H13模具钢热处理方法以及通过其获得的 H13

　　57)摘要

　　本发明涉及H13模具钢热处理方法以及通过 其获得的H13模具钢。所述方法包括以下步骤： 采用两锹两拔工艺对经过电渣重熔后得到的钢锭 进行加热锻造;对经过锻造后的钢锭进行三阶段 保温处理，所述三阶段保温处理包括：在39CTC至 41CTC的温度下进行**阶段保温，保温时间为 90-100s/lmm厚钢材;在64CTC至66CTC的温度下 进行第二阶段保温，保温时间为70-110s/lmm厚 钢材;和在89CTC至91CTC的温度下进行第三阶段 保温，保温时间为60-110s/lmm厚钢材。另外，本 发明还涉及通过上述方法制得的H13模具钢。

　　1. 一种H13模具钢热处理方法,其特征在于包括以下步骤：

　　(1) 采用两敏两拔工艺对经过电渣重熔得到的钢锭进行一次加热锻造,所述一次加热 锻造包括将经过电渣重熔得到的钢锭加热至85CTC至1180°C,其中始锻温度为118CTC,终 锻温度为850 °C ;

　　(2) 对经过一次锻造的钢锭进行三阶段保温处理，所述三阶段保温处理包括：

　　**阶段保温，其中以4-5°C /分钟的速度将钢锭加热到39CTC至41CTC的温度，然后进 行保温，保温时间为90-lOOs/lmm厚钢材;

　　第二阶段保温，其中继续以4-5 °C /分钟的速度将钢锭加热到64CTC至66CTC的温度，然 后进行保温，保温时间为70-llOs/lmm厚钢材;和

　　第三阶段保温，其中继续以4-5°C /分钟的速度将钢锭加热到890°C至910°C的温度，然 后进行保温，保温时间为60-llOs/lmm厚钢材;

　　(3) 将经过保温处理的钢锭进行扩散退火;

　　(4) 采用两敏两拔工艺对经过扩散退火的钢锭进行二次加热锻造;和

　　(5) 对所得钢锭进行等温球化退火。

　　2. 根据权利要求1所述的方法，其特征在于所述扩散退火包括将钢锭以10 °C / min-15°C /min的升温速度加热到1230°C至1250°C,保温5-7小时，然后将钢锭随炉冷却至 室温。

　　3. 根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述二次加热锻造包括将经过扩散退 火得到的钢锭加热至850°C至1180°C,其中始锻温度为1180°C,终锻温度为850°C 0

　　4. 根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于所述等温球化退火包括在860°C至 89CTC的温度下对钢锭保温1-3小时，然后降温至74CTC至76CTC并且保温3-5小时,更后将 钢锭随炉冷却到500°C出炉。

　　5. 一种H13模具钢，其是根据权利要求1至4中任一项所述的方法制造的。

　　H13模具钢热处理方法以及通过其获得的H13模具钢

　　技术领域

　　[0001] 本发明涉及合金的热处理方法,特别是H13模具钢的热处理方法。本发明还涉及

　　通过该处理方法获得的H13模具钢。

　　背景技术

　　[0002] 4Cr5MoSiVl (美标H13模具钢)为一种合金热作模具钢,其在从室温到650°C的温 度下具有良好的综合力学性能和热强性、抗冷热疲劳性能及抗液态金属冲蚀性，已经广泛 地用于锻造压力机模具、铝合金压铸模具和热挤压用模具。它被认为是当前世界上应用更 广泛的一类热作模具钢。从1995年以来，H13模具钢一直是国内应用更广的热作模具钢。 H13模具钢生产中更常见也更难消除的显微组织不均匀性-带状组织是由于钢液冷却过程 中合金元素在树枝晶各部分分布不均匀造成的,这种枝晶偏析在随后的轧制过程中会沿着 轧向分布，例如在图1中所详细示出的。图1为电渣重熔后的钢锭不经锻造直接进入高温 扩散退火,高温扩散后进行锻造(两敏两拔)，然后等温球化退火。

　　[0003] 在钢中产生铁素体-珠光体相间分布的带状组织使钢材的力学性能产生方向性: 横向塑性韧性降低，切削性能和表面光洁度变差。该带状组织会导致工件在工作过程中沿 着铁素体-珠光体两相的交界处开裂，缩短工件的使用寿命，因此在生产过程中一般要求 带状组织不大于2级别。

　　[0004]目前消除带状组织通常的做法是将电渣重熔后的钢锭直接加热到较高温度，然后 进行长时间保温来进行高温扩散退火。长时间高温扩散退火能改善元素的不均匀分布状 况,也能溶解偏析带中存在的大块共晶碳化物，使其尺寸减小,减轻一次共晶碳化物对钢材 力学性能的影响。但高温扩散有以下2个方面的不足：1)为达到更优的扩散效果,要尽可 能地提高扩散温度,增加扩散时间，更大限度地降低金属元素的偏析指数;高温和长时间扩 散会造成脱碳及晶粒的异常长大现象，并且钢锭会出现大量氧化损失;和2)高温扩散后需 要采用特殊的细化方法来恢复长大的晶粒。

　　[0005] 在目前普遍采用的扩散退火工艺中，直接将电渣重熔锭进行扩散退火。在此情况 下，由于未经锻造的重熔锭的枝晶较大，所以偏析元素需要扩散较大的距离，因此高温扩散 需要长的停留时间。对于经过锻造后的钢锭，其内部缺陷增多，因元素与位错钉扎等导致元 素较难扩散。

　　[0006] 针对上述问题，本发明人进行了深入的研究，并且成功找到了解决方法，从而做出 本发明。具体而言,本发明采用扩散退火前锻造，细化树枝晶，缩短扩散距离,并通过三阶段 的保温更大限度地消除晶粒内和晶粒间的缺陷,从而为扩散创造更优的条件，更终基本消 除了带状组织。

　　发明内容

　　[0007] 本发明的一个目的在于提供一种H13模具钢的热处理方法，以解决上述问题。

　　[0008] 在一个方面，提供一种H13模具钢热处理方法。所述方法包括以下步骤：(1)采 用两敏两拔工艺，将经过电渣重熔得到的钢锭进行一次加热锻造，所述一次加热锻造包括 将经过加热锻造的钢锭加热至850°C至1180°C,以破碎树枝晶和枝晶间的偏聚区,其中始 锻温度为1180°C,终锻温度为85CTC ;(2)对经过锻造的钢锭进行三阶段保温处理,所述三 阶段保温处理可以包括：**阶段保温,其中以4-5°C /分钟的速度将钢锭加热到390°C 至410°C的温度，然后进行保温，保温时间为90-lOOs/lmm厚钢材;第二阶段保温，其中 以4-5°C /分钟的速度将钢锭加热到64CTC至66CTC的温度，然后进行保温，保温时间为 70-llOs/lmm厚钢材;和第三阶段保温,其中以4-5°C /分钟的速度将钢锭加热到890°C至 91CTC的温度，然后进行保温，保温时间为60-110s/lmni厚钢材;(3)将经过保温处理的钢锭 进行扩散退火;(4)采用两敏两拔工艺对钢锭进行二次加热锻造;和(5)对所得钢锭进行等 温球化退火。

　　[0009] 所述三阶段保温处理促使钢锭在三个不同温度区域发生不同变化以获得更佳的 扩散条件：**阶段主要是晶粒内部点缺陷的变化，减少晶粒内部畸变，降低畸变能，使得 晶粒内部更均匀，从而有利于合金元素的扩散;第二阶段主要是消除晶粒内部的大部分异 号刃位错，减少位错与溶质原子间的钉扎作用力，消除位错对溶质原子运动的限制;第三阶 段主要用于促使同号的刃位错平行排列形成亚晶界，即形成合金元素扩散的快速通道。通 过上述三阶段保温之后，钢锭组织结构获得更佳的扩散条件。

　　[0010] 特别地，所述三个温度阶段让材料分别在各自的温度区间发生三种不同的组织变 化：晶体内部空位等点缺陷变化、晶粒及晶界处位错等线缺陷变化、树枝晶间均匀化及挛晶 变化，所有这些都会给成分的均匀化创造更优的扩散条件。

　　[0011] 根据前述方面的方法，所述二次加热锻造可以包括将经过加热锻造的钢锭加热 至850°C至1180°C,以破碎树枝晶和枝晶间的偏聚区，其中始锻温度为1180°C,终锻温度为 850 °C o

　　[0012] 在常规的模具钢中，铸态的钢锭往往晶粒粗大，合金元素偏聚区域集中，扩散所经 过的距离较长，短时高温扩散不会有明显的均匀化效果。与此相比，在本发明的方法中，通 过**步的锻轧变形工艺,破碎了树枝晶及元素偏聚区，缩短了扩散所需距离并且增加了 元素的扩散路径。

　　[0013] 根据前述方面的方法，在高温下的扩散退火可以包括将钢锭以10°C /min-15°C / min的升温速度加热到1230°C至1250°C,保温5-7小时左右，然后将钢锭随炉冷却至室温。 经高温扩散退火后，所得钢锭的化学成分均匀性得到明显改善。

　　[0014] 根据前述方面的方法，在对高温扩散退火后，可以利用两敏两拔工艺对钢锭进行

　　二次加热锻造，以改善组织的均匀性并提高力学性能。

　　[0015] 根据前述方面的方法，所述等温球化退火可以包括在86CTC至890°C的温度下对 钢锭保温1-3小时，然后降温至74CTC至76CTC并且保温3-5小时，更后将钢锭随炉冷却到 50CTC出炉。通过该等温球化退火，可以进一步细化钢锭中的晶粒。

　　[0016] 在另一方面中，本发明提供一种H13模具钢，所述H13模具钢可以采用上述方面中

　　所述的方法来制造。

　　[0017] 在上文所述的减轻或消除H13模具钢的带状组织的锻造和热处理的联合方法中， 通过锻轧破碎铸态的粗大树枝晶，改变了合金元素扩散环境。进一步地，通过结合精细的分 步热处理工艺，促进了合金元素的充分扩散,从而成功减轻或甚至消除了 H13模具钢中的

　　带状组织。另外,通过上述方法获得的H13模具钢具有良好的金相组织、适当的硬度以及良 好的加工性。

　　附图说明

　　[0018] 图1显示通过常规热处理工艺获得的H13模具钢的带状组织100倍显微组织;

　　[0019] 图2显示通过本发明方法的一个实施方案获得的H13模具钢的带状组织100倍显

　　微组织;和

　　[0020] 图3是根据本发明方法的一个实施方案的热处理工艺曲线。

　　具体实施方式

　　[0021] 下面通过具体的实施例并结合附图对本发明进行进一步的详细说明。本领域的普 通技术人员会理解，提供这些实施例仅仅是为了举例说明，便于更好地理解本发明,而无意 于将本发明限制于这些实施例。

　　[0022] 实施例1

　　[0023] H13模具钢的热处理方法，其包括以下步骤：

　　[0024] 步骤1.将经电渣重熔后得到的H13钢锭进行加热锻造，采用两敏两拔工艺，加热 至850-1180°C,以破碎树枝晶及枝晶间的偏聚区，其中始锻温度1180°C,终锻温度850°C ;

　　[0025] **次敏粗至原钢锭高度的50%以下，设备为兰石重工3150T自由锻压机，随后

　　拔长至原长度120%。**次敏拔后的过程坯返炉回烧，时间至少3小时;

　　[0026] 第二次敏拔后的过程坯加热至1240°C并保温6小时，再拔长成型，此过程分两次

　　完成，第**两次锻拔,第二天成型。过程坯应预留1.5以上的拔比。

　　[0027] 步骤2.**阶段保温：锻压后的钢锭置于热处理炉中，按4-5°C /分钟的速度先 加热到390-410°C,保温时间按90-llOs/lmm厚钢板计算,不出炉，直接进入下一阶段保温 阶段。

　　[0028] 步骤3.第二阶段保温：继续将钢锭以4-5°C /min的速度加热到640-660°C,保温 时间为70-llOs/lmm厚钢材。

　　[0029] 步骤4.第三阶段保温：继续将第二阶段保温后的钢材以同样的速度加热到 890-910°C,保温时间为60-110s/lmni厚钢材。所述三个保温阶段的升温和保温过程在图3 中详细示出。

　　[0030] 步骤5.高温扩散退火：钢锭快速加热至1230-1250°C,保温6小时左右，然后随炉 冷至室温。

　　[0031] 步骤6.再次锻压：与步骤1相同，采用两敏两拔工艺再次对钢锭热锻压，以进一步 改善组织，提高力学性能。

　　[0032] 步骤7.等温球化退火：将再次锻压后的钢锭置于热处理炉中加热到860〜890°C 并保温2h,降温到740〜760°C等温4h,炉冷到500°C左右出炉。钢锭在此退火状态下具有 良好的金相组织、适当的硬度和良好的加工性。从而得到带状组织减少的H13模具钢。

　　[0033] 对上述实施例1中制得的钢锭在显微镜下进行观察，结果如图2所示。在图2中，

　　明显可见钢锭中的各组分均匀分散，没有明显的带状组织。

　　[0034] 进一步地，将在实施例1中制备的H13模具钢与常规模具钢经统一调质后进行冲

　　击试验及硬度测试比较，结果如下。

　　[0035] 1、硬度

　　[0036] 淬回火后的钢锭硬度测试采用台式洛氏硬度计测试，根据GB/T 230对样品进行

　　测试，结果如下表1所示：

　　[0037]表 1

　　[0038]

　　样品材料状态试样尺寸硬度值/HRC

　　本发明淬回火160X160X 160mm49

　　对比例1淬回火300X220X150mm46

　　[0039] 由表1可见，通过本申请中描述的方法制备的钢锭经过淬回火后，其硬度相比一

　　般方法较高。

　　[0040] 2、冲击韧性

　　[0041] 冲击试验根据《GB/T 229-2007金属夏比缺口冲击试验方法》，采用摆锤式冲击机

　　试验，结果如下表2所示：

　　[0042]表 2

　　[0043]

　　试样规格(mm)7X 10X55缺口类型无缺口

　　冲击类型CHARPY试验温度，

　　2 2 °C湿度：55%

　　来样材料冲击吸收功Ak (J)

　　12345均值

　　本发明长292283292290288289

　　宽258134258257268235

　　厚:202210220172200201

　　对比例2长;300290280290282288

　　宽220200182205171196

　　厚230284188220222229

　　[0044] 由表2可见，钢锭的冲击韧性值在长、宽两个方向上均比一般方法高，而在厚度方 向的冲击韧性值稍低于一般方法。

　　[0045] 3、非金属夹杂

　　[0046]表 3

　　[0047]

　　夹杂物 类别A (硫化物)B (铝酸盐)C (硅酸盐)D (球形氧化物)

　　粗系细系粗系细系粗系细系粗系细系

　　[0048]

　　本发明0.500.50000 50.5

　　对比例30.50.50 50 50010.5

　　[0049] 表3中0、0. 5、1表示夹杂物尺寸长度级别，各类型夹杂物具体数值详见《GB/T 10561-2005钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法》。由测定结果可以看出: 由本发明制得的钢锭A型硫化物夹杂、B型铝酸盐夹杂的细系比常规工艺小一个评级级别， 而C型硅酸盐夹杂与普通工艺相同。

　　[0050] 4、有害元素

　　[0051] H13模具钢中杂质元素可由钢包精炼、电渣重熔及炉外精炼解决。钢锭经过上述精 炼方法后，杂质元素含量已经控制的很好，精炼后钢锭化学成分与GB/T 1299-2000比较如 下表4所示：

　　[0052]表 4

　　[0053]

　　元素CMnSi:SpCrNiMoVAl

　　本发明0 420 380.80.00

　　500 00

　　905.080 091.40.890 00

　　5

　　GB0.32-

　　0.450.2-

　　0.50.8-

　　!.20.03

　　000.03

　　004.75

　　-5.51.4-

　　1.8i.i-

　　1.750.8-

　　1.2

　　[0054] 由表4可见，主要合金元素及P、S含量控制的很好,其中有害元素P、S的含量远高

　　于 GB/T 1299-2000 的要求。