CN114086067A - 一种马氏体热作模具钢及制备方法 - Google Patents

一种马氏体热作模具钢及制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开一种马氏体热作模具钢及制备方法，属于材料设计及加工的技术领域。所述马氏体热作模具钢基于传统热作模具钢5CrNiMoV，根据热力学计算，调整碳化物形成元素Mo和V，并添加少量微量元素Nb和稀土元素Ce，并通过两阶段等温退火处理和调质处理使得制备的热作模具钢相对于传统热作模具钢5CrNiMoV的常温性能和高温性能更加优异，显著提高热作模具的服役寿命，降低工业生产的经济成本。本发明的热作模具钢的高温热稳定性：600℃热稳硬度HRC降值为3.0‑3.2，650℃热稳硬度HRC降值为6.2‑7.8；高温热疲劳性：主裂纹长度65.10‑85.12μm，裂纹最大宽度2.86‑3.52μm。

Description

一种马氏体热作模具钢及制备方法
技术领域
本发明属于材料设计及加工的技术领域，涉及一种马氏体热作模具钢及制备方法。
背景技术
热作模具钢是用于制造对高温状态下的材料进行压力加工的成形模具的原材料。热作模具钢的种类有很多种，5CrNiMoV和H13是应用最为广泛的两种热作模具钢，其中的5CrNiMoV钢是典型的低合金热作模具钢。由于5CrNiMoV钢较低的生产成本，优异的淬透性、良好的耐磨性能，广泛用于各种中大型锻锤锻模、压力机锻锤模等。
但是由于现有的5CrNiMoV钢合金含量过低，加热过程中奥氏体晶粒极易粗化，高温热稳定性和高温热疲劳性能较差，当服役温度超过600℃以后，模具表面硬度快速降低，表面极易产生疲劳源，并扩展形成疲劳裂纹，进而发生热稳或疲劳失效。
目前，国内外模具钢技术的发展主要是基于现有热作模具钢，通过调整合金成分，开发新型热作模具钢，并优化锻造、热处理工艺，从而提高热作模具钢的综合性能。
为了提升热作模具钢的综合性能，延长模具的服役寿命，常见的合金化思路是大量增加Mo、V等贵合金元素，从而提高热作模具的高温服役性能。此外，微量稀土元素的加入不仅可以细化晶粒，还以显著改善模具钢的冲击韧性和耐磨性能。但高含量贵合金元素的添加势必会带来成本高、偏析严重等问题，制约其工业化推广。
例如：中国专利CN113604730A公开了H13钢在600℃以下工作，具有良好的热稳定性和抗热疲劳性能，较好的强韧性结合，但在600℃以上，材料的强度和热稳定性急剧下降，失去了原来的优异性能。解决该技术问题的方式是通过元素调节和复杂的制备方式来实现，其中：不仅各含量较高，钼含量也较高，使得生产成本较高，且工序操作难度大，高温力学性能和热疲劳性较低。
中国专利CN113528971A公开了一种热作模具钢的制备方法，包括：将合金原料进行EBT电炉熔炼、LF精炼和VD精炼，得到合金液；将所述合金液进行模铸，得到铸件；将所述铸件进行电渣重熔、一次退火、锻造和二次退火，得到热作模具钢。其中：碳含量较低，硅锰铬含量较高，常温下的硬度和冲击功较低，采用的方法并未考虑热作模具钢的高温性能。
中国专利CN113403531A公开了高热强性高韧性热作模具钢，其中的碳硅锰钼钒的含量较低，采用的制备方法包括材料熔炼、扩散退火、锻造、锻后热处理、去氢退火和回火热处理步骤，显然高温性能并未考虑高于600℃的高温硬度相对于常温硬度的降值，以及高温热疲劳性能。
因此，新型热作模具钢的开发，要聚焦热作模具的服役环境特征，在不显著降低热作模具钢其他力学性能和增加生产成本的前提下，通过优化贵合金成分、含量，并制定合理的锻造、热处理工艺，显著提高其高于600℃的高温服役性能，从而提高其综合力学性能。
发明内容
本发明解决的技术问题是现有技术中的热作模具钢5CrNiMoV合金含量低，奥氏体晶粒在制备过程中易粗化，高温热稳定性和高温热疲劳性能较差，特别是当服役温度超过600℃以后，模具表面硬度降低速度较快，疲劳源在模具表面大量产生，且容易扩展形成疲劳裂纹，导致热稳或疲劳失效。
为解决上述技术问题，本发明提供如下技术方案：
一种马氏体热作模具钢，所述马氏体热作模具钢为5CrNiMoVNbCe，其化学成分按质量百分比计为：C:0.53-0.56％，Si:0.22-0.25％，Mn:0.68-0.72％，Cr:0.95-1.00％，Cu:0.10-0.14％，Ni:1.50-1.58％，Mo:1.78-1.83％，V:0.79-0.85％，Nb:0.01-0.04％，Ce:0.08-0.12％，P≤0.012％，S≤0.003％，余量为Fe和不可避免的杂质。
优选地，所述马氏体型热作模具钢的基体组织为马氏体，强化相主要为粗化速率系数较低的碳化物MC_ETA。采用时效处理，使得合金元素Cr、Mo、V等以碳化物形式析出，利用第二相弥散强化的方式来提高材料的强度、高温硬度和耐磨性能等，稀土元素Ce的添加可以显著细化晶粒，改善热作模具钢的冲击韧性，并一定程度提高其耐磨性能。
优选地，传统热作模具钢5CrNiMoV具有良好的耐磨性能、淬透性和冲击韧性等，为了保留其良好的力学和服役性能，5CrNiMoVNbCe中的C、Mn、Si、Ni、Cu等元素保持不变，其他元素选择理由如下：
Cr：一部分Cr固溶到钢中，对钢的耐磨性能、高温强度、热硬度、冲击韧性、淬透性都有有利的影响，另一部分Cr与C结合生成多种类型碳化物，其中M23C6含量最高，起到析出强化的作用，保证马氏体基体具有较高的硬度，然而热作模具钢的服役温度一旦超过600℃，碳化物M23C6极易发生粗化，从而导致热作模具钢热稳硬度降低、热疲劳性能下降，从而模具的失效。本发明中将Cr含量控制在0.95-1.00％，一方面可以减少M23C6碳化物含量，另一方面M23C6碳化物粗化速率系数较低。
Mo：溶于钢的Mo不仅起到固溶强化的作用，还能提高钢的淬透性。此外Mo可以作为二次硬化的最主要的合金元素，容易生产细小的M2C或MC碳化物，该类碳化物一般呈细小、颗粒状，分布比较均匀，有利于提高钢的抗拉强度、高温硬度、冲击韧性等，使得热作模具的高温热稳定性和热疲劳性能显著提高。因此，本发明中Mo含量控制在1.78-1.83％。
V：V可以阻止奥氏体晶粒的粗化，起到细晶强化作用；V也可以作为二次硬化合金元素，V碳化物呈小颗粒状，粗化系数非常低，具有非常高的热稳定性，可以改善热作模具钢的综合性能，但过高的V含量导致热作模具钢的加工性能恶化。因此，本发明中V含量控制在0.80-0.85％。
Nb：微量Nb可以提高Mo、V等元素固溶度，此外，Nb和V会结合形成更为细小、粗化系数更低的MC碳化物，从而提高热作模具钢的高温强度、硬度、冲击韧性等。因此，本发明中的Nb含量控制在0.01-0.04％。
Ce：稀土Ce元素可以显著细化晶粒，提高成分、组织和性能的均匀性，此外稀土Ce可以显著提高热作模具钢的冲击韧性和高温耐磨性，本发明中Ce含量控制在0.08-0.12％。
优选地，所述马氏体热作模具钢的常温性能：屈服强度σ0.2为1658-1685MPa，抗拉强度σb为1785-1790MPa，伸长率为12.08-12.50％，冲击韧性为22.9-24.5J，表面硬度HRC为47.5-49.2。
优选地，所述马氏体热作模具钢的高温热稳定性：600℃热稳硬度HRC降值为3.0-3.2，650℃热稳硬度HRC降值为6.2-7.8；高温热疲劳性：主裂纹长度65.10-85.12μm，裂纹最大宽度2.86-3.52μm。
所述的马氏体热作模具钢的制备方法，所述制备方法包括如下步骤：
S1、真空冶炼：按照所述马氏体热作模具钢的化学成分称量原料，并放入真空炉中进行真空冶炼；
S2、铸造：将步骤S1中真空冶炼得到的熔液在模具中进行浇铸得到钢锭；
S3、加热保温：将步骤S2中得到的钢锭进行加热，并根据钢锭大小选择加热保温时间；
S4、锻造：将步骤S3中加热后的钢锭进行锻造比大于6的锻造；
S5、热处理工艺：将步骤S4中锻造后的钢锭进行等温退火处理和调质处理，最终获得强度、硬度、冲击韧性、高温热稳定性和热疲劳性优良的马氏体热作模具钢。
优选地，所述的步骤S3中的加热温度为1160-1220℃，加热时间大于2h。
优选地，所述的步骤S4中的始锻温度大于1160℃，锻造终锻温度大于900℃。
优选地，所述的步骤S5中的等温退火处理为：根据钢锭大小选择分段等温退火，第一阶段等温退火的温度为850-870℃，等温退火的时间为3-5h；第二阶段等温退火的温度为720-760℃，等温退火的时间为1-3h，两阶段总的退火时间大于3h。
优选地，所述的步骤S5中的调质处理为：淬火温度为940-1000℃；根据钢锭大小选择保温时间，保温时间一般大于2h；采用水淬，淬火后立即进行回火，回火温度为560-620℃，保温时间大于2h，回火次数为2-3次。
优选地，所述的步骤S5中的钢锭重量为25.2-26.0kg，锻件截面尺寸为450×450-550×550mm2。
本发明实施例提供的上述技术方案，至少具有如下有益效果：
上述方案中，本发明针对的技术问题为传统马氏体热作模具服役过程中容易出现的热作模具钢中碳化物粗化行为，导致热作模具出现热稳定性降低、热疲劳裂纹，从而导致模具失效。
本发明通过在传统热作模具钢5CrNiMoV的基础上优化Mo、V合金元素含量，并添加少量Nb微合金元素和稀土Ce元素，结合制备方法中的工艺调控，以改变碳化物类型、形貌和分布，最终提高热作模具钢的常温力学性能和高温服役性能。
本发明生产出的热作模具钢为5CrNiMoVNbCe，冲击功为22.9-24.5J，表面硬度为47.5-49.2HRC，抗拉强度1785-1790MPa，同时具有良好的伸长率和收缩率。
本发明制备的热作模具钢的服役温度高达680℃，高温热稳定性和热疲劳性能均优于国内外优质热作模具钢。
本发明通过两阶段等温退火处理和调质处理使得制备的热作模具钢相对于传统热作模具钢5CrNiMoV的常温性能和高温性能更加优异，使制备的热作模具钢具有优异的综合力学性能和良好的高温服役性能，显著提高热作模具的服役寿命，降低工业生产的经济成本，利于工业生产和推广。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明实施例1的马氏体热作模具钢与对比例1和3热作模具钢平衡析出相图；其中：(a)为实施例1的热作模具钢平衡析出相图，(b)为对比例1的热作模具钢平衡析出相图，(c)为对比例3的热作模具钢平衡析出相图；
图2为本发明实施例1的马氏体热作模具钢与对比例1和3热作模具钢SEM图；其中：(a)为实施例1的热作模具钢SEM图，(b)为对比例1的热作模具钢SEM图，(c)为对比例3的热作模具钢SEM图；
图3为本发明实施例1的马氏体热作模具钢与对比例1和3热作模具钢TEM图；其中：(a)为实施例1的热作模具钢TEM图，(b)为对比例1的热作模具钢TEM图，(c)为对比例3的热作模具钢TEM图；
图4为本发明实施例1的马氏体热作模具钢与对比例1和3热作模具钢冲击断口形貌图；其中：(a)为实施例1的热作模具钢冲击断口形貌图，(b)为对比例1的热作模具钢冲击断口形貌图，(c)为对比例3的热作模具钢冲击断口形貌图；
图5为本发明实施例1的马氏体热作模具钢与对比例1和3热作模具钢拉伸断口形貌图；其中：(a)为实施例1的热作模具钢拉伸断口形貌图，(b)为对比例1的热作模具钢拉伸断口形貌图，(c)为对比例3的热作模具钢拉伸断口形貌图。
具体实施方式
为使本发明要解决的技术问题、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图及具体实施例进行详细描述。
实施例1
如图1-5中的(a)所示，一种马氏体热作模具钢，所述马氏体热作模具钢为5CrNiMoVNbCe，其化学成分按质量百分比计为：C:0.56％，Si:0.23％，Mn:0.69％，Cr:0.98％，Cu:0.11％，Ni:1.52％，Mo:1.82％，V:0.81％，Nb:0.022％，Ce:0.10％，P:0.010％，S:0.002％，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述马氏体热作模具钢的制备方法如下步骤：
S1、真空冶炼：按照所述马氏体热作模具钢的化学成分称量原料，并放入真空炉中进行真空冶炼；
S2、铸造：将步骤S1中真空冶炼得到的熔液在模具中进行浇铸得到重量为25.5kg的钢锭；
S3、加热保温：将步骤S2中得到的钢锭进行加热，并根据钢锭大小选择加热保温时间；加热温度为1200℃，加热时间大于3h；
S4、锻造：将步骤S3中加热后的钢锭进行锻造比8.5的锻造，始锻温度1185℃，终锻温度大于1000℃，锻件截面尺寸为500×500mm2；
S5、热处理工艺：将步骤S4中锻造后的钢锭进行等温退火处理和调质处理，最终获得强度、硬度、冲击韧性、高温热稳定性和热疲劳性优良的马氏体热作模具钢；
其中，所述的步骤S5中的等温退火处理为：根据钢锭大小选择分段等温退火，第一阶段等温退火的温度为850℃，等温退火的时间为3h；第二阶段等温退火的温度为720℃，等温退火的时间为1h，两阶段总的退火时间大于3h；
其中，所述的步骤S5中的调质处理为：淬火温度为980℃；根据钢锭大小选择保温时间，保温时间2.1h；采用水淬，淬火后立即进行回火，回火温度为590℃，保温时间2.1h，回火次数为2次。
所述马氏体热作模具钢的常温性能：屈服强度σ0.2为1670MPa，抗拉强度σb为1785MPa，伸长率为12.50％，冲击韧性为24.5J，表面硬度HRC为48.5。
所述马氏体热作模具钢的高温热稳定性：600℃热稳硬度HRC降值为3.1，650℃热稳硬度HRC降值为7.5；高温热疲劳性：主裂纹长度85.12μm，裂纹最大宽度3.52μm。
实施例2
一种马氏体热作模具钢，所述马氏体热作模具钢为5CrNiMoVNbCe，其化学成分按质量百分比计为：C:0.53％％，Si:0.25％，Mn:0.71％，Cr:0.99％，Cu:0.12％，Ni:1.52％，Mo:1.83％，V:0.79％，Nb:0.028％，Ce:0.11％，P:0.009％，S:0.003％，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述马氏体热作模具钢的制备方法如下步骤：
S1、真空冶炼：按照所述马氏体热作模具钢的化学成分称量原料，并放入真空炉中进行真空冶炼；
S2、铸造：将步骤S1中真空冶炼得到的熔液在模具中进行浇铸得到重量为26.0kg的钢锭；
S3、加热保温：将步骤S2中得到的钢锭进行加热，并根据钢锭大小选择加热保温时间；加热温度为1200℃，加热时间3h；
S4、锻造：将步骤S3中加热后的钢锭进行锻造比8.6的锻造，始锻温度1195℃，终锻温度960℃，锻件截面尺寸为500×500mm2；
S5、热处理工艺：将步骤S4中锻造后的钢锭进行等温退火处理和调质处理，最终获得强度、硬度、冲击韧性、高温热稳定性和热疲劳性优良的马氏体热作模具钢；
其中，所述的步骤S5中的等温退火处理为：根据钢锭大小选择分段等温退火，第一阶段等温退火的温度为870℃，等温退火的时间为5h；第二阶段等温退火的温度为760℃，等温退火的时间为1h，两阶段总的退火时间大于3h；
其中，所述的步骤S5中的调质处理为：淬火温度为970℃；根据钢锭大小选择保温时间，保温时间2.2h；采用水淬，淬火后立即进行回火，回火温度为620℃，保温时间2.2h，回火次数为3次。
所述马氏体热作模具钢的常温性能：屈服强度σ0.2为1658MPa，抗拉强度σb为1790MPa，伸长率为12.10％，冲击韧性为23.5J，表面硬度HRC为49.2。
所述马氏体热作模具钢的高温热稳定性：600℃热稳硬度HRC降值为3.2，650℃热稳硬度HRC降值为7.8；高温热疲劳性：主裂纹长度65.10μm，裂纹最大宽度2.86μm。
实施例3
一种马氏体热作模具钢，所述马氏体热作模具钢为5CrNiMoVNbCe，其化学成分按质量百分比计为：C:0.55％，Si:0.25％，Mn:0.70％，Cr:0.96％，Cu:0.11％，Ni:1.53％，Mo:1.80％，V:0.82％，Nb:0.025％，Ce:0.09％，P:0.008％，S:0.001％，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述马氏体热作模具钢的制备方法如下步骤：
S1、真空冶炼：按照所述马氏体热作模具钢的化学成分称量原料，并放入真空炉中进行真空冶炼；
S2、铸造：将步骤S1中真空冶炼得到的熔液在模具中进行浇铸得到重量为25.2kg的钢锭；
S3、加热保温：将步骤S2中得到的钢锭进行加热，并根据钢锭大小选择加热保温时间；加热温度为1180℃，加热时间2.5h；
S4、锻造：将步骤S3中加热后的钢锭进行锻造比8.5的锻造，始锻温度1192℃，终锻温度980℃，锻件截面尺寸为500×500mm2；
S5、热处理工艺：将步骤S4中锻造后的钢锭进行等温退火处理和调质处理，最终获得强度、硬度、冲击韧性、高温热稳定性和热疲劳性优良的马氏体热作模具钢；
其中，所述的步骤S5中的等温退火处理为：根据钢锭大小选择分段等温退火，第一阶段等温退火的温度为860℃，等温退火的时间为4h；第二阶段等温退火的温度为730℃，等温退火的时间为1h，两阶段总的退火时间大于3h；
其中，所述的步骤S5中的调质处理为：淬火温度为960℃；根据钢锭大小选择保温时间，保温时间2.5h；采用水淬，淬火后立即进行回火，回火温度为580℃，保温时间2.5h，回火次数为2-3次。
所述马氏体热作模具钢的常温性能：屈服强度σ0.2为1685MPa，抗拉强度σb为1789MPa，伸长率为12.08％，冲击韧性为22.9J，表面硬度HRC为47.5。
所述马氏体热作模具钢的高温热稳定性：600℃热稳硬度HRC降值为3.0，650℃热稳硬度HRC降值为6.2；高温热疲劳性：主裂纹长度68.21μm，裂纹最大宽度3.51μm。
实施例4
一种马氏体热作模具钢，所述马氏体热作模具钢为5CrNiMoVNbCe，其化学成分按质量百分比计为：C:0.54％，Si:0.24％，Mn:0.68％，Cr:0.97％，Cu:0.13％，Ni:1.55％，Mo:1.79％，V:0.85％，Nb:0.013％，Ce:0.08％，P:0.011％，S:0.0025％，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述马氏体热作模具钢的制备方法如下步骤：
S1、真空冶炼：按照所述马氏体热作模具钢的化学成分称量原料，并放入真空炉中进行真空冶炼；
S2、铸造：将步骤S1中真空冶炼得到的熔液在模具中进行浇铸得到重量为25.4kg的钢锭；
S3、加热保温：将步骤S2中得到的钢锭进行加热，并根据钢锭大小选择加热保温时间；加热温度为1190℃，加热时间3h；
S4、锻造：将步骤S3中加热后的钢锭进行锻造比8.7的锻造，始锻温度1191℃，终锻温度970℃，锻件截面尺寸为450×450mm2；
S5、热处理工艺：将步骤S4中锻造后的钢锭进行等温退火处理和调质处理，最终获得强度、硬度、冲击韧性、高温热稳定性和热疲劳性优良的马氏体热作模具钢；
其中，所述的步骤S5中的等温退火处理为：根据钢锭大小选择分段等温退火，第一阶段等温退火的温度为855℃，等温退火的时间为3h；第二阶段等温退火的温度为740℃，等温退火的时间为2h，两阶段总的退火时间大于3h；
其中，所述的步骤S5中的调质处理为：淬火温度为970℃；根据钢锭大小选择保温时间，保温时间2.4h；采用水淬，淬火后立即进行回火，回火温度为600℃，保温时间2.4h，回火次数为3次。
所述马氏体热作模具钢的常温性能：屈服强度σ0.2为1662MPa，抗拉强度σb为1787MPa，伸长率为12.32％，冲击韧性为23.3J，表面硬度HRC为48.0。
所述马氏体热作模具钢的高温热稳定性：600℃热稳硬度HRC降值为3.1，650℃热稳硬度HRC降值为6.8；高温热疲劳性：主裂纹长度75.13μm，裂纹最大宽度2.93μm。
实施例5
一种马氏体热作模具钢，所述马氏体热作模具钢为5CrNiMoVNbCe，其化学成分按质量百分比计为：C:0.56％，Si:0.22％，Mn:0.72％，Cr:0.95％，Cu:0.14％，Ni:1.50％，Mo:1.78％，V:0.85％，Nb:0.03％，Ce:0.12％，P:0.010％，S:0.002％，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述马氏体热作模具钢的制备方法如下步骤：
S1、真空冶炼：按照所述马氏体热作模具钢的化学成分称量原料，并放入真空炉中进行真空冶炼；
S2、铸造：将步骤S1中真空冶炼得到的熔液在模具中进行浇铸得到重量为25.7kg的钢锭；
S3、加热保温：将步骤S2中得到的钢锭进行加热，并根据钢锭大小选择加热保温时间；加热温度为1220℃，加热时间2.3h；
S4、锻造：将步骤S3中加热后的钢锭进行锻造比8.5的锻造，始锻温度1180℃，终锻温度940℃，锻件截面尺寸为550×550mm2；
S5、热处理工艺：将步骤S4中锻造后的钢锭进行等温退火处理和调质处理，最终获得强度、硬度、冲击韧性、高温热稳定性和热疲劳性优良的马氏体热作模具钢；
其中，所述的步骤S5中的等温退火处理为：根据钢锭大小选择分段等温退火，第一阶段等温退火的温度为865℃，等温退火的时间为3h；第二阶段等温退火的温度为7450℃，等温退火的时间为1.5h，两阶段总的退火时间大于3h；
其中，所述的步骤S5中的调质处理为：淬火温度为980℃；根据钢锭大小选择保温时间，保温时间2.8h；采用水淬，淬火后立即进行回火，回火温度为610℃，保温时间2.2h，回火次数为2次。
所述马氏体热作模具钢的常温性能：屈服强度σ0.2为1681MPa，抗拉强度σb为1786MPa，伸长率为12.22％，冲击韧性为23.5J，表面硬度HRC为48.1。
所述马氏体热作模具钢的高温热稳定性：600℃热稳硬度HRC降值为3.0，650℃热稳硬度HRC降值为6.7；高温热疲劳性：主裂纹长度70.22μm，裂纹最大宽度3.25μm。
实施例6
一种马氏体热作模具钢，所述马氏体热作模具钢为5CrNiMoVNbCe，其化学成分按质量百分比计为：C:0.53％，Si:0.23％，Mn:0.69％，Cr:0.97％，Cu:0.13％，Ni:1.51％，Mo:1.80％，V:0.79％％，Nb:0.01％，Ce:0.08％，P≤0.012％，S≤0.003％，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述马氏体热作模具钢的制备方法如下步骤：
S1、真空冶炼：按照所述马氏体热作模具钢的化学成分称量原料，并放入真空炉中进行真空冶炼；
S2、铸造：将步骤S1中真空冶炼得到的熔液在模具中进行浇铸得到重量为25.5kg的钢锭；
S3、加热保温：将步骤S2中得到的钢锭进行加热，并根据钢锭大小选择加热保温时间；加热温度为1160℃，加热时间3h；
S4、锻造：将步骤S3中加热后的钢锭进行锻造比大于6的锻造，始锻温度1187℃，终锻温度960℃，锻件截面尺寸为520×520mm2；
S5、热处理工艺：将步骤S4中锻造后的钢锭进行等温退火处理和调质处理，最终获得强度、硬度、冲击韧性、高温热稳定性和热疲劳性优良的马氏体热作模具钢；
其中，所述的步骤S5中的等温退火处理为：根据钢锭大小选择分段等温退火，第一阶段等温退火的温度为850℃，等温退火的时间为3h；第二阶段等温退火的温度为730℃，等温退火的时间为2.3h，两阶段总的退火时间大于3h；
其中，所述的步骤S5中的调质处理为：淬火温度为950℃；根据钢锭大小选择保温时间，保温时间2.7h；采用水淬，淬火后立即进行回火，回火温度为590℃，保温时间2.7h，回火次数为2次。
所述马氏体热作模具钢的常温性能：屈服强度σ0.2为1665MPa，抗拉强度σb为1786MPa，伸长率为12.33％，冲击韧性为23.8J，表面硬度HRC为47.9。
所述马氏体热作模具钢的高温热稳定性：600℃热稳硬度HRC降值为3.1，650℃热稳硬度HRC降值为6.7；高温热疲劳性：主裂纹长度67.56μm，裂纹最大宽度3.36μm。
对比例1
如图1-5中的(b)所示，一种热作模具钢，所述热作模具钢为5CrNiMoVNb，其化学成分按质量百分比计为：C:0.55％，Si:0.24％，Mn:0.70％，Cr:0.97％，Cu:0.12％，Ni:1.55％，Mo:1.80％，V:0.80％，Nb:0.020％，P:0.010％，S:0.002％，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述热作模具钢的制备方法如下步骤：
S1、真空冶炼：按照所述马氏体热作模具钢的化学成分称量原料，并放入真空炉中进行真空冶炼；
S2、铸造：将步骤S1中真空冶炼得到的熔液在模具中进行浇铸得到重量为25.6kg的钢锭；
S3、加热保温：将步骤S2中得到的钢锭进行加热，并根据钢锭大小选择加热保温时间；加热温度为1200℃，加热时间3h；
S4、锻造：将步骤S3中加热后的钢锭进行锻造比8.6的锻造，始锻温度1185℃，终锻温度920℃，锻件截面尺寸为500×500mm2；
S5、热处理工艺：将步骤S4中锻造后的钢锭进行等温退火处理和调质处理，最终获得强度、硬度、冲击韧性、高温热稳定性和热疲劳性优良的马氏体热作模具钢；
其中，所述的步骤S5中的等温退火处理为：等温退火的温度为850℃，等温退火的时间为3h；
其中，所述的步骤S5中的调质处理为：淬火温度为960℃；根据钢锭大小选择保温时间，保温时间2h；采用水淬，淬火后立即进行回火，回火温度为590℃，保温时间2h，回火次数为2次。
所述热作模具钢的常温性能：屈服强度σ0.2为1646MPa，抗拉强度σb为1761MPa，伸长率为11.40％，冲击韧性为20.5J，表面硬度HRC为48.3。
所述马氏体热作模具钢的高温热稳定性：600℃热稳硬度HRC降值为4.3，650℃热稳硬度HRC降值为9.6；高温热疲劳性：主裂纹长度104.06μm，裂纹最大宽度4.86μm。
对比例2
一种马氏体热作模具钢，所述马氏体热作模具钢为5CrNiMoVNb，其化学成分按质量百分比计为：C:0.54％，Si:0.22％，Mn:0.72％，Cr:0.94％，Cu:0.10％，Ni:1.50％，Mo:1.81％，V:0.79％，Nb:0.019％，P:0.008％，S:0.001％，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述马氏体热作模具钢的制备方法如下步骤：
S1、真空冶炼：按照所述马氏体热作模具钢的化学成分称量原料，并放入真空炉中进行真空冶炼；
S2、铸造：将步骤S1中真空冶炼得到的熔液在模具中进行浇铸得到重量为25.2kg的钢锭；
S3、加热保温：将步骤S2中得到的钢锭进行加热，并根据钢锭大小选择加热保温时间；加热温度为1200℃，加热时间3h；
S4、锻造：将步骤S3中加热后的钢锭进行锻造比8.4的锻造，始锻温度1190℃，终锻温度950℃，锻件截面尺寸为500×500mm2；
S5、热处理工艺：将步骤S4中锻造后的钢锭进行等温退火处理和调质处理，最终获得强度、硬度、冲击韧性、高温热稳定性和热疲劳性优良的马氏体热作模具钢；
其中，所述的步骤S5中的等温退火处理为：等温退火的温度为850℃，等温退火的时间为3h；
其中，所述的步骤S5中的调质处理为：淬火温度为960℃；根据钢锭大小选择保温时间，保温时间2h；采用水淬，淬火后立即进行回火，回火温度为580℃，保温时间2h，回火次数为2次。
所述马氏体热作模具钢的常温性能：屈服强度σ0.2为1610MPa，抗拉强度σb为1750MPa，伸长率为11.50％，冲击韧性为19.2J，表面硬度HRC为46.5。
所述马氏体热作模具钢的高温热稳定性：600℃热稳硬度HRC降值为4.0，650℃热稳硬度HRC降值为9.5；高温热疲劳性：主裂纹长度103.05μm，裂纹最大宽度4.88μm。
对比例3
如图1-5中的(c)所示，一种马氏体热作模具钢，所述马氏体热作模具钢为5CrNiMoV，其化学成分按质量百分比计为：C:0.54％，Si:0.25％，Mn:0.72％，Cr:0.96％，Cu:0.12％，Ni:1.58％，Mo:0.36％，V:0.074％，P:0.012％，S:0.003％，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述马氏体热作模具钢的制备方法如下步骤：
S1、真空冶炼：按照所述马氏体热作模具钢的化学成分称量原料，并放入真空炉中进行真空冶炼；
S2、铸造：将步骤S1中真空冶炼得到的熔液在模具中进行浇铸得到重量为25.8kg的钢锭；
S3、加热保温：将步骤S2中得到的钢锭进行加热，并根据钢锭大小选择加热保温时间；加热温度为1200℃，加热时间3h；
S4、锻造：将步骤S3中加热后的钢锭进行锻造比大于8.0的锻造，始锻温度1180℃，终锻温度910℃，锻件截面尺寸为500×500mm2；
S5、热处理工艺：将步骤S4中锻造后的钢锭进行等温退火处理和调质处理，最终获得强度、硬度、冲击韧性、高温热稳定性和热疲劳性优良的马氏体热作模具钢；
其中，所述的步骤S5中的等温退火处理为：等温退火的温度为850℃，等温退火的时间为3h；
其中，所述的步骤S5中的调质处理为：淬火温度为870℃；根据钢锭大小选择保温时间，保温时间2h；采用油淬，淬火后立即进行回火，回火温度为550℃，保温时间2h，回火次数为2次。
所述马氏体热作模具钢的常温性能：屈服强度σ0.2为1195MPa，抗拉强度σb为1360MPa，伸长率为10.13％，冲击韧性为15.5J，表面硬度HRC为36.2。
所述马氏体热作模具钢的高温热稳定性：600℃热稳硬度HRC降值为6.5，650℃热稳硬度HRC降值为17.5；高温热疲劳性：主裂纹长度184.47μm，裂纹最大宽度8.73μm。
对比例4
一种马氏体热作模具钢，所述马氏体热作模具钢为5CrNiMoV，其化学成分按质量百分比计为：C:0.53％，Si:0.25％，Mn:0.70％，Cr:0.98％，Cu:0.10％，Ni:1.55％，Mo:0.37％，V:0.070％，P:0.010％，S:0.002％，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述马氏体热作模具钢的制备方法如下步骤：
S1、真空冶炼：按照所述马氏体热作模具钢的化学成分称量原料，并放入真空炉中进行真空冶炼；
S2、铸造：将步骤S1中真空冶炼得到的熔液在模具中进行浇铸得到重量为25.1kg的钢锭；
S3、加热保温：将步骤S2中得到的钢锭进行加热，并根据钢锭大小选择加热保温时间；加热温度为1200℃，加热时间3h；
S4、锻造：将步骤S3中加热后的钢锭进行锻造比8.6的锻造，始锻温度1175℃，终锻温度860℃，锻件截面尺寸为500×500mm2；
S5、热处理工艺：将步骤S4中锻造后的钢锭进行等温退火处理和调质处理，最终获得强度、硬度、冲击韧性、高温热稳定性和热疲劳性优良的马氏体热作模具钢；
其中，所述的步骤S5中的等温退火处理为：等温退火的温度为850℃，等温退火的时间为3h；
其中，所述的步骤S5中的调质处理为：淬火温度为870℃；根据钢锭大小选择保温时间，保温时间2h；采用油淬，淬火后立即进行回火，回火温度为550℃，保温时间2h，回火次数为2次。
所述马氏体热作模具钢的常温性能：屈服强度σ0.2为1200MPa，抗拉强度σb为1370MPa，伸长率为11.10％，冲击韧性为15.2J，表面硬度HRC为37.0。
所述马氏体热作模具钢的高温热稳定性：600℃热稳硬度HRC降值为7.1，650℃热稳硬度HRC降值为16.8；高温热疲劳性：主裂纹长度187.88μm，裂纹最大宽度8.95μm。
综上，如图1-5所示，实施例1与对比例1和3对比可知，本发明所制备的热作模具钢5CrNiMoVNbCe，其强化相主要为粗化速率系数较低的碳化物MC_ETA，且从微观组织中可以看出其碳化物强化相大多为细小颗粒状碳化物。
由此可知，本发明制备的热作模具钢5CrNiMoVNbCe的综合常温力学性能优于对比例1-4；且该热作模具钢5CrNiMoVNbCe，热稳硬度降幅更小较小、热疲劳主裂纹长度短、宽度窄，并表现出更加优异的高温热稳定性和高温热疲劳性能。
本发明制备的热作模具钢5CrNiMoVNbCe的高温服役性能优于对比例1-4，并已超过大部分国内外优质热作模具钢。
上述方案中，本发明针对的技术问题为传统马氏体热作模具服役过程中容易出现的热作模具钢中碳化物粗化行为，导致热作模具出现热稳定性降低、热疲劳裂纹，从而导致模具失效。
本发明通过在传统热作模具钢5CrNiMoV的基础上优化Mo、V合金元素含量，并添加少量Nb微合金元素和稀土Ce元素，结合制备方法中的工艺调控，以改变碳化物类型、形貌和分布，最终提高热作模具钢的常温力学性能和高温服役性能。
本发明生产出的热作模具钢为5CrNiMoVNbCe，冲击功为22.9-24.5J，表面硬度为47.5-49.2HRC，抗拉强度1785-1790MPa，同时具有良好的伸长率和收缩率。
本发明制备的热作模具钢的服役温度高达680℃，高温热稳定性和热疲劳性能均优于国内外优质热作模具钢。
本发明通过两阶段等温退火处理和调质处理使得制备的热作模具钢相对于传统热作模具钢5CrNiMoV的常温性能和高温性能更加优异，使制备的热作模具钢具有优异的综合力学性能和良好的高温服役性能，显著提高热作模具的服役寿命，降低工业生产的经济成本，利于工业生产和推广。
以上所述是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明所述原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种马氏体热作模具钢，其特征在于，所述马氏体热作模具钢为5CrNiMoVNbCe，其化学成分按质量百分比计为：C:0.53-0.56％，Si:0.22-0.25％，Mn:0.68％-0.72％，Cr:0.95-1.00％，Cu:0.10-0.14％，Ni:1.50-1.58％，Mo:1.78-1.83％，V:0.79-0.85％，Nb:0.01-0.04％，Ce:0.08-0.12％，P≤0.012％，S≤0.003％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的马氏体热作模具钢，其特征在于，所述马氏体热作模具钢的基体组织为马氏体，强化相主要为粗化速率系数较低的碳化物MC_ETA。
3.根据权利要求1所述的马氏体热作模具钢，其特征在于，所述马氏体热作模具钢的常温性能：屈服强度σ0.2为1658-1685MPa，抗拉强度σb为1785-1790MPa，伸长率为12.08-12.50％，冲击韧性为22.9-24.5J，表面硬度HRC为47.5-49.2。
4.根据权利要求1所述的马氏体热作模具钢，其特征在于，所述马氏体热作模具钢的高温热稳定性：600℃热稳硬度HRC降值为3.0-3.2，650℃热稳硬度HRC降值为6.2-7.8；高温热疲劳性：主裂纹长度65.10-85.12μm，裂纹最大宽度2.86-3.52μm。
5.根据权利要求1-4任一所述的马氏体热作模具钢的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括如下步骤：
S1、真空冶炼：按照所述马氏体热作模具钢的化学成分称量原料，并放入真空炉中进行真空冶炼；
S2、铸造：将步骤S1中真空冶炼得到的熔液在模具中进行浇铸得到钢锭；
S3、加热保温：将步骤S2中得到的钢锭进行加热，并根据钢锭大小选择加热保温时间；
S4、锻造：将步骤S3中加热后的钢锭进行锻造比大于6的锻造；
S5、热处理工艺：将步骤S4中锻造后的钢锭进行等温退火处理和调质处理，最终获得强度、硬度、冲击韧性、高温热稳定性和热疲劳性优良的马氏体热作模具钢。
6.根据权利要求5所述的马氏体热作模具钢的制备方法，其特征在于，所述的步骤S3中的加热温度为1160-1220℃，加热时间大于2h。
7.根据权利要求5所述的马氏体热作模具钢的制备方法，其特征在于，所述的步骤S4中的始锻温度大于1160℃，锻造终锻温度大于900℃。
8.根据权利要求5所述的马氏体热作模具钢的制备方法，其特征在于，所述的步骤S5中的等温退火处理为：根据钢锭大小选择分段等温退火，第一阶段等温退火的温度为850-870℃，等温退火的时间为3-5h；第二阶段等温退火的温度为720-760℃，等温退火的时间为1-3h，两阶段总的退火时间大于3h。
9.根据权利要求5所述的马氏体热作模具钢的制备方法，其特征在于，所述的步骤S5中的调质处理为：淬火温度为940-1000℃；根据钢锭大小选择保温时间，保温时间一般大于2h；采用水淬，淬火后立即进行回火，回火温度为560-620℃，保温时间大于2h，回火次数为2-3次。
10.根据权利要求5所述的马氏体热作模具钢的制备方法，其特征在于，所述的步骤S5中的钢锭重量为25.2-26.0kg，锻件截面尺寸为450×450-550×550mm2。
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