CN115747612B - 一种复相h13热作模具钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种复相H13热作模具钢及其制备方法，所述制备方法包括，按H13热作模具钢组分配料后冶炼获得电极锭；将电极锭进行电渣重熔获得电渣锭；将电渣锭进行均质化、锻造变形并退火后获得锻坯；将锻坯分别进行高温淬火、马氏体预处理、等温处理和高温回火后获得复相H13热作模具钢。本发明方法中热处理过程包括进行高温淬火、马氏体预处理、等温处理和高温回火，整体的工序简单，使用本发明方法制得的复相H13热作模具钢中残留奥氏体以薄膜状存在于贝氏体铁素体板条间和板条内部，碳化物呈纳米相析出，能提高钢的硬度和强度的同时又不损失韧性。本发明制得的复相H13热作模具钢硬度和强度能与现有工艺生产钢持平，韧性提升50％以上。
Description
技术领域
本发明涉及冶金技术领域，特别涉及一种复相H13热作模具钢及其制备方法。
背景技术
H13钢因其具备良好的热强性和红硬性，是热作模具钢领域最常用的钢种之一。但H13钢的硬度和强度与韧性匹配差导致其使用寿命偏低，这限制了其应用。
目前研究学者们通过各种手段提高H13钢的综合力学性能，以此来提高模具使用寿命。如通过真空精炼、真空自耗、电渣重熔等提高钢的纯净度，降低气体含量从而提高力学性能，但此种办法受制于生产设备和冶炼工艺，且费用高昂，可行性较低。一些方法在保持传统H13钢冶炼工艺及化学成分不变的前提下，通过调整热处理工艺的方法来提高钢的综合力学性能，例如，专利CN109706297A公开了一种提高H13钢综合力学性能的热处理工艺，采用反复球化退火、正火、等温淬火和回火等方法来提高钢的综合力学性能。也有一些技术根据调整H13钢原料成分提高H13钢的抗疲劳性能，例如，CN111549284A公开了一种H13基体钢及其制备方法，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。
然而，现有的技术往往在改变成分或工艺的情况下都很难达到组织与性能的统一调控，制备硬度和强度高与韧性良好的H13钢。
发明内容
为了解决现有H13钢强韧性匹配差，导致模具早期失效，使用寿命低的问题，本发明提供了一种复相H13热作模具钢制备方法，所述制备方法包括，
按H13热作模具钢组分配料后冶炼获得电极锭；
将电极锭进行电渣重熔获得电渣锭；
将电渣锭进行均质化、锻造变形并退火后获得锻坯；
将锻坯分别进行高温淬火、马氏体预处理、等温处理和高温回火后获得复相H13热作模具钢。
进一步地，所述电渣锭的成分以质量百分比计，如下所示，
C：0.35-0.45％；Si：1.65-2.00％；Mn：0.20-0.50％；Cr：4.80-5.50％；V：0.80-1.20％；Mo：1.10-1.50％；余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，所述均质化的条件包括，在温度1260～1280℃保温15～20h。
进一步地，所述锻造变形的条件包括，变形方式为两墩两拔，终锻温度≥890℃。
进一步地，所述退火的条件包括，
在温度780～810℃保温15～20h，随后空冷至室温。
进一步地，所述高温淬火的条件包括，
在温度1020～1050℃保温1～2h。
进一步地，所述马氏体预处理的条件包括，在温度180～230℃保温0.5～1h。
进一步地，所述等温处理的条件包括，在温度280～320℃保温3～5h。
进一步地，所述高温回火的条件包括，进行两道次高温回火，每道次的温度均为560～620℃，每道次的保温时间均为1～2h，第二道次的回火温度与保温时间均与第一道次保持一致。
进一步地，在将电极锭进行电渣重熔获得电渣锭之前，要将电极锭扒皮见光。
本发明还提供了一种复相H13热作模具钢，根据上述的方法制备而成。
相对于现有技术，本发明具有以下的有益效果：
本发明方法中热处理过程包括进行高温淬火、马氏体预处理、等温处理和高温回火，整体的工序简单、条件容易达到，使用本发明方法制得的复相H13热作模具钢中残留奥氏体以薄膜状存在于贝氏体铁素体板条间和板条内部，碳化物呈纳米相析出，能提高钢的硬度和强度的同时又不损失韧性。本发明制得的复相H13热作模具钢硬度和强度能与现有工艺生产钢持平，韧性提升50％以上；同时，本发明制得的复相H13热作模具钢组织稳定，综合力学性能佳。
本发明的其它特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分地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在说明书以及附图中所指出的步骤或流程来实现和获得。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1示出了本发明的一种复相H13热作模具钢制备方法的流程图；
图2示出了对比例的等温处理的锻坯组织的扫描电子显微镜图；
图3示出了本发明实施例1的等温处理的锻坯组织的扫描电子显微镜图；
图4示出了对比例的H13热作模具钢冲击断口形貌的扫描电子显微镜图；
图5示出了本发明实施例1的复相H13热作模具钢冲击断口形貌的扫描电子显微镜图。
具体实施方式
下面将结合本发明具体实施例和说明书附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
本发明的设计构思包括：
1.增加Si成分，一方面能获得贝氏体和薄膜状残余奥氏体组织，由于贝氏体铁素体具有很低的碳溶解度，在贝氏体形成过程中，铁素体亚单元的生长将多余的碳排向其周围的奥氏体，下一个贝氏体铁素体亚单元必须从富碳奥氏体中生长，随着贝氏体的不断转变，残留奥氏体中的碳浓度不断增加，直至贝氏体转变停止，形成由贝氏体铁素体和富碳残留奥氏体组成的无碳化物贝氏体，该组织可起到细晶强化和提高冲击韧性的目的；另一方面Si是非碳化物形成元素，1.65～2.00％的Si成分具有明显抑制碳化物析出长大的作用，当碳化物形成时，它必须通过扩散从碳化物周围基体中排出，因而阻碍了碳化物核胚的形成和长大，所以Si能抑制碳化物的形核和长大，最终获得纳米碳化物析出相，使钢中碳化物呈纳米相析出，可直接为钢的强化起到重要作用。
2.锻坯经高温淬火和马氏体预处理获得一定量的马氏体组织，在等温处理时可加速其在等温处理过程贝氏体的转变，使其能获得更大量的贝氏体组织，进一步细化组织。
3.高温回火过程中一方面碳化物沉淀强化阻碍马氏体的回复合并，另一方面组织中存在大量贝氏体板条束，阻碍铁素体重结晶长大，提高钢的回火稳定性。
4.H13中存在无碳化物贝氏体及薄膜状残余奥氏体，可使得其在冲击载荷作用下钢基体能充分吸收外界能量而不断裂，故而具有较高的冲击韧性。且由于组织的细小，析出相呈纳米级对位错的钉轧作用，使得钢具有较高的硬度和强度。
基于以上的设计构思，如图1所示，本发明提供了一种复相H13热作模具钢制备方法，所述制备方法包括以下步骤，
S101、按H13热作模具钢组分配料后冶炼获得电极锭。
在本发明的步骤S101中冶炼为本领域常用的电炉+LF+VD+模铸，其中，LF为ladlefurnace的简称，即钢包精炼炉，是钢铁生产中主要的炉外精炼设备，实际就是电弧炉的一种特殊形式；VD为vacuum dgassing的简称，即真空精炼，是一种广泛应用的真空精炼炉，能有效的减少钢中氢、氮含量，并通过碳氧反应去除钢中的氧。需要说明的是，由于部分合金元素易烧损等原因，此步骤配料并不能完全根据最终产品的成分配料，部分合金元素如Si、Mo、V、Mn和Fe可以与产品基本一致，但C、Cr等易烧损元素需要在本步骤中根据实际检测酌情调整。一般而言，步骤S102中电渣重熔之后得到的电渣锭的成分与最终产品的成分一致。
S102、将电极锭进行电渣重熔获得电渣锭。
在本发明的步骤S102中，电渣重熔的电流电压控制平稳，采用CaF2-Al2O3-CaO三元渣系，成分分别为CaF2-55％，Al2O3-30％，CaO-15％。
经过电渣重熔获得电渣锭的成分以质量百分比计，如下所示，
C：0.35-0.45％；Si：1.65-2.00％；Mn：0.20-0.50％；Cr：4.80-5.50％；V：0.80-1.20％；Mo：1.10-1.50％；余量为Fe和不可避免的杂质。
S103、将电渣锭进行均质化、锻造变形并退火后获得锻坯。
在本发明的步骤S103中，所述均质化的条件包括，在温度1260～1280℃保温15～20h；所述锻造变形的条件包括，变形方式为两墩两拔，终锻温度≥890℃；所述退火的条件包括，在温度780～810℃保温15～20h，随后空冷至室温。
S104、将锻坯分别进行高温淬火、马氏体预处理、等温处理和高温回火获得复相H13热作模具钢。
在本发明的步骤S104中，所述高温淬火的条件包括，在温度1020～1050℃保温1～2h，之后转移至预处理温度进行冷却；所述马氏体预处理的条件包括，在温度180～230℃保温0.5～1h；所述等温处理的条件包括，在温度280～320℃保温3～5h；所述高温回火的条件包括，进行两道次高温回火，每道次的温度均为560～620℃，每道次的保温时间均为1～2h，第二道次的回火温度与保温时间均与第一道次保持一致。
本发明也提供了一种复相H13热作模具钢根据上述的方法制备而成。
下面将结合具体实施例详细说明本发明的一种复相H13热作模具钢制备方法。需要说明的是，部分本领域常用的工序如电渣重熔的条件将不再在实施例中赘述。
实施例1
一种复相H13热作模具钢制备方法，包括：
步骤1、按H13热作模具钢组分配料后根据电炉+LF+VD+模铸冶炼获得电极锭；
步骤2、将步骤1获得电极锭扒皮见光后进行电渣重熔获得电渣锭，电渣锭的成分以质量百分比计为，C：0.41％；Si：1.87％；Mn：0.36％；Cr：5.11％；V：1.10％；Mo：1.21％；余量为Fe和不可避免的杂质；
步骤3、将步骤2获得电渣锭在1280℃保温15h均质化处理，出炉后进行两墩两拔锻造变形，终锻温度为890℃，在温度780℃保温20h进行退火，之后空冷至室温，得到退火后锻坯；
步骤4、将步骤3获得锻坯进行高温淬火：温度1050℃保温1h，之后转移至预处理温度进行冷却，马氏体预处理温度温度为180℃，保温时间为1h，得到马氏体预处理的锻坯；将马氏体预处理的锻坯在温度320℃保温3h进行等温处理，得到等温处理的锻坯；将等温处理的锻坯进行两道次高温回火，每道次回火温度都为605℃，保温时间都为2h，获得复相H13热作模具钢。
实施例2
一种复相H13热作模具钢制备方法，包括：
步骤1、按H13热作模具钢组分配料后根据电炉+LF+VD+模铸冶炼获得电极锭；
步骤2、将步骤1获得电极锭扒皮见光后进行电渣重熔获得电渣锭，电渣锭的成分以质量百分比计为，C：0.37％；Si：1.91％；Mn：0.35％；Cr：4.98％；V：1.10％；Mo：1.43％；余量为Fe和不可避免的杂质；
步骤3、将步骤2获得电渣锭在1260℃保温20h均质化处理，出炉后进行两墩两拔锻造变形，终锻温度为890℃，在温度800℃保温15h进行退火，之后空冷至室温，得到退火后锻坯；
步骤4、将步骤3获得锻坯进行高温淬火：温度1030℃保温1h，之后转移至预处理温度进行冷却，马氏体预处理温度温度为210℃，保温时间为1h，得到马氏体预处理的锻坯；将马氏体预处理的锻坯在温度280℃保温3h进行等温处理，得到等温处理的锻坯；将等温处理的锻坯进行两道次高温回火，每道次回火温度都为610℃，保温时间都为2h，获得复相H13热作模具钢。
实施例3
一种复相H13热作模具钢制备方法，包括：
步骤1、按H13热作模具钢组分配料后根据电炉+LF+VD+模铸冶炼获得电极锭；
步骤2、将步骤1获得电极锭扒皮见光后进行电渣重熔获得电渣锭，电渣锭的成分以质量百分比计为，C：0.39％；Si：1.80％；Mn：0.34％；Cr：5.08％；V：1.12％；Mo：1.17％；余量为Fe和不可避免的杂质；
步骤3、将步骤2获得电渣锭在1280℃保温15h均质化处理，出炉后进行两墩两拔锻造变形，终锻温度为890℃，在温度810℃保温15h进行退火，之后空冷至室温，得到退火后锻坯；
步骤4、将步骤3获得锻坯进行高温淬火：温度1040℃保温1h，之后转移至预处理温度进行冷却，马氏体预处理温度温度为230℃，保温时间为1h，得到马氏体预处理的锻坯；将马氏体预处理的锻坯在温度320℃保温5h进行等温处理，得到等温处理的锻坯；将等温处理的锻坯进行两道次高温回火，每道次回火温度都为580℃，保温时间都为2h，获得复相H13热作模具钢。
对比例
现有工艺生产H13热作模具钢制备方法，包括：
步骤1、按H13热作模具钢组分配料后根据电炉+LF+VD+模铸冶炼获得电极锭；
步骤2、将步骤1获得电极锭扒皮见光后进行电渣重熔获得电渣锭，电渣锭的成分以质量百分比计为，C：0.40％；Si：1.41％；Mn：0.34％；Cr：5.11％；V：0.98％；Mo：1.07％；余量为Fe和不可避免的杂质；
步骤3、将步骤2获得电渣锭在1280℃保温15h均质化处理，出炉后进行两墩两拔锻造变形，终锻温度为890℃，在温度780℃保温20h进行退火，之后空冷至室温，得到退火后锻坯；
步骤4、将步骤3获得锻坯进行高温淬火：温度1050℃保温1h，之后油冷至室温，将高温淬火的锻坯进行两道次高温回火，每道次回火温度都为605℃，保温时间都为2h，获得H13热作模具钢。
测试例
对实施例1-3的复相H13热作模具钢和对比例的H13热作模具钢进行力学性能测试，其中，V型缺口冲击功测试将相应试样制成55mm×10mm×10mm的标准试样。结果如表1所示。
表1实施例1-3和对比例的力学性能测试结果
从表1中可以看出本发明实施例1-3的复相H13热作模具钢硬度和抗拉强度强度高且韧性也高，韧性提升50％以上。这样的高硬度、高强度和高韧性证明实施例制备的复相H13热作模具钢具有更高的使用寿命。
进一步对实施例1-3的复相H13热作模具钢和现有工艺对比例的H13热作模具钢或制备步骤的中间材料的组织和成品材料的冲击断口形貌进行观测，说明本发明实施例。其中，扫描电子显微镜显示的组织表明实施例1-3的复相H13热作模具钢组织为B/M(贝氏体+马氏体)复相组织，贝氏体以无碳化物贝氏体形式存在，残余奥氏体呈薄膜状分布；冲击断口形貌显示有较多深而大的韧窝，属韧性断裂。对比例的组织表明现有工艺生产的H13热作模具钢组织为马氏体+残余奥氏体，无贝氏体组织；冲击断口形貌显示有撕裂棱，韧窝少且浅，属准解离断裂。
示例性地，图2和图3分别示出了对比例的和实施例1的锻坯组织的扫描电子显微镜图。从图2和图3对比可以看出，实施例1的等温处理的锻坯组织中具有明显的贝氏体铁素体(BF)和膜状残余奥氏体(Film RA)。图4和图5分别示出了对比例的和实施例1的H13热作模具钢的冲击断口形貌的扫描电子显微镜图。从图4和图5对比可以看出，实施例1制备的复相H13热作模具钢的冲击断口有明显的韧脆断裂区别。对比例和实施例1的锻坯组织结构和冲击断口存在差异的原因，一方面实施例在对比例的基础上增加了0.46％的Si成分，Si成分的增加能获得贝氏体和薄膜状残余奥氏体组织，起到细晶强化和提高冲击韧性的目的；另一方面实施例较对比例在高温淬火后增加了马氏体预处理和等温处理，锻坯经高温淬火和马氏体预处理获得一定量的马氏体组织，在等温处理时可加速其在等温处理过程贝氏体的转变，使其能获得更大量的贝氏体组织，进一步细化组织，提高硬度、强度和冲击韧性。
综上所述，本发明方法制得的复相H13热作模具钢中残留奥氏体以薄膜状存在于贝氏体铁素体板条间和板条内部，回火后碳化物呈纳米相析出，能提高钢的硬度和强度的同时又不损失韧性。本发明制得的复相H13热作模具钢硬度和强度能与现有工艺生产钢持平，韧性提升50％以上；同时，本发明制得的复相H13热作模具钢组织稳定，综合力学性能佳。
最后应说明的是：以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，对于本领域的技术人员来说，其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。
Claims (3)
1.一种复相H13热作模具钢制备方法，其特征在于，所述制备方法包括，
按H13热作模具钢组分配料后冶炼获得电极锭；
将电极锭进行电渣重熔获得电渣锭；
将电渣锭进行均质化、锻造变形并退火后获得锻坯；
将锻坯分别进行高温淬火、马氏体预处理、等温处理和高温回火后获得复相H13热作模具钢；
所述电渣锭的成分以质量百分比计，如下所示，
C：0.35-0.45％；Si：1.65-2.00％；Mn:0.20-0.50％；Cr:4.80-5.50％；V:0.80-1.20％；Mo:1.10-1.50％；余量为Fe和不可避免的杂质；
所述均质化的条件包括，在温度1260～1280℃保温15～20h；
所述锻造变形的条件包括，变形方式为两墩两拔，终锻温度≥890℃；
所述退火的条件包括，在温度780～810℃保温15～20h，随后空冷至室温；
所述高温淬火的条件包括，在温度1020～1050℃保温1～2h；
所述马氏体预处理的条件包括，在温度180～230℃保温0.5～1h；
所述等温处理的条件包括，在温度280～320℃保温3～5h；
所述高温回火的条件包括，进行两道次高温回火，每道次的温度均为560～620℃，每道次的保温时间均为1～2h，第二道次的回火温度与保温时间均与第一道次保持一致。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，在将电极锭进行电渣重熔获得电渣锭之前，要将电极锭扒皮见光。
3.一种复相H13热作模具钢，其特征在于，根据权利要求1～2任一项所述的方法制备而成。
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