1.本发明属于金属材料生产技术领域，尤其涉及一种具有均匀分布且球形化夹杂物的模具钢及其制备方法。
背景技术：
2.汽车工业面临着能源利用、环境保护和安全隐患等问题。由于环保和节能的需要，汽车轻量化是实现节能减排的有效方法，随着汽车轻量化的发展，超高强度钢逐渐的发展应用起来。由于高强度钢材料强度的提高，以及延伸率的降低，导致高强度钢的成型性能大幅度降低，使用冷冲压技术无法满足高强度钢板的加工工艺要求以及生产的需要。因此需研发出适用于热冲压技术的模具钢，该种模具钢通过合理的合金成分配比，在保证强度、硬度等一系列基础力学性能的前提下，使热导率得到提升同时材料表面具有一定耐蚀能力，可保证零件在热冲压成型保压淬火阶段板料的速度得到提高，使零件得到良好的微观组织强度提升，而且还可以提升实际生产时的效率和模具使用寿命。
3.国内许多单位在开发研制新型模具钢、提高产品质量、优化生产工艺、提高模具寿命等方面做了大量的工作。申请号为cn202110261649.9的专利《一种低钒含氮热作模具钢及其制备方法》中公开了一种低钒含氮热作模具钢，其成分百分比为：c：0.3％-0.4％，si：0.2％-0.6％，mn：0.2％-0.5％，cr：4.5％-5.5％，mo：1.1％-1.7％，v：0.4％-0.6％，n：0.02％-0.07％，ce：0.005％-0.03％，mg：0.001％-0.006％，余量为fe。采用的工艺为：(1)按设定成分熔炼钢水，采用气相渗氮法进行增氮，浇注；(2)1200-1250℃均质化；(3)锻造；(4)1000-1100℃正火；(5)球化退火；(6)1000-1050℃保温、油冷完成淬火；(7)两次530-620℃保温2-6h回火。降低v、si含量，增加适量n，协同添加微量稀土和镁，提高钢的洁净度，改善碳化物分布的效果，提高模具钢性能。但难以保证截面硬度均匀性、耐蚀性和抗磨损性能。申请号为200610116358.6的专利《高热强性热作模具钢材料》中公开一种热作模具钢，其成分百分比为：cr：3.5％-4.0％，mo：2.0％-2.5％，v：1.0％-1.5％，w：1.0％-1.5％，mn：0.1％-0.5％，ni：0.1％-0.25％，c：0.3％-0.35％，si：0.1％-0.5％，s：0.005％-0.01％，p：0.01％-0.02％。该模具钢具有较高的使用硬度，硬度在48-54hrc范围内，该材料的室温冲击韧性大于300j，并具有较优的热疲劳性能，但是不能保证耐蚀性能。申请号为201410194383.0的专利《一种具有良好耐蚀性和韧性的超高强度模具钢》其成分质量分数为c：0.08％-0.32％、si：≤0.8％、mn：≤0.5％、cr：5％-10％、ni：6.0％-8.0％、co：1.3％-1.8％、w：0.9％-1.1％、v：0.2％-0.5％、nb：0.08％-0.15％、n：≤0.002％、o：≤0.0015％、mo：0.9％-1.4％、ti：0.05％-0.4％、s：0.011％-0.025％。该种模具钢经过锻造加工手段可广泛应用于要求高强度高韧性的汽车行业。但锻造成本高，成材率低，且该种塑料模具钢难以保证冲击性能。申请号为202111273495.1的专利《一种钢硬度、冲击功高的模具钢软氮化热处理方法》公开了一种钢硬度、冲击功高的模具钢软氮化热处理方法，包括以下步骤：步骤1：采用超声波增压喷丸方式对待渗氮的模具钢表面进行预处理，以使得模具钢表面形成一层纳米晶层。有益效果在于：通过在渗氮前预先在模具钢表面加工处一层纳米晶层，同时
在渗氮过程中加入稀土进行催渗，不仅能从模具钢本身以及外部条件两个方面来加速模具钢的渗氮速率，有效缩短了模具钢的渗氮时间，提高了模具钢软氮化加工的整体效率，而且通过纳米晶层在提高模具钢渗氮速率的同时还显著降低了渗氮温度，有效降低了模具钢软氮化加工的工艺难度，避免了传统的高温渗氮对模具钢性能造成的影响，大大提高了软氮化模具钢表面的硬度以及抗冲击性能。虽然保证模具钢表面的硬度和韧性，但心部硬度和韧性难以保证，同时抗疲劳等性能难以证明。申请号为202010836798.9的专利《一种低成本且高温下具有高热导率的模具钢及其制备方法》中公开一种模具钢，其成分百分比为：c：0.28％-0.34％，cr：0.38％-0.45％，si：0.68％-0.74％，mn：0.40％-0.48％，mo：1.05％-1.15％，v≤0.08％，其余为铁和不可避免杂质。通过调整cr、si、mn、mo、v等含量来提高其热导率，mo含量较低，高温下仍具有高热导率，虽然降低si、cr等元素含量，这些元素可恶化热导率，但同时难以保证材料的淬透性、热稳定性、强度硬度及耐磨性等重要性能。
技术实现要素：
4.针对现有技术的不足，本发明目的在于提供一种具有均匀分布且球形化夹杂物的模具钢及其制备方法。本发明通过合金元素合理添加，相互作用，改变钢液中氧化物、硫化物及碳化物的类型、形态、大小和分布，变质钢中的夹杂物，实现夹杂物的球形化、细小化、弥散化，由于本发明钢中夹杂物均匀分布、尺寸小、形貌接近于球状，因此经板坯加热、轧制、热处理工艺后其夹杂物分布、尺寸、形貌变化较小，使该种模具钢具有高的导热性、优异的耐磨损性能和耐点蚀性能等优异的综合性能。同时采用高效经济的生产工艺，有效提高模具使用寿命，适于应用范围不断扩大的模具市场，及不断提高的应用要求，达到国际先进模具材料水平，应用前景广阔。
5.本发明目的是这样实现的：
6.按重量百分比计，包括以下组分：c：0.45％～0.55％，si：0.20％～0.30％，mn：0.20％～0.40％，p≤0.015％，s≤0.015％，cr：3.0％～4.0％，mo：3.0％～3.5％，v：0.70％～0.80％，ni：0.80％～0.90％，sc：0.02％～0.03％，zn：0.03％～0.05％，其余为fe和不可避免的杂质。
7.进一步，所述模具钢ni/v为1.125～1.145。
8.进一步，所述模具钢sc zn为0.06％～0.07％。
9.进一步，所述模具钢钢板厚度为30～180mm。
10.进一步，所述模具钢夹杂物单位面积个数为(192～205)个/mm2，平均粒径1.75μm～1.85μm，细小且均匀弥散分布，所述夹杂物最大直径与最小直径比值为1.69～1.78，近似于球状。
11.进一步，所述模具钢钢板硬度为46～48hrc，厚度截面硬度差≤2hrc；无缺口室温心部横向冲击韧性为220～230j。
12.进一步，所述模具钢在800℃下磨损体积为(25～26)
×
10-3
mm3；具有较高的高温热导率，800℃下热导率为(35～36)w
·
m-1
·
k-1
。
13.本发明钢成分设计理由如下：
14.c：在本发明模具钢中，一部分碳固溶于基体中起到固溶强化作用，一部分与合金元素相互作用，以合金碳化物的形式析出。碳含量可直接影响本发明钢的强度、塑韧性、高
温强度及热稳定性，尤其是在回火过程中，由马氏体和残余奥氏体分解的碳化物弥散分布在α相上，从而提高模具钢强度、韧性等综合性能。本发明适量增加碳含量，一方面可使更多的强碳化物形成元素以及mn等弱碳化物形成元素从钢的基体分配到碳化物中，从而减弱这些元素固溶于钢基体产生较大的晶格畸变，降低这些元素对钢的热导率产生的不利影响；一方面提高钢的强度硬度，弥补由于降低mn、cr元素导致基体硬度降低，保证钢的耐磨损性；一方面避免增加本发明钢的冷脆性和时效敏感性，保证钢的焊接性能及耐蚀性。因此，本发明选择加入c：0.45％～0.55％，使该种模具钢具有优异的综合性能、较稳定的组织结构及耐磨损性。
15.si：本发明中si可提高淬透性和基体强度，有利于二次硬化，可提高该种模具钢在高温回火过程中析出合金碳化物的弥散度，使其更加均匀弥散分布。si限制钢中碳的迁移速率，在高温回火时提供合金元素的优先析出部位，使得模具钢在高温时才析出细小弥散的碳化物，提高本发明模具钢的热稳定性。此外，它可扩散至ε-碳化物中，以固溶的方式提高ε的稳定性，在回火过程中，推迟渗碳体的出现。这个过程可以有效缩短第一类回火脆性的温度区间，从而调整回火马氏体的强韧性配合。本发明适量降低si含量，一方面避免出现比较严重的偏析情况，使钢产生各向异性，对钢的组织均匀性产生不利影响；一方面，si的外层电子结构与fe差异较大，固溶于钢中产生较大的晶格畸变，增强晶格畸变应力场会加大干扰电子和声子的运动，而造成抗热导性增大，因此本发明需控制si含量为0.20％～0.30％。
16.mn：本发明中mn一是起到固溶强化作用，虽然其固溶强化效果弱于c，但其对钢塑性影响较小，几乎不降低钢的延展性；二是提高淬透性，其是提高淬透性最显著的元素；三是可使二次硬化温度提前，促进碳化物的溶解，奥氏体化加热过程中有较多的碳化物溶入基体，同其他强碳化物元素结合形成碳化物，从而使二次硬化峰值提高。但含mn量过高对韧性和高温性能有不利影响，且易产生元素富集发生偏析使基体材料成分及组织不均匀，造成终态钢板全板性能差异大，此外mn的外层电子结构与fe差异较大，固溶于钢中产生较大的晶格畸变，增强晶格畸变应力场会加大干扰电子和声子的运动，而造成抗热导性增大，因此本发明适量添加mn，一方面起到稳定奥氏体作用，高温固溶时使更多的碳化物溶入基体，同其他强碳化物元素结合形成碳化物，充分发挥有利效果，一方面避免对钢的热导性产生不利影响，因此本发明中选择加入mn含量为0.20％～0.40％。
17.p、s：s以mns的形式分布于钢中，mns在热轧过程中沿着轧制方向伸长，使得硫易切削钢的横向力学性能显著降低，加剧了钢材的各向异性，同时它导致基体内部产生空洞并成为氧化向纵深发展的通道，降低该种模具钢的热稳定性。p虽能适量提高铁素体硬度，改进零件的表面光洁度和切削性能，但其较容易在奥氏体晶界发生偏析使基体材料晶界上原子间结合力减弱，造成材料回火脆性大，磷元素在晶界偏析还会造成脆性断口遗传，而且s、p过多会影响钢的均质性及纯净度。综合考虑炼钢成本及其对钢的影响，本发明选择加入p≤0.015％，s≤0.015％。
18.cr：可提高钢的淬透性并具有二次强化作用，促进合金化，推迟珠光体和贝氏体转变，增加钢的硬度和耐磨性而不会使钢变脆，可确保大截面积模具制造和生产。cr元素易与碳元素结合，可形成各种碳化物，这些碳化物分布于钢的基体之中，对提高本发明模具钢的硬度、耐磨性及热稳定性能发挥着重要作用。若cr含量过高，在高温回火或长时间回火时，
碳化物中其他合金元素被cr代替，形成粗大且较软的高铬碳化物，从而降低模具钢的热强性；此外，若cr含量较高，则在基体中溶解量就较多，使钢基体产生较大程度的晶格畸变而降低钢的热导率，为此，本发明添加适量cr，一方面保证固溶于基体后能显著增强钢的透性，确保大截面积模具制造和生产，一方面保证本发明模具钢的热强性和热稳定性，一方面，保证该钢的热导率。此外，本发明中加入适量cr，能在表面上形成非常致密的cr2o3氧化膜，提高钢的耐点蚀性。在zn等合金元素的共同作用下可增大钢中cr的扩散率，降低其在钢板心部聚集形成偏析，因此本发明选择加入cr含量为3.0％～4.0％。
19.mo：在本发明中mo的作用一是溶入基体以固溶强化的方式增强模具钢的强度及硬度。固溶于基体的mo会在位错周围偏聚以降低集体晶格畸变程度，并形成柯氏气团或铃木气团对位错钉扎，阻碍位错的开动，提高模具钢的屈服强度，甚至出现屈服平台，在回火时由于气团的钉扎作用，α相内位错难以聚集合并或对消，使得亚晶粒出现温度推迟，明显阻碍了α相的回复、甚至再结晶，增加了材料的回火稳定性；二是在后续回火时析出mc和m2c碳化物，这两种碳化物尺寸细小，分布弥散，对二次硬化作用贡献极大。但过量的mo导致mo2c转变为m6c，沿原奥氏体晶界、马氏体板条界析出，大颗粒状的m6c会使材料脆化，会降低韧性，此外这些m6c在固溶处理时易重新溶入基体中，这将导致以固溶体的形式存在的mo元素大量增加，而mo与fe原子大小差异大，固溶的mo将产生很大的极位电势，增加电子散射，从而降低热导率。但含量过少会导致由mo产生的二次硬化效果不显著。因此本发明选择加入mo含量为3.0％～3.5％。
20.v：v元素作用一是固溶于基体中起固溶强化的作用，作用二是与材料中的c元素相结合形成合金碳化物存在于材料中，在本发明中可形成熔点较高的vc，在热处理过程中难以熔化，因此在材料奥氏体化过程中可钉扎晶界，组织奥氏体晶粒长大，从而能有效减小基体晶粒尺寸，达到细晶强化的效果。该类碳化物均匀弥散分布于材料当中，且具有高熔点高硬度稳定性强且不易长大的特点，能有效的加强材料的耐磨性能，在高温回火过程中能从基体中析出，促进材料二次硬化，提高材料的高温稳定性能，进而降低材料的过热敏感性，此外可改善材料的抗回火软化，这主要是因为vc热稳定性较高，即便在700℃的服役工况下，也不易聚集长大，趋于细小弥散的分布状态，使材料具有优异的抗回火软化性。但过量v元素可降低材料的塑韧性，因此本发明添加v：0.70％～0.80％。
21.ni：适量ni能提高钢的强度和韧性，提高淬透性。可提高铁－铬合金的钝化倾向，能够提高钢在还原性介质中的抗腐蚀能为，在高温下有防锈和抗氧化能力，本发明中，在一定的温度范围内，还能与cr共同作用形成一层保护性良好的尖晶石氧化膜nio
·
cr2o3复合氧化膜等，有效提高该种模具钢耐蚀、抗高温氧化能力，此外，在本发明模具钢回火过程中，ni元素会富集在碳化物周围，从而阻碍碳化物周围铁素体中碳原子的继续扩散，提高碳化物粗化的激活能，阻碍碳化物长大，减小该钢硬度下降，提高其高温抗磨损能力，减小应力集中，使模具表面不易产生裂纹。但ni含量过高一是提高成本，二是ni固溶于基体时使基体点阵常数缩小，造成晶格畸变，从而降低碳在基体中的扩散速度，阻碍相变动力学，延缓了未溶碳化物向奥氏体的溶解过程。因此本发明中ni：0.80％～0.90％。
22.本发明控制ni/v＝1.125～1.145，v的碳化物在回火过程中，具有良好的保持尺寸稳定的能力，这些细小的含v碳化物可以更加有效地阻碍位错的运动，提高模具钢的高温热稳定性能。而本发明的ni/v比值和钢中碳含量促进了该钢中含v的mc型碳化物的析出，细小
的mc型碳化物尺寸稳定，对位错的钉扎作用更好。在回火过程中可析出大量的纳米级碳化物，对位错的钉扎作用明显，提高其抗回火软化能力。本发明由于设定ni/v比值，可促进析出mc，推迟m
23
c6的析出和转变等，有效地阻碍了细小碳化物的粗化和转变过程，提高材料的热稳定性。采用本发明设定的ni/v比值可提高高温磨损性能，即使在700℃～800℃的服役工况下，碳化物也不易聚集长大，趋于细小弥散的分布状态，还可弥补v元素对本发明模具钢塑韧性的不利影响。
23.sc：本发明中添加适量sc元素，有以下作用：一是钢液凝固过程中，形成稀土夹杂物，可以作为液相金属凝固过程的非均匀形核核心，促进晶粒尺寸下降，改善凝固组织；二是作为脱氧脱硫剂，与钢液中有害的杂质元素反应生成化合物，减少其在晶界偏聚，从而达到净化钢液的目的；三是改变钢液中氧化物、硫化物及碳化物的类型、形态、大小和分布，变质钢中的夹杂物，实现夹杂物的球形化、细小化、弥散化，减低夹杂物的平均变形率，增强钢的抗点蚀性能，在一定程度上能使钢基体与夹杂物之间的电位差缩小，由于点蚀是一个电化学催化过程，电位差变小可以降低腐蚀速率；四是能在钢中微量固溶，实现微合金化，通过改变奥氏体晶粒大小及奥氏体与铁素体中沉淀相的析出行为来达到微合金化，获得耐磨、耐腐蚀、抗疲劳等性能的改善；五是使组织均匀化，有利于提高本发明模具钢的耐点蚀性能，不均匀的组织之间存在一定的电位差，电位差易导致腐蚀微电池的形成，从而降低钢的抗腐蚀性能，而均匀化的组织之间的电位差小，腐蚀微电池难以形成，sc属于表面活性元素，易吸附在长大的晶核上，能抑制奥氏体晶粒长大，进而使晶粒得到细化，从而得到组织均匀的终态钢板，提高材料的耐腐蚀性能。综上，本发明选择加入sc：0.02％～0.03％。
24.zn：本发明中添加适量zn元素作用有三，一是增加基体金属与氧化膜之间的附着力，因其对基体金属有“钉扎”作用，为基体金属在高温时仍然具有较高的强度及稳定性，增大钢中cr、ni的扩散率，有助于在钢的表面形成cr2o3和nio
·
cr2o3复合氧化膜，提高材料的抗氧化和抗点蚀性能；二是可改善该种模具钢铸态组织中共晶碳化物形态，使网状共晶碳化物断网，并成球状均匀弥散分布；三是减轻基体材料中p、mn等易偏析元素的富集与偏析，释放材料内部储存的大量的畸变能，使p、mn等元素对晶界的作用减弱，分布更加均匀，提高材料冲击韧性及组织性能的均匀性，延长模具使用寿命。因此，本发明中zn：0.03％～0.05％。
25.由于钢液对稀土夹杂物形核质点的润湿性较差，形成的稀土夹杂物在钢液涡流运动下易相互碰撞长大，大部分大尺寸的夹杂会上浮至钢液表面或吸附在内壁，而大部分小尺寸夹杂未上浮或上浮至钢液表面后未被表面浮渣捕获，因此应控制夹杂物的碰撞长大与上浮趋势在一个合理范围内，此时滞留在钢液中的夹杂物尺寸较为合适，因此本发明控制sc zn＝0.06％～0.07％，sc和zn共同作用，改善模具钢铸态及轧态组织形貌，避免夹杂物碰撞长大趋势大于其上浮趋势，造成大尺寸夹杂物无法上浮。使稀土夹杂物愈趋近于球状夹杂，变形率大的夹杂物数量减少，变形率小的夹杂物数量增加。相对夹杂物的数量、尺寸和变形性而言，夹杂物的数量越少、尺寸越小、变形率越小，夹杂物的点蚀诱发敏感性越低，采用sc和zn共同作用控制手段，使本发明模具钢基体的抗点蚀性能增强。
26.本发明技术方案之二是提供一种具有均匀分布且球形化夹杂物的模具钢的制造方法，包括冶炼、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、正火 退火预处理、调质的工艺生产。
27.将连铸板坯加热至1240℃～1280℃，均热段保温4～5h，本发明的模具钢合金含量
较高，通常需要较高板坯加热温度，较长的保温时间使合金元素在基体中充分固溶，改善板坯成分不均匀性，减轻成分偏析，进而减轻后续的组织偏析，使大尺寸共晶碳化物溶解。
28.控制开轧温度为1070℃～1100℃，钢板轧制时前三个道次的压下率为18％～21％。采用大压下率可以提高变形渗透深度，使粗大的柱状晶得以破碎，形成细小均匀的晶粒，焊合中心组织缺陷，得到30～180mm厚度钢板。钢板下线温度300～400℃。下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为36～48h。
29.随后进行正火 退火预处理。将钢板加热至1040～1060℃，保温3～4h，出炉空冷至室温，随后将钢板加热至870～890℃，保温2～3h，炉冷至300～350℃，出炉空冷至室温。本发明采用正火 退火工艺预处理可以使该种模具钢的强度和韧性在后续回火温度区明显提高；同时可消除沿晶界分布的未溶碳化物和带状碳化物，增加了奥氏体中的合金度，细化了晶粒，而且分布均匀，这种组织使位错滑移阻力增大，增大了回火后的碳化物弥散度，使疲劳强度、耐磨损性和耐蚀性显著提高。
30.随后进行调质热处理，先进行淬火热处理，将钢板加热至1050～1070℃，保温2～3h，出炉油冷至室温，再进行回火热处理，将钢板加热至600～620℃，保温时间2～3h，空冷至室温。本发明的模具钢碳及合金含量较高，生成碳化物的能力较强，常规热处理温度较低，无法消除带状碳化物，而采用本发明的正火 退火预处理及淬火工艺后可促使晶界处的碳化物能够在高温下完全扩散到奥氏体晶粒中去，使带状碳化物得以消除，组织成分更加均匀，晶粒细小，碳化物细小均匀弥散分布，这种组织使位错滑移阻力增大，显著提高该种模具钢的热稳定性和耐磨损性。采用回火工艺的作用一是消除残余应力，使整个组织均匀化，提高材料韧性；二是使合金元素从固溶体中析出，减少晶格畸变，不仅减弱合金元素对钢导热率的影响，还消耗更多固溶在基体中的碳元素，减弱碳元素对铁晶格畸变影响，有助于提高材料的导热率；三是使组织为均匀的回火马氏体并有大量的细小析出相弥散分布在基体上，这些析出相具有较高的热稳定性，有利于提高材料的高温强度同时具有较好的韧性，此外这些析出相为硬质相，可有效提高材料的室温及高温耐磨损性。
31.本发明有益效果在于：
32.本发明采用低si、mn高mo的设计思想，ni、v按照比例添加，sc、zn共同作用，不添加w、co等贵金属元素，使本发明的模具钢具有细小均匀弥散分布且球形化的夹杂物，同时经过工艺设计使该种模具钢具有高的导热性、优异的耐磨损性能和耐点蚀性能等。采用冶炼、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、正火 退火预处理、调质的工艺生产。
33.1.本发明模具钢显微组织中夹杂物单位面积个数(192～205)/mm2，平均粒径1.75μm～1.85μm，夹杂物细小且均匀弥散分布，最大直径与最小直径比值为
34.1.69～1.78，近似于球状，由于夹杂物均匀分布、尺寸小、形貌接近于球状，使该种模具钢具有高的导热性、优异的耐磨损性能和耐点蚀性能等优异的综合性能。
35.2.本发明的模具钢具有较高的硬度、强韧性匹配及性能均匀性，终态钢板室温硬度为46～48hrc，厚度截面硬度差≤2hrc；终态钢板无缺口室温心部横向冲击韧性为220～230j。
36.3.本发明模具钢具有良好的高温耐磨损性，800℃下磨损体积为(25～26)
×
10-3
mm3；具有较高的高温热导率，800℃下热导率为(35～36)w
·
m-1
·
k-1
。
37.4.具有良好的耐点蚀性能，在3.5％的nacl溶液，ph值7～8，溶液温度(55
±
1)℃，
不去气的条件下，点蚀电位为(-0.30～-0.31)v，点蚀电流为(3.014～3.025)
×
10-4
/a
·
cm-2
。
具体实施方式
38.下面通过实施例对本发明作进一步的说明。
39.本发明实施例根据技术方案的组分配比，进行合金化冶炼、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、正火 退火预处理、调质。
40.板坯加热
41.将连铸板坯加热至1240℃～1280℃，均热段保温4～5h；
42.轧制
43.控制开轧温度为1070℃～1100℃，钢板轧制时前三个道次的压下率为18％～21％；
44.正火 退火预处理
45.将钢板加热至1040～1060℃，保温3～4h，出炉空冷至室温，随后将钢板加热至870～890℃，保温2～3h，炉冷至300～350℃，出炉空冷至室温；
46.调质
47.先进行淬火热处理，将钢板加热至1050～1070℃，保温2～3h，出炉油冷至室温，再进行回火热处理，将钢板加热至600～620℃，保温时间2～3h，空冷至室温。
48.进一步，所述模具钢钢板下线温度300～400℃，下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为36～48h。
49.以下实施例仅为本发明的一些最优实施方案，并不对前述发明范围和技术手段有任何限制。其中表1为各实施例所涉及的成分，表2为实施例板坯加热、轧制工艺及冷却工艺，表3为实施例的热处理工艺，表4为实施例终态钢板的洛氏硬度性能，表5为各实施例室温心部横向冲击韧性，表6为各实施例轧态下夹杂物数量、平均粒径及直径比值，表7为实施例高温磨损性能，表8为实施例实施例的高温热导率，表9为实施例在3.5％nacl溶液中的电化学腐蚀性能。
50.表1本发明实施例的化学成分(wt％)
[0051][0052]
表2实施例板坯加热、轧制工艺及冷却工艺
[0053][0054]
表3实施例的热处理工艺
[0055][0056]
表4终态钢板的洛氏硬度性能
[0057][0058]
表5各实施例室温心部横向冲击韧性
[0059][0060]
注：冲击试样为尺寸为10
×7×
55mm(无缺口)
[0061]
表6各实施例轧态下夹杂物数量、平均粒径及直径比值
[0062][0063]
注：在300
×
250μm2视场下对实施例钢板心部试样进行随机拍摄，对30个视场内夹杂物的面积、数量、尺寸进行统计分析。
[0064]
表7实施例高温磨损性能
[0065]
实施例800℃下磨损体积/10-3
mm3125.6225.7325.2425.0525.9625.1725.8826.0925.31025.4
[0066]
注：截取各实施例心部试块，大小为φ20mm
×
8mm。对磨材料45钢，测试温度800℃、磨轮转速250r/min、载荷450n、测试时间6h，记录试块失重量。
[0067]
表8实施例的高温热导率/w
·
m-1
·
k-1
[0068]
实施例100℃200℃300℃400℃500℃600℃700℃800℃146.545.644.743.542.242.338.835.2 246.845.744.643.742.442.539.035.8 346.345.444.343.142.342.139.235.5 446.946.044.143.242.142.239.335.9 547.045.945.043.942.842.938.635.4 646.445.344.243.342.042.238.735.0 746.245.244.443.642.742.838.535.7 846.745.544.543.442.542.639.436.0 946.045.844.944.042.943.039.535.3 1046.645.044.043.843.042.738.935.6
[0069]
表9实施例在3.5％nacl溶液中的电化学腐蚀性能
[0070]
实施例点蚀电位/v点蚀电流/(
×
10-4
/a
·
cm-2
)
1-0.3043.016 2-0.3073.018 3-0.3003.020 4-0.3023.022 5-0.3083.024 6-0.3093.014 7-0.3103.019 8-0.3053.023 9-0.3063.025 10-0.3033.021
[0071]
注：实施例钢板心部沿轧制方向切取10
×
10
×
2mm试样，将10
×
10mm工作面打磨至2000目，控制电位从-1500mv开始，由负向正以1mv/s的速率扫描，当电压达到0v时终止。
[0072]
由上可见，本发明模具钢具有细小、均匀弥散分布的球形化夹杂物，使该种模具钢具有良好的耐点蚀性、优异的抗高温磨损性能及高热导率，同时兼顾强韧性匹配，并采用高效经济的生产工艺，有效提高模具使用寿命，适于应用范围不断扩大的模具市场。本发明模具钢显微组织中夹杂物单位面积个数为(192～205)个/mm2，平均粒径1.75μm～1.85μm，细小且均匀弥散分布，所述夹杂物最大直径与最小直径比值为1.69～1.78，近似于球状。钢板硬度为46～48hrc，厚度截面硬度差≤2hrc；无缺口室温心部横向冲击韧性为220～230j；在800℃下磨损体积为(25～26)
×
10-3
mm3；具有较高的高温热导率，800℃下热导率为(35～36)w
·
m-1
·
k-1
。
[0073]
为了表述本发明，在上述中通过实施例对本发明恰当且充分地进行了说明，以上实施方式仅用于说明本发明，而并非对本发明的限制，有关技术领域的普通技术人员，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，还可以做出各种变化和变型，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内，本发明的专利保护范围应由权利要求限定。