提高H13钢退火组织均匀性的热处理工艺的制作方法

　　本发明涉及一种模具钢热处理工艺，尤其是一种提高h13钢退火组织均匀性的热处理工艺。

　　背景技术：

　　h13钢具有较高的热强性、较高的韧性、优良的抗热疲劳性和抗热蚀性能，被广泛应用于热锻模、铝合金压铸模和热挤压模。h13钢热作模具在服役过程中，模腔需承受反复的加热和冷却，同时还受到一定的冲击作用，常见的主要失效形式为热疲劳裂纹、模腔热蚀磨损和模腔塑性变形，其中热疲劳裂纹是造成h13热作模具早期失效更主要原因。热疲劳裂纹的萌生阶段主要受强度控制，而扩展阶段主要受韧性控制，因此，高温下强度和韧性的良好配合对提高h13钢抗疲劳性能至关重要。

　　均匀的退火组织是保证h13钢高强韧性的重要前提。h13钢锻后组织为马氏体、贝氏体和珠光体的混合组织，且硬度较高，在交货前通常需退火处理，以降低材料硬度、并为后续热处理做好组织准备。h13常规等温退火工艺为：860～890℃奥氏体化，炉冷至700～760℃等温球化后，炉冷至≤500℃出炉空冷。按上述退火方法对h13钢进行退火处理后，退火组织中存在碳化物沿晶界呈链状分布，对比nadca#207-2003中退火组织评级图确定为as16级，属不合格级别。这种链状碳化物可遗传到淬、回火组织中，对材料的强度和韧性均有较大影响，尤其是降低横向冲击韧性。如何消除链状碳化物和网状碳化物，获得碳化物弥散分布，尺寸均匀适中，颗粒圆整度高的退火组织，是提高h13钢质量水平和模具寿命的重要手段。

　　技术实现要素：

　　本发明要解决的技术问题是提供一种提高h13钢退火组织均匀性的热处理工艺，以提高h13钢质量水平和模具寿命。

　　为解决上述技术问题，本发明所采取的技术方案是：（1）将锻造后的h13钢冷却至400～500℃，装入加热炉，加热温度680～750℃、保温2～4h，出炉空冷；

　　（2）所述步骤（1）处理的h13钢空冷至300～400℃后热装炉，以50～120℃/h的升温速率升温至800～850℃预热保温、保温时间2～4h；再以50～120℃/h的升温速率升温至1060～1100℃，炉料透保后保温1～2h；出炉空冷至≤100℃；

　　（3）将步骤（2）处理的h13钢装入加热炉，以50～120℃/h的升温速率升温至860～900℃、保温4～6h；然后以20～50℃/h的冷却速率冷却至720～740℃、保温6～8h；再以50～120℃/h的升温速率升温至840～880℃、保温4～6h；再以20～50℃/h的冷却速率冷却至720～740℃、保温6～8h；更后以20～50℃/h的冷却速率冷却至≤500℃，出炉空冷。

　　本发明所述h13钢的化学成分组成及其质量百分含量为：c0.38～0.43%，si0.80～1.20%，mn0.30～0.50%，cr5.10～5.60%，mo1.30～1.60%，v0.80～1.20%，p≤0.020%，s≤0.003%，o≤0.005%，n≤0.015%，其余为fe及不可避免的杂质。

　　本发明所述锻造后的h13钢的截面尺寸为φ90～170mm。

　　采用上述技术方案所产生的有益效果在于：1、本发明将锻造后的h13钢冷却至350～500℃，装入加热炉，加热温度680～750℃，保温2～4h，出炉空冷；有效地消除了材料内应力，避免了冷却过程中由于锻坯内外温差过大造成的材料开裂。2、本发明锻坯热装炉，以50～120℃/h的升温速率升温至1050～1100℃，炉料透保后再保温1～2h，空冷至室温；该过程通过碳化物充分回溶再析出，能提高碳化物分布均匀性，获得均匀细小的单一隐晶马氏体组织，为后续的球化退火做好组织准备。3、本发明将预处理后的h13钢装入加热炉，使h13钢中的碳化物连续经过860～900℃保温4～6h和720～740℃保温6～8h的一次球化，与840～880℃保温4～6h和720～740℃保温6～8h的二次球化；有效提高了碳化物颗粒圆整度，极大减少了大尺寸碳化物和小颗粒碳化物的数量，获得碳化物弥散分布，尺寸均匀适中、颗粒圆整度高的退火组织。4、本发明与常规等温退火处理相比，在退火态h13钢心部取样，加工成10mm×10mm×55mm的v-型缺口夏比冲击试样，退火横向冲击功为≥55j，横纵冲击功比值≥0.85，退火硬度≤182hb，退火组织级别达到nadca#207-2003标准中as3以上水平。本发明可获得碳化物弥散分布，尺寸均匀适中，颗粒圆整度高的h13钢退火组织，避免了碳化物沿晶界呈链状分布，显著提高了材料退火组织均匀性和等向性能。

　　附图说明

　　下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步详细的说明。

　　图1为本发明实施例1退火处理后的h13钢金相组织图；

　　图2为常规球化退火处理后的h13钢金相组织图；

　　图3为本发明实施例1退火处理后的h13钢sem图；

　　图4为常规球化退火处理后的h13钢sem图。

　　具体实施方式

　　实施例1：本提高h13钢退火组织均匀性的热处理工艺具体如下所述。

　　（1）将锻造后φ130mm的h13钢棒材冷却至450℃，装入加热炉，加热温度720℃、保温3h，出炉空冷。

　　（2）所述h13钢空冷至350℃后热装炉，以70℃/h的升温速率升温至825℃预热保温、保温时间3h；再以100℃/h的升温速率第二次升温至1080℃，炉料透保后再保温1h，出炉空冷至室温，完成预处理过程。

　　（3）将h13钢装入加热炉，以85℃/h的升温速率升温至880℃、保温5h；以35℃/h的冷却速率冷却至730℃、保温7h；再以85℃/h的升温速率第二次升温至870℃，保温5h；以35℃/h的冷却速率第二次冷却至730℃、保温7h；更后以35℃/h的冷却速率第三次冷却至485℃，出炉空冷。

　　本实施例所述h13钢的化学成分见表1；经热处理后的h13钢由棒材心部取样，检测方法标准参考gb/t229-2007，经机械磨抛后采用4%硝酸酒精侵蚀后，观察横向组织，其金相组织如图1所示、sem组织如图3所示；与常规等温退火后的组织（见图2和图4）相比，碳化物弥散程度、尺寸均匀性及颗粒圆整度均有大幅度提高，完全消除碳化物沿晶链状分布，退火组织级别达到nadca#207-2003标准中的as3水平；退火硬度由212hb下降到182hb，退火横向冲击功由39j提高到57j，横纵冲击功比值由0.46提高到0.85。

　　实施例2：本提高h13钢退火组织均匀性的热处理工艺具体如下所述。

　　（1）将锻造后φ90mm的h13钢棒材冷却至400℃，装入加热炉，加热温度680℃、保温2h，出炉空冷。

　　（2）所述h13钢空冷至300℃后热装炉，以90℃/h的升温速率升温至800℃预热保温、保温时间4h；再以120℃/h的升温速率第二次升温至1060℃，炉料透保后再保温2h，出炉空冷至室温，完成预处理过程。

　　（3）将h13钢装入加热炉，以120℃/h的升温速率升温至860℃、保温6h；以50℃/h的冷却速率冷却至720℃、保温8h；再以120℃/h的升温速率第二次升温至840℃、保温6h；以50℃/h的冷却速率第二次冷却至720℃、保温8h；更后以50℃/h的冷却速率第三次冷却至460℃，出炉空冷。

　　本实施例所述h13钢的化学成分见表1；经热处理后的h13钢由棒材心部取样，经机械磨抛后采用4%硝酸酒精侵蚀后，观察横向组织，退火组织中碳化物弥散程度、尺寸均匀性及颗粒圆整度均有较大提高，组织均匀性良好；退火硬度由209hb下降到180hb，退火横向冲击功由41j提高到58.5j，横纵冲击功比值由0.51提高到0.92。

　　实施例3：本提高h13钢退火组织均匀性的热处理工艺具体如下所述。

　　（1）将锻造后φ170mm的h13钢棒材冷却至500℃，装入加热炉，加热温度750℃、保温4h，出炉空冷。

　　（2）所述h13钢空冷至400℃后热装炉，以50℃/h的升温速率升温至850℃预热保温、保温时间2h；再以80℃/h的升温速率第二次升温至1100℃，炉料透保后再保温2h，出空冷至室温，完成预处理过程。

　　（3）将h13钢装入加热炉，以50℃/h的升温速率升温至900℃、保温4h；以20℃/h的冷却速率冷却至740℃、保温6h；再以50℃/h的升温速率第二次升温至880℃、保温4h；以20℃/h的冷却速率第二次冷却至740℃、保温6h；更后以20℃/h的冷却速率第三次冷却至490℃，出炉空冷。

　　本实施例所述h13钢的化学成分见表1；经热处理后的h13钢由棒材心部取样，经机械磨抛后采用4%硝酸酒精侵蚀后，观察横向组织，退火组织中碳化物弥散程度、尺寸均匀性及颗粒圆整度均有较大提高，组织均匀性良好；退火硬度由213hb下降到180hb，退火横向冲击功由43.5j提高到55j，横纵冲击功比值由0.42提高到0.87。

　　实施例4：本提高h13钢退火组织均匀性的热处理工艺具体如下所述。

　　（1）将锻造后φ110mm的h13钢棒材冷却至420℃，装入加热炉，加热温度700℃、保温2.5h，出炉空冷。

　　（2）所述h13钢空冷至320℃后热装炉，以80℃/h的升温速率升温至810℃预热保温、保温时间3.5h；再以110℃/h的升温速率第二次升温至1070℃，炉料透保后再保温1.5h，出炉空冷至100℃，完成预处理过程。

　　（3）将h13钢装入加热炉，以70℃/h的升温速率升温至870℃、保温5.5h；以30℃/h的冷却速率冷却至725℃、保温7.5h；再以70℃/h的升温速率第二次升温至850℃、保温5.5h；以30℃/h的冷却速率第二次冷却至725℃、保温7.5h；更后以30℃/h的冷却速率第三次冷却至450℃，出炉空冷。

　　本实施例所述h13钢的化学成分见表1；经热处理后的h13钢由棒材心部取样，经机械磨抛后采用4%硝酸酒精侵蚀后，观察横向组织，退火组织中碳化物弥散程度、尺寸均匀性及颗粒圆整度均有较大提高，组织均匀性良好；退火硬度由210hb下降到181hb，退火横向冲击功由40.5j提高到57j，横纵冲击功比值由0.49提高到0.90。

　　实施例5：本提高h13钢退火组织均匀性的热处理工艺具体如下所述。

　　（1）将锻造后φ150mm的h13钢棒材冷却至470℃，装入加热炉，加热温度740℃、保温3.5h，出炉空冷。

　　（2）所述h13钢空冷至380℃后热装炉，以120℃/h的升温速率升温至830℃预热保温、保温时间2.5h；再以50℃/h的升温速率第二次升温至1090℃，炉料透保后再保温1.5h，出空冷至50℃，完成预处理过程。

　　（3）将h13钢装入加热炉，以100℃/h的升温速率升温至890℃、保温4.5h；以40℃/h的冷却速率冷却至735℃、保温6.5h；再以100℃/h的升温速率第二次升温至860℃、保温4.5h；以40℃/h的冷却速率第二次冷却至735℃、保温6.5h；更后以40℃/h的冷却速率第三次冷却至500℃，出炉空冷。

　　本实施例所述h13钢的化学成分见表1；经热处理后的h13钢由棒材心部取样，经机械磨抛后采用4%硝酸酒精侵蚀后，观察横向组织，退火组织中碳化物弥散程度、尺寸均匀性及颗粒圆整度均有较大提高，组织均匀性良好；退火硬度由212hb下降到181hb，退火横向冲击功由41j提高到56.5j，横纵冲击功比值由0.48提高到0.86。

　　表1：各实施例所述h13钢的化学成分（wt.%）