本發(fā)明涉及一種模具鋼熱處理工藝，尤其是一種提高h13鋼退火組織均勻性的熱處理工藝。

　　背景技術：

　　h13鋼具有較高的熱強性、較高的韌性、優(yōu)良的抗熱疲勞性和抗熱蝕性能，被廣泛應用于熱鍛模、鋁合金壓鑄模和熱擠壓模。h13鋼熱作模具在服役過程中，模腔需承受反復的加熱和冷卻，同時還受到一定的沖擊作用，常見的主要失效形式為熱疲勞裂紋、模腔熱蝕磨損和模腔塑性變形，其中熱疲勞裂紋是造成h13熱作模具早期失效最主要原因。熱疲勞裂紋的萌生階段主要受強度控制，而擴展階段主要受韌性控制，因此，高溫下強度和韌性的良好配合對提高h13鋼抗疲勞性能至關重要。

　　均勻的退火組織是保證h13鋼高強韌性的重要前提。h13鋼鍛后組織為馬氏體、貝氏體和珠光體的混合組織，且硬度較高，在交貨前通常需退火處理，以降低材料硬度、并為后續(xù)熱處理做好組織準備。h13常規(guī)等溫退火工藝為：860～890℃奧氏體化，爐冷至700～760℃等溫球化后，爐冷至≤500℃出爐空冷。按上述退火方法對h13鋼進行退火處理后，退火組織中存在碳化物沿晶界呈鏈狀分布，對比nadca#207-2003中退火組織評級圖確定為as16級，屬不合格級別。這種鏈狀碳化物可遺傳到淬、回火組織中，對材料的強度和韌性均有較大影響，尤其是降低橫向沖擊韌性。如何消除鏈狀碳化物和網狀碳化物，獲得碳化物彌散分布，尺寸均勻適中，顆粒圓整度高的退火組織，是提高h13鋼質量水平和模具壽命的重要手段。

　　技術實現要素：

　　本發(fā)明要解決的技術問題是提供一種提高h13鋼退火組織均勻性的熱處理工藝，以提高h13鋼質量水平和模具壽命。

　　為解決上述技術問題，本發(fā)明所采取的技術方案是：（1）將鍛造后的h13鋼冷卻至400～500℃，裝入加熱爐，加熱溫度680～750℃、保溫2～4h，出爐空冷；

　　（2）所述步驟（1）處理的h13鋼空冷至300～400℃后熱裝爐，以50～120℃/h的升溫速率升溫至800～850℃預熱保溫、保溫時間2～4h；再以50～120℃/h的升溫速率升溫至1060～1100℃，爐料透保后保溫1～2h；出爐空冷至≤100℃；

　?。?）將步驟（2）處理的h13鋼裝入加熱爐，以50～120℃/h的升溫速率升溫至860～900℃、保溫4～6h；然后以20～50℃/h的冷卻速率冷卻至720～740℃、保溫6～8h；再以50～120℃/h的升溫速率升溫至840～880℃、保溫4～6h；再以20～50℃/h的冷卻速率冷卻至720～740℃、保溫6～8h；最后以20～50℃/h的冷卻速率冷卻至≤500℃，出爐空冷。

　　本發(fā)明所述h13鋼的化學成分組成及其質量百分含量為：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%，其余為fe及不可避免的雜質。

　　本發(fā)明所述鍛造后的h13鋼的截面尺寸為φ90～170mm。

　　采用上述技術方案所產生的有益效果在于：1、本發(fā)明將鍛造后的h13鋼冷卻至350～500℃，裝入加熱爐，加熱溫度680～750℃，保溫2～4h，出爐空冷；有效地消除了材料內應力，避免了冷卻過程中由于鍛坯內外溫差過大造成的材料開裂。2、本發(fā)明鍛坯熱裝爐，以50～120℃/h的升溫速率升溫至1050～1100℃，爐料透保后再保溫1～2h，空冷至室溫；該過程通過碳化物充分回溶再析出，能提高碳化物分布均勻性，獲得均勻細小的單一隱晶馬氏體組織，為后續(xù)的球化退火做好組織準備。3、本發(fā)明將預處理后的h13鋼裝入加熱爐，使h13鋼中的碳化物連續(xù)經過860～900℃保溫4～6h和720～740℃保溫6～8h的一次球化，與840～880℃保溫4～6h和720～740℃保溫6～8h的二次球化；有效提高了碳化物顆粒圓整度，極大減少了大尺寸碳化物和小顆粒碳化物的數量，獲得碳化物彌散分布，尺寸均勻適中、顆粒圓整度高的退火組織。4、本發(fā)明與常規(guī)等溫退火處理相比，在退火態(tài)h13鋼心部取樣，加工成10mm×10mm×55mm的v-型缺口夏比沖擊試樣，退火橫向沖擊功為≥55j，橫縱沖擊功比值≥0.85，退火硬度≤182hb，退火組織級別達到nadca#207-2003標準中as3以上水平。本發(fā)明可獲得碳化物彌散分布，尺寸均勻適中，顆粒圓整度高的h13鋼退火組織，避免了碳化物沿晶界呈鏈狀分布，顯著提高了材料退火組織均勻性和等向性能。

　　附圖說明

　　下面結合附圖和具體實施方式對本發(fā)明作進一步詳細的說明。

　　圖1為本發(fā)明實施例1退火處理后的h13鋼金相組織圖；

　　圖2為常規(guī)球化退火處理后的h13鋼金相組織圖；

　　圖3為本發(fā)明實施例1退火處理后的h13鋼sem圖；

　　圖4為常規(guī)球化退火處理后的h13鋼sem圖。

　　具體實施方式

　　實施例1：本提高h13鋼退火組織均勻性的熱處理工藝具體如下所述。

　?。?）將鍛造后φ130mm的h13鋼棒材冷卻至450℃，裝入加熱爐，加熱溫度720℃、保溫3h，出爐空冷。

　?。?）所述h13鋼空冷至350℃后熱裝爐，以70℃/h的升溫速率升溫至825℃預熱保溫、保溫時間3h；再以100℃/h的升溫速率第二次升溫至1080℃，爐料透保后再保溫1h，出爐空冷至室溫，完成預處理過程。

　　（3）將h13鋼裝入加熱爐，以85℃/h的升溫速率升溫至880℃、保溫5h；以35℃/h的冷卻速率冷卻至730℃、保溫7h；再以85℃/h的升溫速率第二次升溫至870℃，保溫5h；以35℃/h的冷卻速率第二次冷卻至730℃、保溫7h；最后以35℃/h的冷卻速率第三次冷卻至485℃，出爐空冷。

　　本實施例所述h13鋼的化學成分見表1；經熱處理后的h13鋼由棒材心部取樣，檢測方法標準參考gb/t229-2007，經機械磨拋后采用4%硝酸酒精侵蝕后，觀察橫向組織，其金相組織如圖1所示、sem組織如圖3所示；與常規(guī)等溫退火后的組織（見圖2和圖4）相比，碳化物彌散程度、尺寸均勻性及顆粒圓整度均有大幅度提高，完全消除碳化物沿晶鏈狀分布，退火組織級別達到nadca#207-2003標準中的as3水平；退火硬度由212hb下降到182hb，退火橫向沖擊功由39j提高到57j，橫縱沖擊功比值由0.46提高到0.85。

　　實施例2：本提高h13鋼退火組織均勻性的熱處理工藝具體如下所述。

　?。?）將鍛造后φ90mm的h13鋼棒材冷卻至400℃，裝入加熱爐，加熱溫度680℃、保溫2h，出爐空冷。

　?。?）所述h13鋼空冷至300℃后熱裝爐，以90℃/h的升溫速率升溫至800℃預熱保溫、保溫時間4h；再以120℃/h的升溫速率第二次升溫至1060℃，爐料透保后再保溫2h，出爐空冷至室溫，完成預處理過程。

　?。?）將h13鋼裝入加熱爐，以120℃/h的升溫速率升溫至860℃、保溫6h；以50℃/h的冷卻速率冷卻至720℃、保溫8h；再以120℃/h的升溫速率第二次升溫至840℃、保溫6h；以50℃/h的冷卻速率第二次冷卻至720℃、保溫8h；最后以50℃/h的冷卻速率第三次冷卻至460℃，出爐空冷。

　　本實施例所述h13鋼的化學成分見表1；經熱處理后的h13鋼由棒材心部取樣，經機械磨拋后采用4%硝酸酒精侵蝕后，觀察橫向組織，退火組織中碳化物彌散程度、尺寸均勻性及顆粒圓整度均有較大提高，組織均勻性良好；退火硬度由209hb下降到180hb，退火橫向沖擊功由41j提高到58.5j，橫縱沖擊功比值由0.51提高到0.92。

　　實施例3：本提高h13鋼退火組織均勻性的熱處理工藝具體如下所述。

　?。?）將鍛造后φ170mm的h13鋼棒材冷卻至500℃，裝入加熱爐，加熱溫度750℃、保溫4h，出爐空冷。

　　（2）所述h13鋼空冷至400℃后熱裝爐，以50℃/h的升溫速率升溫至850℃預熱保溫、保溫時間2h；再以80℃/h的升溫速率第二次升溫至1100℃，爐料透保后再保溫2h，出空冷至室溫，完成預處理過程。

　?。?）將h13鋼裝入加熱爐，以50℃/h的升溫速率升溫至900℃、保溫4h；以20℃/h的冷卻速率冷卻至740℃、保溫6h；再以50℃/h的升溫速率第二次升溫至880℃、保溫4h；以20℃/h的冷卻速率第二次冷卻至740℃、保溫6h；最后以20℃/h的冷卻速率第三次冷卻至490℃，出爐空冷。

　　本實施例所述h13鋼的化學成分見表1；經熱處理后的h13鋼由棒材心部取樣，經機械磨拋后采用4%硝酸酒精侵蝕后，觀察橫向組織，退火組織中碳化物彌散程度、尺寸均勻性及顆粒圓整度均有較大提高，組織均勻性良好；退火硬度由213hb下降到180hb，退火橫向沖擊功由43.5j提高到55j，橫縱沖擊功比值由0.42提高到0.87。

　　實施例4：本提高h13鋼退火組織均勻性的熱處理工藝具體如下所述。

　?。?）將鍛造后φ110mm的h13鋼棒材冷卻至420℃，裝入加熱爐，加熱溫度700℃、保溫2.5h，出爐空冷。

　　（2）所述h13鋼空冷至320℃后熱裝爐，以80℃/h的升溫速率升溫至810℃預熱保溫、保溫時間3.5h；再以110℃/h的升溫速率第二次升溫至1070℃，爐料透保后再保溫1.5h，出爐空冷至100℃，完成預處理過程。

　?。?）將h13鋼裝入加熱爐，以70℃/h的升溫速率升溫至870℃、保溫5.5h；以30℃/h的冷卻速率冷卻至725℃、保溫7.5h；再以70℃/h的升溫速率第二次升溫至850℃、保溫5.5h；以30℃/h的冷卻速率第二次冷卻至725℃、保溫7.5h；最后以30℃/h的冷卻速率第三次冷卻至450℃，出爐空冷。

　　本實施例所述h13鋼的化學成分見表1；經熱處理后的h13鋼由棒材心部取樣，經機械磨拋后采用4%硝酸酒精侵蝕后，觀察橫向組織，退火組織中碳化物彌散程度、尺寸均勻性及顆粒圓整度均有較大提高，組織均勻性良好；退火硬度由210hb下降到181hb，退火橫向沖擊功由40.5j提高到57j，橫縱沖擊功比值由0.49提高到0.90。

　　實施例5：本提高h13鋼退火組織均勻性的熱處理工藝具體如下所述。

　?。?）將鍛造后φ150mm的h13鋼棒材冷卻至470℃，裝入加熱爐，加熱溫度740℃、保溫3.5h，出爐空冷。

　　（2）所述h13鋼空冷至380℃后熱裝爐，以120℃/h的升溫速率升溫至830℃預熱保溫、保溫時間2.5h；再以50℃/h的升溫速率第二次升溫至1090℃，爐料透保后再保溫1.5h，出空冷至50℃，完成預處理過程。

　?。?）將h13鋼裝入加熱爐，以100℃/h的升溫速率升溫至890℃、保溫4.5h；以40℃/h的冷卻速率冷卻至735℃、保溫6.5h；再以100℃/h的升溫速率第二次升溫至860℃、保溫4.5h；以40℃/h的冷卻速率第二次冷卻至735℃、保溫6.5h；最后以40℃/h的冷卻速率第三次冷卻至500℃，出爐空冷。

　　本實施例所述h13鋼的化學成分見表1；經熱處理后的h13鋼由棒材心部取樣，經機械磨拋后采用4%硝酸酒精侵蝕后，觀察橫向組織，退火組織中碳化物彌散程度、尺寸均勻性及顆粒圓整度均有較大提高，組織均勻性良好；退火硬度由212hb下降到181hb，退火橫向沖擊功由41j提高到56.5j，橫縱沖擊功比值由0.48提高到0.86。

　　表1：各實施例所述h13鋼的化學成分（wt.%）

　　表1中，余量為fe及不可避免的雜質。

　　技術特征：

　　技術總結

　　本發(fā)明公開了一種提高H13鋼退火組織均勻性的熱處理工藝，其工藝過程為：（1）將鍛造后的H13鋼冷卻至400～500℃，裝入加熱爐，加熱溫度680～750℃、保溫2～4h，出爐空冷；（2）所述H13鋼空冷至300～400℃后熱裝爐，以50～120℃/h的升溫速率升溫至800～850℃預熱保溫、保溫時間2～4h；再以50～120℃/h的升溫速率升溫至1060～1100℃，爐料透保后保溫1～2h；出爐空冷至≤100℃；（3）將H13鋼裝入加熱爐，升溫至860～900℃、保溫4～6h；然后冷卻至720～740℃、保溫6～8h；再升溫至840～880℃、保溫4～6h；再冷卻至720～740℃、保溫6～8h；最后冷卻至≤500℃，出爐空冷。本工藝避免了碳化物沿晶界呈鏈狀分布，顯著提高了材料退火組織均勻性和等向性能。

　　技術研發(fā)人員：樊明強;常金寶;張雲飛;趙英利;陳文;張坤;趙楠

　　受保護的技術使用者：河鋼股份有限公司

　　技術研發(fā)日：2019.06.20

　　技術公布日：2019.10.11