本发明属于合金钢制造工艺技术领域，具体是涉及一种经济型含铝热挤压模具钢及其制备、热处理和表面处理方法。
背景技术：
热挤压模具是在高温、高压、磨损和热疲劳等恶劣条件下服役的。热挤压是塑性的金属坯料在压力的作用下通过挤压模具型腔形成所要求形状的型材或管材的过程。我国目前热挤压模具钢采用的是国家标准gb/t1299-2000中的3cr2w8v和h13(4cr5mosiv1)钢。
传统的热挤压模具钢是3cr2w8v，于20世纪20年代开始在工业上使用，广泛用于黑色和有色金属热挤压模，是一种高热强性的热作模具钢，并具有良好的锻造和机械加工性能，使用温度可以达到650℃。但是w系模具钢导热性和抗热疲劳性能差，塑、韧性低，容易发生早期断裂。在20世纪80年代初，我国引进国外通用的铬系热作模具钢h13(4cr5mosiv1)，与高热强性热作模具钢3cr2w8v相比，h13具有高的韧性和抗热疲劳性，因此可以取代因韧性或热疲劳性不足而引起失效的3cr2w8v钢来制造热挤压模，但是这种替代一般限制在使用温度不超过600℃的条件下，除了使用温度受到一定的限制外，h13钢还存在有较大的尺寸效应(尺寸效应是指许多材料当尺寸变化到某一极限时会丧失其原来可以利用的性质)，在截面超过120mm×120mm以后，心部横向韧性显著下降，而心部冲击韧性也只有纵向表面的30～40％。
热挤压用热作模具钢在使用过程中主要关注耐磨性、抗回火软化能力以及抗冷热疲劳性能。h13钢作为热挤压模具钢，其化学成份含有较高的钼、铬和钒元素及一定量的碳元素，属于过共析钢，因此其材料电渣锭的偏析严重，成材后的组织中存在一些液析碳化物，导致材料的韧性不足。此外，在热挤压模的型腔通道上形成高硬度氮化层可以显著提高模具寿命和挤压型材的表面质量，因此热挤压模具钢应具有良好渗氮能力，而传统h13钢进行表面渗氮处理的硬度在900～1000hv，耐磨性不够。
技术实现要素：
针对现有的技术缺陷，本发明的目的是提供一种含铝热挤压模具钢及其生产方法。
本发明所采取的技术方案是：一种含铝热挤压模具钢及其生产方法，该钢按重量计包含元素的质量百分比为：c0.45～0.60％，si≤0.30％，mn≤0.30％，cr3.00～4.50％，mo0.30～0.80％，v0.30～0.60％，al0.50～0.90％，p＜0.015％，s＜0.015％，余量为fe；上述的si、mn、v、p、s均大于零，上述钢的生产步骤包括如下：
步骤一，冶炼：按上述质量百分比进行配料，然后采用感应熔炼或电弧炉熔炼，熔炼后浇注成钢锭，待下一步使用；
步骤二，电渣重熔：将步骤一浇涛后的钢锭作为自耗电极放置于电渣重熔装置中，进行电渣重熔，化渣电压55～65v，电流3500～5500a；电制度为：电压55～60v，电流11500～12500a、封顶电压58～62v；进一步通过渣洗和在熔池中上浮去除夹杂物；从而消除或减轻了各种宏观和微观缺陷，提高钢锭的成分和组织均匀性；
步骤三，电渣重熔后于750℃～850℃保温8～10小时后随炉冷却；
步骤四，高温均质化：均质化温度为1200～1260℃，匀质化时间为8～12h；
步骤五，锻造：将经过高温均质化热处理钢锭降温至1080～1180℃温度范围内进行多向锻造加工，锻造比≥6，终锻温度≥900℃；
步骤六，锻后退火：于840℃～890℃保温8～10小时，随炉冷却；
步骤七，超细化：超细化温度为1090～1130℃，超细化时间为7～12h；然后油冷或水冷至250℃以下；再热送回热处理炉，待下一步工序；
步骤八，等温退火：第一阶段等温退火温度为820～840℃，退火时间为6～8h；第二阶段等温退火温度为710～740℃，退火时间为8～12h；
步骤九，热处理：1030～1100℃淬火，采用油冷或气体冷却；随后进行560～630℃回火处理，回火三次，每次回火保温2～4小时；
步骤十，表面处理：530～570℃渗氮8～12h，渗氮气氛为氨气，流量580～620ml/min，炉内气压630～670pa。
与现有技术相比，本发明的优点是：经合金优化设计以及推荐热处理工艺，克服了目前热挤压模广泛使用的h13钢在同等韧性条件下回火抗力和耐磨性不够的缺点。与常用的h13钢相比，提高了c，降低了si、cr、mo含量，合金总含量比h13少2.5～3.5％，降低了热挤压模具钢的合金成本；通过cr、mo的平衡使本发明钢种获得高回火抗力；同时基体中加入al元素在表面渗氮后可形成aln强化相，硬度高达1100hv以上，比h13钢渗氮后形成的表面硬度高100～150hv，而且本发明钢渗氮后的渗层厚度比h13钢渗氮后的增加约80～120μm，大大提高了热挤压模表面耐磨性。
附图说明
图1为本发明实施例1与h13钢淬回火态冲击韧性对比。
图2为本发明实施例1与h13钢热稳定性对比。
图3为本发明实施例1与h13钢渗氮层显微硬度梯度对比。
图4为本发明实施例1与h13钢渗氮层对比图。
图5为本发明实施例2与h13钢淬回火态冲击韧性对比。
图6为本发明实施例2与h13钢热稳定性对比。
图7为本发明实施例2与h13钢渗氮层显微硬度梯度对比。
图8为本发明实施例2与h13钢渗氮层对比图。
图9为本发明实施例3与h13钢淬回火态冲击韧性对比。
图10为本发明实施例3与h13钢热稳定性对比。
图11为本发明实施例3与h13钢渗氮层显微硬度梯度对比。
图12为本发明实施例3与h13钢渗氮层对比图。
具体实施方式
现将本发明的具体实施例叙述如下。
实施例1
c:0.56％,si:0.20％,mn:0.24％,cr:3.00％,mo:0.42％,v:0.36％,al:0.70％,p:0.010％,s:0.012％,fe余量。
本实施例中，经济型含铝热挤压模具钢的制备、热处理和表面处理工艺步骤如下：
1.电炉冶炼：按上述的合金元素配比在电弧炉中进行熔炼，熔炼温度大于1500℃，浇铸成ф400mm电极棒并空冷；
2.电渣重熔：将浇涛后的钢锭作为自耗电极放置于电渣重熔装置中，进行电渣重熔，化渣电压55～65v，电流3500～5500a、电制度为：电压55～60v，电流11500～12500a、封顶电压58～62v，电流时间40min，电渣重熔成500kg电渣锭；
3.电渣重熔后于800℃保温10小时后随炉冷却；
4.高温匀质化：将电渣重熔后的钢锭加热至1250℃进行高温均质化处理，保温12小时，均匀组织，减轻成分偏析；
5.锻造：将经过高温均质化热处理钢锭降温至1150℃进行多向锻造加工，锻造比≥6，终锻温度900℃；
6.锻后退火：860℃保温10小时，随炉冷却；
7.超细化：超细化温度为1120℃，超细化时间为12h；然后快冷至250℃以下；再热送回热处理炉；
8.等温退火：第一阶段等温退火温度为840℃，退火时间为8h；第二阶段等温退火温度为720℃，退火时间为12h；
9.热处理：1030℃淬火，采用油冷；随后进行600℃回火处理，回火三次，每次回火保温2小时；
10.表面渗氮处理：550℃渗氮10h，渗氮气氛为氨气，流量600ml/min，炉内气压650pa。
本发明热作模具钢经过上述冶炼及热加工和热处理后，最终成品规格为ф260mm圆钢，取样进行性能测试，并与同等条件下的h13钢进行对比：
1.淬回火态硬度
淬火硬度：55hrc；回火硬度：45hrc。
2.淬回火态冲击韧性
在坯料上取横向冲击试样，试样尺寸为10mm×10mm×55mm，开v2型缺口(采用北美压铸协会nadca#207标准)。室温冲击功值：本发明钢种18j，大于h13钢的14j，试验结果如附图1所示，达到nadca#207标准的超级钢冲击功要求。
3.热稳定性
本发明钢在620℃条件下与h13钢进行稳定性对比实验，h13钢经过淬回火处理之后使其硬度值与本发明钢一样，均为45hrc，试验结果如附图2所示。随着保温时间的延长，本发明钢与h13钢硬度差越来越大，h13钢硬度下降比本发明钢的快，在620℃下保温20h的热稳定性曲线变化情况来看，本发明钢的抗回火软化能力优于h13钢的。
4.渗氮层显微硬度梯度
对渗氮后的试样截面磨抛后从表层到基体进行维氏硬度测试，结果如附图3所示。本发明钢的表面渗氮层硬度约1200hv，而h13钢为1000～1050hv，本发明钢渗氮层表面硬度高于h13的约150hv。
5.渗氮层组织
对渗氮后的试样截面按照金相制备方法，磨抛腐蚀后观察，如附图4所示。而且本发明钢的渗氮层厚度比h13的增加100μm。
实施例2
本实例中，采用经济型含铝热挤压模具钢的化学成分如下：
c:0.45％,si:0.21％,mn:0.23％,cr:3.00％,mo:0.30％,v:0.30％,al:0.50％,p:0.015％,s:0.010％,fe余量。
本实施例中，经济型含铝热挤压模具钢的制备、热处理和表面处理工艺步骤如下：
1.电炉冶炼：按上述的合金元素配比在电弧炉中进行熔炼，熔炼温度大于1500℃，浇铸成ф400mm电极棒并空冷；
2.电渣重熔：将浇涛后的钢锭作为自耗电极放置于电渣重熔装置中，进行电渣重熔，化渣电压55～65v，电流3500～5500a、电制度为：电压55～60v，电流11500～12500a、封顶电压58～62v，电流时间36min，电渣重熔成500kg电渣锭；
3.电渣重熔后于800℃保温8小时后随炉冷却；
4.高温匀质化：将电渣重熔后的钢锭加热至1250℃进行高温均质化处理，保温10小时，均匀组织，减轻成分偏析；
5.锻造：将经过高温均质化热处理钢锭降温至1100℃进行多向锻造加工，锻造比≥6，终锻温度900℃；
6.锻后退火：850℃保温10小时，随炉冷却；
7.超细化：超细化温度为1080℃，超细化时间为8h；然后快冷至250℃以下；再热送回热处理炉；
8.等温退火：第一阶段等温退火温度为840℃，退火时间为8h；第二阶段等温退火温度为720℃，退火时间为10h；
9.热处理：1030℃淬火，采用油冷；随后进行600℃回火处理，回火三次，每次回火保温2小时；
10.表面渗氮处理：550℃渗氮10h，渗氮气氛为氨气，流量600ml/min，炉内气压650pa。
本发明热作模具钢经过上述冶炼及热加工和热处理后，最终成品规格为ф260mm圆钢，取样进行性能测试，并与同等条件下的h13钢进行对比：
1.淬回火态硬度
淬火硬度：53hrc；回火硬度：42hrc。
2.淬回火态冲击韧性
在坯料上取横向冲击试样，试样尺寸为10mm×10mm×55mm，开v2型缺口(采用北美压铸协会nadca#207标准)。室温冲击功值：本发明钢种22j，大于h13钢的16j，试验结果如附图5所示，达到nadca#207标准的超级钢冲击功要求。
3.热稳定性
本发明钢在620℃条件下与h13钢进行稳定性对比实验，h13钢经过淬回火处理之后使其硬度值与本发明钢一样，均为42hrc，试验结果如附图6所示。随着保温时间的延长，本发明钢硬度下降比h13钢的慢，在620℃下保温20h的热稳定性曲线变化情况来看，本发明钢的抗回火软化能力优于h13钢的。
4.渗氮层显微硬度梯度
对渗氮后的试样截面磨抛后从表层到基体进行维氏硬度测试，结果如附图7所示。本发明钢的表面渗氮层硬度大于1100hv，而h13钢为1000～1050hv，本发明钢渗氮层表面硬度高于h13的约100hv。
5.渗氮层组织
对渗氮后的试样截面按照金相制备方法，磨抛腐蚀后观察，如附图8所示。本发明钢的渗氮层厚度比h13的增加约80μm。
实施例3
本实例中，采用经济型含铝热挤压模具钢的化学成分如下：
c:0.60％,si:0.18％,mn:0.20％,cr:4.50％,mo:0.80％,v:0.60％,al:0.90％,p:0.015％,s:0.010％,fe余量。
本实施例中，经济型含铝热挤压模具钢的制备、热处理和表面处理工艺步骤如下：
1.电炉冶炼：按上述的合金元素配比在电弧炉中进行熔炼，熔炼温度大于1500℃，浇铸成ф400mm电极棒并空冷；
2.电渣重熔：将浇涛后的钢锭作为自耗电极放置于电渣重熔装置中，进行电渣重熔，化渣电压55～65v，电流3500～5500a、电制度为：电压55～60v，电流11500～12500a、封顶电压58～62v，电流时间48min，电渣重熔成500kg电渣锭；
3.电渣重熔后于850℃保温10小时后随炉冷却；
4.高温匀质化：将电渣重熔后的钢锭加热至1250℃进行高温均质化处理，保温12小时，均匀组织，减轻成分偏析；
5.锻造：将经过高温均质化热处理钢锭降温至1180℃温度范围内进行多向锻造加工，锻造比≥6，终锻温度920℃；
6.锻后退火：880℃保温10小时，随炉冷却；
7.超细化：超细化温度为1130℃，超细化时间为12h；然后快冷至250℃以下；再热送回热处理炉；
8.等温退火：第一阶段等温退火温度为840℃，退火时间为8h；第二阶段等温退火温度为740℃，退火时间为12h；
9.热处理：1030℃淬火，采用油冷；随后进行600℃回火处理，回火三次，每次回火保温2小时；
10.表面渗氮处理：550℃渗氮10h，渗氮气氛为氨气，流量600ml/min，炉内气压650pa。
本发明热作模具钢经过上述冶炼及热加工和热处理后，最终成品规格为ф260mm圆钢，取样进行性能测试，并与同等条件下的h13钢进行对比：
1.淬回火态硬度
淬火硬度：57hrc；回火硬度：46hrc。
2.淬回火态冲击韧性
在坯料上取横向冲击试样，试样尺寸为10mm×10mm×55mm，开v2型缺口(采用北美压铸协会nadca#207标准)。室温冲击功值：本发明钢种17j，大于h13钢的13j，试验结果如附图9所示，达到nadca#207标准的超级钢冲击功要求。
3.热稳定性
本发明钢在620℃条件下与h13钢进行稳定性对比实验，h13钢经过淬回火处理之后使其硬度值与本发明钢一样，均为46hrc，试验结果如附图10所示。随着保温时间的延长，h13钢硬度下降比本发明钢的快，在620℃下保温20h的热稳定性曲线变化情况来看，本发明钢的抗回火软化能力优于h13钢的。
4.渗氮层显微硬度梯度
对渗氮后的试样截面磨抛后从表层到基体进行维氏硬度测试，结果如附图11所示。本发明钢的表面渗氮层硬度为1230hv，而h13钢为1000～1050hv，本发明钢渗氮表面硬度高于h13的约180hv。
5.渗氮层组织
对渗氮后的试样截面按照金相制备方法，磨抛腐蚀后观察，如附图12所示。而且本发明钢的渗氮层厚度比h13的增加120μm。
本发明在h13钢的基础上提高c含量，降低si、cr、mo含量，合金总含量比h13少约2.5～3.5％，通过cr、mo的平衡获得高回火抗力，同时在基体中添加al后经表面渗氮处理可形成aln高耐磨强化相，解决了h13钢表面渗氮处理后抗回火软化能力和耐磨性不够的缺陷。同时，合金含量的减少也大大降低了生产成本，使其具备了高的性价比。因此，本发明满足了我国当前热挤压模专用钢品种缺乏的现状，使我国具备了自主研制高性能、长寿命热挤压模具钢的能力。本专利采用经济的合金化方法，充分利用合金元素配比对高温回火稳定性和耐磨性的作用，添加al元素提升渗氮能力，开发具备高回火抗力和渗氮能力的经济型含铝热挤压模具钢，其回火抗力是h13钢的三倍。