本發明涉及一種鍛件的鍛造與鍛后處理工藝，尤其是一種cr12mov鋼的鍛造熱處理方法。

　　背景技術

　　現代工業，模具先行，模具的形狀決定著產品的外形，模具生產水平的高低，是衡量一個國家工業水平的重要標志，它在很大程度上決定著產品的質量和性能。模具工業要上水平，材料應用是關鍵，模具材料性能的好壞，使用壽命的長短，直接影響加工產品的質量和生產的效益。cr12mov是我國廣泛使用的冷作模具鋼，屬于萊氏體鋼，組織中共晶碳化物枝晶非常發達。這些粗大的共晶碳化物在加熱時很難溶入奧氏體，偏析很大，嚴重影響了鋼的力學性能與模具的使用壽命。因此需要經過充分的鍛造將共晶碳化物打碎，并使其分布均勻。但是其塑性差，導熱性差，在鍛造加熱過程中溫度控制不當，容易發生過熱、過燒等組織缺陷。同時由于鋼錠心部存在的大量偏析和網狀碳化物，鍛造時心部容易產生裂紋，鍛造難度大。在生產中，往往由于傳統的鍛造工藝及鍛后處理制度不能消除大塊狀碳化物或嚴重的網狀碳化物，使得模具鋼在沖壓過程中達不到預計壽命便開裂，從而失效無法使用。

　　技術實現要素：

　　本發明要解決的技術問題是提供一種能有效地消除大塊狀碳化物和破碎網狀碳化物的cr12mov鋼的鍛造熱處理方法。

　　為解決上述技術問題，本發明所采取的技術方案是：其包括加熱、鍛造和熱處理工序，所述加熱工序：采用三段式加熱；第一段加熱為升溫至600～650℃保溫2～4小時；第二段加熱為升溫至800～900℃保溫3～5小時；第三段加熱為升溫至1150～1170℃保溫2～3小時；

　　所述鍛造工序：采用兩輕一重和反復鐓拔工藝，控制鍛造溫度為900～1100℃；

　　所述熱處理工序：鍛件在950～970℃保溫1～2小時，出爐空冷至室溫20～30℃；然后將鍛件冷卻至≤0℃保溫3～6小時，升溫至20～30℃；再升溫至850～870℃保溫3～4小時；然后隨爐冷卻至700～720℃，進行700～720℃→730～750℃→700～720℃三段等溫球化退火，每段2～3小時；最后隨爐冷卻至450～550℃出爐。

　　本發明所述鍛造工序中兩輕一重工藝為：當鍛造溫度＞1050℃時，控制壓下量≤50mm；當鍛造溫度在950～1050℃時，控制壓下量在70～120mm；當鍛造溫度＜950℃時，控制壓下量≤50mm。

　　本發明所述加熱工序中，第一段加熱的升溫速度為40～50℃/h；第二段加熱的升溫速度為60～70℃/h；第三段加熱的升溫速度為80～100℃/h。

　　本發明所述熱處理工序中，以50～100℃/h的降溫速度冷卻至零度及以下；以50～100℃/h的升溫速度升溫至20～30℃；以80～100℃/h的速率升溫至850～870℃。

　　采用上述技術方案所產生的有益效果在于：本發明通過鍛前充分的預熱，降低了鍛件因熱應力產生開裂風險；鍛造時反復鐓拔和兩輕一重的鍛壓方式，一方面可以充分破碎網狀共晶碳化物，另一方面又可以避免因錘擊過猛、鍛造升溫造成的鍛件心部溫度上升至共晶熔化溫度以上導致組織過熱、過燒；鍛造完成后熱送至950～970℃爐內保溫，可以充分釋放鍛造引起的內應力，進一步降低鍛坯開裂的風險，同時還可以細化鍛造時長大的奧氏體晶粒，并有利于大塊狀尖角碳化物的鈍化和小塊碳化物的溶解，緩解和減輕了碳化物團聚和尖角造成的鍛造應力集中，降低了脆性，提高了韌度；隨后進行的零度及以下的冷處理，使部分殘余奧氏體轉變成馬氏體，同時從馬氏體中析出了大量細小的二次碳化物，從而使基體中碳化物分布更均勻、更細??；隨后進行的長時間低溫奧氏體化及三段式等溫球化進一步鈍化大塊狀尖角碳化物、打斷網狀碳化物鏈、使冷處理過程中析出的細小二次碳化物長大以及消除粗大組織遺傳，碳化物分布均勻、圓潤。本發明使cr12mov鋼的碳化物細化、棱角鈍化，大塊狀尖角碳化物得到消除，奧氏體組織細小，并使網狀碳化物得到充分破碎，從而使鋼的沖擊韌性明顯提高，大大延長了使用壽命。

　　附圖說明

　　下面結合附圖和具體實施方式對本發明作進一步詳細的說明。

　　圖1是本發明實施例1所得cr12mov鋼的金相組織；

　　圖2是常規工藝所得cr12mov鋼的金相組織。

　　具體實施方式

　　實施例1－9：本cr12mov鋼的鍛造熱處理方法包括加熱、鍛造和熱處理工序，各工序工藝如下所述：

　?。?）加熱工序：將鍛件放入加熱爐，進行三段式加熱；首先以40～50℃/h的升溫速度加熱至600～650℃，保溫2～4小時；然后以60～70℃/h的升溫速度加熱至800～900℃，保溫3～5小時；最后以80～100℃/h的升溫速度加熱至1150～1170℃，保溫2～3小時。各實施例加熱工序的具體工藝參數見表1。

　　表1：加熱工序的工藝參數

　?。?）鍛造工序：鍛件保溫完成后將鍛件取出進行鍛造加工，在鍛造時要兩輕一重，反復鐓拔。

　　在進行鐓拔鍛造時鍛件溫度要始終控制在鍛造溫度區間內，始鍛溫度為1050～1100℃，終鍛溫度為900～920℃；控制鍛造溫度為900～1100℃，當鍛件溫度低于900℃時，立即停止鍛造，回爐加熱，鍛造溫度的嚴格控制可以最大程度的降低鍛件開裂的風險，提高鍛件質量。

　　所述兩輕一重是在鍛件鐓拔時，根據鍛造溫度來控制鐓拔量。當鍛造溫度＞1050℃時，控制壓下量不超過50mm；當鍛造溫度在950～1050℃時，控制壓下量在70～120mm；當鍛造溫度＜950℃時，控制壓下量不超過50mm；上述合理的壓下量可以避免鍛造時裂紋的產生。各實施例鍛造工序的具體工藝參數見表2。

　　表2：鍛造工序的工藝參數

　?。?）熱處理工序：a、鍛造完成后，將鍛件熱送至爐溫950～970℃的爐內，保溫1～2小時，出爐空冷至20～30℃；然后將鍛件以50～100℃/h的降溫速度緩慢冷卻至零度及以下進行冷處理，保溫3～6小時；再以50～100℃/h的升溫速度緩慢升溫至20～30℃。各實施例熱處理工序上述工藝過程的具體工藝參數見表3。

　　表3：熱處理工序上述工藝過程的工藝參數

　　b、然后將鍛件以80～100℃/h的升溫速度加熱至850～870℃，保溫3～4小時。再將鍛件隨爐冷卻至700～720℃，進行700～720℃→730～750℃→700～720℃三段等溫球化退火，每段2～3小時。等溫球化完成后，將鍛件隨爐冷卻至450～550℃出爐，置于空氣中自然冷卻。各實施例熱處理工序上述工藝過程的具體工藝參數見表4。

　　表4：熱處理工序上述工藝過程的工藝參數

　?。?）圖1為實施例1所得cr12mov鋼的金相組織，圖2為采用常規鍛造和鍛后處理工藝（鍛后緩冷，未進行960℃保溫處理及-80℃保溫處理）所得cr12mov鋼的金相組織。對比圖1、圖2可以發現，采用本方法可以有效破碎共晶碳化物，并使大塊狀碳化物邊角鈍化，小塊碳化物數量多，并且分布均勻，邊角圓潤；而采用常規鍛造及鍛后處理工藝，即鍛造完成后，不在960℃及-80℃下保溫處理，直接進行鍛后緩冷，再進行三段式球化退火處理的cr12mov鋼，其大塊碳化物尖角明顯，并未完全得到鈍化，小塊碳化物數量少，且分布不均勻。表5為各實施例所得cr12mov鋼和對比例常規工藝處理后cr12mov鋼的v型缺口夏比沖擊實驗的沖擊功（），試樣a、b、c為平行樣。

　　表5：各實施例和對比例的沖擊功