CN114410893B - 一种退火态热作模具钢的超细晶化组织热处理工艺 - Google Patents

Abstract

一种退火态热作模具钢的超细晶化组织热处理工艺，属于热作模具钢热处理技术领域。热处理材料为退火态热作模具毛坯，在模具的心部、表面安装多个检测温度的热电偶；包括第一次高温均匀化、第一次空/水交替淬火、第一次高温回火、回火后二次高温淬火、去应力退火、模具调质处理等步骤。其有益效果是：完全利用热处理工艺调控，可同时细化液析碳化物、马氏体组织及奥氏体晶粒，在保持材料强度的同时提升冲击韧性。晶粒度可由6～7级提升至8～10级，横向冲击韧性可提升15％以上，室温塑性也得到提高。

Description

一种退火态热作模具钢的超细晶化组织热处理工艺

技术领域

本发明属于热作模具钢热处理技术领域，特别涉及一种退火态热作模具钢的超细晶化组织热处理工艺。

背景技术

压铸成型是机械化程度和生产效率很高的生产技术，是先进的少无切削工艺，被认为是大批量生产表面高质量的铸件的最有效的生产工艺。铜、铝等金属压铸成形模具通常采用H13(4Cr5MoSiV1)、4Cr5Mo1V及4Cr5Mo2V热作模具钢，而热疲劳裂纹(以下简称热裂)是影响铜、铝等金属压铸模寿命的最主要的失效形式之一，由热诱导的机械应力变化是模具表面产生热裂的重要原因，塑性应变在整个模具破坏过程和表面应力状态变化过程起关键作用。由于压铸模使用过程中具有多向受力特点，为了防止模具开裂和裂纹扩展造成灾难性事故，要求压铸模具钢具有较高的横向冲击韧性和断裂韧性，冲击韧性被认为是决定H13等热作模具钢材质量的关键性指标，也被NADCA207-2016标准中作为判定等级的关键指标。热作模具钢中的一些应力集中点是裂纹容易萌生的位置，如带状偏析组织中的偏析带、液析碳化物、非金属夹杂物、粗大晶界等，这些组织缺陷是影响钢材韧性的主要因素。在已有的装备冶炼技术水平下，通过高纯冶炼提高材料洁净度，通过高温均匀化扩散控制成分偏析及带状偏析，通过大锻比锻造细化粗大液析碳化物已成为国内普遍使用的制造工艺，提高材料韧性方面已较难取得较大突破。然而，模具出厂后，模具使用前通过有效的热处理工艺控制，使得材料细晶化仍然是同时提升强度韧性的最有效方法，在现有装备体系下，对于进一步提升模具钢的力学性能进而延长模具使用寿命具有重要意义。

发明内容

本发明的目的在于提供一种退火态热作模具钢的超细晶化组织热处理工艺，克服了现有带状偏析组织中的偏析带、液析碳化物、非金属夹杂物、粗大晶界等些组织缺陷影响钢材韧性的问题。

本发明是在钢厂现有的出厂退火态H13(4Cr5MoSiV1)、4Cr5Mo1V、4Cr5Mo2V等热作模具钢基础上，完全利用热处理工艺调控，可同时细化液析碳化物、马氏体组织及奥氏体晶粒，在保持材料强度的同时提升冲击韧性。其技术方案为：

热处理材料为退火态热作模具毛坯，在模具的心部、表面安装多个检测温度的热电偶；具体步骤及控制的技术参数如下：

(1)第一次高温均匀化：该工序包括二级预热，将待热处理热作模具以≤80℃/h的升温速度升温至500～600℃保温1h，以≤80℃/h的升温速度升温至800～850℃保温0.9-1.1h；以≤80℃/h的升温速度升温至1050℃～1100℃，当心部温度比设定温度低5～10℃时，保温0.9-1.1h；

(2)第一次空/水交替淬火：模具按照步骤(1)保温完成后出炉空冷，监测模具表面温度至900～950℃，立即水冷至表面温度低于400℃，取出后放置空气中冷却，待模具表面返温至450℃时，进行第二次水冷，水冷结束后，模具钢表面温度应低于200℃，开始风冷至室温，检查模具表面干燥无水汽，立即投入回火热处理炉；

(3)第一次高温回火：回火温度设定为750～780℃，装炉前，回火热处理炉炉温≤200℃，模具随炉快速升温，当心部温度比设定回火温度低5～10℃时保温1.5h～2h，出炉空冷至模具表面温度低于100℃；

(4)回火后二次高温淬火：该工序无需预热，模具入炉前炉温升温至900～950℃，到温装炉，当心部温度到达比设定温度低5～10℃时，保温0.5h，水冷至模具表面温度低于200℃，开始风冷至室温；

(5)去应力退火：入炉退火前炉温≤200℃，模具随炉升温至600～650℃，保温1～2h，去除淬火应力；

(6)模具调质处理：模具入炉炉温低于200℃，800-850℃预热保温3.3～4h，将炉温升到模具钢的奥氏体化温度，当心部温度比设定奥氏体化温度低5～10℃时，保温0.4-0.6h,采用真空气淬至200℃，出炉空冷；模具淬火后应采用580～600℃三次回火工艺，模具空冷至室温，进行后续模具表面精加工，完成模具制造。

优选地，退火态热作模具钢为4Cr5MoSiV1热作模具钢、4Cr5Mo1V热作模具钢或4Cr5Mo2V热作模具钢。

优选地，步骤(1)中，升温速度为50℃/h～80℃/h。

优选地，步骤(6)中，采用二级预热保温处理，第一级预热500℃～600℃保温0.9-1.1h，第二级预热800℃～850℃保温2.3～3h。

本发明的实施包括以下技术效果：

传统H13等热作模具钢的淬火温度为1010℃～1030℃，本发明的热处理工艺通过第一次高温均匀化温度高于传统H13等热作模具钢的淬火温度，实现碳化物溶解和组织的均匀化，经第一次高温均匀化热处理后，组织中仅保留部分未溶VC碳化物，降低了碳化物的平均尺寸，以利于第一次高温回火后，合金碳化物以细小均匀状态弥散析出。由于采用的均匀化温度较高，对于大型模具，如果直接水冷淬火，模具开裂风险增大，因此，设计了空/水交替淬火热处理，先采用较慢冷速的空冷，模具温降至900～950℃，降低冷却应力，同时保证模具温度位于模具钢临界温度以上，再采用快速水冷，实现组织的马氏体转变。第一次高温均匀化淬火后的组织为非平衡组织，在第一次高温回火加热过程中，碳化物将会重新析出，当淬火马氏体中的碳已充分析出，但马氏体相的再结晶尚未发生，板条马氏体特征依然存在。第二次高温淬火加热温度设定略高于临界点温度，将在板条马氏体界面有碳化物的区域形成新的针叶状奥氏体的晶核，大小与板条马氏体尺寸相当。在α→γ转变过程中奥氏体晶粒产生多次塑性变形积累，发生体积变化引起新生成奥氏体晶粒加工硬化，形成再结晶，由于第二次淬火过程温度低，保温时间短，再结晶奥氏体晶粒未来得及粗化，奥氏体化过程就结束了，因此形成细晶化组织。二次高温淬火后，大型模具增加去应力过程，防止热应力开裂，再进行传统淬火、回火工艺，通过原模具钢心部位置取样，与测试模具同炉调质热处理，在硬度、强度基本不变的条件下，晶粒度可由6～7级提升至8～10级，横向冲击韧性可提升15％以上，室温塑性也得到提高。

具体实施方式

下面将结合实施例对本发明加以详细说明，需要指出的是，所描述的实施例仅旨在便于对本发明的理解，而对其不起任何限定作用。

实施例1

本实施例提供的一种退火态热作模具钢的超细晶化组织热处理工艺，热处理材料为退火态H13(4Cr5MoSiV1)热作模具钢(满足GB/T 1299-2014标准要求)，按要求加工成模具毛坯，视模具尺寸，留加工余量1.5mm～2mm，在模具的心部、表面等不同区域安装多个检测温度的热电偶；包括以下步骤：

(1)第一次高温均匀化：该工序包括二级预热，将待热处理热作模具以80℃/h的升温速度升温至500℃保温1h，以80℃/h的升温速度升温至800℃保温1h；以80℃/h的升温速度升温至1050℃，当心部温度比设定奥氏体化温度低5℃时，保温1h；公称直径或厚度小于200mm的圆钢或方、扁钢可省略第一级预热。本步骤中，二级预热，能够避免内部应力过高。本实施例的高温均匀化温度高于传统H13等热作模具钢的淬火温度，实现碳化物溶解和组织的均匀化，经第一次高温均匀化热处理后，组织中仅保留部分未溶VC碳化物，降低了碳化物的平均尺寸，以利于第一次高温回火后，合金碳化物以细小均匀状态弥散析出。

(2)第一次空/水交替淬火：模具按照步骤(1)保温完成后出炉空冷，监测模具表面温度至900℃左右，立即水冷至表面温度为380℃，取出后放置空气中冷却，待模具表面返温至450℃时，进行第二次水冷，水冷结束后，模具钢表面温度为190℃，开始风冷至室温，检查模具表面干燥无水汽，立即投入回火热处理炉；公称直径或厚度小于200mm的圆钢或方、扁钢可直接水冷至模具表面温度为190℃，然后风冷至室温，以保证较强的冷却速度。由于采用的均匀化温度较高，对于大型模具，如果直接水冷淬火，模具开裂风险增大，因此，设计了空/水交替淬火热处理，先采用较慢冷速的空冷，模具温降至900℃，降低冷却应力，同时保证模具温度位于模具钢临界温度以上，再采用快速水冷，实现组织的马氏体转变。

(3)第一次高温回火：该工序无需预热，回火前，回火热处理炉炉温为190℃，模具随炉快速升温，当心部温度比设定回火温度(750℃)低5℃时保温1.5h，出炉空冷至模具表面温度为95℃；第一次高温均匀化淬火后的组织为非平衡组织，在第一次高温回火加热过程中，碳化物将会重新析出，当淬火马氏体中的碳已充分析出，但马氏体相的再结晶尚未发生，板条马氏体特征依然存在。

(4)回火后二次高温淬火：该工序无需预热，模具入炉前炉温升温至900℃，到温装炉，当心部温度到达比设定温度低5℃时，保温0.5h，水冷至模具表面温度为180℃，开始风冷至室温；第二次高温淬火加热温度设定略高于临界点温度，将在板条马氏体界面有碳化物的区域形成新的针叶状奥氏体的晶核，大小与板条马氏体尺寸相当。在α→γ转变过程中奥氏体晶粒产生多次塑性变形积累，发生体积变化引起新生成奥氏体晶粒加工硬化，形成再结晶，由于第二次淬火过程温度低，保温时间短，再结晶奥氏体晶粒未来得及粗化，奥氏体化过程就结束了，因此形成细晶化组织。

(5)去应力退火：入炉退火前炉温为200℃，模具随炉升温至600℃，保温1h，去除淬火应力；公称直径或厚度小于200mm的圆钢或方、扁钢可省略去应力退火工序。二次高温淬火后，大型模具增加去应力过程，防止热应力开裂。

(6)模具调质处理：模具入炉炉温为180℃，采用二级(第一级预热500℃保温1h、第二级预热800℃保温2.3h)预热保温3.3h，将炉温升到模具钢的奥氏体化温度，当心部温度比设定奥氏体化温度低5℃时，保温0.5h,采用真空气淬至200℃，出炉空冷；模具淬火后应立即回火，采用580℃三次回火工艺，模具空冷至室温，模具表面硬度在44HRC～46HRC之间；进行后续模具表面精加工，完成模具制造。奥氏体化温度以实际热处理的热作模具钢钢种设定。本步骤进行传统淬火、回火调质处理，通过原模具钢心部位置取样，与测试模具同炉调质热处理，在硬度、强度基本不变的条件下，晶粒度可由6～7级提升至8～10级，横向冲击韧性可提升15％以上，室温塑性也得到提高。

实施例2

本实施例提供的一种退火态热作模具钢的超细晶化组织热处理工艺，热处理材料为退火态H13(4Cr5MoSiV1)热作模具钢(满足GB/T 1299-2014标准要求)，按要求加工成模具毛坯，视模具尺寸，留加工余量1.5mm～2mm，在模具的心部、表面等不同区域安装多个检测温度的热电偶；包括以下步骤：

(1)第一次高温均匀化：该工序包括二级预热，将待热处理热作模具以70℃/h的升温速度升温至550℃保温1h，以70℃/h的升温速度升温至830℃保温1h；以70℃/h的升温速度升温至1080℃，当心部温度比设定奥氏体化温度低8℃时，保温1h；公称直径或厚度小于200mm的圆钢或方、扁钢可省略第一级预热。本步骤中，二级预热，能够避免内部应力过高。本实施例的高温均匀化温度高于传统H13等热作模具钢的淬火温度，实现碳化物溶解和组织的均匀化，经第一次高温均匀化热处理后，组织中仅保留部分未溶VC碳化物，降低了碳化物的平均尺寸，以利于第一次高温回火后，合金碳化物以细小均匀状态弥散析出。

(2)第一次空/水交替淬火：模具按照步骤(1)保温完成后出炉空冷，监测模具表面温度至930℃左右，立即水冷至表面温度低于400℃，取出后放置空气中冷却，待模具表面返温至450℃时，进行第二次水冷，水冷结束后，模具钢表面温度位150℃，开始风冷至室温，检查模具表面干燥无水汽，立即投入回火热处理炉；公称直径或厚度小于200mm的圆钢或方、扁钢可直接水冷至模具表面温度位150℃，然后风冷至室温，以保证较强的冷却速度。由于采用的均匀化温度较高，对于大型模具，如果直接水冷淬火，模具开裂风险增大，因此，设计了空/水交替淬火热处理，先采用较慢冷速的空冷，模具温降至930℃，降低冷却应力，同时保证模具温度位于模具钢临界温度以上，再采用快速水冷，实现组织的马氏体转变。

(3)第一次高温回火：该工序无需预热，回火前，回火热处理炉炉温为180℃，模具随炉快速升温，当心部温度比设定回火温度(770℃)低8℃时保温1.7h，出炉空冷至模具表面温度为90℃；第一次高温均匀化淬火后的组织为非平衡组织，在第一次高温回火加热过程中，碳化物将会重新析出，当淬火马氏体中的碳已充分析出，但马氏体相的再结晶尚未发生，板条马氏体特征依然存在。

(4)回火后二次高温淬火：该工序无需预热，模具入炉前炉温升温至930℃，到温装炉，当心部温度到达比设定温度低8℃时，保温0.5h，水冷至模具表面温度为150℃，开始风冷至室温；第二次高温淬火加热温度设定略高于临界点温度，将在板条马氏体界面有碳化物的区域形成新的针叶状奥氏体的晶核，大小与板条马氏体尺寸相当。在α→γ转变过程中奥氏体晶粒产生多次塑性变形积累，发生体积变化引起新生成奥氏体晶粒加工硬化，形成再结晶，由于第二次淬火过程温度低，保温时间短，再结晶奥氏体晶粒未来得及粗化，奥氏体化过程就结束了，因此形成细晶化组织。

(5)去应力退火：入炉退火前炉温为170℃，模具随炉升温至630℃，保温1.5h，去除淬火应力；公称直径或厚度小于200mm的圆钢或方、扁钢可省略去应力退火工序。二次高温淬火后，大型模具增加去应力过程，防止热应力开裂。

(6)模具调质处理：模具入炉炉温为150℃，采用二级(第一级预热550℃保温1h、第二级预热830℃保温3h)预热保温4h，将炉温升到模具钢的奥氏体化温度，当心部温度比设定奥氏体化温度低5～10℃时，保温0.5h,采用真空气淬至200℃，出炉空冷；模具淬火后应立即回火，采用590℃三次回火工艺，模具空冷至室温，模具表面硬度在44HRC～46HRC之间；进行后续模具表面精加工，完成模具制造。奥氏体化温度以实际热处理的热作模具钢钢种设定。本步骤进行传统淬火、回火调质处理，通过原模具钢心部位置取样，与测试模具同炉调质热处理，在硬度、强度基本不变的条件下，晶粒度可由6～7级提升至8～10级，横向冲击韧性可提升15％以上，室温塑性也得到提高。

实施例3

本实施例提供的一种退火态热作模具钢的超细晶化组织热处理工艺，热处理材料为退火态H13(4Cr5MoSiV1)热作模具钢(满足GB/T 1299-2014标准要求)，按要求加工成模具毛坯，视模具尺寸，留加工余量1.5mm～2mm，在模具的心部、表面等不同区域安装多个检测温度的热电偶；包括以下步骤：

(1)第一次高温均匀化：该工序包括二级预热，将待热处理热作模具以50℃/h的升温速度升温至600℃保温1h，以50℃/h的升温速度升温至850℃保温1h；以50℃/h的升温速度升温至1100℃，当心部温度比设定奥氏体化温度低10℃时，保温1h；公称直径或厚度小于200mm的圆钢或方、扁钢可省略第一级预热。本步骤中，二级预热，能够避免内部应力过高。本实施例的高温均匀化温度高于传统H13等热作模具钢的淬火温度，实现碳化物溶解和组织的均匀化，经第一次高温均匀化热处理后，组织中仅保留部分未溶VC碳化物，降低了碳化物的平均尺寸，以利于第一次高温回火后，合金碳化物以细小均匀状态弥散析出。

(2)第一次空/水交替淬火：模具按照步骤(1)保温完成后出炉空冷，监测模具表面温度至950℃左右，立即水冷至表面温度为350℃，取出后放置空气中冷却，待模具表面返温至450℃时，进行第二次水冷，水冷结束后，模具钢表面温度应为120℃，开始风冷至室温，检查模具表面干燥无水汽，立即投入回火热处理炉；公称直径或厚度小于200mm的圆钢或方、扁钢可直接水冷至模具表面温度为120℃，然后风冷至室温，以保证较强的冷却速度。由于采用的均匀化温度较高，对于大型模具，如果直接水冷淬火，模具开裂风险增大，因此，设计了空/水交替淬火热处理，先采用较慢冷速的空冷，模具温降至950℃，降低冷却应力，同时保证模具温度位于模具钢临界温度以上，再采用快速水冷，实现组织的马氏体转变。

(3)第一次高温回火：该工序无需预热，回火前，回火热处理炉炉温≤200℃，模具随炉快速升温，当心部温度比设定回火温度(780℃)低10℃时保温2h，出炉空冷至模具表面温度为80℃；第一次高温均匀化淬火后的组织为非平衡组织，在第一次高温回火加热过程中，碳化物将会重新析出，当淬火马氏体中的碳已充分析出，但马氏体相的再结晶尚未发生，板条马氏体特征依然存在。

(4)回火后二次高温淬火：该工序无需预热，模具入炉前炉温升温至950℃，到温装炉，当心部温度到达比设定温度低10℃时，保温0.5h，水冷至模具表面温度为150℃，开始风冷至室温；第二次高温淬火加热温度设定略高于临界点温度，将在板条马氏体界面有碳化物的区域形成新的针叶状奥氏体的晶核，大小与板条马氏体尺寸相当。在α→γ转变过程中奥氏体晶粒产生多次塑性变形积累，发生体积变化引起新生成奥氏体晶粒加工硬化，形成再结晶，由于第二次淬火过程温度低，保温时间短，再结晶奥氏体晶粒未来得及粗化，奥氏体化过程就结束了，因此形成细晶化组织。

(5)去应力退火：入炉退火前炉温为150℃，模具随炉升温至650℃，保温2h，去除淬火应力；公称直径或厚度小于200mm的圆钢或方、扁钢可省略去应力退火工序。二次高温淬火后，大型模具增加去应力过程，防止热应力开裂。

(6)模具调质处理：模具入炉炉温为150℃，采用二级(第一级预热600℃保温1h、第二级预热850℃保温3h)预热保温4h，将炉温升到模具钢的奥氏体化温度，当心部温度比设定奥氏体化温度低10℃时，保温0.5h,采用真空气淬至200℃，出炉空冷；模具淬火后应立即回火，采用600℃三次回火工艺，模具空冷至室温，模具表面硬度在44HRC～46HRC之间；进行后续模具表面精加工，完成模具制造。奥氏体化温度以实际热处理的热作模具钢钢种设定。本步骤进行传统淬火、回火调质处理，通过原模具钢心部位置取样，与测试模具同炉调质热处理，在硬度、强度基本不变的条件下，晶粒度可由6～7级提升至8～10级，横向冲击韧性可提升15％以上，室温塑性也得到提高。

本发明提供的退火态热作模具钢的超细晶化组织热处理工艺适用于H13(4Cr5MoSiV1)热作模具钢、4Cr5Mo1V热作模具钢或4Cr5Mo2V热作模具钢，实施例1至实施例3以H13(4Cr5MoSiV1)作为示例，通过原模具钢心部位置取样，与测试模具同炉调质热处理，最后进行晶粒度、回火硬度、横向冲击功、抗拉强度、屈服强度、伸长率、面缩率等测试，测试结果见表1所示。

表1本实施例的热处理工艺得到的模具与传统热处理模具的性能对比

从表1可以看出，本发明热作模具钢的超细晶化组织热处理工艺得到的模具与传统热处理的模具相比，在保证具有同样的回火硬度、抗拉强度、屈服强度的同时，本发明热处理工艺得到的热作模具钢的晶粒度提高了2～3个等级，横向冲击功提高15％以上，室温塑性也得到提高。进一步提升了模具钢的力学性能进而延长模具使用寿命。

最后应当说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对本发明保护范围的限制，尽管参照较佳实施例对本发明作了详细地说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的实质和范围。

Claims (3)

1.一种退火态热作模具钢的超细晶化组织热处理工艺，所述的退火态热作模具钢为4Cr5MoSiV1热作模具钢、4Cr5Mo1V热作模具钢或4Cr5Mo2V热作模具钢；热处理材料为退火态热作模具毛坯，在模具的心部、表面安装多个检测温度的热电偶；其特征在于，包括以下步骤：

(1)第一次高温均匀化：该工序包括二级预热，将待热处理热作模具以≤80℃/h的升温速度升温至500～600℃保温1h，以≤80℃/h的升温速度升温至800～850℃保温0.9-1.1h；以≤80℃/h的升温速度升温至1050℃～1100℃，当心部温度比设定温度低5～10℃时，保温0.9-1.1h；

(2)第一次空/水交替淬火：模具按照步骤(1)保温完成后出炉空冷，监测模具表面温度至900～950℃，立即水冷至表面温度低于400℃，取出后放置空气中冷却，待模具表面返温至450℃时，进行第二次水冷，水冷结束后，模具钢表面温度应低于200℃，开始风冷至室温，检查模具表面干燥无水汽，立即投入回火热处理炉；

(3)第一次高温回火：回火温度设定为750～780℃，装炉前，回火热处理炉炉温≤200℃，模具随炉快速升温，当心部温度比设定回火温度低5～10℃时保温1.5h～2h，出炉空冷至模具表面温度低于100℃；

(4)回火后二次高温淬火：该工序无需预热，模具入炉前炉温升温至900～950℃，到温装炉，当心部温度到达比设定温度低5～10℃时，保温0.5h，水冷至模具表面温度低于200℃，开始风冷至室温；

(5)去应力退火：入炉退火前炉温≤200℃，模具随炉升温至600～650℃，保温1～2h，去除淬火应力；

(6)模具调质处理：模具入炉炉温低于200℃，800-850℃预热保温3.3～4h，将炉温升到模具钢的奥氏体化温度，当心部温度比设定奥氏体化温度低5～10℃时，保温0.4-0.6h,采用真空气淬至200℃，出炉空冷；模具淬火后应采用580～600℃三次回火工艺，模具空冷至室温。

2.根据权利要求1所述的一种退火态热作模具钢的超细晶化组织热处理工艺，其特征在于：步骤(1)中，升温速度为50℃/h～80℃/h。

3.根据权利要求1所述的一种退火态热作模具钢的超细晶化组织热处理工艺，其特征在于：步骤(6)中，采用二级预热保温处理，第一级预热500℃～600℃保温0.9-1.1h。