一种Cr12MoV钢的锻造热处理方法与流程

　　本发明涉及一种锻件的锻造与锻后处理工艺，尤其是一种cr12mov钢的锻造热处理方法。

　　背景技术

　　现代工业，模具先行，模具的形状决定着产品的外形，模具生产水平的高低，是衡量一个国家工业水平的重要标志，它在很大程度上决定着产品的质量和性能。模具工业要上水平，材料应用是关键，模具材料性能的好坏，使用寿命的长短，直接影响加工产品的质量和生产的效益。cr12mov是我国广泛使用的冷作模具钢，属于莱氏体钢，组织中共晶碳化物枝晶非常发达。这些粗大的共晶碳化物在加热时很难溶入奥氏体，偏析很大，严重影响了钢的力学性能与模具的使用寿命。因此需要经过充分的锻造将共晶碳化物打碎，并使其分布均匀。但是其塑性差，导热性差，在锻造加热过程中温度控制不当，容易发生过热、过烧等组织缺陷。同时由于钢锭心部存在的大量偏析和网状碳化物，锻造时心部容易产生裂纹，锻造难度大。在生产中，往往由于传统的锻造工艺及锻后处理制度不能消除大块状碳化物或严重的网状碳化物，使得模具钢在冲压过程中达不到预计寿命便开裂，从而失效无法使用。

　　技术实现要素：

　　本发明要解决的技术问题是提供一种能有效地消除大块状碳化物和破碎网状碳化物的cr12mov钢的锻造热处理方法。

　　为解决上述技术问题，本发明所采取的技术方案是：其包括加热、锻造和热处理工序，所述加热工序：采用三段式加热；第一段加热为升温至600～650℃保温2～4小时；第二段加热为升温至800～900℃保温3～5小时；第三段加热为升温至1150～1170℃保温2～3小时；

　　所述锻造工序：采用两轻一重和反复镦拔工艺，控制锻造温度为900～1100℃；

　　所述热处理工序：锻件在950～970℃保温1～2小时，出炉空冷至室温20～30℃；然后将锻件冷却至≤0℃保温3～6小时，升温至20～30℃；再升温至850～870℃保温3～4小时；然后随炉冷却至700～720℃，进行700～720℃→730～750℃→700～720℃三段等温球化退火，每段2～3小时；最后随炉冷却至450～550℃出炉。

　　本发明所述锻造工序中两轻一重工艺为：当锻造温度＞1050℃时，控制压下量≤50mm；当锻造温度在950～1050℃时，控制压下量在70～120mm；当锻造温度＜950℃时，控制压下量≤50mm。

　　本发明所述加热工序中，第一段加热的升温速度为40～50℃/h；第二段加热的升温速度为60～70℃/h；第三段加热的升温速度为80～100℃/h。

　　本发明所述热处理工序中，以50～100℃/h的降温速度冷却至零度及以下；以50～100℃/h的升温速度升温至20～30℃；以80～100℃/h的速率升温至850～870℃。

　　采用上述技术方案所产生的有益效果在于：本发明通过锻前充分的预热，降低了锻件因热应力产生开裂风险；锻造时反复镦拔和两轻一重的锻压方式，一方面可以充分破碎网状共晶碳化物，另一方面又可以避免因锤击过猛、锻造升温造成的锻件心部温度上升至共晶熔化温度以上导致组织过热、过烧；锻造完成后热送至950～970℃炉内保温，可以充分释放锻造引起的内应力，进一步降低锻坯开裂的风险，同时还可以细化锻造时长大的奥氏体晶粒，并有利于大块状尖角碳化物的钝化和小块碳化物的溶解，缓解和减轻了碳化物团聚和尖角造成的锻造应力集中，降低了脆性，提高了韧度；随后进行的零度及以下的冷处理，使部分残余奥氏体转变成马氏体，同时从马氏体中析出了大量细小的二次碳化物，从而使基体中碳化物分布更均匀、更细小；随后进行的长时间低温奥氏体化及三段式等温球化进一步钝化大块状尖角碳化物、打断网状碳化物链、使冷处理过程中析出的细小二次碳化物长大以及消除粗大组织遗传，碳化物分布均匀、圆润。本发明使cr12mov钢的碳化物细化、棱角钝化，大块状尖角碳化物得到消除，奥氏体组织细小，并使网状碳化物得到充分破碎，从而使钢的冲击韧性明显提高，大大延长了使用寿命。

　　附图说明

　　下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步详细的说明。

　　图1是本发明实施例1所得cr12mov钢的金相组织；

　　图2是常规工艺所得cr12mov钢的金相组织。

　　具体实施方式

　　实施例1－9：本cr12mov钢的锻造热处理方法包括加热、锻造和热处理工序，各工序工艺如下所述：

　　（1）加热工序：将锻件放入加热炉，进行三段式加热；首先以40～50℃/h的升温速度加热至600～650℃，保温2～4小时；然后以60～70℃/h的升温速度加热至800～900℃，保温3～5小时；最后以80～100℃/h的升温速度加热至1150～1170℃，保温2～3小时。各实施例加热工序的具体工艺参数见表1。

　　表1：加热工序的工艺参数

　　（2）锻造工序：锻件保温完成后将锻件取出进行锻造加工，在锻造时要两轻一重，反复镦拔。

　　在进行镦拔锻造时锻件温度要始终控制在锻造温度区间内，始锻温度为1050～1100℃，终锻温度为900～920℃；控制锻造温度为900～1100℃，当锻件温度低于900℃时，立即停止锻造，回炉加热，锻造温度的严格控制可以最大程度的降低锻件开裂的风险，提高锻件质量。

　　所述两轻一重是在锻件镦拔时，根据锻造温度来控制镦拔量。当锻造温度＞1050℃时，控制压下量不超过50mm；当锻造温度在950～1050℃时，控制压下量在70～120mm；当锻造温度＜950℃时，控制压下量不超过50mm；上述合理的压下量可以避免锻造时裂纹的产生。各实施例锻造工序的具体工艺参数见表2。

　　表2：锻造工序的工艺参数

　　（3）热处理工序：a、锻造完成后，将锻件热送至炉温950～970℃的炉内，保温1～2小时，出炉空冷至20～30℃；然后将锻件以50～100℃/h的降温速度缓慢冷却至零度及以下进行冷处理，保温3～6小时；再以50～100℃/h的升温速度缓慢升温至20～30℃。各实施例热处理工序上述工艺过程的具体工艺参数见表3。

　　表3：热处理工序上述工艺过程的工艺参数

　　b、然后将锻件以80～100℃/h的升温速度加热至850～870℃，保温3～4小时。再将锻件随炉冷却至700～720℃，进行700～720℃→730～750℃→700～720℃三段等温球化退火，每段2～3小时。等温球化完成后，将锻件随炉冷却至450～550℃出炉，置于空气中自然冷却。各实施例热处理工序上述工艺过程的具体工艺参数见表4。

　　表4：热处理工序上述工艺过程的工艺参数

　　（4）图1为实施例1所得cr12mov钢的金相组织，图2为采用常规锻造和锻后处理工艺（锻后缓冷，未进行960℃保温处理及-80℃保温处理）所得cr12mov钢的金相组织。对比图1、图2可以发现，采用本方法可以有效破碎共晶碳化物，并使大块状碳化物边角钝化，小块碳化物数量多，并且分布均匀，边角圆润；而采用常规锻造及锻后处理工艺，即锻造完成后，不在960℃及-80℃下保温处理，直接进行锻后缓冷，再进行三段式球化退火处理的cr12mov钢，其大块碳化物尖角明显，并未完全得到钝化，小块碳化物数量少，且分布不均匀。表5为各实施例所得cr12mov钢和对比例常规工艺处理后cr12mov钢的v型缺口夏比冲击实验的冲击功（），试样a、b、c为平行样。

　　表5：各实施例和对比例的冲击功