热作模具钢分段淬火回火一体化热处理工艺的制作方法

本发明涉及金属材料热处理，更具体地说，本发明涉及热作模具钢分段淬火回火一体化热处理工艺。

背景技术：

1、热作模具钢是制造金属热成形加工用模具的关键材料，广泛应用于热锻、热挤压、热镦锻和压铸等成形工艺领域。随着汽车制造、轨道交通等高端制造业的快速发展，对热作模具在高温、高压及急冷急热循环服役条件下的使用寿命和可靠性提出了越来越高的要求。热作模具钢在服役过程中需反复承受高温金属坯料的加热作用（模具工作面温度可达550℃～700℃）以及脱模剂喷淋造成的急冷作用，模具工作面极易产生热疲劳裂纹、热磨损及塑性变形等失效形式，严重制约了模具寿命的提高和产品质量的稳定。

2、目前，国内外广泛应用的热作模具钢种多属于cr-mo-v系热作模具钢，其共同特点是含有较高的cr（4.5%～5.5%）和mo（1.0%～1.8%）元素，配合适量的v元素，通过析出细小弥散的mc型碳化物来提供高温强度、抗回火软化能力和热疲劳抗力。然而，随着热作模具向大型化、复杂化和高寿命方向发展，传统热作模具钢及其热处理工艺逐渐暴露出如下突出问题：

3、第一，淬透性不足导致大型模具截面性能不均匀。常规h13型热作模具钢在有效厚度超过300mm的大型模块中，心部冷却速率严重不足，易产生珠光体、贝氏体等非马氏体组织，导致心部硬度和高温强度显著低于表面区域，模具整体性能匹配性差，严重影响使用寿命。

4、第二，残余应力控制困难。热作模具钢合金含量高、相变温度区间复杂，在淬火冷却过程中热应力与组织应力叠加，极易产生变形甚至开裂。

5、第三，淬火与回火工序分离导致工艺周期长、能耗高。传统热处理工艺中，淬火结束后需将模具冷却至室温再进行装炉回火，这一过程中模具内部残余奥氏体可能发生不可控转变，且模具重新加热造成大量热能浪费。

技术实现思路

1、为了克服现有技术的上述缺陷，本发明的实施例提供热作模具钢分段淬火回火一体化热处理工艺，本发明所要解决的技术问题是：高耐热性大型热作模具钢传统油淬工艺冷却能力不足导致截面性能不均匀、淬火残余应力大易变形开裂、淬火与回火工序分离导致周期长能耗高的技术难题。

2、为实现上述目的，本发明提供如下技术方案：热作模具钢分段淬火回火一体化热处理工艺，热作模具钢为高耐热性热作模具钢，其化学成分按重量百分含量为：c：0.32～0.42、si：0.8～1.2、mn：0.3～0.6、cr：4.8～5.5、mo：1.2～1.8、v：0.8～1.2、w：0.6～1.0、co：0.5～1.0、p：≤0.015、s：≤0.010、fe：余量；

3、碳含量控制在0.32%～0.42%的较低范围，一方面保证足够的马氏体硬度（48hrc以上），另一方面避免因碳含量过高而增大晶界碳化物偏聚和淬火裂纹的敏感性。硅含量0.8%～1.2%主要起固溶强化和抗回火软化作用，硅溶于马氏体基体可有效提高回火抗力，但过高硅会促进石墨化倾向。锰含量0.3%～0.6%具有脱氧和改善淬透性的作用，但过高锰会降低ms点并增加残余奥氏体量。铬含量4.8%～5.5%是保证热作模具钢抗热疲劳性和抗氧化性的核心元素，铬溶于基体可提高高温强度，同时铬是强碳化物形成元素，可形成cr7c3型碳化物提供耐磨性。钼含量1.2%～1.8%是提高淬透性和抗回火软化最有效的元素之一，钼在回火过程中析出细小的mo2c碳化物，产生显著的二次硬化效应，且钼能抑制晶界偏聚、提高热强性。钒含量0.8%～1.2%可形成高稳定性的vc碳化物，具有极高的抗粗化能力，在高温回火条件下vc颗粒尺寸可保持在纳米级别（50～100nm），对提高高温硬度和抗热疲劳性能极为关键。钨含量0.6%～1.0%与钼协同作用，可进一步强化基体固溶体并形成稳定的m6c型碳化物，提高高温红硬性。钴含量0.5%～1.0%是本发明区别于常规热作模具钢的关键添加元素之一，钴既不形成碳化物也不溶于碳化物，而是主要固溶于马氏体基体中，通过提高基体的固溶强化效应和ms点来增强淬透性和高温强度，同时钴能降低层错能，抑制位错交滑移，从而改善高温蠕变抗力。

4、对高耐热性热作模具钢的分段淬火回火一体化热处理工艺为：首先，对高耐热性热作模具钢进行阶梯式预热、梯度升温及短时奥氏体化处理；其次，以气雾冷却与分级等温淬火相结合的方式完成分段淬火冷却；最后，在淬火冷却结束后直接升温至回火温度进行回火热处理，形成淬火-回火连续作业；阶梯式预热设计基于热作模具钢导热性较差、截面尺寸大的物理特性，通过两级预热使模具钢内外温度均匀化，避免直接高温加热时因内外温差过大产生的热应力集中和开裂风险。梯度升温与短时奥氏体化设计则基于高耐热性热作模具钢中大量合金碳化物溶解行为的精准控制——奥氏体化温度1020℃～1080℃可确保vc、mo2c等难溶碳化物充分溶解并均匀分布，而短时保温策略则限制晶粒长大，为后续淬火获得细小板条马氏体提供组织准备。

5、气雾冷却-盐浴等温淬火-空气冷却三段冷却策略，其物理冶金学原理如下：第一段气雾冷却利用压缩空气与雾化水的混合流体实现介于空冷和水冷之间的可调冷却速率（120℃/min～200℃/min），既高于油冷的冷却能力又低于水冷的冷却烈度，可有效避开高耐热性热作模具钢的珠光体和贝氏体转变区，确保马氏体转变的充分进行，同时避免水冷淬火时蒸汽膜阶段导致的冷却不均匀和剧烈热应力。第二段硝酸盐浴等温淬火，将模具钢在450℃～520℃的硝酸盐浴中进行等温保持，此温度区间恰好处于高耐热性热作模具钢的贝氏体转变温度范围的上部，在此温度等温过程中发生以下关键组织转变：首先，过冷奥氏体在此温度等温时将发生贝氏体转变，形成下贝氏体组织，下贝氏体兼具较高的硬度和优良的韧性配合；其次，等温过程中的碳化物析出更为充分和均匀，避免了后续回火过程中碳化物的集中爆发式析出造成的应力集中；盐浴等温使模具钢截面温度趋于均匀化，大幅降低了淬火过程中的热应力水平。第三段空气冷却使模具钢从450℃～520℃缓冷至室温，此阶段过冷奥氏体继续转变为马氏体或贝氏体，但由于温度差已大幅缩小，产生的组织应力显著降低。三段冷却协同作用，既保证了高冷却速率以获得充分的马氏体/下贝氏体组织，又将热应力和组织应力控制在安全范围内。

6、具体步骤如下：

7、s1、阶梯式预热处理：将高耐热性热作模具钢以40℃/h～70℃/h的升温速率加热至550℃～650℃，保温2h～4h进行第一级预热，再以50℃/h～80℃/h的升温速率加热至820℃～880℃，保温1h～2h进行第二级预热；550℃～650℃第一级预热温度低于该钢种的ac1转变温度（约830℃～850℃），在此温度区间模具钢处于完全弹性状态，热应力通过蠕变松弛得到有效释放。820℃～880℃第二级预热温度接近但略低于奥氏体化温度，此阶段模具钢已开始发生珠光体向奥氏体的初步转变，晶界处合金碳化物开始溶解，为后续奥氏体化均匀化奠定组织基础。

8、s2、梯度升温与奥氏体化：将经步骤s1预热后的高耐热性热作模具钢以80℃/h～120℃/h的升温速率加热至奥氏体化温度1020℃～1080℃，保温时间按照计算，其中表示保温时间，为0.3min/mm～0.6min/mm，为高耐热性热作模具钢的有效厚度，单位为mm；采用1020℃～1080℃的奥氏体化温度，高于普通热作模具钢的1000℃～1030℃常规奥氏体化温度，使大量合金碳化物充分溶解进入奥氏体基体，特别是v含量较高时形成的vc碳化物具有极高的溶解温度（约1100℃），只有在1020℃以上才能有效溶解并均匀分布，这些溶解的v、mo、w等合金元素在后续回火过程中将以纳米尺度的二次碳化物形式重新析出，产生强烈的二次硬化效应，从而获得优异高温性能。保温时间系数设定为0.3min/mm～0.6min/mm，较常规热作模具钢的0.5min/mm～1.0min/mm明显缩短，可在高温奥氏体化条件下，晶粒长大驱动力显著增强，必须通过缩短高温保持时间来控制奥氏体晶粒度在astm8级以上，从而保证淬火后马氏体板条的细化。

9、s3、分段淬火冷却：将经步骤s2奥氏体化后的高耐热性热作模具钢依次进行气雾冷却、盐浴等温淬火和空气冷却三段冷却；首先采用气雾冷却介质将模具钢表面温度快速冷却至580℃～650℃，冷却速度为120℃/min～200℃/min；随后立即转入450℃～520℃的硝酸盐浴中进行等温保持30min～90min；最后取出进行空气冷却至室温；压缩空气与雾化水的混合流体可通过调节水气比例实现冷却速率的控制，避免了水淬时蒸汽膜不稳定造成的局部冷却不均匀问题，同时气雾冷却的冷却速率（120℃/min～200℃/min）远高于油冷的40℃/min～80℃/min，可确保高耐热性热作模具钢大截面模块的心部冷却速率超过临界淬火冷却速率。硝酸盐浴等温淬火步骤，选用质量比1:1的硝酸钾与硝酸钠混合熔盐，该盐浴在450℃～520℃温度区间具有极佳的流动性、化学稳定性和传热系数（约400w/(m2·k)～600w/(m2·k)），能够确保模块表面与心部温度快速趋于一致。

10、s4、直接升温回火：将经步骤s3淬火冷却后的高耐热性热作模具钢不经室温停留，直接转入回火炉中，以60℃/h～100℃/h的升温速率加热至560℃～620℃，保温时间为4h～8h，随后炉内缓冷至室温，完成淬火-回火一体化热处理；淬火冷却结束后模具钢温度处于150℃～250℃范围，直接转入回火炉的工艺设计打破了传统工艺中淬火后需冷却至室温再重新加热回火的惯常做法，其核心优势体现在：第一，利用余热，大幅降低回火加热能耗（较传统工艺节能约30%～40%）；第二，避免室温停留期间残余奥氏体的不可控转变，特别是对于ms点较低（约280℃～320℃）的高耐热性热作模具钢，在室温停留过程中残余奥氏体可能缓慢转变为马氏体，产生新的组织应力，而直接回火使残余奥氏体在升温过程中直接分解为回火马氏体+碳化物的稳定组织组合，消除了后续组织不稳定的隐患；第三，缩短了模具在车间内周转的时间和空间占用，提高了生产效率。

11、在一个优选的实施方式中，所述步骤s1中，第一级预热温度为580℃～620℃，保温时间为2.5h～3.5h；第二级预热温度为840℃～860℃，保温时间为1.2h～1.8h；第一级预热与第二级预热之间的升温速率为60℃/h～70℃/h；在此范围内模具钢的组织应力和热应力释放最为充分，预热后组织均匀性最佳。

12、在一个优选的实施方式中，所述步骤s2中，奥氏体化温度为1040℃～1060℃，保温时间系数为0.4min/mm～0.5min/mm；奥氏体化加热过程中，在温度达到1000℃以上时的加热速率不低于100℃/h，以避免晶粒过度长大；1000℃以上高温区间的快速加热是控制晶粒尺寸的关键手段，在此温度区间晶界迁移速率显著增大，缩短在此温度区间的停留时间可有效抑制晶粒粗化。

13、在一个优选的实施方式中，所述步骤s3中，气雾冷却介质为压缩空气与雾化水的混合流体，其中雾化水的质量流量为压缩空气质量流量的5%～15%，气雾冷却时间为5min～15min，使模具钢表面温度降至580℃～620℃。水气比控制在5%～15%的核心目的是调节冷却速率至最佳范围——水气比过低时冷却速率不足，无法避开珠光体转变区；水气比过高则冷却速率接近水淬水平，增加了开裂风险。对于有效厚度小于500mm的模具模块，水气比取5%～10%；对于有效厚度500mm以上的大型模块，水气比取10%～15%以确保心部冷却效果。

14、在一个优选的实施方式中，所述步骤s3中，硝酸盐浴为质量比1:1的硝酸钾与硝酸钠混合熔盐，盐浴温度为470℃～500℃，等温保持时间为40min～70min；盐浴等温淬火过程中，模具钢心部与表面温差控制在±30℃以内。470℃～500℃的盐浴温度处于该钢种贝氏体转变的上部区域（bs点约510℃，bf点约320℃），在此温度等温可获得细片状下贝氏体组织，其综合力学性能优于低温回火马氏体。40min～70min的等温时间确保贝氏体转变充分完成，同时避免过长等温时间导致的碳化物聚集粗化。

15、在一个优选的实施方式中，所述步骤s3中，空气冷却至室温的冷却速度为30℃/min～60℃/min，空气冷却过程中模具钢表面与心部的温差不超过50℃。30℃/min～60℃/min的缓慢空冷速度确保了从450℃～520℃至室温的冷却过程中组织应力逐步释放，避免马氏体转变末期因急剧冷却产生的显微裂纹。

16、在一个优选的实施方式中，所述步骤s4中，回火温度为580℃～610℃，保温时间为5h～7h，回火升温速率为70℃/h～90℃/h；回火结束后以20℃/h～40℃/h的冷却速率炉内缓冷至300℃以下，再自然空冷至室温。回火温度580℃～610℃，在此温度范围内，mo2c和vc的析出最为充分和弥散，可使模具钢达到硬度峰值（50hrc～54hrc），同时保持良好的韧塑性。20℃/h～40℃/h的炉内缓冷速率有效避免了回火脆性（特别是350℃～550℃区间可能出现的第二类回火脆性），保证了冲击韧性满足使用要求。

17、在一个优选的实施方式中，经所述分段淬火回火一体化热处理工艺处理后的高耐热性热作模具钢，其显微组织为回火马氏体基体上均匀分布细小的mc型碳化物（主要为vc）和m2c型碳化物（主要为mo2c），碳化物颗粒尺寸为50nm～200nm，回火马氏体板条宽度为0.2μm～0.5μm；模具钢的硬度为48hrc～54hrc，冲击韧性为25j/cm2～35j/cm2，600℃高温抗拉强度≥1200mpa。纳米尺度的碳化物弥散分布在马氏体板条界和位错线上，起到强烈的钉扎位错和阻碍晶界滑移的作用，从而赋予模具钢优异的高温强度、抗回火软化能力和热疲劳抗力。

18、本发明的技术效果和优点：

19、1、本发明通过气雾冷却-盐浴等温淬火-空气冷却三段淬火工艺的协同，首先利用气雾冷却介质提供介于空冷和水冷之间的可调高冷却速率，确保高耐热性大型热作模具钢心部冷却速率超过临界淬火冷却速率，实现全截面马氏体/下贝氏体组织的充分转变；随后通过硝酸盐浴等温淬火使模具钢截面温度均匀化，将热应力大幅降低；最后通过缓速空冷完成最终转变，避免组织应力集中；三段冷却的协同作用使模具钢截面硬度均匀性和冲击韧性优于传统油淬工艺，改善大型模具截面性能不均匀、易变形开裂的难题；

20、2、本发明通过淬火冷却结束后不经室温停留直接转入回火炉的连续作业模式，打破了传统淬火-回火工序分离的工艺定式，充分利用淬火余热，以60℃/h～100℃/h的升温速率直接加热至560℃～620℃回火温度，较传统工艺不仅能节能，同时避免了室温停留期间残余奥氏体不可控转变引发的组织不稳定和附加应力，缩短整体热处理周期，实现了节能高效生产。