一种H13热作模具钢的球化退火工艺的制作方法

本发明属于模具钢热处理工艺领域，特别涉及一种H13热作模具钢的球化退火工艺。适用于H13钢锻后退火及不合格退火组织的改善型退火。

背景技术：

H13钢是目前应用最广泛的热作模具钢，此类钢通常应用于急冷急热及高温高压环境，其最主要的失效形式是热疲劳裂纹、粗大裂纹、塑性变形、磨损等，其中热疲劳裂纹是影响热作模具寿命的最主要的失效形式。一般认为，强度和回火稳定性是影响热疲劳抗性的最主要因素，而高的冲击韧性有利于局部应力的松弛，防止裂纹扩展。强度和塑性对热疲劳的不同阶段可能有不同的影响。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塑性的控制，当热裂出现时，钢材较高的韧性可以阻止裂纹的扩展，防止形成贯穿模具的大裂纹。因此，高的强度和良好的韧塑性对热作模具材料的热疲劳抗力均有贡献。生产中可以通过合适的淬、回火工艺获得所需的强度，但韧性的提高需要提高钢材的质量。

获得良好的退火组织是H13钢高韧性的必要条件。对于H13钢而言，按正常的工艺锻造冷却后，可得到马氏体、贝氏体混合组织，硬度较高，达到50HRC左右，难以切削加工。另外，锻造过程对组织也产生不良影响，如晶粒尺寸分布不均匀以及由锻后冷却速度过慢造成的碳化物沿晶析出等缺陷。需要通过球化退火消除钢中的残余应力、降低硬度、使合金碳化物均匀分布，同时也为最终淬、回火热处理作好组织上的准备。因此，球化退火在H13钢的生产过程中非常重要。

退火组织的优劣是初步评价H13钢质量等级的重要判定依据。NADCA 207-2003标准中明确规定需要对退火组织进行评级，并且制定了详细的评级图谱。H13钢退火过程中析出的合金碳化物的尺寸粒度、分布受各种因素制约。对于H13钢，现有的退火工艺技术是在锻后冷却到一定温度后对钢坯直接退火，工艺一般基于H13钢的临界点，按照等温退火执行，工艺为：860-890℃奥氏体化，控制慢速冷至740-780℃等温，控制慢速冷至温度≤500℃空冷出炉。该工艺已被大多数生产厂家采用。但实际中发现，终锻后钢坯直接球化退火的组织不能满足NADCA 207#-2003的要求。主要表现在网状碳化物、链状碳化物以及碳化物分布不均匀等，网状及链状碳化物通常能够遗传到钢的回火状态，对钢材的横向冲击韧性造成了较大的影响。以至于H13钢退火态出厂时球化退火级别较低，品质也较差。其主要原因是未对等温退火前的组织进行预处理，不均匀的锻后组织保留了下来。近几年，针对H13钢退火组织差的问题，研究人员在传统的等温退火基础上加入正火过程，正火温度一般为1000-1100℃，经过正火后的H13钢退火组织虽有改善，但碳化物尺寸过于细小，硬度偏高，碳化物分布仍然存在一定方向性，球化效果未能达到NADCA 207-2003标准的超级质量水平。

技术实现要素：

本发明的目的是提供一种H13热作模具钢的球化退火工艺，克服了现有的技术缺陷，该工艺能够提高H13钢的退火组织中碳化物分布均匀性，细化组织，消除原始组织中的网状碳化物等缺陷、降低退火硬度。同时该工艺也可应用于改善不合格的退火组织。

为实现上述目的，本发明所涉及的H13钢的退火热处理方法，包括以下几个步骤：

(1)锻后H13钢坯料冷却至400～500℃，装入炉中，以25～80℃/h的升温速度升温至720～750℃预热保温，保温时间1-2h，再以25～80℃/h的升温速度升温至980-1050℃，炉料透保后再保温3-5h，随后炉冷至≤550℃空冷出炉；

(2)热装炉，以25～80℃/h的升温速度升温至900-950℃，炉料透保后保温0.5-1h，空冷出炉，完成预处理过程；

(3)300-400℃装炉，以25～80℃/h的升温速度升温至880℃±10℃，保温4-6h,以15-20℃/h的冷却速度冷至760℃±10℃，保温8-12h后，以15-20℃/h的冷却速度冷至≤500℃空冷出炉。

所述的热作模具钢的体化学成分重量％如下：碳C:0.37～0.42％，硅Si:0.80～1.20％，硫S≤0.006％，磷P≤0.01％，锰Mn:0.20～0.5％，钼Mo:1.20～1.75％，铬Cr:5.00～5.50％，钒V:0.80～1.20％，其余为Fe及不可避免的不纯物。

与现有技术相比，本发明的有益效果是

1、以≤80℃/h的升温速度升温至750℃预热保温，保温时间1h，避免升温速度过快造成钢材裂纹。980-1050℃炉料透保后保温3-5h,为组织的均匀化和碳化物溶解过程，H13钢在该温度保温较长时间并不发生晶粒粗化现象，同时使得原始组织中的链状、网状碳化物溶解，并保留一部分未溶碳化物。冷却方式选择炉冷不至于使得坯料在冷却过程中由于内应力产生裂纹，同时炉冷使得部分溶解进基体的合金碳化物重新析出。

2、900-950℃，炉料透保后保温0.5-1h，空冷出炉为低温正火过程，该过程进一步消除前述过程中形成的少量网状及链状碳化物，同时最大限度的保留由前一过程中形成的大量均匀分布的合金碳化物质点。低温正火组织具有更多的未溶碳化物质点，同时具有均匀的马氏体组织，也减小采用高温正火工艺造成的组织应力。

3、经过上述均匀化及低温正火预处理后，采用传统的等温退火工艺即可得到碳化物弥散分布、颗粒尺寸适中、消除了网状及链状碳化物的均匀退火组织，较低的退火硬度非常有利于后续的切削加工。

4、与传统锻后直接退火相比，采用本发明工艺可以提高H13钢横向冲击韧性。

附图说明

图1为锻后直接采用等温退火后的退火金相组织。

图2为采用本发明的预处理工艺再进行等温退火后的退火金相组织。

图3为锻后直接采用等温退火后的退火SEM组织。

图4为采用本发明的预处理工艺再进行等温退火后的退火SEM组织。

具体实施方式

实施例1

选用锻后截面尺寸圆棒，具体的热处理工艺如下：

(1)锻后钢坯料冷却至430℃，装入炉中，以70℃/h的升温速度升温至750℃预热保温，保温时间1h，再70℃/h的升温速度升温至1000℃，炉料透保后再保温3h,随后炉冷至500℃空冷出炉。

(2)热装炉，以70℃/h的升温速度升温至900℃，炉料透保后保温0.5h，空冷出炉，完成预处理过程。

(3)300℃装炉，包括锻后坯料(对比试样)及完成预处理的坯料，以70℃/h的升温速度升温至880℃，保温4h,以15℃/h的冷却速度冷至760℃，保温8h后，以15℃/h的冷却速度冷至455℃空冷出炉，完成整个热处理过程。

由H13圆棒料心部取样，试样尺寸为15×15×20mm,组织观察方向为横向，采用4％硝酸酒精腐蚀抛光后的试样表面，退火金相组织如图2所示，SEM组织如图4所示。与锻后直接退火的组织(见图1和图4)相比，碳化物弥散程度及颗粒尺寸分布有了较大的提高，且基本消除了网状及链状碳化物；退火硬度也由215HB降到183HB，效果明显。按1030℃×30min油冷淬火+600℃×2h两次空冷回火的热处理工艺调整冲击试样硬度为44-46HRC，测量标准夏比V型缺口(10×10×55mm)冲击值，锻后直接等温退火为9.8J，按本发明的预处理+等温退火工艺为11.1J，提高13.2％。

实施例2

选用锻后截面尺寸圆棒，具体的热处理工艺如下：

(1)锻后钢坯料冷却至480℃，装入炉中，以70℃/h的升温速度升温至750℃预热保温，保温时间1h，再70℃/h的升温速度升温至980℃，炉料透保后再保温5h,随后炉冷至480℃空冷出炉。

(2)热装炉，以70℃/h的升温速度升温至900℃，炉料透保后保温1h，空冷出炉，完成预处理过程。

(3)370℃装炉，包括锻后坯料(对比试样)及完成预处理的坯料，以70℃/h的升温速度升温至880℃，保温6h,以15℃/h的冷却速度冷至760℃，保温10h后，以20℃/h的冷却速度冷至500℃空冷出炉，完成整个热处理过程。

由H13圆棒料心部取样，试样尺寸为15×15×20mm,组织观察方向为横向，采用4％硝酸酒精腐蚀抛光后的试样表面，经过预处理+球化退火的试样碳化物弥散程度及颗粒尺寸分布有了较大的提高，也基本消除了网状及链状碳化物；退火硬度也由221HB降到189HB，效果明显。按1030℃×30min油冷淬火+600℃×2h两次空冷回火的热处理工艺调整冲击试样硬度为44-46HRC，测量标准夏比V型缺口(10×10×55mm)冲击值，锻后直接等温退火为9.6J，按本发明的预处理+等温退火工艺为10.6J，提高10.4％。