一种H13模具钢及其热处理工艺

 )摘要本发明公开了一种H13模具钢及其热处理工艺，H13模具钢经过两次热处理以及淬火和回火处理得到；其中，一次热处理是将H13坯料装入热处理炉中，依次温至550～570℃、850～900℃和1000～1050℃，并在相应温度下保温一段时间，然后急风速冷；二次热处理是将一次热处理后的H13坯料依次升温至630～650℃、900～950℃和1100℃，并在相应温度下保温一段时间，然后放入淬火硝盐炉中进行淬火，更后将淬火后的H13 坯料加热至550～600℃，再冷却至室温，即完成热处理。采用本发明中热处理工艺，可有效有效减少H13模具钢组织的偏析，其冲击韧性、热疲劳抗力得以提高，使用寿命大大延长。

C22C 38/24( 2006 .01 )

权利要求书1/1 页

1 .一种H13模具钢热处理工艺，其特征在于，包括以下步骤：

(1)一次热处理：将锻造后的H13坯料空冷至450～500℃，然后装入热处理炉中，以10～ 20℃/h的升温速度将炉温升至550～570℃，保温2～3h，再以25～50℃/h的升温速度将炉温升至850～900℃，保温1～2h，然后将炉温快速升至1000～1050℃，保温8～10h，再通过急风速冷，将H13坯料的温度降至350～400℃；(2)二次热处理：将经过步骤(1)处理的H13坯料放入热处理炉中，一次升温至630～650℃并保温，保温时间为80～100s/mm；然后二次升温至900～950℃并保温，保温时间为120～ 150s/mm；再三次升温至1100℃并保温，保温时间40～60s/mm；(3)淬火冷却：将经过步骤(2)处理的H13坯料置于温度为200～220℃的淬火硝盐炉中， 将其温度降至450～500℃，然后空冷至100～120℃；(4)回火：将经过步骤(3)处理的H13坯料加热至550～600℃，保温4～6h，然后空冷至室温，完成热处理。

2..根据权利要求1所述的H13模具钢热处理工艺，其特征在于：步骤(1)中热处理炉的炉温在300℃以下。

3..根据权利要求1所述的H13模具钢热处理工艺，其特征在于：步骤(2)中一次升温的速度为10～20℃/h，二次升温速度为10～20℃/h，三次升温速度为5～10℃/h。

4 .采用权利要求1～3任一项所述的H13模具钢热处理工艺制备出的H13模具钢。

5 .根据权利要求4所述的H13模具钢，其特征在于，所述H13模具钢包括以下质量百分比的组分：C 0 .38～0 .43％，Si 0 .85～1 .20％，Mn 0 .2～0 .4％，Cr 4 .80～5 .50％，Mo 1 .26～ 1 .68％，V 0 .80～1 .20％，P≤0 .02，S≤0 .01，余量为铁和不可避免的杂质。

说明书1/5 页

一种H13模具钢及其热处理工艺

技术领域

[0001] 本发明属于模具钢热处理技术领域，具体涉及一种H13模具钢及其热处理工艺。

背景技术

[0002] H13钢是一种强韧兼备的空冷硬化性热作模具钢，因其具有良好的热强性、红硬性、较高的韧性、抗热疲劳性和抗热蚀性，现已被广泛用于热锻模、铝合金压铸模和热挤压模。H13热作模具钢含有8％的合金元素，在凝固过程中，由于选分结晶，铸锭心部存在严重的枝晶偏析，同时，在枝晶间富集了大量高熔点的块状共晶碳化物。目前国内市场上提供的一些H13热作模具钢锻材，即使经过高温扩散退火和预备热处理，但材料依然存在组织不均、力学性能不稳定等问题。材料组织不均主要表现为带状组织较为严重和退火组织晶粒尺寸不均，其中，带状组织的存在，大幅降低材料的横向冲击韧性，使材料具有明显的各向异性，即等向性差；退火组织的晶粒尺寸不均，严重时表现为混晶组织，将严重影响材料的冲击韧性，降低抗疲劳性能。因此，通过合理的热处理手段，提高H13热作模具钢的组织均匀性，是提高模具使用寿命的有效途径。

发明内容

[0003]针对上述现有技术，本发明提供一种H13模具钢热处理工艺，以解决H13模具钢力学性能不稳定的技术问题。

[0004]为了达到上述目的，本发明所采用的技术方案是：提供一种H13模具钢热处理工艺，其特征在于，包括以下步骤：

[0005](1)一次热处理：将锻造后的H13坯料空冷至450～500℃，该温度在马氏体转变点以上，可有效防止马氏体的转变，使H13模具钢保持较高的硬度；然后装入热处理炉中，以10～20℃/h的升温速度将炉温升至550～570℃，保温2～3h，经过该处理后，H13坯料内外温度保持一致，可避免在后续处理过程中由于温度分布不均而引起金相组织异常生长，钢材的金相组织分布更加均匀；再以25～50℃/h的升温速度将炉温升至850～900℃，保温1～2h，经过该处理后，钢材组织内部的树晶以及树晶间的偏聚区被破坏；然后快速将炉温升至1000～1050℃，保温8～10h，在此过程中，碳化物溶解到奥氏体中，并且合金元素相互扩散，可有效改善合金元素的偏析，钢材组织进一步趋于均匀；再通过急风速冷，将H13坯料的温度降至350～400℃，急风速冷可以使溶解的碳化物快速析出而不长大，均匀分布在基体上，而且析出的碳化物细小，打破网状和链状的碳化物，合金元素来不及扩散，偏析得到明显改善。

[0006]   (2)二次热处理：将经过步骤(1)处理的H13坯料放入热处理炉中，一次升温至630～650℃并保温，保温时间为80～100s/mm，经过该处理后，可减少金晶粒内部的畸变，降低畸变能，使得晶粒内部更加均匀；然后二次升温至900～950℃并保温，保温时间为120～ 150s/mm；再三次升温至1100℃并保温，保温时间40～60s/mm，经过上述处理后，金晶粒内部的大部分位错被消除，可避免位错对溶质原子运动的限制，钢材组织结构获得更佳的扩散条件；说明书2/5 页

[0007] (3)淬火冷却：将经过步骤(2)处理的H13坯料置于温度为200～220℃的淬火硝盐炉中，将其温度降至450～500℃，然后空冷至100～120℃；[0008]   (4)回火：将经过步骤(3)处理的H13坯料加热至550～600℃，保温4～6h，然后空冷至室温，完成热处理。经过淬火和回火处理后，钢材的强度和韧性得以提升。

[0009]在上述技术方案的基础上，本发明还可以做如下改进。

[0010]进一步，步骤(1)中热处理炉的炉温在300℃以下。

[0011]进一步，步骤(2)中一次升温的速度为10～20℃/h，二次升温速度为10～20℃/h，三次升温速度为5～10℃/h。

[0012]采用本发明中的热处理工艺，可以得到一种力学性能优良的H13模具钢，所得到的H13模具钢包括以下质量百分比的组分：C 0 .38～0 .43％ ，Si 0 .85～1 .20％ ，Mn 0 .2～ 0 .4％，Cr 4 .80～5 .50％，Mo 1 .26～1 .68％，V 0 .80～1 .20％，P≤0 .02，S≤0 .01，余量为铁和不可避免的杂质。

[0013]  本发明的有益效果是：本发明中热处理工艺，通过一次热处理，可破坏钢材组织内的树枝晶，改变合金元素的扩散环境。然后经过二次热处理，促进合金元素的充分扩散，从而成功消除H13模具钢中的带状组织。采用本发明中的热处理工艺，可有效提高H13模具钢的纯净度和致密度，减少组织的偏析，冲击韧性、热疲劳抗力得以提高，使用寿命大大延长。

具体实施方式

[0014]下面结合实施例对本发明的具体实施方式做详细的说明。

[0015]实施例一

[0016]一种H13模具钢热处理工艺，包括以下步骤：

[0017](1)一次热处理：将锻造后的H13坯料(尺寸为1120mm×690mm×170mm)空冷至450℃，然后装入炉温为300℃的热处理炉中，以15℃/h的升温速度将炉温升至550℃，保温3h，再以25℃/h的升温速度将炉温升至850℃，保温2h，然后快速将炉温升至1000℃，保温10h，再通过急风速冷，将H13坯料的温度降至350℃；[0018](2)二次热处理：将经过步骤(1)处理的H13坯料放入炉温为300℃的热处理炉中， 以10℃/h的升温速度将炉温升至630℃并保温，保温时间为100s/mm(钢材厚度每增加1mm， 保温时间延长100s) ；然后以10℃/h的升温速度将炉温升至900℃并保温，保温时间为150s/ mm；再以5℃/h的升温速度将炉温升至1100℃并保温，保温时间60s/mm；[0019](3)淬火冷却：将经过步骤(2)处理的H13坯料置于温度为200℃的淬火硝盐炉中， 将其温度降至450℃，然后空冷至100℃；[0020](4)回火：将经过步骤(3)处理的H13坯料加热至550℃，保温6h，然后空冷至室温，完成热处理。

[0021]实施例二

[0022]一种H13模具钢热处理工艺，包括以下步骤：

[0023](1)一次热处理：将锻造后的H13坯料(尺寸为1120mm×690mm×170mm)空冷至480℃ ，然后装入炉温为280℃的热处理炉中，以10℃/h的升温速度将炉温升至560℃ ，保温2 .5h，再以40℃/h的升温速度将炉温升至870℃，保温2h，然后快速将炉温升至1050℃，保温说明书3/5 页10h，再通过急风速冷，将H13坯料的温度降至370℃；[0024](2)二次热处理：将经过步骤(1)处理的H13坯料放入炉温为280℃的热处理炉中， 以15℃/h的升温速度将炉温升至640℃并保温，保温时间为90s/mm；然后以15℃/h的升温速度将炉温升至930℃并保温，保温时间为130s/mm；再以10℃/h的升温速度将炉温升至1100℃并保温，保温时间50s/mm；[0025](3)淬火冷却：将经过步骤(2)处理的H13坯料置于温度为200℃的淬火硝盐炉中， 将其温度降至470℃，然后空冷至110℃；[0026](4)回火：将经过步骤(3)处理的H13坯料加热至570℃，保温5h，然后空冷至室温，完成热处理。

[0027]实施例三

[0028]一种H13模具钢热处理工艺，包括以下步骤：

[0029](1)一次热处理：将锻造后的H13坯料(尺寸为1120mm×690mm×170mm)空冷至500℃，然后装入炉温为250℃的热处理炉中，以20℃/h的升温速度将炉温升至570℃，保温2h，再以50℃/h的升温速度将炉温升至900℃，保温1h，然后快速将炉温升至1050℃，保温8h，再通过急风速冷，将H13坯料的温度降至400℃；[0030](2)二次热处理：将经过步骤(1)处理的H13坯料放入炉温为250℃的热处理炉中， 以20℃/h的升温速度将炉温升至650℃并保温，保温时间为80s/mm；然后以20℃/h的升温速度将炉温升至950℃并保温，保温时间为120s/mm；再以10℃/h的升温速度将炉温升至1100℃并保温，保温时间40s/mm；[0031](3)淬火冷却：将经过步骤(2)处理的H13坯料置于温度为220℃的淬火硝盐炉中， 将其温度降至500℃，然后空冷至120℃；[0032](4)回火：将经过步骤(3)处理的H13坯料加热至600℃，保温4h，然后空冷至室温，完成热处理。

[0033]对比例一

[0034]一种H13模具钢的热处理方法，包括以下步骤：

[0035](1)将锻造后的H13模块空冷至500℃，然后放入热处理炉中，随炉升温至550℃，保温4h，其中，热处理炉的炉温≤300℃；[0036]   (2)**阶段的热处理：将炉温升至1000℃，保温9h，将模块从炉内取出，通过急风速冷，使模块温度冷却到350℃；[0037] (3)再将步骤(2)中冷却的H13模块放入到热处理炉中，控制加热速度使H13模块加热到650℃，保温4h；[0038]   (4)第二阶段的热处理：步骤(3)中H13模块随热处理炉加热到820℃，保温12h，控制热处理炉冷却并使H13模块冷却到650℃，保温4h，随炉冷却至380℃，出炉空冷，完成热处理，其中，热处理炉冷却速度为15℃/h。

[0039]对比例二

[0040]一种H13模具钢热处理方法，包括以下步骤：

[0041](1)采用两镦两拔工艺对经过电渣重熔得到的钢锭进行一次加热锻造，一次加热锻造包括将经过电渣重熔得到的钢锭加热至850℃～1180℃，其中始锻温度为1180℃，终锻温度为850℃；说明书4/5 页[0042](2)对经过一次锻造的钢锭进行三阶段保温处理，三阶段保温处理包括：

[0043]**阶段保温，以5℃/min的速度将钢锭加热到400℃并保温，保温时间为100s/ mm；[0044]第二阶段保温，以5℃/min的速度将钢锭加热到650℃并保温，保温时间为80s/mm；[0045]第三阶段保温，以4℃/min的速度将钢锭加热到900℃并保温，保温时间为90s/mm；[0046](3)将经过保温处理的钢锭进行扩散退火；[0047](4)采用两镦两拔工艺对经过扩散退火的钢锭进行二次加热锻造；[0048](5)对所得钢锭进行等温球化退火。

[0049]结果分析

[0050]按照GB/T1299-2000的标准对上述各实验组得到的模具钢进行化学成分分析和力学性能检测，其中化学成分列于表1，力学性能列于表2。

[0051]表1 H13模具钢的化学元素重量％

[0052]

[0053]

[0054]从表1中可以看出，各实验组得到的H13模具钢均复合**标准。

[0055]表2 H13模具钢的力学性能

[0056]

硬度(HRC)抗拉强度(MPa)冲击韧性(J/cm2)断裂韧性(MPa·m1/2)实施例一59 .1211250 .192 .1实施例二59 .6209849 .890 .2

实施例三58 .9214349 .291 .8

对比例一57 .3186540 .476 .7

对比例二58 .0189039 .879 .3

[0057]从表2中可以看出，各实验组得到的H13模具钢硬度相差不大，而采用本发明的热处理方法处理后H13模具钢的抗拉强度、冲击韧性和断裂韧性明显优于对比例中的H13模具钢，这可能是因为本发明的热处理工艺采用两次热处理，不仅破坏了钢材组织内的树枝晶， 改变合金元素的扩散环境，而且可促进合金元素的充分扩散，成功消除了H13模具钢中的带状组织，钢材的纯净度和致密度，减少组织的偏析，冲击韧性、热疲劳抗力得以提高。对比文件1也经过了两个阶段的热处理，虽然能够一定程度的破坏树枝晶，但是合金元素未充分相互扩散，合金元素偏析严重，钢材组织分布不均，进而对力学性能产生了影响。对比文件2经说明书5/5 页过三段保温，虽然可以减少金晶粒内部的缺陷，并行成合金元素的快速通道，但是钢材内部还是存在较多的树枝晶，进而对力学性能产生了影响。

[0058] 虽然结合实施例对本发明的具体实施方式进行了详细地描述，但不应理解为对本**的保护范围的限定。在权利要求书所描述的范围内，本领域技术人员不经创造性劳动即可作出的各种修改和变形仍属本**的保护范围。