本發(fā)明涉及一種應(yīng)用于大型h13模塊的鍛造和熱處理的工藝方法，尤其是一種消除h13鋼碳化物帶狀偏析的方法。

　　背景技術(shù)

　　h13模具鋼中的合金元素含量達到8％左右，大量的合金元素的添加使共析點左移，h13模具鋼屬于過共析鋼，碳及合金元素的嚴(yán)重偏析，特別是鉻、釩元素的作用，使得該鋼在凝固過程中出現(xiàn)不平衡的亞穩(wěn)定共晶碳化物。目前很多國內(nèi)生產(chǎn)的h13模具鋼退火態(tài)心部組織存在粗大的共晶碳化物和成分偏析，二次碳化物聚集在晶界處，并且在局部地方連成鏈狀碳化物，而共晶碳化物和二次碳化物在晶界聚集對模塊的沖擊韌度影響很大。

　　h13模具鋼碳化物帶狀偏析是國產(chǎn)h13鋼普遍存在的問題。碳化物帶狀偏析和偏析帶中的大塊共晶碳化物直接影響h13模具鋼的使用壽命。國內(nèi)外一般采用鋼錠直接高溫擴散進行改善。鍛鋼廠原來采用鋼錠高溫擴散，帶狀偏析時好時壞，質(zhì)量很不穩(wěn)定。圖1和圖2為現(xiàn)有技術(shù)生產(chǎn)出來的h13鋼的帶狀組織。按照北美壓鑄模金相標(biāo)準(zhǔn)nadca#207-2003圖譜(圖3)評定為第二列和第三列。

　　現(xiàn)有技術(shù)1：《鋼鐵研究學(xué)報》2012年4月(第24卷第四期47-52頁)《h13鋼帶狀偏析演化規(guī)律研究》：針對h13鋼中普遍存在的帶狀偏析現(xiàn)象，利用金相顯微鏡及sem研究了h13鋼不同狀態(tài)帶狀偏析的演化規(guī)律。研究結(jié)果表明，h13鋼退火態(tài)的帶狀偏析由枝晶偏析的熱變形引起，表現(xiàn)為碳化物的球化程度、顆粒大小及分布的不均勻；退火組織的不均勻性直接影響h13淬火、回火態(tài)組織均勻性，且退火組織東锜屬元素分布的不均勻及偏析帶中存在的一次液析共晶碳化物一直保留到鋼的回火狀態(tài)，影響了h13鋼的等向性；良好的退火組織是制造高品質(zhì)h13熱作模具鋼的關(guān)鍵因素。

　　現(xiàn)有技術(shù)2：《蘇州金屬》2005年11月(第27卷第6期39-41頁)《h13鋼的帶狀組織及其消除方法》：通過對h13鋼進行高溫淬火和高溫退火處理，研究了不同溫度、不同冷速對帶狀組織的影響，得出采用高溫奧氏體化處理和快速冷卻的方法可減輕和消除帶狀組織。

　　現(xiàn)有技術(shù)1中對h13鋼不同狀態(tài)帶狀偏析的演化規(guī)律進行了研究，認為帶狀偏析是由枝晶偏析的熱變形引起，表現(xiàn)為碳化物的球化程度、顆粒大小及分布的不均勻，并影響h13鋼的等向性。現(xiàn)有技術(shù)2研究了h13鋼在不同溫度、不同冷速對帶狀組織的影響，提出了采用高溫奧氏體化處理和快速冷卻的方法可減輕和消除帶狀組織。

　　但是以上現(xiàn)有技術(shù)雖然能改善帶狀組織但是并不明顯。

　　碳化物帶狀僦析是國產(chǎn)h13鋼普遍存在的質(zhì)量問題，其形成原因是由于碳和臺金元素沿鍛軋萬向的偏析所引起。在鋼錠冷卻時，飄液中分配系數(shù)小于1的合金元素和雜質(zhì)元素不斷從樹枝晶析出，因而這類元素在樹枝晶間區(qū)域的濃度明顯高于樹枝晶內(nèi)的濃度。由于這種微觀結(jié)晶偏析，在枝晶間最后凝固的部分富集著碳和合金元素，凝固后形成大量的碳化物，在鍛軋過程中它逐步沿?zé)峒庸とf向延伸成帶狀。碳元素分布越不勻，帶狀偏析越嚴(yán)重。帶狀偏析對h13鋼芯棒的使性能有很大影響。由于帶狀組織相鄰帶的顯微組織不同，淬回火后在帶之間會產(chǎn)生應(yīng)力集中。帶狀扁析的存在會適成材的沖擊韌性，塑性和斷裂韌性等降低，并具有顯的各向異性，而且碳化物集聚區(qū)域(高碳馬氏體區(qū))最易成為疲勞裂紋源。因此，對芯棒材料要嚴(yán)格控制碳化物帶狀偏析。

　　嚴(yán)重的碳化物帶狀扁析，僅用一般的奧氏體勻化退火或正火無法消除，必須加熱到更高溫度進行勻化處理才能改善和消除。但溫度過高，時間過長，氧化會很嚴(yán)重。

　　技術(shù)實現(xiàn)要素：

　　針對背景技術(shù)存在的問題，本發(fā)明的目的在于提供一種實施后能明顯改善帶狀組織的消除h13鋼碳化物帶狀偏析的方法。

　　為達到上述目的，本發(fā)明設(shè)計的一種消除h13鋼碳化物帶狀偏析的方法，其特征在于：按照成材率選擇錠型；以鐓粗比/拔長比≤2為原則制定鐓拔工藝，并在最后一火回?zé)A(yù)留1.3～1.7的鍛比且停鍛溫度控制在850℃～900℃；鍛造加熱溫度為1250℃，保溫時間t＝材料的厚度或直徑/a，57mm≤a≤65mm；延長過程坯回?zé)龝r間至3.5小時以上；鍛造完成后進行雙細化處理。

　　優(yōu)選的，成材率的范圍為73％～83％。

　　優(yōu)選的，最后一火回?zé)念A(yù)留鍛比為1.5。

　　優(yōu)選的，鍛造加熱過程為：以升溫速度≤60℃/h升溫至650℃后保溫2小時，以升溫速度≤80℃/h升溫至850℃后保溫4小時，以升溫速度≤100℃/h升溫至1250℃。

　　本發(fā)明的有益效果是：1.根據(jù)鍛件規(guī)格盡量選用小錠型，錠型越小，枝晶偏析越輕微，同時可以避免單方向拔比太大，進而減輕帶狀偏析。2.預(yù)留1.5的鍛比且控制停鍛溫度控制在850℃～900℃能夠避免晶粒粗大。3.提高鍛造溫度和高溫保溫時間，利于金屬元素的擴散，減少偏析。4.強化了過程坯的回?zé)娱L了過程坯的回?zé)龝r間，使得金屬元素能充分的擴散。5.鍛造后進行雙細化處理，能夠消除因鍛造后冷卻過程中產(chǎn)生的網(wǎng)狀碳化物并細化晶粒。

　　為了消除h13鋼碳化物帶狀偏析，現(xiàn)有技術(shù)一般對鋼錠采用長時間高溫保溫進行均質(zhì)化處理，但是這種處理容易產(chǎn)生過熱過燒等問題。而本申請注重過程坯的回?zé)撳V經(jīng)過鍛造后，鑄態(tài)組織得到改善，再進行高溫均質(zhì)化處理，不易過熱過燒。同時，縮孔、疏松基本閉合，更利于原子擴散，高溫勻質(zhì)化處理更有效，可以縮短高溫勻質(zhì)化時間。

　　附圖說明

　　為了更清楚地說明本發(fā)明實施例中的技術(shù)方案，下面將對實施例描述中所需要使用的附圖作簡單地介紹，顯而易見地，下面描述中的附圖僅僅是本發(fā)明的一些實施例，對于本領(lǐng)域普通技術(shù)人員來講，在不付出創(chuàng)造性勞動的前提下，還可以根據(jù)這些附圖獲得其他的附圖。

　　圖1和圖2為現(xiàn)有技術(shù)生產(chǎn)出的h13鋼的帶狀組織圖；

　　圖3是帶狀組織標(biāo)準(zhǔn)圖譜；

　　圖4是本發(fā)明鍛造加熱過程；

　　圖5和圖6為利用本申請制造的h13鋼的帶狀組織圖。

　　具體實施方式

　　下面通過圖4～圖6以及列舉本發(fā)明的一些可選實施例的方式，對本發(fā)明的技術(shù)方案(包括優(yōu)選技術(shù)方案)做進一步的詳細描述。顯然，所描述的實施例僅僅是本發(fā)明的一部分實施例，而不是全部的實施例。基于本發(fā)明的實施例，本領(lǐng)域普通技術(shù)人員在沒有作出創(chuàng)造性勞動前提下所獲得的所有其他實施例，都屬于本發(fā)明保護的范圍。

　　h13鋼如何制造變成產(chǎn)品的步驟在本申請不贅述，本申請僅僅針對現(xiàn)有技術(shù)生產(chǎn)h13鋼的過程有改進的地方進行闡述，而這些措施不一定是按照時間順序逐步進行。

　　針對現(xiàn)有技術(shù)生產(chǎn)制造h13剛存在帶狀偏析的問題，本發(fā)明設(shè)計的一種消除h13鋼碳化物帶狀偏析的方法，采取的技術(shù)手段有：

　　1.合理選用錠型。根據(jù)鍛件規(guī)格盡量選用小錠型，一般按照73％～83％的成材率選擇錠型，錠型越小，枝晶偏析越輕微，同時可以避免單方向拔比太大，進而減輕帶狀偏析。例如需要產(chǎn)出3噸鋼材，控制成材率為75％，那么選擇4噸的錠型；還有一種情況是要產(chǎn)出兩塊3噸鋼材，可以選擇7.5噸的錠型，成材后一分為二。

　　2.合理指定變形制度。鐓粗比與拔長比相匹配，以鐓粗比/拔長比≤2為原則，制定具體的鐓拔工藝。

　　3.預(yù)留鍛比。一般需要經(jīng)過三墩三拔鍛造過程，在最后一火回?zé)A(yù)留1.3～1.7的鍛比，優(yōu)選的，預(yù)留1.5的鍛比，并且停鍛溫度控制在850℃～900℃能有效的避免晶粒粗大。

　　4.提高鍛造溫度及高溫保溫時間。鍛造加熱溫度提高至1250℃，保溫時間t＝材料的厚度或直徑/a，57mm≤a≤65mm，進行高溫勻質(zhì)化處理。鍛造加熱制度如圖4所示，以升溫速度≤60℃/h升溫至650℃后保溫2小時，以升溫速度≤80℃/h升溫至850℃后保溫4小時，以升溫速度≤100℃/h升溫至1250℃。優(yōu)選的，a＝60mm。

　　5.強化過程坯的回?zé)＿^程坯回?zé)龝r間延長至3.5小時以上，讓合金元素充分?jǐn)U散。

　　6.鍛造完成后雙細化處理，消除因鍛造后冷卻過程中產(chǎn)生的網(wǎng)狀碳化物及細化晶粒。