CN105436368A - 提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及工模具钢锻造领域，具体为一种提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法。首先将浇注后的钢锭带液芯超高温脱模；然后放置于保温车中均温并运送到锻压机，将钢锭带液芯实施三向交叉大变形锻造，使凝固末端树枝晶充分破碎，形成大量等轴晶组织，消除缩孔疏松，减轻枝晶偏析；最后，进行镦粗、拔长等常规锻造成形。本发明突破常规模铸钢锭完全凝固后再锻造方法，通过超高温带液芯脱模，创造钢锭心部流动性极好的半固态组织和表面与心部巨大的温度差，结合三向交叉大变形方法，实现强制补缩和压力凝固，有效破碎工模具钢锭凝固末期形成的发达树枝晶，焊合中心孔洞型缺陷，彻底解决缩孔、疏松、偏析等问题，提升产品冶金质量。

Description

提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法

技术领域

本发明涉及工模具钢的锻造领域，具体地来说是一种提高模铸工模具钢(钢坯)组织均匀性的超高温带液芯交叉大变形锻造方法。

背景技术

模具工业是先行工业，是其他工业发展的基础，被誉为“工业之母”，是衡量一个国家和地区工业水平的重要标志。提高工模具钢的内在质量，保证其运行过程中的安全性和可靠性具有十分重要的意义。

工模具钢一般分为热作、冷作、注塑用模具钢三大类，使用环境虽然有所差别，但一般都比较恶劣，模具需要承受高温、高压、腐蚀、磨损等外界因素影响，因此对材料的综合力学性能要求较高，既要有较高的硬度，保障模具整体的刚度，同时也要有较好的韧性，使模具发生轻微变形时不至于开裂。此外，还要有较好的高温性能和耐腐蚀性能。为了达到这一目标，绝大多数工模具钢中均不同程度添加了Si、Cr、Ni、Mo、V等合金元素。以最常见的热作模具钢H13(4Cr5MoSiV1)为例，0.4％的碳和5％的铬是为了提高材料的室温强度，1％的钼是为了提高材料的高温强度，1％的硅是为了提升材料的耐高温腐蚀能力。这些元素虽然使材料的性能获得提升，但增大了凝固区间，使钢锭的铸态组织非常发达，树枝晶尺寸大，液析碳化物数量多，中心缩孔疏松严重。这些冶金缺陷必须通过后续的锻造予以消除或减轻，否则将严重影响模具钢组织均匀性和力学性能的稳定性。

为了改善工模具钢的致密性和均质性，大批科研人员长期致力于开发消除钢锭心部显微孔洞和改善显微偏析的“中心压实”工艺，目前已获得工业应用的如WHF法(宽砧强压法)、FM法(心部消拉应力法)、JTS法(硬壳锻造法)等。这些工艺手段改善了锻件心部应力、应变状态，促进了孔洞类缺陷的愈合，通过再结晶破碎了铸态组织，使锻件均质性和致密性得到一定程度的提升。然而，由于材料成分和钢锭规格的多样性和复杂性，造成中心缺陷的大小和分布难以用统一的标准定量衡量，同样的锭型不同的材质，应用相同的锻造工艺进行锻造，有些能够通过探伤有些则不能。例如，采用高径比为2的15吨锭型生产42CrMo和H13钢锭，同样应用WHF法锻造，42CrMo材质的锻件能够通过探伤，而H13却不能通过，这主要是因为H13凝固区间宽，缩孔疏松缺陷更为严重。这种现状说明，当前中心压实工艺尚不足以消除一些钢锭中心比较严重的缺陷。因此，开发更为强力有效的锻造方法，彻底消除工模具钢锭中心缺陷势在必行。

近年来，在连铸坯制造领域发展出一种轻压下技术，这种技术是通过在连铸方/板坯液芯末端附近施加压力产生一定的压下量来补偿铸坯的凝固收缩量。一方面可以消除或减少铸坯收缩形成的内部空隙，防止晶间富集溶质元素的钢液向铸坯中心横向流动；另一方面，轻压下所产生的挤压作用还可以促进液芯中心富集的溶质元素钢液沿拉坯方向反向流动，使溶质元素在钢液中重新分配，从而使铸坯的凝固组织更加均匀致密，起到改善中心偏析和减少中心疏松的作用。轻压下技术对压下位置的选取非常重要，压下过早，中心金属尚未凝固，疏松缺陷在压下后还会形成；压下过晚，金属处于固相分数较高的两相区，流动性较差，小变形下容易产生密集性裂纹。一般认为中心固相分数达到0.3～0.7时压下会发挥较好作用。同时，压下量的选择也比较重要，根据设备能力，一般压下率为1～3％。连铸坯的轻压下技术能够在一定程度上改善普碳钢和低合金钢坯的中心质量，但对于必须采用模铸方式生产的工模具钢却无能为力。事实上，合金钢的凝固区间往往较宽，中心缩孔疏松、枝晶偏析等缺陷更为严重，更需要结合凝固和变形手段，消除或减轻钢坯的中心缺陷。

发明内容

针对当前工业上产中工模具钢锭的中心缺陷和内在质量问题，本发明的目的在于提供一种提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，可有效消除钢锭的缩孔疏松、减轻枝晶偏析等冶金缺陷，细化组织，提升锻件冶金质量和力学性能。

本发明的技术方案为：

一种提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，首先将浇注后的钢锭带液芯超高温脱模；然后放置于保温车中均温并运送到锻压机，将钢锭带液芯实施三向交叉大变形锻造，使凝固末端树枝晶充分破碎，形成大量等轴晶组织，消除缩孔疏松，减轻枝晶偏析；最后，进行镦粗、拔长等常规锻造成形；具体步骤如下：

第一步，将钢锭带液芯超高温脱模，锭身表面温度不低于1100℃，中心保持在1300～1450℃；

第二步，采用喷淋或鼓风装置，持续作用于钢锭冒口，使冒口顶部完全凝固；

第三步，将钢锭放置于保温车中，运送至锻压机，均温0～2小时；

第四步，将钢锭放置于锻压机操作台上，将圆锭/扁锭拔长为长(X)：宽(Y)：高(Z)＝4:3:2的长方体预制坯；

第五步，使用平砧沿钢锭长度X方向进行镦粗50％，变形到指定尺寸后，沿宽度Y方向将钢锭拔长为长(X)：宽(Y)：高(Z)＝2:4:3的长方体；

第六步，使用平砧沿钢锭宽度Y方向进行镦粗50％，变形到指定尺寸后，沿高度Z方向将钢锭拔长为长(X)：宽(Y)：高(Z)＝3:2:4的长方体；

第七步，使用平砧沿钢锭高度Z方向进行镦粗50％，变形到指定尺寸后，沿长度X方向将钢锭拔长为长(X)：宽(Y)：高(Z)＝4:3:2的长方体；

第八步，将钢锭锻造至最终锻件尺寸，终锻温度不高于1000℃。

所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，第一步中，钢锭脱模时间采用计算机模拟确定，钢锭模设计为两种方式：一种为倒锥度，即“上小下大”模式，脱模时冒口箱和锭身同时脱除；另一种为正锥度，即“上大下小”模式，浇注后在冒口边缘插入起吊杆，冒口边缘凝固后，脱除冒口箱，通过起吊杆将钢锭与钢锭模脱除。

所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，第二步中，采用喷淋或鼓风装置，持续作用于钢锭冒口，使冒口顶部完全凝固，且冒口表面温度低于1200℃。

所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，第三步中，钢锭放置于保温车中均温0～2小时，运送至锻压机，开锻前钢锭表面温度最低点不低于1000℃。

所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，第四步中，将钢锭锻造成长方体预制坯后热剁冒口。

所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，第四步中，将圆锭/扁锭拔长为长：宽：高＝4:3:2的长方体预制坯，该变形过程钢锭中心部分粗大树枝晶发生折断，进而改善钢锭的塑性，为后续执行交叉大变形做准备。

所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，第五步～第七步中，镦粗时，平砧完全覆盖钢锭；拔长时，单次压下率在10～20％，避免产生表面裂纹。

所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，第五步～第七步中，使钢锭的X、Y、Z三个方向均发生主变形，镦粗时一步到位，大变形充分破碎树枝晶，镦粗结束时使用宽平砧进行保压，作用时间1～2分钟，使钢锭中心的缩孔、疏松缺陷充分闭合和焊合。

所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，第八步中，采用常规镦拔方法，将经过交叉大变形的锻坯加工至最终要求的规格，并且控制终锻温度不低于1000℃，以保障晶粒度。

所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，第八步中，该火次锻造比不小于1.5，否则通过镦粗和拔长方式配合以增加锻造比。

本发明的物理冶金学和力学分析如下：

钢铁材料在凝固相变过程中，体积将发生较大的改变，液态时密度约为7300kg/m³，固态时密度约为7800kg/m³，如此大的密度差将造成凝固后铸态组织中产生不同程度的缩孔、疏松缺陷。一般而言，固、液两相区越宽泛，产生疏松的倾向越严重，同时树枝晶也越发达。工模具钢一般为C-Si-Cr-Ni-Mo-V系，合金元素含量较高，固、液两相区越宽泛，以应用最广的H13为例，固相线温度为1318℃，液相线温度为1489℃，两相区温度宽幅达171℃。如此宽泛的两相区间，会造成钢锭内部非常发达的铸态组织。从14吨级H13钢锭横断面的低倍组织可见，钢锭中心存在严重的中心缩孔、疏松缺陷，同时有非常发达的柱状晶组织。从该钢锭中心区域的高倍金相组织可见，存在粗大的晶粒和严重的网状显微偏析，并且可见一定数量的液析碳化物。

为了改善这种工模具钢铸态的缩孔、疏松和偏析缺陷，目前常规的手段是高温扩散+多次镦拔大变形锻造。高温扩散的本质是热扩散，其目的是通过高温增强溶质原子在点阵节点振动的强度，使其更容易脱离原平衡位置，通过空位、位错或晶界等晶体缺陷，扩散到其它位置，进而提升扩散效率，促进元素的均匀化；多次镦拔大变形锻造的目的，一方面增加锻造比，使钢锭内部孔洞型缺陷愈合，消除或减轻缩孔、疏松等缺陷，另一方面，大变形引入了大量的空位、位错和晶界等晶格层面的缺陷，为溶质原子的扩散提供了更多的通道，进而提高了合金元素的扩散效率。

然而，常规的高温扩散+多次镦拔大变形锻造是非常耗时耗能的。例如，根据计算和工程实践结果，14吨级的H13钢锭需要在1280℃高温下扩散48h才能使Cr、Mo、V等元素实现一定程度的均匀化，然后再经过锻造比达25的三镦三拔，才能获得相对比较均匀的微观组织。然而，超长的高温扩散时间和超大的锻造比无疑会大幅增加热加工费用。

一些国内外经典的凝固理论和实验研究表明，钢锭中缩孔疏松缺陷的形成是一个形核、长大的过程。最早的微型疏松往往起源于夹杂物或气泡，在随后的冷却收缩过程中，这些微型疏松在拉应力的作用下急剧长大，形成疏松甚至缩孔、缩裂缺陷。如果能在疏松形成的早期将其愈合，并在后续体积收缩过程中创造一个三向压应力的环境，将有望彻底抑制疏松缺陷的形成和扩展。同时，由于凝固过程溶质的再分配，早期凝固的枝晶干上溶质含量较低，晚期凝固的枝晶间溶质含量较高。如果能在凝固末期通过机械变形施加强烈的扰动，可有效破碎树枝晶，使早期凝固的金属与晚期凝固的金属充分混合，促进成分的均匀化。

工模具钢在常规镦粗、拔长锻造过程中，枝晶间富集的溶质原子会沿主变形方向聚集，一道次压缩后材料内部的变形带基本平行，继续沿着先前载荷方向压缩时，随着变形的进行，这些变形带的位向差会有所增大，间距逐渐减小，最终形成高密度的流线带状组织，这种带状组织力学性能具有取向性，严重影响材料力学性能的均匀性。而工模具钢由于其使用条件的需求，等向性是其最重要的考核指标之一。常规的镦粗、拔长方法，由于其主变形具有方向性，因此难以大幅提升工模具钢的等向性能。为此，需要开发一种含有多个主变形方向的锻造方法，使各方向的变形率基本一致。在这种方法的作用下，变形带取向随外加载荷轴向的变化而变化，在晶粒内部相互交错，使变形带交汇处位错塞积严重，位错密度较大，位错间相互纠缠形成胞状组织(具有几何晶界)，变形量继续增大就会促使胞状组织转变成亚晶粒(具有独立的滑移系)，进而转变成具有小角度晶界或大角度晶界的新晶粒。这种工艺方法可使工模具钢的组织更加均匀，消除带状组织，大幅提升力学性能的等向性。

发明人前期通过系统的实验研究，提出了钢锭超高温带液芯脱模的工艺方法(专利名称：一种钢锭超高温软芯锻造方法，申请号：201410349152.2，申请日：2014-07-21)，这种方法通过巧妙的模具设计，采用反传统思想，将钢锭设计为上小下大的结构，实现了超高温带液芯脱模，钢锭表面温度不低于1100℃，中心仍含有部分液芯，温度达1300～1450℃。此时中心的疏松缺陷刚刚形成，尚未长大，若实施重压下并进行保温、保压，可使较小的疏松缺陷完全焊合；同时，凝固末端的半固态金属在压力和多向变形的作用下，会发生局部重熔，搭接的枝晶被完全破碎，枝晶间的浓缩钢水和破碎的晶粒将被排挤到其它浓度较低的部位，与重熔的钢水混合在一起，降低了凝固末端的溶质浓度，这种两相区多向大变形方法提升了等轴晶的比例，进而减轻了枝晶偏析，促进了材料的均质化。

综上所述，本发明基于压力和变形作用下金属的凝固和组织演化规律，提出首先将钢锭带液芯超高温脱模，表面温度不低于1100℃，中心温度1300～1450℃；然后进行多向交叉大变形锻造。本发明突破了常规模铸钢锭完全凝固后再锻造的方法，将铸锭和锻造两个原本分离的工序充分结合起来，通过超高温带液芯脱模，创造了钢锭心部流动性极好半固态组织和表面与心部巨大的温度差，结合后续交叉大变形锻造，可实现强制补缩、压力凝固和充分再结晶，不但解决了钢锭中心的缩孔、疏松、偏析、组织粗大等问题，提升了冶金质量，而且减少了锻造加热火次，缩短了加工流程，大幅降低了锻件的热加工费用。

本发明具有如下的优点和有益效果：

1、消除了钢锭中心缩孔疏松缺陷。由于钢锭内外温度梯度高，中心在超高温下发生大变形，可彻底消除缩孔疏松，提升了材料的致密性。

2、减轻了枝晶偏析缺陷。在钢锭中心处于凝固末端区域施加多向交叉大变形，可完全破碎树枝晶组织，将枝晶干和枝晶件区域充分混合，使材料成分和组织均匀性获得充分提升，大截面锻坯的中心力学性能可接近甚至达到表面的性能水平。

3、降低了加工费用，实现节能减排。由于超高温带液芯脱模，钢锭热容大，可节省主要一火加热，同时锻造操作时间可较常规加热方式延长1倍，大幅降低了加热与锻造费用。

4、大幅缩短了加工流程和周期。高温脱模可缩短冷却时间30～50％，利用余热锻造减少加热时间30～40％，大幅提高生产效率。同时，由于脱模时间缩短，铸锭模的使用寿命可提升1～2倍。

5、材料利用率大幅提升。由于不依赖冒口重力补缩，冒口重量可降低30～50％，钢锭设计为高径比达5以上的形状，较传统高径比为1～2的锭型提升材料利用率15％以上。

6、降低对锻造设备能力的要求。由于钢锭中心区域处于超高温的两相区状态，其变形抗力不足完全固态的1/10，因此大幅降低了锻造过程对压机设备的能力需求，可以实现“用小设备制造大锻件”。

附图说明

图1为本发明工模具钢锭超高温带液芯交叉大变形锻造流程示意图；其中，(a)为钢包浇注钢锭，(b)为脱除冒口箱后喷雾冷却，(c)为将钢锭放入保温车中热送和均温，(d)为将钢锭制成长:宽:高＝4:3:2的长方体预制坯，(e)为沿钢锭长度方向镦粗和拔长，(f)为沿钢锭宽度方向镦粗和拔长，(g)为沿钢锭高度方向镦粗和拔长，(h)为采用常规工艺锻造至成品。

图2为超高温下交叉大变形过程中，枝晶的破碎及均质化过程示意图；其中，(a)为凝固末端树枝晶在第一个方向大变形的作用下折断、重熔，分解为多段离散组织，分布于残留熔体中；(b)为凝固末端树枝晶在第二个方向大变形作用下进一步破碎成等轴状晶粒，弥散分布与残留液体内；(c)为在残留熔体凝固和第三个方向大变形的共同作用下，破碎的等轴晶发生再结晶，细化成更加细小的等轴晶组织。

图3为本发明实施例和比较例中，采用常规锻造和超高温带液芯交叉大变形锻造方法获得的H13锻件低倍组织照片比较。其中，(a)为原始铸锭组织，(b)为采用比较例的常规锻造方法获得的锻件低倍组织，(c)为采用实施例的超高温带液芯交叉大变形锻造方法获得的锻件低倍组织。

图4为本发明比较例中，采用常规锻造工艺获得的H13锻件球化退火态金相组织照片。

图5为本发明实施例中，采用超高温带液芯交叉大变形锻造工艺获得的H13锻件球化退火态金相组织照片。

图6为本发明比较例中，采用常规锻造工艺获得的H13锻件球化调质态金相组织照片。

图7为本发明实施例中，采用超高温带液芯交叉大变形锻造工艺获得的H13锻件调质态金相组织照片。

具体实施方式

如图1所示，本发明工模具钢锭超高温带液芯交叉大变形锻造流程如下：(a)为钢包浇注钢锭→(b)为脱除冒口箱后喷雾冷却→(c)为将钢锭放入保温车中热送和均温→(d)为将钢锭制成长:宽:高＝4:3:2的长方体预制坯→(e)为沿钢锭长度方向镦粗和拔长→(f)为沿钢锭宽度方向镦粗和拔长→(g)为沿钢锭高度方向镦粗和拔长→(h)为采用常规工艺锻造至成品。

在具体实施方式中，本发明提高工模具钢组织均匀性的超高温带液芯交叉大变形锻造方法，首先将浇注后的钢锭带液芯超高温脱模；然后放置于保温车中均温并运送到锻压机，将钢锭带液芯实施三向交叉大变形锻造，使凝固末端树枝晶充分破碎，形成大量等轴晶组织，消除缩孔疏松，减轻枝晶偏析；最后，进行镦粗、拔长等常规锻造成形；具体步骤如下：

1)第一步，将钢锭带液芯超高温脱模，锭身表面温度不低于1100℃(优选为1150℃～1250℃)，中心保持在1300～1450℃；

2)第二步，采用喷淋或鼓风装置，持续作用于钢锭冒口，使冒口顶部完全凝固；

3)第三步，将钢锭放置于保温车中，运送至锻压机，均温0～2小时(优选为10分钟至60分钟)；

4)第四步，将钢锭放置于锻压机操作台上，将圆锭/扁锭拔长为长(X)：宽(Y)：高(Z)＝4:3:2的长方体预制坯；

5)第五步，沿钢锭长度方向(X向)进行镦粗50％，变形到指定尺寸后，将钢锭拔长为长(X):宽(Y):高(Z)＝2:4:3的长方体；

6)第六步，沿钢锭宽度方向(Y向)进行镦粗50％，变形到指定尺寸后，将钢锭拔长为长(X):宽(Y):高(Z)＝3:2:4的长方体；

7)第七步，沿钢锭高度方向(Z向)进行镦粗50％，变形到指定尺寸后，将钢锭拔长为长(X):宽(Y):高(Z)＝4:3:2的长方体；

8)第八步，将钢锭锻造至最终锻件尺寸。

步骤1中，钢锭脱模时间采用计算机模拟确定，钢锭模设计为两种方式，一种为倒锥度，即“上小下大”模式，脱模时冒口箱和锭身同时脱除；另一种为正锥度，即“上大下小”模式，浇注后在冒口边缘插入起吊杆，冒口边缘凝固后，脱除冒口箱，通过起吊杆将钢锭与钢锭模脱除。

步骤2中，采用喷淋或鼓风装置，持续作用于钢锭冒口，使冒口顶部完全凝固，且表面温度低于1200℃(优选为1100℃～1180℃)。

步骤3中，钢锭放置于保温车中均温0～2小时，运送至锻压机，开锻前钢锭表面温度最低点不低于1000℃(优选为1100℃～1250℃)。

步骤4中，将钢锭锻造成长方体预制坯后需热剁冒口；

步骤5～7中，镦粗时，平砧需完全覆盖钢锭；拔长时，单次压下率在10～20％，避免产生表面裂纹。

步骤8中，该火次锻造比不应小于1.5(优选为1.5～3.5)，否则应通过镦粗和拔长方式配合以增加锻造比，同时控制终锻温度不高于1000℃。

如图2所示，超高温下交叉大变形过程中，枝晶的破碎及均质化过程如下：(a)为凝固末端树枝晶在第一个方向大变形的作用下折断、重熔，分解为多段离散组织，分布于残留熔体中→(b)为凝固末端树枝晶在第二个方向大变形作用下进一步破碎成等轴状晶粒，弥散分布与残留液体内→(c)为在残留熔体凝固和第三个方向大变形的共同作用下，破碎的等轴晶发生再结晶，细化成更加细小的等轴晶组织。从图2可以看出，相比在完全固态下实施变形，在钢锭凝固末端实施大变形可更加充分地破碎树枝晶，形成数量更多、尺寸更小的等轴晶，进而细化材料组织，减轻枝晶偏析，促进成分均匀。

下面通过实施例、比较例和实验例对本发明进一步详细说明。

实施例1

冶炼浇注的钢锭重量为14吨，截面为圆形，尺寸为Φ750×4000mm，材质为H13钢，其实测成分如表1所示。

表1实施例1中H13钢的化学成分(重量百分数，％)

元素	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	Ni	V	Fe
											实测成分	0.38	0.92	0.38	0.011	0.002	5.32	1.41	0.14	1.04	余

将钢锭从中部均切为两段，断面的低倍组织如图3(a)所示。取靠近冒口端部分进行超高温带液芯交叉大变形锻造，具体步骤如下：

第一步，超高温脱模。钢锭浇注2.5h后，将冒口保护渣吹净，使钢锭带液芯超高温脱模，锭身表面温度1230℃，钢锭中心温度保持在1350℃。

第二步，封闭冒口顶部。采用喷淋装置，持续作用于钢锭冒口10min，使冒口顶部完全凝固，表面温度1150℃。

第三步，转运及均温。将钢锭放置于保温车中，15min运送至锻压机，再均温10min后，钢锭表面最低位置温度1100℃，钢锭最高位置温度1250℃，此时脱离保温车，准备锻造。

第四步，第一火锻造。将钢锭镦粗、拔长至预制坯尺寸为X：Y：Z＝1320×990×660mm的长方体。

第五步，第二火锻造。将钢锭沿X方向镦粗50％，然后拔长至X：Y：Z＝660×1320×990mm，倒棱后入炉再加热。

第六步，第三火锻造。将钢锭沿Y方向镦粗50％，然后拔长至X：Y：Z＝990×660×1320mm，倒棱后入炉再加热。

第七步，第四火锻造。将钢锭沿Z方向镦粗50％，然后拔长至X：Y：Z＝1320×990×660mm，倒棱后入炉再加热。

第八步，第五火锻造。将钢锭沿Y方向拔长至Φ500×4500mm，终锻温度控制在980℃。

比较例1

比较例1中选用钢锭的重量、材料化学成分、以及后续加工工艺和最终锻件尺寸均与实施例1中一致。比较例1采用常规的钢锭完全凝固后脱模、退火和再加热和锻造工艺，具体步骤如下：

第一步，中温脱模。钢锭浇注8h后，锭身及冒口完全凝固，使钢锭脱模，锭身表面温度700℃。

第二步，高温退火。将钢锭放置于850℃加热炉中，保温15h后缓冷到表面温度300℃。

第三步，转运。将钢锭放置于保温车中，15min运送至锻压机，然后缓慢加热到850℃，保温5h后，再缓慢加热到1230℃，保温8小时，准备锻造。

第四步，第一火锻造。将钢锭沿高度方向镦粗50％，然后拔长至截面尺寸800×800mm，倒棱后入炉再加热。

第五步，第二火锻造。将钢锭沿高度方向镦粗50％，然后拔长至截面尺寸800×800mm，倒棱后入炉再加热。

第六步，第三火锻造。将钢锭沿高度方向镦粗50％，然后拔长至截面尺寸800×800mm，倒棱后入炉再加热。

第七步，第四火锻造。将钢锭拔长至Φ500×4500mm。

实验例1

对于实施例1中和比较例1中的H13锻件沿中部锯开，取横断面低倍试片，用硝酸酒精进行腐蚀，具体低倍组织见图3(b)和图3(c)。由图可见，采用常规方法锻造，原始铸态缺陷未能愈合，而是在心部形成缩裂，同时组织上也存在不均匀现象。相比之下，采用超高温带液芯交叉大变形锻造方法，可获得内部组织非常致密和均匀的锻坯。

对于实施例1中和比较例1中的H13锻件进行等温球化处理，在850℃和750℃分别保温5h，缓慢冷却至室温，取锻件中心试样，采用金相显微镜对试样组织状态进行分析，具体金相组织见图4和图5。由图可以发现，实施例中的组织得到充分细化，平均晶粒尺寸仅为10μm，而比较例中仍存在100μm的大型晶粒。同时，实施例中的碳化物分布非常均匀，无液析碳化物，而比较例中的碳化物存在偏聚现象，分布不均匀并有少量液析碳化物。锻后热处理的组织状态充分说明，常规锻造工艺难以彻底消除液析碳化物，并且组织粗大，二次碳化物分布不均匀，而本发明的超高温带液芯交叉大变形锻造方法可有效消除液析碳化物。

对于实施例1中和比较例1中的H13锻件进行等温球化处理后，取中心试样进行调质热处理(1030℃保温2小时后油淬，600℃保温3小时后炉冷)，采用金相显微镜对试样组织状态进行分析，具体金相组织见图6和图7。由图可见，常规锻造工艺得到的锻坯经调质后存在混晶，组织液不均匀，而采用本发明的超高温带液芯交叉大变形锻造方法，可获得均匀细小的晶粒，以及细小弥散的二次碳化物，实现晶粒和碳化物的“双细化”，因此将大幅提升模具钢的使用寿命。

实施例结果表明，本发明突破了常规模铸钢锭完全凝固后再锻造的方法，通过超高温带液芯脱模，创造了钢锭心部流动性极好的半固态组织和表面与心部巨大的温度差，结合三向交叉大变形方法，可实现强制补缩和压力凝固，有效破碎了工模具钢锭凝固末期形成的发达树枝晶，焊合了中心孔洞型缺陷，彻底解决了缩孔、疏松、偏析等问题，提升了产品冶金质量。

Claims (10)

1.一种提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，其特征在于，首先将浇注后的钢锭带液芯超高温脱模；然后放置于保温车中均温并运送到锻压机，将钢锭带液芯实施三向交叉大变形锻造，使凝固末端树枝晶充分破碎，形成大量等轴晶组织，消除缩孔疏松，减轻枝晶偏析；最后，进行镦粗、拔长等常规锻造成形；具体步骤如下：

第一步，将钢锭带液芯超高温脱模，锭身表面温度不低于1100℃，中心保持在1300～1450℃；

第二步，采用喷淋或鼓风装置，持续作用于钢锭冒口，使冒口顶部完全凝固；

第三步，将钢锭放置于保温车中，运送至锻压机，均温0～2小时；

第四步，将钢锭放置于锻压机操作台上，将圆锭/扁锭拔长为长(X)：宽(Y)：高(Z)＝4:3:2的长方体预制坯；

第五步，使用平砧沿钢锭长度X方向进行镦粗50％，变形到指定尺寸后，沿宽度Y方向将钢锭拔长为长(X)：宽(Y)：高(Z)＝2:4:3的长方体；

第六步，使用平砧沿钢锭宽度Y方向进行镦粗50％，变形到指定尺寸后，沿高度Z方向将钢锭拔长为长(X)：宽(Y)：高(Z)＝3:2:4的长方体；

第七步，使用平砧沿钢锭高度Z方向进行镦粗50％，变形到指定尺寸后，沿长度X方向将钢锭拔长为长(X)：宽(Y)：高(Z)＝4:3:2的长方体；

第八步，将钢锭锻造至最终锻件尺寸，终锻温度不高于1000℃。

2.根据权利要求1所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，其特征在于，第一步中，钢锭脱模时间采用计算机模拟确定，钢锭模设计为两种方式：一种为倒锥度，即“上小下大”模式，脱模时冒口箱和锭身同时脱除；另一种为正锥度，即“上大下小”模式，浇注后在冒口边缘插入起吊杆，冒口边缘凝固后，脱除冒口箱，通过起吊杆将钢锭与钢锭模脱除。

3.根据权利要求1所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，其特征在于，第二步中，采用喷淋或鼓风装置，持续作用于钢锭冒口，使冒口顶部完全凝固，且冒口表面温度低于1200℃。

4.根据权利要求1所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，其特征在于，第三步中，钢锭放置于保温车中均温0～2小时，运送至锻压机，开锻前钢锭表面温度最低点不低于1000℃。

5.根据权利要求1所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，其特征在于，第四步中，将钢锭锻造成长方体预制坯后热剁冒口。

6.根据权利要求1所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，其特征在于，第四步中，将圆锭/扁锭拔长为长：宽：高＝4:3:2的长方体预制坯，该变形过程钢锭中心部分粗大树枝晶发生折断，进而改善钢锭的塑性，为后续执行交叉大变形做准备。

7.根据权利要求1所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，其特征在于，第五步～第七步中，镦粗时，平砧完全覆盖钢锭；拔长时，单次压下率在10～20％，避免产生表面裂纹。

8.根据权利要求1所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，其特征在于，第五步～第七步中，使钢锭的X、Y、Z三个方向均发生主变形，镦粗时一步到位，大变形充分破碎树枝晶，镦粗结束时使用宽平砧进行保压，作用时间1～2分钟，使钢锭中心的缩孔、疏松缺陷充分闭合和焊合。

9.根据权利要求1所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，其特征在于，第八步中，采用常规镦拔方法，将经过交叉大变形的锻坯加工至最终要求的规格，并且控制终锻温度不低于1000℃，以保障晶粒度。

10.根据权利要求1所述的提高工模具钢组织均匀性的超高温交叉大变形锻造方法，其特征在于，第八步中，该火次锻造比不小于1.5，否则通过镦粗和拔长方式配合以增加锻造比。