo、v合金含量来强化基体，但合金提升会加剧碳化物偏聚，反而降低韧性；也有研究尝试添加纳米颗粒细化组织，但纳米颗粒在钢液中易团聚、分散性差，且零维颗粒对晶界的钉扎作用有限，对淬回火稳定性与热疲劳性能的提升幅度不足。

4、公开号为cn117925970a的专利申请公开了一种热锻模具钢的制备方法，通过控制钢中钒碳比（v/c=2.0~2.5）、铬钼比（cr/mo=3.0~3.5）及cr、mo和v总量不低于7.0%，并采用正火、多次固溶和球化退火的预处理工艺，在不改变主体成分体系的前提下提升了模具钢的高温耐磨性。但该技术方案仍存在以下局限：其一，钼含量仅为1.50%~1.80%，二次硬化相的析出量与高温稳定性有限，600℃以上长时服役的抗回火软化能力仍显不足，难以适配更高温度的热锻工况；其二，未引入纳米相原位强化机制，无法通过异质形核与晶界钉扎同步细化组织、提升热疲劳抗力；其三，采用两次固溶、两次球化退火的预处理路径，工艺流程长、生产周期与能耗偏高，工业化量产效率受限；其四，对s、p有害元素及氧、氮气体含量未做极致管控，夹杂物诱发热疲劳裂纹的风险仍未从根源上消除，大截面模具的横向韧性与长寿命服役可靠性仍有提升空间。

5、因此，开发一种成分精准可控、纯净度高、兼具优异淬回火温度稳定性与热疲劳性能的纳米增强热锻模具钢，是本领域亟待解决的技术问题。

技术实现思路

1、针对现有热锻模具钢的上述缺陷，本发明的目的在于提供一种纳米高纯净高热稳定性热锻模具钢tge28，通过窄区间内控成分设计、超纯净冶炼控制与纳米合金原位强化，同步提升材料的纯净度、淬回火温度稳定性与热疲劳性能。

2、本发明的另一目的在于提供上述模具钢的制备方法，通过精炼末期喂线添加工艺，实现纳米相在钢基体中的均匀分散与高回收率，稳定发挥纳米强化效应。

3、本发明的目的可以通过以下技术方案实现：

4、本发明提供一种纳米高纯净高热稳定性热锻模具钢的制备方法，所述模具钢按质量百分比计成分为：c 0.38%～0.40%、si 0.20%～0.40%、mn 0.30%～0.50%、p≤0.015%、s≤0.002%、cr 4.80%～5.20%、mo 2.90%～3.20%、v 0.40%～0.60%、ni≤0.25%、cu≤0.10%，每吨钢液采用喂线法加入6m纳米合金包芯线，余量为fe及不可避免杂质；方法依次包括中频感应熔炼、aod精炼、lf炉外精炼、vd真空精炼、保护浇铸制自耗电极、电渣重熔、锻造开坯、精锻与热处理步骤。

5、热锻模具钢的失效本质是高温软化与冷热疲劳共同作用的结果，其性能由基体成分、夹杂物水平与组织均匀性三者共同决定。本发明在成分上采用“中碳基体、高mo强二次硬化、低si低mn纯净设计、超严p、s、o控制、纳米合金原位强化”的体系，使基体在500~650℃长期服役时仍能保持足够的二次硬化能力；在工艺上采用“中频、aod、lf、vd、电渣重熔”的超纯净流程，并将纳米合金以包芯线喂线方式在lf末期加入，既避免了纳米相在高温氧化期烧损与团聚，又利用后续vd软搅拌与电渣重熔使纳米相进一步分散，从而在工业规模下稳定获得高纯净、细晶、弥散析出的组织。

6、进一步的，所述中频感应熔炼采用无五害元素的低磷纯净原料，中频炉内不添加mo、cr、v合金，出钢温度≥1630℃，出钢c≥1.0%、p≤0.020%；所述aod精炼采用双渣法并全程氩气保护，一次渣在1520~1570℃脱磷后排尽氧化渣，加入高碳铬铁升温至1680~1730℃脱碳至c≤0.20%，再加入mo、si、al还原，还原强度1.1~1.3，出钢温度≥1600℃，出钢si≤0.10%。

7、p在钢中偏聚于晶界、诱发回火脆性并促进热疲劳裂纹沿晶扩展，必须在氧化条件下高效脱除；而cr、mo、v等合金元素氧化物稳定性高，若在脱磷前加入，会显著提高渣中氧化物活度、抑制脱磷反应并造成合金烧损。本发明将合金化推迟到脱磷排渣之后进行，先以高碱度、大渣量、高feo一次渣在1520~1570℃低温脱磷，再利用aod强搅拌特性在1680~1730℃吹氧脱碳，脱碳结束后以si、al强还原渣中cr、mo氧化物并控制还原强度1.1~1.3，使合金回收率高且钢液氧位低；出钢si控制在0.10%以下，是为后续lf采用铝深脱氧创造低硅条件，避免si高导致热导率下降与回火脆性。

8、进一步的，lf炉外精炼中，钢水入炉后通氩气并将氩气流量调至钢水微波动状态，前期一次性喂入铝线控制钢中al为0.08%～0.12%进行充分脱氧，冶炼过程中少量多次加入si、c还原剂进行扩散脱氧，白渣保持时间≥30min，后期按内控调整合金成分并加入sio2调节炉渣碱度至2.4~2.6，上vd前10~20min以200m/min的速度向钢水喂入所述纳米合金包芯线，出钢前控制钢中o≤20ppm；所述vd真空精炼前先扒除表面炉渣并保证钢包自由空间，真空处理时真空度≤30pa，高真空保压时间≥10min，破真空后软搅拌时间≥20min。

9、钢中氧主要以al2o3、sio2等硬脆氧化物形式存在，是热疲劳裂纹的天然萌生源。lf前期以铝强脱氧将溶解氧降至极低水平，再通过白渣扩散脱氧持续去除夹杂；炉渣碱度由高碱度脱硫所需的高值调至2.4~2.6，是在保证脱硫能力的同时改善渣的流动性与夹杂物吸附能力。纳米合金选择在上vd前10~20min喂入，原因在于：此时钢液已深度脱氧、硫含量低，纳米陶瓷颗粒卷入氧化夹杂或形成硫化物核心的概率小；喂入后立即进入vd真空处理，真空下钢液翻腾与软搅拌为纳米相均匀分散提供动力学条件，而随后的镇静又使大颗粒夹杂上浮、纳米相得以在基体中弥散保留。vd真空度≤30pa、保压≥10min可将氢、氮降至安全范围并促进大颗粒夹杂上浮，软搅拌≥20min则进一步净化钢液，为o≤20ppm、n≤120ppm提供保障。

10、进一步的，保护浇铸全程采用氩气保护，浇铸温度为钢液相线温度+45~50℃，浇铸后红钢送退火得到自耗电极坯；所述电渣重熔采用双极重熔，重熔前对渣料及电极坯进行烘烤，电极坯烘烤温度为200~500℃，重熔渣系为caf2与al2o3质量比80:20的二八渣系，重熔过程全程氩气保护；1.3t锭电参数为电流5500~7000a、电压63~65v，3.5t锭电参数为电流7800~10000a、电压67~70v，渣池温度稳定在1520~1560℃；熔速控制为4.0~6.0kg/min，熔池深度稳定在40~60mm；结晶器冷却水流量15~20m3/h，进水温度不高于环境温度10℃，进出水温差≤10℃；重熔末期逐步降电流补缩，降电流过程设20~30s斜坡时间，1.3t锭补缩总时间≥30min，3.5t锭补缩总时间≥55min，补缩末期电流降至初始电流的20%～30%。

11、保护浇铸防止钢液二次氧化与吸氮，浇铸过热度控制在液相线以上45~50℃，既保证钢液充型能力，又避免过热度大导致凝固组织粗大、疏松偏析加重。电渣重熔是本发明实现超纯净与组织致密的关键工序：caf2-al2o3二八渣系熔点、黏度与电导率匹配良好，既能有效吸附硫化物与氧化物夹杂，又能控制碳化物析出形态；按锭型匹配电流电压使渣池温度稳定在1520~1560℃，配合4.0~6.0kg/min恒熔速，将熔池深度稳定在40~60mm的浅平形态，有利于自下而上的定向凝固、抑制元素偏析与碳化物网状析出；结晶器强冷与进出水温差控制保证凝固壳均匀、避免裂纹。补缩阶段斜坡降电流并延长补缩时间，可逐步填充钢锭顶部收缩，消除缩孔与疏松，获得致密自耗锭。

12、进一步的，锻造开坯采用分段加热：钢锭先于650~700℃保温2h，再升温至800~850℃保温1.5~2h，最后升温至1250~1270℃保温16~18h；锻造时镦粗比≥6，拔长进给量≤2/3锻宽，快锻单道次压下量控制为50~80mm，终锻温度≥850℃，开坯至目标尺寸；开坯后进行均匀化退火：于780~800℃保温8~10h，随后以≤20℃/h的速度冷却至500℃以下出炉。

13、电渣锭中仍存在cr、mo、v等合金元素的微观枝晶偏析与一次碳化物。分段加热先在650~700℃、800~850℃两段预热，减小热应力并使组织逐步转变，再升至1250~1270℃高温保温16~18h，使粗大一次碳化物部分溶解、元素充分扩散均匀；该温度低于固相线且在全奥氏体区，避免过烧。大镦粗比（≥6）配合小进给、大压下量的快锻工艺，可在三维方向充分破碎铸态树枝晶与粗大碳化物，使其沿变形方向细化并均匀分布，终锻温度≥850℃避免在两相区锻造产生混晶与裂纹。锻后780~800℃均匀化退火进一步消除残余枝晶偏析与锻造应力，缓冷则防止氢致裂纹与硬相开裂。

14、进一步的，精锻于1160~1180℃保温后进行，采用环形炉加热；锻后于850℃以上淬水3~5min，随后依次进行：860℃保温10h去应力退火；升温至1010~1030℃保温2~3h后水冷的超细化处理；加热至860~880℃保温6~8h完成奥氏体化后以10~15℃/h冷却至730℃保温20h球化、再随炉冷却至500℃以下出炉的球化退火，球化后硬度控制为180~220hbw；所述热处理步骤为：1010~1070℃保温30min油冷淬火，600~650℃保温2h空冷回火。

15、精锻温度选在1160~1180℃，处于全奥氏体区且低于开坯温度，可在较小变形抗力下进一步细化晶粒、改善尺寸精度。锻后淬水利用高温余热快速冷却获得细晶组织，随后去应力退火消除淬水应力；1010~1030℃超细化处理通过再次奥氏体化并快冷，将原始奥氏体晶粒与未溶碳化物进一步细化，为后续球化提供更多形核位置。球化退火采用奥氏体化后缓慢冷却至730℃长时间保温的等温球化工艺，使片状碳化物球化为细小均匀的粒状碳化物，硬度降至180~220hbw，保证良好切削加工性。最终淬火温度选在1010~1070℃，由cct曲线可知该温度处于全奥氏体区且高于ac3=914℃，油冷冷速即可超过临界冷速0.4℃/s获得全马氏体；600~650℃回火时，高mo、v含量促使m6c、m(c,n)纳米碳化物弥散析出，产生显著二次硬化，同时避开laves相大量析出的温度区间，保证强韧性匹配。

16、进一步的，本发明还提供由上述方法制得的纳米高纯净高热稳定性热锻模具钢，按质量百分比计成分为：c 0.38%～0.40%、si 0.20%～0.40%、mn 0.30%～0.50%、p≤0.015%、s≤0.002%、cr 4.80%～5.20%、mo 2.90%～3.20%、v 0.40%～0.60%、ni≤0.25%、cu≤0.10%，每吨钢液采用喂线法加入6m纳米合金包芯线，余量为fe及不可避免杂质；成品气体含量控制为o≤20ppm、n≤120ppm。

17、各元素作用原理如下：c是最基础的强化元素，一方面固溶强化基体、保证淬硬后硬度，另一方面与cr、mo、v形成合金碳化物提供二次硬化，本发明取0.38%～0.40%中碳窄区间，兼顾硬度与韧性。si辅助脱氧并固溶强化，但si过高降低热导率、加剧回火脆性、促进石墨化，本发明取0.20%～0.40%低si，提高热导率以加快模具散热、减小冷热循环温差应力，缓解热疲劳龟裂。mn辅助脱氧脱硫并提高淬透性，但过量增加回火脆性，本发明取0.30%～0.50%低mn并配合高mo抵消回火脆性。cr取4.80%～5.20%，保证大截面淬透性并形成cr7c3、cr23c6提供耐磨与抗氧化。mo取2.90%～3.20%，接近常规h13（约1.1%～1.75%）的两倍，形成高温下极难粗化的细小球状m6c与mo2c，是抗回火软化与高温强度的核心来源，并抑制p、mn引起的回火脆性。v取0.40%～0.60%，生成高温稳定的vc、v4c3及v(c,n)，细化原始奥氏体晶粒、钉扎位错与晶界，协同mo强化二次硬化。p≤0.015%、s≤0.002%为超低有害元素控制，从晶界与夹杂两方面减少热疲劳裂纹萌生。cu≤0.10%防止铜脆与表面裂纹。o≤20ppm、n≤120ppm通过vd真空脱气实现，既减少氧化物夹杂，又保留少量n的细晶有益作用。

18、进一步的，所述纳米合金包芯线内含有ticn、tibn纳米陶瓷颗粒；所述纳米陶瓷颗粒在钢液凝固及后续热加工过程中作为异质形核核心细化铸态组织与原始奥氏体晶粒，并钉扎晶界抑制高温晶粒长大，同时通过奥罗万弥散强化机制阻碍位错运动、延缓高温回复软化。

19、ticn、tibn均为高熔点、高硬度、与奥氏体晶格错配度小的陶瓷相，在钢液凝固初期即可作为有效异质形核基底，提高形核率、细化铸态晶粒；在后续锻造与淬火加热时，这些纳米相不回溶，以zener钉扎机制阻碍奥氏体晶界迁移，抑制晶粒粗化，使钢在较高淬火温度下仍保持细晶。冷却与回火过程中，弥散分布的纳米颗粒与位错发生交互作用，按奥罗万机制产生显著的弥散强化，同时延缓位错攀移与亚晶长大，从而推迟高温回复与再结晶，提高抗回火稳定性；纳米相还可作为碳化物析出的优先形核位置，优化m6c、m(c,n)析出形态，使其更细小弥散，减少局部应力集中，提升热疲劳抗力，并改善表面氧化膜连续性、降低高温氧化损伤。

20、进一步的，所述模具钢经1010~1070℃保温30min油冷淬火、600~650℃保温2h空冷回火后，室温硬度为56~60hrc，回火硬度为46~50hrc；经标准热处理后v型缺口冲击韧性为320~350j/cm2。

21、由jmatpro计算的cct曲线可知，本发明钢的临界淬火冷速仅约0.4℃/s，显著低于常规h13的约1.0℃/s，油冷即可在大截面心部获得全马氏体，淬火硬度稳定在高位；5%cr与高mo强烈稳定过冷奥氏体，使珠光体与贝氏体转变孕育期显著延长，正常淬火不易出现贝氏体组织，避免了贝氏体高温回火稳定性差的问题。600~650℃回火时，高mo高v体系析出m6c、m(c,n)纳米碳化物产生二次硬化，使回火硬度保持在46~50hrc。细晶强化（纳米相与v(c,n)钉扎）、球化退火后细小均匀的碳化物以及超低s、p、o带来的少夹杂基体，共同保证了高冲击韧性；低si、低mn设计降低了回火脆性与晶界脆化，使v型冲击韧性稳定在320~350j/cm2。

22、进一步的，所述模具钢经600~650℃保温8~10h长时间高温回火后，硬度保持率≥85%；经自约束热疲劳试验，在相同冷热循环次数下，其表面热疲劳裂纹的数量、长度与宽度均低于同工艺处理的h13钢。

23、抗回火稳定性取决于析出相在高温下的粗化速率。本发明高mo形成的m6c与mo2c碳化物在600~650℃具有极低的ostwald熟化速率，v(c,n)高温稳定性更高，纳米ticn/tibn进一步钉扎位错与亚晶界，延缓回复软化，因此长时间回火后硬度下降缓慢、保持率高。热疲劳方面，裂纹萌生于表面氧化物/夹杂物处并沿晶界与应力集中区扩展：超低s、o使mns与氧化物夹杂极少，低si改善了热导率与表面氧化膜连续性，高mo提高高温强度与蠕变抗力，纳米相细化晶粒并阻碍裂纹扩展，多因素协同使冷热循环下裂纹萌生时间推迟、扩展速率降低，故热疲劳抗力优于h13。

24、本发明的有益效果：

25、（1）本发明采用c 0.38%～0.40%、si 0.20%～0.40%、mn 0.30%～0.50%、p≤0.015%、s≤0.002%、cr 4.80%～5.20%、mo 2.90%～3.20%、v 0.40%～0.60%、ni≤0.25%、cu≤0.10%并按每吨钢液6m喂入含ticn、tibn的纳米合金包芯线、余量为fe及杂质、o≤20ppm与n≤120ppm的成分体系，通过“中碳、高mo、低si低mn、超严p/s/o、纳米强化”的协同设计，配合中频熔炼、aod双渣精炼、lf铝深脱氧与末期喂线、vd真空脱气、氩气保护浇铸、caf2-al2o3渣系电渣重熔、大锻比分段锻造与等温球化退火的超纯净制备流程，使钢中硫化物、氧化物等有害夹杂显著减少，晶界弱化与热疲劳裂纹萌生源得到有效控制；高mo与v形成的m6c、m(c,n)纳米碳化物在500~650℃长期服役时粗化速率低、二次硬化能力强，纳米陶瓷相则通过异质形核细化晶粒、zener钉扎晶界与奥罗万强化阻碍位错运动，延缓高温回复软化。由此，本发明在较宽的淬火与回火温度窗口内即可获得全马氏体组织与均匀细小的球化预备组织，硬度、冲击韧性与抗回火稳定性之间匹配良好，淬透性足以支撑大吨位大截面热锻模具心部完全淬硬，且锻造、热处理工艺容错率高、批次稳定性好。

26、（2）本发明的制备方法与现有优特钢生产线兼容，纳米合金以包芯线喂线方式在lf精炼末期加入并经vd软搅拌与电渣重熔进一步分散，避免了纳米相在高温氧化期烧损与团聚，回收率与分散均匀性高，无需新增大型设备即可实现工业化批量生产；电渣重熔中按锭型匹配电参数、恒熔速控制浅平熔池与斜坡补缩，进一步保证了钢锭致密、成分均匀、缩孔疏松少。综合而言，本发明从成分纯净度、高温组织稳定性与热疲劳抗力三个维度同时提升，可有效缓解热锻模具常见的高温塌陷、热疲劳龟裂与早期开裂问题，适用于大吨位精密热锻模具。