CN111549284B - 一种h13基体钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种H13基体钢及其制备方法，属于材料加工技术领域，解决了现有H13钢强韧性低、热稳定性差以及抗疲劳性能差的问题。一种H13基体钢，其化学成分按照质量百分比计为：C：0.30％～0.45％；Si：1.0％～2.0％；Mn：0.50％～1.0％；Cr：3.0％～4.0％；Mo：2.5％～3.5％；V：0.7％～1.2％；Al：0.001％～0.05％；N：0.004％～0.03％，其余为铁元素。H13基体钢的制备方法包括，步骤1：按照H13基体钢的各元素的组成，配置原料，通过真空炉冶炼制得钢锭；步骤2：钢锭进行自由锻；步骤3：自由锻后，将圆棒进行等温球化退火；步骤4：球化退火后，对圆棒进行热处理，通过机加工获得指定尺寸的产品。本发明提高了H13基体钢强韧性、热稳定性以及抗疲劳性能。

Description

一种H13基体钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及材料加工技术领域，尤其涉及一种H13基体钢及其制备方法。
背景技术
热作模具在机械制造领域中起着非常重要的作用，每一个热加工成形零件的生产都需要数个成形模具的配套。目前，国内热作模具的使用寿命与国外发达国家相比相差甚远，只有国外模具使用寿命的1/3～1/5，这使得产品的生产效率大大降低，进而增加了制造成本。因此，提高国内热作模具的质量，延长其使用寿命是亟待解决的问题。
H13钢属于热作模具钢，是在碳工钢的基础上加入合金元素而形成的钢种，执行标准GB/T1299—2014，优质H13钢的在市场上呈现供不应求的状态，因此对高性能H13钢的研究显得尤为重要。
目前，H13钢性能的提升通过调整材料化学成分来实现。调整成分的方法主要有以下几种：1)添加微量稀土元素；2)改变合金元素Cr、Mo、Si、Mn等的含量；3)添加微量Nb等元素。现有的一种技术方案，在H13基体钢的基础上添加Ni 1.4～2％、V 0.5～0.7％、W 0.5～1.0％、Co 0～0.75％、Nb 0.02～0.2％，提高了H13钢的韧性、高温强度和抗蠕变性能；现有的另外一种技术方案，降低Mo、V、Si，添加Ni、Nb、Al，从而提高了韧性。但以上两种技术方案在提高热稳定性上无明显优势，且成本较高。
由于热作模具工况条件恶劣，要在比较极端的条件下承受各种应力或者金属熔液对模具工作表面的侵蚀，尤其在工作中反复受到炽热金属的加热和冷却介质冷却的热循环交替作用下，工业生产中的常用热作模具钢极易产生热疲劳。因此H13模具材料除了具有较高的强韧性外，还具有非常高的热稳定性和抗热疲劳性能等以满足实际工况需求。
发明内容
鉴于上述的分析，本发明实施例旨在提供一种H13基体钢及其制备方法，用以解决现有H13基体钢强韧性低、热稳定性差以及抗疲劳性能差的问题。
本发明是通过以下技术方案实现：
一种H13基体钢，H13基体钢的化学成分按照质量百分比计为：C：0.30％～0.45％；Si：1.0％～2.0％；Mn：0.50％～1.0％；Cr：3.0％～4.0％；Mo：2.5％～3.5％；V：0.7％～1.2％；Al：0.001％～0.05％；N：0.004％～0.03％，其余为铁元素。
进一步地，H13基体钢中析出M23C6、M6C、MC三种碳化物；MC型碳化物的尺寸为0.5～1.5μm。
进一步地，M23C6的质量分数为1.5～2.0％，MC的质量分数为1.1～1.2％，M6C的质量分数为3.5～4.0％。
进一步地，H13基体钢中析出AlN氮化物；AlN析出相的尺寸为100～120nm。
一种H13基体钢的制备方法，包括如下步骤：
步骤1：按照H13基体钢的各元素的组成，配置原料，通过真空炉冶炼制得钢锭；
步骤2：钢锭进行自由锻制得圆棒；
步骤3：将圆棒进行等温球化退火；
步骤4：球化退火后，对圆棒进行热处理，通过机加工获得指定尺寸的产品。
进一步地，步骤2中，钢锭自由锻在1180℃～1200℃温度下进行，终锻温度≥850℃。
进一步地，圆棒等温球化退火为两段式退火保温，第一段保温温度为860～880℃，保温时间为1.5～2h；第二段保温温度为740～760℃，保温时间为2～3h。
进一步地，圆棒热处理采用一次淬火和连续两次回火的热处理工艺。
进一步地，一次淬火为圆棒在1030～1130℃下保温40min～60min后进行油淬，空冷至室温。
进一步地，两次回火的温度相同，均为590～620℃，第一次回火与第二次回火保温时间均为两小时，回火冷却方式为空冷。
与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：
1、本发明从提高固溶强化、弥散强化的作用和促进稳定碳化物形成的角度出发，通过调整Cr、Mo、Si的含量，增加N、Al含量使H13基体钢的回火稳定性、热稳定性得到显著提高，可使热作模具在高温高压服役条件下模具寿命延长。这对高精度、高复杂程度、大批量的现代锻压产业具有十分重要的意义。
2、本发明通过对H13基体钢进行成分设计，调整H13基体钢中元素含量，降低了C和Cr含量，根据热稳定性的要求提高了Si和Mo含量，为增加析出强化作用添加了N和Al，将H13基体钢的相变点由850℃提高至940～990℃，将M23C6的含量降至1.5～2.0％，有效降低了M23C6的含量，同时，本发明中还提高了MC的含量至1.1～1.2％以及提高M6C的含量至3.5～4％，提高了H13基体钢的热稳定性和抗热疲劳的性能。
3、M23C6易聚集长大发生粗化现象，割裂基体，导致H13基体钢韧性下降，耐磨性降低，本发明中通过减小Cr含量降低该类型碳化物数量，提升H13基体钢的强韧性。另外，MC型碳化物稳定、细小、弥散，具有弥散强化的作用，本发明通过保证V的含量，析出足量的MC型碳化物，保证H13基体钢的抗疲劳性能。
4、本发明中H13基体钢组织中析出的MC型碳化物的尺寸为0.5～1.5μm，较现有H13基体钢更为均匀细小，对H13基体钢的热稳定性有大幅度的提高。
5、本发明通过合理调整H13基体钢成分，提高Si、Mo的含量，降低Cr的含量，并增加N、Al的含量使得试制钢的回火组织更加稳定，提高H13基体钢的热稳定性和抗热疲劳性能，在热循环温度为20℃-650℃，循环次数1000次的条件下，使用试样为预置裂纹试样，试验标准为HB6660-92，本发明钢种的裂纹长度为0.23mm，而国内优质H13钢的裂纹长度为0.45mm，本发明中抗热疲劳性能有了显著的提升。
本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分优点可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过说明书以及附图中所特别指出的内容中来实现和获得。
附图说明
附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。
图1为现有H13基体钢及本发明H13基体钢在600℃保温下热稳定性曲线；
图2为H13基体钢及本发明H13基体钢在650℃保温下热稳定性曲线；
图3为H13基体钢(1#)在600℃回火后的金相组织；
图4为H13基体钢(2#)在600℃回火后的金相组织；
图5为H13基体钢(3#)在600℃回火后的金相组织；
图6为H13基体钢(4#)在600℃回火后的金相组织；
图7为H13基体钢(3#)回火态的AlN形貌；
图8为H13基体钢(3#)回火态的AlN电子能谱图；
图9为H13基体钢(4#)在600℃保温45h后M23C6型碳化物的SEM组织图；
图10为H13基体钢(4#)在600℃保温45h后M23C6型碳化物电子能谱图；
图11为H13基体钢(4#)在600℃保温45h后MC型碳化物的SEM组织图；
图12为H13基体钢(4#)在600℃保温45h后MC型碳化物电子能谱图。
附图标记
1-AlN相。
具体实施方式
下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本发明一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理，并非用于限定本发明的范围。
本发明提供一种H13基体钢，其化学成分按照质量百分比计为：C：0.30％～0.45％；Si：1.0％～2.0％；Mn：0.50％～1.0％；Cr：3.0％～4.0％；Mo：2.5％～3.5％；V：0.7％～1.2％；Al：0.001％～0.05％；N：0.004％～0.03％，其余为铁元素。
H13基体钢中各元素的作用如下所示：
C：通常认为导致钢塑性和韧度降低的含碳量界限为0.45％。为此要求人们在钢合金化设计时遵循下述原则：在保持强度前提下要尽可能降低钢的含碳量。因此本发明提供的H13基体钢含C量在0.30％～0.45％。
Si：Si是对铁素体进行置固溶强化非常有效的元素，有利于高温抗氧化性的提高，但会使钢的脆性转折温度升高，脱碳敏感性增强。Si还是提高回火抗力的有效元素，它降低了C在铁素体中的扩散速度，使回火时析出的碳化物不易聚集，从而增加了回火稳定性。Si加入量过多会使碳化物聚集的过时效速度增大，以至于难以控制。因此，本发明提供的H13基体钢的Si含量选择在1.0％～2.0％范围内。
Mn：能提高钢的硬度、强度、屈服强度、淬透性及可锻性，但它严重影响了钢的耐磨性。本发明提供的H13基体钢的锰含量控制在0.50％～1.00％。
Cr：增加淬透性，促进合金化，提高抗氧化能力。铬一部分溶入钢中起固溶强化作用，另一部分与碳结合，析出碳化物。当钢中含铬、钼和钒时，Cr>3％时，Cr能阻止富钒的碳化物MC和由富钼的M6C转变的M6C的析出，MC和M6C是提高钢材的高温强度和抗回火性的强化相，这种交互作用提高该钢耐热变形性能。另一方面，较高含量的Cr在回火时，沉淀析出的Cr的碳化物热稳定性差，容易积聚长大，加速软化过程。过多的Cr可削弱α-Fe的原子结合力，使碳化物容易长大。因此，本发明提供的H13基体钢的铬含量在3.0％～4.0％，有效推迟了高温稳定性较好的MC型碳化物向稳定性较差的M23C6型碳化物转变，使该钢种具有更为持久的高温强度以及抗热疲劳性能。
Mo：与碳具有较强的亲合力。增加碳化物的稳定性，同时固溶于基体中，可提高钢的淬透性和强韧性，抑制回火脆性，但降低抗热疲劳性能。钼可以推迟较高温度区的相变，扩大贝氏体形成区。因此，本发明提供的H13基体钢的Mo元素控制在2.5％～3.5％。考虑到生产成本，Mo优选为3.0％。
V：可溶入基体提高α-Fe的自扩散激活能。另外，它会在位错线附近偏聚形成气团，与位错产生交互作用阻止其滑移，这阻止了位错网络重新排列形成胞状亚结构，增加了马氏体的回复再结晶抗力，同时也增加了回火稳定性。当V的加入量高于0.5％时，可引起二次硬化，其峰值温度约为600～625℃。因此，本发明提供的H13基体钢的V含量选择在0.7％～1.2％。
N：在钢中主要起固溶强化和弥散强化的作用。N与钢中的合金元素易反应形成氮的化合物。可弥散分布在晶界上可提高钢的强度，同时也可防止高温回火时奥氏体、铁素体晶粒的长大，还可延缓碳化物M23C6及金属间化合物的析出。N可改变V在钢中的分布，它可促进V(C，N)析出，使析出相的颗粒尺寸明显减小，增强了钢中V的沉淀强化作用，从而大幅度提高了钢的强度。同时V(C，N)的析出，有效地钉扎了奥氏体—铁素体晶界，细化铁素体晶粒，并促进晶内铁素体的形成，进一步起到细化的作用。但过高N会降低材料韧性。因此，本发明提供的H13基体钢的N含量控制在0.004％～0.03％。
Al：用来脱氧时，含量一般不超过0.01～0.07％，同时Al在钢中也可以起到固溶强化的作用。N易与钢中的合金元素反应形成氮的化合物AlN，提高材料耐磨性。因此，本发明提供的H13基体钢的Al含量控制在0.001％～0.05％
需要进行说明的是，Si含量的提高可以提高残余奥氏体的C含量，抑制H13基体钢回火过程中的渗碳体或合金渗碳体的析出，降低了因过冷奥氏体分解而产生的碳化物，从而提高残奥的稳定性；其次，Si会对奥氏体产生固溶强化作用，过冷奥氏体的切变强度增强，引起Ms降低；高温时Si会促成C在位错处聚集形成柯氏气团，降低温度后Si会抑制C的扩散，使中、低温下过冷奥氏体的切变强度增加；另一方面，在回火转变过程中Si会在碳化物周围富集，会阻碍C原子在基体中的扩散，从而阻碍碳化物的聚集长大，提高钢的回火稳定性和热稳定性。
另外，H13基体钢中加入一定量的N会加速奥氏体转变和碳化物的形核，使更多的细小碳化物生成，细小弥散的碳化物在淬火过程中起到钉扎晶界，减少奥氏体晶粒粗化的作用，并且少量的N会使晶界或缺陷处氮化物比碳化物更易形核，从而使奥氏体中铬的扩散系数降低，一定程度上阻碍了碳化物的析出。因此，控制N含量范围为0.004％～0.03％时，H13基体钢中AlN相的尺寸大小可以达到100nm，可见其相颗粒细小，能够强化H13基体钢的强韧性。
需要说明的是，本发明中H13基体钢中碳化物析出为：M23C6、M6C、MC三种。其中，MC型碳化物的尺寸为0.5～1.5μm。
本发明的H13基体钢在现有H13基体钢的基础上进行了元素调整，改变H13基体钢碳化物的析出种类和相变点，从而提高H13基体钢的热稳定性。具体为，本发明降低C和Cr含量，提高Si和Mo含量，并添加了N和Al以增加析出强化作用。本发明通过降低Cr元素含量，增加Mo、Si元素的含量，将H13基体钢的相变点由850℃提高至940～990℃，将M23C6的含量降至1.5～2.0％，有效降低了M23C6的含量，同时，本发明中还提高了MC的含量至1.1～1.2％以及提高M6C的含量至3.5～4％，提高了H13基体钢的热稳定性和抗热疲劳的性能。M23C6易聚集长大发生粗化现象，割裂基体，导致H13基体钢韧性下降，耐磨性降低，本发明中通过减小Cr含量降低该类型碳化物数量，提升H13基体钢的强韧性。另外，MC型碳化物稳定、细小、弥散，具有弥散强化的作用，本发明通过保证V的含量，析出足量的MC型碳化物，保证H13基体钢的抗疲劳性能。研究发现，H13基体钢在冷热疲劳过程中发生的循环软化，主要与富Cr的M23C6碳化物粒子的粗化和位错密度的降低有关，对H13基体钢硬度的降低影响也比较大，本发明通过成分调整能够有效避免M23C6碳化物粒子的粗化和位错密度的降低，从而获得强韧性、热稳定性和抗疲劳性能好的新型H13基体钢。
另一方面，本发明提供了一种H13基体钢的制备方法，包括如下步骤：
步骤1：按照H13基体钢的各元素的组成，配置原料，通过真空炉冶炼制得钢锭；
步骤2：钢锭进行自由锻；
钢锭锻造工艺在1180℃～1200℃下进行，终锻温度≥850℃。钢锭自由锻采用三向锻造工艺进行锻造。其中，三向锻造工艺流程为：(1)钢锭长宽互换；(2)钢锭Z向镦粗；(3)钢锭X向镦粗；(4)钢锭Y向镦粗；(5)钢锭滚圆成型为指定规格的圆棒。其中，首先钢锭先锻打成方型，然后采用三向锻造工艺进行锻造，X和Y方向为截面方向，Z方向为厚度或者高度方向。在锻造的每一步变形中，在终锻温度以上，变形量以不发生锻造开裂为准，通过大变形量破碎网状碳化物和细化晶粒组织。
与单向锻造工艺不同的是，三向锻造可以保证钢锭组织均匀性，打散网状碳化物，细化晶粒组织，并提高钢材的等向性。
步骤3：自由锻后，将圆棒进行等温球化退火；
圆棒等温球化退火分为两段式退火保温，第一段保温温度为860～880℃，保温时间为1.5～2h；第二段保温温度为740～760℃，保温时间为2～3h。圆棒在球化退火后可以获得均匀的球化组织，充分降低材料的硬度，方便后续的加工和调质处理，球化退火后锻件横截面布氏硬度为180～190HBW。
步骤4：球化退火后，对圆棒进行热处理，通过机加工获得指定尺寸的产品。
球化退火后的圆棒的热处理采用一次淬火，连续两次回火的热处理工艺。
具体为，圆棒在1030～1130℃下保温40min后进行油淬，随后冷至室温；圆棒在淬火结束后连续进行第一次回火与第二次回火，两次回火的温度相同，均为590～620℃，第一次回火与第二次回火保温时间均为两小时，每次回火后均需空冷至室温，然后将圆棒通过机加工获得指定尺寸的棒料。
实施例1
H13基体钢2#的化学成分及其质量百分比为：C：0.37％；Si：1.5％；Mn：0.56％；Cr：3.1％；Mo：3.00％；V：1.00％；Al：0.001％；N：0.004％。
H13基体钢2#的制备方法，包括如下步骤：
步骤1：按照H13基体钢的各元素的组成，配置原料，通过真空炉冶炼制得钢锭；
步骤2：钢锭进行自由锻；钢锭锻造加热温度为1180℃，终锻温度为870℃。首先钢锭先锻打成方型，采用三向锻造工艺进行锻造。三向锻造工艺流程为：(1)钢锭长宽互换；(2)钢锭Z向镦粗；(3)钢锭X向镦粗；(4)钢锭Y向镦粗；(5)钢锭滚圆成型的圆棒。
步骤3：自由锻后，将圆棒进行等温球化退火；圆棒第一段保温温度为860℃，保温时间为1.5h；第二段保温温度为740℃，保温时间为2h。
步骤4：球化退火后，对圆棒进行热处理，通过机加工获得指定尺寸的产品。圆棒在1030℃下保温40min后进行油淬，随后冷至室温；圆棒在淬火结束后连续进行两次回火，第一次回火温度为600℃，回火保温时间为2h；第二次回火温度为600℃，回火保温时间为2h。每次回火后均需空冷至室温，然后将圆棒通过机加工获得指定尺寸的棒料。
实施例2
H13基体钢3#的化学成分及其质量百分比为：C：0.37％；Si：1.0％；Mn：0.56％；Cr：3.1％；Mo：3.00％；V：1.00％；Al：0.01％；N：0.02％。
H13基体钢3#的制备方法，包括如下步骤：
步骤1：按照H13基体钢的各元素的组成，配置原料，通过真空炉冶炼制得钢锭；
步骤2：钢锭在退火后进行自由锻；钢锭锻造加热温度为1200℃，终锻温度为900℃。首先钢锭先锻打成方型，采用三向锻造工艺进行锻造。三向锻造工艺流程为：(1)钢锭长宽互换；(2)钢锭Z向镦粗；(3)钢锭X向镦粗；(4)钢锭Y向镦粗；(5)钢锭滚圆成型为直径430mm的圆棒。
步骤3：自由锻锻后，将圆棒进行等温球化退火；圆棒第一段保温温度为870℃，保温时间为1.5h；第二段保温温度为760℃，保温时间为2h。
步骤4：球化退火后，对圆棒进行热处理，通过机加工获得指定尺寸的产品。圆棒在1080℃下保温40min后进行油淬，随后冷至室温；圆棒在淬火结束后连续进行两次回火，第一次回火温度为620℃，回火保温时间为2h；第二次回火温度为620℃，回火保温时间为2h，回火冷却方式为空冷。
实施例3
H13基体钢4#的化学成分及其质量百分比为：C：0.37％；Si：1.5％；Mn：0.56％；Cr：3.1％；Mo：3.00％；V：1.00％；Al：0.05％；N：0.03％。
H13基体钢4#的制备方法，包括如下步骤：
步骤1：按照H13基体钢的各元素的组成，配置原料，通过真空炉冶炼制得钢锭；
步骤2：钢锭在退火后进行自由锻；钢锭锻造加热温度为1190℃，终锻温度为880℃。
首先钢锭先锻打成方型，采用三向锻造工艺进行锻造。三向锻造工艺流程为：(1)钢锭长宽互换；(2)钢锭Z向镦粗；(3)钢锭X向镦粗；(4)钢锭Y向镦粗；(5)钢锭滚圆成型为直径430mm的圆棒。
步骤3：自由锻锻后，将圆棒进行等温球化退火；圆棒第一段保温温度为860℃，保温时间为1.5h；第二段保温温度为740℃，保温时间为2h。
步骤4：球化退火后，对圆棒进行热处理，通过机加工获得指定尺寸的产品。圆棒在1130℃下保温40min后进行油淬，随后冷至室温；圆棒在淬火结束后连续进行两次回火，第一次回火温度为620℃，回火保温时间为2h；第二次回火温度为620℃，回火保温时间为2h，回火冷却方式为空冷。
对比例1
对比例1中H13基体钢1#(现有的H13基体钢)的化学成分及其质量百分比为：C：0.27％；Si：1.0％；Mn：0.56％；Cr：5.0％；Mo：1.3％；V：1.00％。
对比例1中H13基体钢的制备方法，包括如下步骤：
步骤1：按照H13基体钢的各元素的组成，配置原料，通过真空炉冶炼制得钢锭；
步骤2：钢锭进行自由锻；钢锭锻造加热温度为1190℃，终锻温度为880℃。钢锭滚圆成型为指定规格的圆棒。
步骤3：自由锻后，将圆棒进行等温球化退火；圆棒第一段保温温度为860℃，保温时间为1.5h；第二段保温温度为740℃，保温时间为2h。
步骤4：球化退火后，对圆棒进行热处理，通过机加工获得指定尺寸的产品。圆棒在1130℃下保温40min后进行油淬，随后冷至室温；圆棒在淬火结束后连续进行两次回火，第一次回火温度为620℃，回火保温时间为2h；第二次回火温度为620℃，回火保温时间为2h。每次回火后均需空冷至室温，然后将圆棒通过机加工获得指定尺寸的棒料。
图1～2为H13基体钢1#和2#、3#、4#，在600℃、650℃温度下，硬度变化的曲线。从图1可以看出，本发明制备出的2#～4#钢在600℃保温25h以内时，硬度基本保持平稳；25h时，2#～4#钢硬度比第二次回火态下，硬度下降了1.2～4.6HRC；超过25h后，2#～4#样品的硬度开始加速下降；而采用相同或相似工艺制备的1#钢的硬度随时间的延长下降明显，在20h后硬度加速下降。由此，本发明通过调整H13基体钢中各元素的含量，提高了H13基体钢的硬度。
从图2可以看出，在650℃保温下，1#～4#硬度均随保温时间的延长快速下降。但不论是在600℃或650℃的保温过程中，H13基体钢2#、3#、4#的硬度始终高于H13基体钢1#的硬度，且硬度降低趋势较缓慢，这说明H13基体钢的热稳定性优于现有的H13基体钢。这是因为其Cr含量有所降低，H13基体钢中M23C6含量低于H13钢。而M23C6型碳化物在保温过程中非常容易发生粗化现象，从而导致材料软化，钢的硬度降低。
从图3可以看出，H13基体钢1#的回火组织以板条状回火马氏体为主，还有少量的亮白色残余奥氏体和细小的碳化物颗粒。从图4-6可以看出，H13基体钢2#-4#的回火态基体组织均为回火马氏体组织和弥散分布的碳化物，组织较均匀，无H13基体钢1#中存在的偏析现象。这是由于Si含量的提高降低了C在铁素体中的扩散速度，使回火时析出的碳化物不易聚集。同时，加入一定量的N会加速奥氏体转变和碳化物的形核，使更多的细小碳化物生成，细小弥散的碳化物在淬火过程中起到钉扎晶界，减少奥氏体晶粒粗化的作用，并且少量的N会使晶界或缺陷处氮化物比碳化物更易形核，从而使奥氏体中铬的扩散系数降低，一定程度上阻碍了碳化物的析出。如图7～8所示，可以观察到H13基体钢100nm的AlN相，可见其相颗粒细小，能够有效强化H13基体钢的强韧性。
H13基体钢4#经过600℃二次回火保温45h后的SEM图片如图9～12所示。从图9～12中可以看出，在热稳定性实验中，H13基体钢4#回火45h过程中，H13基体钢碳化物发生部分粗化。从图9和表1中可见后析出的细小碳化物(M23C6)出现明显的长大趋势，并且相对较为粗大，而且趋向于形成长条状碳化物。这是因为随着高温回火时间增加，基体组织开始发生回复再结晶，由于马氏体板条间存在大量缠结位错，在回复再结晶后部分马氏体板条中出现大角度晶界，而在马氏体板条晶界处以M23C6型碳化物为主，与现有H13钢相比，该类型碳化物含量显著下降，可以说明M23C6的减少对提高高温回火抗力起到了积极的影响。在图11和表1中可观察到细小弥散分布的尺寸为0.5～1.5μm MC碳化物，且经过长时间回火，其仍然能够保持较为细小的状态。这是由于MC型碳化物为FCC结构，可以起到弥散强化的作用，与母相间有一定共格关系，因此在回火过程中不易于长大粗化。
表1本发明中H13基体钢1#和2#中碳化物能谱分析结果(wt.％)
钢号 Si(％) V(％) Cr(％) Mo(％)
1# 7.25 2.57 54.28 35.9
2# 40.78 24.68 22.17 12.37
H13基体钢1#与H13基体钢2#～4#的性能对比如表2所示，其中，H13基体钢抗热疲劳性能是通过H13基体钢在热循环温度为20℃-650℃，循环次数1000次的条件下的裂纹长度进行体现，试验标准为HB6660-92。从表2可以看出，对比例H13基体钢1#与本发明中H13基体钢2#～4#，可以得出，本发明通过调整H13基体钢中元素含量，降低C与Cr的含量，提高Mo和Si的含量，H13基体钢(2#、3#、4#)的常温抗拉强度明显高于对比例中H13基体钢(1#)。并且，本发明中的H13基体钢的裂纹长度低于1#钢。因此，本发明中H13基体钢的抗热疲劳的性能以及热稳定性均优于现有的H13基体钢1#。
表2本发明中H13基体钢1#～4#性能对比表
Figure BDA0002546444030000151
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (8)

1.一种H13基体钢，其特征在于，所述H13基体钢的化学成分按照质量百分比计为：C：0.37％～0.45％；Si：1.0％～2.0％；Mn：0.50％～1.0％；Cr：3.1％～4.0％；Mo：2.5％～3.0％；V：0.7％～1.2％；Al：0.001％～0.05％；N：0.004％～0.03％，其余为铁元素；
H13基体钢中析出M23C6、M6C、MC三种碳化物；MC型碳化物的尺寸为0.5～1.5μm；M23C6的质量分数为1.5～2.0％，MC的质量分数为1.1～1.2％，M6C的质量分数为3.5～4.0％；H13基体钢中析出AlN氮化物；AlN尺寸为100～120nm；所述H13基体钢的制备方法，包括如下步骤：
步骤1：按照H13基体钢的各元素的组成，配置原料，通过真空炉冶炼制得钢锭；
步骤2：钢锭进行自由锻制得圆棒，钢锭自由锻采用三向锻造工艺进行锻造；
步骤3：将圆棒进行等温球化退火，圆棒等温球化退火分为两段式退火保温，第一段保温温度为860～880℃，保温时间为1.5～2h；第二段保温温度为740～760℃，保温时间为2～3h；
步骤4：球化退火后，对圆棒进行热处理，通过机加工获得指定尺寸的产品。
2.根据权利要求1所述的H13基体钢，其特征在于，N：0.004％～0.02％，AlN尺寸为100nm。
3.一种H13基体钢的制备方法，用于制备权利要求1～2任意一项所述的H13基体钢，其特征在于，包括如下步骤：
步骤1：按照H13基体钢的各元素的组成，配置原料，通过真空炉冶炼制得钢锭；
步骤2：钢锭进行自由锻制得圆棒，钢锭自由锻采用三向锻造工艺进行锻造；
步骤3：将圆棒进行等温球化退火，圆棒等温球化退火分为两段式退火保温，第一段保温温度为860～880℃，保温时间为1.5～2h；第二段保温温度为740～760℃，保温时间为2～3h；
步骤4：球化退火后，对圆棒进行热处理，通过机加工获得指定尺寸的产品。
4.根据权利要求3所述的H13基体钢的制备方法，其特征在于，所述步骤2中，钢锭自由锻在1180℃～1200℃温度下进行，终锻温度≥850℃。
5.根据权利要求3所述的H13基体钢的制备方法，其特征在于，所述步骤3中，圆棒等温球化退火为两段式退火保温，第一段保温温度为860～870℃，保温时间为1.5～2h；第二段保温温度为740～760℃，保温时间为2～3h。
6.根据权利要求3所述的H13基体钢的制备方法，其特征在于，所述步骤4中，圆棒热处理采用一次淬火和连续两次回火的热处理工艺。
7.根据权利要求6所述的H13基体钢的制备方法，其特征在于，所述步骤4中，所述一次淬火为圆棒在1030～1130℃下保温40min～60min后进行油淬，空冷至室温。
8.根据权利要求6所述的H13基体钢的制备方法，其特征在于，两次回火的温度相同，均为590～620℃，第一次回火与第二次回火保温时间均为两小时，回火冷却方式为空冷。
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