一种长使用寿命无缝钢管增厚模具材质及其热处理工艺技术领域
本发明涉及模具技术，特别涉及一种长使用寿命无缝钢管增厚模具材质及其热处
理工艺。
背景技术
热作模具钢H13是美国牌号的中碳中合金模具钢，我国4Cr5MoSiV1牌号的模具钢
成分与H13相当，常用来作为H13的国产化替代材质。
目前，无缝钢管增厚模具采用4Cr5MoSiV1牌号的材质；该材质的增厚模在轧制低
合金无缝钢时，可以满足轧制要求。
但近年来，无缝钢管产品需求体现了更多、更个性化、需求更新越来越快的趋势，
除轧制油井管、锅炉管、管线管、结构管等普通无缝管外，13Cr、镍基合金油井管、9Cr系列锅
炉石化管等高合金含量、高强度无缝管的数量逐年增加；与普通无缝管相比，轧制高合金含
量无缝管时，轧制温度升高、轧制压力增大，因此，增厚模具常出现内壁微变形、抗热裂纹性
能不足，沿热裂纹断裂的现象，导致增厚模在使用中期即发生失效，严重降低了增厚模的使
用寿命。
要提高模具的使用寿命，需首先改善该模具的抗热裂性能。影响增厚模具抗热裂
性能的因素有很多，模具材料的成分、组织，及硬度、强度和韧性的综合配置等。因此，如何
针对无缝产线轧制高合金含量、高强度无缝管时的工况条件和工艺要求，通过设计合理的
材质和热处理工艺，开发可满足抗热裂纹性能等要求的增厚模具，是亟待解决的一个问题。
根据国标GB/T 1299-2000，4Cr5MoSiV1材质的成分范围为0.32-045C、0.8-1.2Si、
0.2-0.5Mn、P<0.030、S<0.030、4.75-5.5Cr、1.1-1.75Mo、0.8-1.2V、1.4-1.8N；其热处理工
艺如下：790±15℃预热，1000℃(盐浴)或1010℃(炉控气氛)±6℃加热，保温5-15min空冷，
550±6℃回火。
然而，随着钢管等产品强度和力学性能的提高，4Cr5MoSiV1模具钢的强韧性、抗热
裂性和耐磨性已不能满足使用需求。需开发出耐磨性优异，且使用过程中不开裂、不断裂的
新型模具材料；调整原4Cr5MoSiV1材质化学成分，改善其热处理工艺是重要的研究方向。
由于4Cr5MoSiV1材质应用广泛，可用作压铸模、热挤压模、高速锤锻模，也可用于
塑料模具和冷作模具等，各应用的工况和工艺要求不同，因此所要求的力学性能不尽相同。
如中国专利CN200910077636.5公开了“一种高性能低成本热作模具钢”通过优化
Al(过程中消耗)、N(0.005-0.05％)含量达到固溶强化、弥散强化及细化晶粒的目的；
中国专利CN200910155458.3公开了“一种热作模具钢及其回火工艺”是通过添加
W、Co元素(W：0.8-2.2％，Co：0.2-1.5％)，并设计在440-460℃进行一次回火，在520-560℃
进行两次回火的回火工艺，从而降低模具的裂纹扩展速度，提高其韧性；
美国专利US2016271744(A1)“Method for manufactuing a forging die with
improved wear resistance”是通过调整Al含量(Al≥0.015％)提高模具的抗氧化性；
日本专利JP2016017200(A)“Die steel and warm/hot working die”调整合金成
分，特别是V、N含量(V：0.3-0.72％，N：0.015-0.08％)，改善模具的抗热裂性和耐磨性。
中国专利CN201210371091.0“热作模具钢4Cr5MoSiV1的强韧化热处理方法”、公开
一种多次淬火，并在600℃和580℃进行两次回火的热处理工艺。
中国专利CN201210371200.9“热作模具钢4Cr5MoSiV1的带状组织减轻或消除热处
理工艺”公开一种控制升温速度200-220℃/h，淬火升温时多次均温处理，冷却时在600-700
℃保温2-4h，在580-600℃回火的工艺，达到消除带状组织的效果。
中国专利CN201410373497.1“一种热作模具钢淬火冷却方法”是通过在Ms温度以
上采用分段控温冷却的方式进行冷却，从而减少模具热应力和开裂风险。
中国专利CN105648155(A)“Heat treatment technology of hot die steel”通
过将淬火升温过程分为三次保温，并进行长时间保温回火的方法达到模具消除内应力，降
低脆性的目的。
可见Al、N、W、Co等元素及含量，及热处理工艺是影响模具钢力学性能的关键要素，
需根据工况需要进行精准控制。这些专利用不同的方法，通过改进某一方面，达到满足其使
用工况的需求，然而，有的设计热处理工艺过于复杂，反而增加了时间和成本；但这些方法
均不适合用于轧制高合金、高强度无缝钢增厚模具的工况及需求。
发明内容
本发明的目的在于提供一种长使用寿命无缝钢管增厚模具材质及其热处理工艺，
在4Cr5MoSiV1材质基础上，通过综合调整成分配比，并设计合理热处理工艺，开发可满足抗
热裂纹性能等力学性能要求的增厚模具，以避免增厚模的异常断裂失效，延长其使用寿命；
所述模具的常温硬度≥52HRC，抗拉强度≥1800MPa，600℃时，硬度≥48HRC，抗拉强度≥
1100MPa，热疲劳抗力和断裂韧性分别达到2.3/mm-1和71.9MPa·m1/2。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
一种长使用寿命无缝钢管增厚模具，其化学成分重量百分比为：
C 0.4～0.6％，
Si 0.8～1.2％，
Mn 0.6～1.2％，
Cr 2.5～3.5％，
Mo 1.8～3.5％，
V 1.2～3.0％，
W 0.8～2.0％，
Nb 0.35～0.6％，其余为Fe及不可避免杂质；且需满足：
C＝0.03Mn+0.015Cr+0.16V+0.2Nb；
(V+Mo+W/2)＝3.4～5.7wt.％。
优选的，C的含量为0.45～0.58％。
优选的，Mn的含量为0.6～1.2％。
优选的，Mn含量为0.8～1.0％。
优选的，V的含量为1.5～2.8％。
本发明所述模具的组织包括马氏体、贝氏体和碳化物，其中贝氏体面积占基体面
积的20-30％。
原有4Cr5MoSiV1材质设计特点：
4Cr5MoSiV1材质主要设计思路为，中碳合金钢，基体以Si、Mn强化，并采用一定量
的Cr、Mo、V合金元素形成碳化物强化基体，碳化物种类多以亚稳相M23C6为主，仅有少量的
M6C和MC型稳定相碳化物，因此，在冷热循环的使用工况下，易在疲劳过程中出现碳化物聚
集、粗化和位错密度降低，从而导致模具软化，抗热裂性不能满足使用要求的现象；同时，Cr
含量较高，模具在使用过程中出现粘钢现象。
热裂纹是在交变应力幅值超过模具的屈服强度时，首先在模具内腔表层引起往复
塑性变形，最终导致热疲劳裂纹萌生和扩展；热疲劳抗力与强度和塑性之积有线性关系，较
高的屈服强度可减小每个循环的塑性应变幅，较好的塑性可使局部热应力集中松弛，热裂
纹萌生阶段主要受强度控制，热裂纹扩展阶段主要受塑性控制，因此，本发明设计增厚模具
的化学成分时，考虑兼顾了强度和韧性，同时考虑选用具有高的导热系数和低的热膨胀率
的化学元素，以利于提高抗热裂纹性能。
与4Cr5MoSiV1材质相比，本发明的增厚模材质，通过成分调整，采用基体强化和碳
化物强化的双重效果，一方面增加Mn，增强对基体的强化作用，另一方面，增加易形成稳定
型M6C和MC的合金元素，减少易形成亚稳相M23C6、M7C3碳化物，和易粘钢的合金元素，从而提
高模具的抗热裂性，减少粘钢。
在本发明增厚模材质的成分设计中：
C：C为高温淬透性和高温强度保持元素，但C过量会使韧性降低，因此，本发明中C
含量控制在中碳合金的上限，且需满足C＝0.03Mn+0.015Cr+0.16V+0.2Nb关系；优选控制在
0.45-0.58％。
Mn：Mn的作用为进一步强化基体，通过固溶强化作用，强化基体，提高基体抵抗裂
纹扩展的能力；同时配合C提高基体的淬透性；因此，Mn的质量百分比控制在0.6-1.2％；优
选控制在Mn含量的0.8-1.0％。
Cr：本发明中减少Cr含量，因为Cr在模具中形成亚稳相M23C6、M7C3碳化物，在使用过
程中容易聚集长大、粗化和软化，同时，由于无缝产线的特殊性，轧制的13Cr、T91等高合金
钢管中，常含有大量的Cr，增厚模具中Cr含量过高常发生粘钢现象；通过大量实验表明Cr含
量超过3.5wt.％，即会发生粘钢现象；因此，本发明中控制Cr的质量百分比为：Cr<3.5％。
V：为弥补部分Cr碳化物的减少量，增加稳定型碳化物MC的形成元素V；V可通过析
出强化和碳化物弥散强化作用强化基体，获得较高的高温强度和韧性；大量试验研究结果
表明，V的质量百分比需控制在1.2-3.0％之间；优选地，V的质量百分比需控制在1.5-2.8％
之间。
Mo和W：Mo作为强碳化物形成元素，提高奥氏体的稳定性和基体的淬透性，防止第
二类回火脆性，而且采用Mo和W形成的M6C型碳化物，提高MC型碳化物的稳定性和基体的抗
回火稳定性，抑制热裂纹的产生；因此本发明中，Mo的质量百分比需控制在1.8-3.5％之间，
W的质量百分比需控制在0.8-2.0％之间；且需满足(V+Mo+W/2)＝3.4～5.7wt.％；
Nb：Nb元素的作用是其与碳、氮、氧都有很强的亲和力，可形成极为稳定的化合物，
起到细化晶粒、提高晶粒粗化温度、淬透性和回火稳定性的作用；除此之外，Nb作为硬质元
素，可提高增厚模具的耐磨性；因此，本发明中，控制Nb元素的质量百分比为：Nb≥0.35％。
传统4Cr5MoSiV1材质的常规热处理工艺为：在1050-1100℃淬火，在550-600℃回
火；淬火工艺通过一步完成。4Cr5MoSiV1材质中含有较多的碳化物，为了使更多的碳化物熔
于奥氏体中，奥氏体化温度选择较高，但此淬火工艺的缺点是，带来原始奥氏体晶粒的长
大；经过此回火工艺处理后，最后所得基体组织为M，硬度较高，但韧性不足，易在循环使用
中萌生裂纹，并快速扩展。
本发明长使用寿命无缝钢管增厚模具的热处理工艺，包括如下步骤：
1)以200-230℃/h的升温速度加热，在600℃时，进行8min的均温保温；
2)继续以200-230℃/h的升温速度升温，在800℃时，进行8min的均温保温；
3)在1100-1150℃时，进行15-20min的第一步淬火处理；之后迅速降温；
4)在1020-1050℃时，进行120min的第二步淬火处理；之后油冷至室温，并进行及
时回火；
5)以200-230℃/h的升温速度加热，在600-650℃回火保温120min；
6)随炉冷却至240-260℃，保温60min；之后随炉冷却至200℃空冷。
本发明与4Cr5MoSiV1材质的传统热处理工艺相比：
本发明将淬火分两步进行，称为“两步淬火法”，使基体既获得了较大的合金度，同
时保持了较小的奥氏体晶粒尺寸；回火工艺的特点是在高温回火的同时，加入下贝氏体转
变工艺，使模具获得了高热循环稳定性和韧性。
淬火升温过程中要进行两次均温保温，这是因为，升温速度较快，淬火温度较高
时，短时的均温保温可以使模具受热均匀；因此，本发明技术方案的步骤(1)和(2)中，在600
℃和800℃时，进行两次8min的均温保温。
进一步，所述步骤3)、4)为两步淬火工艺，其中，步骤(3)将第一步淬火温度控制在
1100-1150℃之间，保温时间15-20min之间，这是因为试验表明，随着奥氏体化温度的提高，
增厚模具的热疲劳抗力增加，热裂纹萌生时间推迟，裂纹扩展速度也有所降低；这是因为奥
氏体化温度升高，较多的碳化物熔于基体中，基体合金元素和碳固溶度增加，同时孪晶马氏
体数量减少，位错马氏体的数量增加；加之较高的淬火温度需配合较高的回火温度，因此，
增厚模具的强度和抗回火性提高，同时热循环稳定性亦提高。
然而，随着奥氏体化温度的升高，不可避免的要考虑奥氏体晶粒随之长大的问题；
试验表明，该模具钢中，MC为V的碳化物，在共晶转变时析出，或从奥氏体中析出，其开始固
溶温度为1000-1150℃，VC颗粒细小且分布均匀。M6C为W和Mo的碳化物，在1050-1300℃时固
溶于奥氏体，M6C相当稳定，不易聚集长大，可增加模具硬度与耐磨性。M7C3为Cr的的碳化物，
是一次共晶碳化物或由奥氏体中析出的二次碳化物，它能溶入W、Mo、V等元素，增加耐磨性，
降低摩擦系数。二次M7C3在950-1150℃溶入奥氏体中；M23C6是另一种Cr的碳化物，在温度为
1000-1020℃时开始固溶，完全固溶于奥氏体需1150-1200℃的温度。因此，1100-1150℃时，
基体中未熔碳化物含量约为5-6％，原始奥氏体晶粒度小于7级，在1100-1150℃温度时，晶
粒虽稍有长大并趋于开始快速长大，但形核率较晶粒长大速率增加更快，此时基体中合金
度及形核数量的增加带来的对抗热疲劳性能有利的因素超过晶粒稍微长大带来的影响。因
此，为了获得较大的基体合金度和较小的奥氏体晶粒尺寸，选择先通过预热后快速加热至
淬火温度1100-1150℃(高于普通淬火工艺的淬火温度)，并进行15-20min的短时保温，作为
第一步淬火工艺，以获得均匀细小的奥氏体原始晶粒。当该步淬火温度低于1100℃时，会造
成碳化物熔入基体中的含量不够，导致基体强度不足；当淬火温度高于1150℃时，会造成晶
粒过度长大，显微组织不均匀，导致强度降低；优选地，需将第一步淬火保温时间控制在
16min<t<18min之间。
步骤(4)将第二步淬火工艺温度控制在1020-1050℃之间，保温时间控制在2h内，
目的是使MC、M7C3、M6C、M23C6等足够多的碳化物熔入到奥氏体内，同时避免晶粒长大；这是因
为，碳化物熔于奥氏体内受原子扩散能的影响，而奥氏体晶粒长大受远大于原子扩散能的
晶界迁移能的影响，1020-1050℃作为第二步淬火温度，低于第一步淬火温度，一方面足以
保证较高的原子扩散能，另一方面又可以使奥氏体晶界迁移所需的驱动力不足，因此，通过
保温，大量碳化物熔入奥氏体中，奥氏体组织得到充分均匀化，而晶粒却未快速长大，达到
细晶强化的目的，为获得高强度和韧性打下坚实的基础。当该步淬火温度低于1020℃时，保
温时间小于2h时，原子扩散能和扩散时间均不足，导致碳化物不能足够多的熔于基体中；当
该步淬火温度高于1050℃，保温时间大于2h时，会导致奥氏体晶界迁移能较大，及晶界可迁
移时间较长，造成晶粒长大，影响模具的力学性能，因此，第二步淬火工艺温度需控制在
1020-1050℃之间，保温时间控制在2h。
进一步，所述步骤(5)、(6)为高温回火，并加入下贝氏体转变工艺的回火工艺；其
中步骤(5)，采用高温回火，将回火温度控制在600-650℃之间，回火保温时间控制在120min
内；这是因为，钢的微观组织和性能在热疲劳过程中有较大变化，因此，热循环稳定性对热
疲劳抗力影响较大；要获得优异的热循环稳定性，需通过热处理工艺设计，使增厚模具的组
织和性能能够在冷热循环过程中保持稳定，这主要是提高增厚模具在循环温度条件下的抗
回火性能。因此，较高的抗回火性能要求和高的淬火温度均决定需要较高的回火温度；同
时，试验表明，该模具中MC型碳化物在500-600℃以上高温回火冷却过程中析出，弥散度大，
产生二次硬化效应，增加硬度与耐磨性，提高回火稳定性。M7C3型碳化物需高温回火时才析
出，增加钢的热稳定性；M23C6在400-500℃以上回火温度，可由被Cr饱和的Fe3C转变而来，或
直接从淬火钢基体析出，它不易聚集长大，析出可使回火硬度略有增加。当回火温度高于
650℃时，会造成模具最终硬度较低，当回火温度低于600℃时，析出碳化物数量不足，会造
成模具强度不足；因此，需保证该回火温度在600-650℃之间，回火保温时间控制在120min
内，以保证模具硬度满足要求的同时，具有较高的强度和韧性。
步骤(6)是回火随炉冷却至240-260℃时保温1h，以保证在获得M的同时，获得一定
数量的下贝氏体组织；这是因为，在600-650℃回火后，增厚模具中获得了部分马氏体组织，
在240-260℃保温以获得一定数量的下贝氏体组织，基本可以保证在硬度和强度不变的情
况下，大幅提高增厚模具的韧性，从而达到提高抗热疲劳性能和使用寿命的目的。通过试验
优选，将下贝氏体转变温度控制在240-260℃范围内，保温控制在60min内，所得基体中贝氏
体含量达到最佳值，通过统计测量，此时贝氏体面积占基体面积的20-30％，模具的综合力
学性能最优，常温抗拉强度Rm 1800MPa，常温冲击功AKU 33.75J。当保温温度高于260℃，保
温时间太长时，贝氏体的含量太多，当保温温度低于240℃，保温时间太短时，贝氏体的含量
不足，模具的使用寿命均不理想。
本发明所述模具的常温硬度≥52HRC，抗拉强度≥1800MPa，600℃时，硬度≥
48HRC，抗拉强度≥1100MPa，热疲劳抗力和断裂韧性分别达到2.3/mm-1和71.9MPa·m1/2。
本发明取得了实质性进步和显著效果。将本发明材质与原增厚模具材质
4Cr5MoSiV1的常温及高温力学性能进行对比，常温力学性能如表1所示，高温力学性能如表
2所示，热疲劳抗力与断裂韧性如表3所示。
表1本发明材质与4Cr5MoSiV1常温力学性能对比
材质
Rp0.2/MPa
Rm/MPa
A/％
Z/％
AKU2/J
HRC
4Cr5MoSiV1
1496.0
1416.67
9.0
24.0
15.33
48.2
本发明材质
1679.8
1872.31
11.2
39.8
33.75
52.7
表2本发明材质与4Cr5MoSiV1材质600℃高温力学性能对比
材质
Rp0.2/MPa
Rm/MPa
A/％
Z/％
AKU2/J
HRC
4Cr5MoSiV1
899
978
13
62
113
39.5
本发明材质
987
1105
21
84
175
48.9
表3本发明材质与4Cr5MoSiV1热疲劳抗力与断裂韧性对比
材质
热疲劳抗力/mm-1
断裂韧性KC/MPa·m1/2
4Cr5MoSiV1
1.7
28.3
本发明材质
2.3
71.9
由以上对比结果可知，本发明中的增厚模具的力学性能全面优于原4Cr5MoSiV1材
质的力学性能，其高温强度、韧性、热疲劳抗力等得到明显提高，其中高温屈服强度提高
12.98％，热疲劳抗力提高35.29％，600℃时硬度达48.9HRC，满足增厚模在高温下使用的力
学性能要求，并可大幅延长使用寿命。
本发明的有益效果：
本发明通过改进成分综合配比，调整热处理工艺，实现增厚模具新材质的常温及
高温力学性能的全面提升，其中高温强韧性和抗热裂纹能力得到大幅提升，模具使用寿命
得到有效延长，解决了增厚模具常在使用中期断裂的问题，提高生产效率，降低了生产成
本。
附图说明
图1为本发明实施例热处理工艺的示意图。
具体实施方式
下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
本发明实施例根据所设计的化学成分范围，采用电炉(感应炉)熔炼、炉外精炼、电
渣重溶工艺，锻造比>5；之后进行冶炼后退火、电渣重熔、球化退火、调质热处理和本发明所
设计的最终热处理工艺(如图1所示)，制备了本发明的增厚模具材质。其具体化学成分如表
4所示，其常温及高温力学性能如表5、表6所示。
表4 单位：重量百分比
实施例
C
Si
Mn
Cr
Mo
V
W
Nb
1
0.40
1.12
0.60
3.40
2.8
1.4
0.9
0.45
2
0.44
0.86
1.15
3.25
2.6
1.8
1.3
0.35
3
0.45
1.20
0.80
3.18
3.5
1.6
1.1
0.60
4
0.50
1.02
0.90
2.90
2.3
2.1
1.6
0.50
5
0.50
1.16
0.85
2.75
1.8
2.2
1.9
0.40
6
0.60
0.90
0.65
2.60
2.0
2.7
1.2
0.55
表5实施例1-6的常温力学性能
实施例
Rp0.2/MPa
Rm/MPa
A/％
Z/％
AKU2/J
HRC
1
1659
1851
12.0
39.7
30.2
50.4
2
1681
1879
12.7
40.8
31.9
51.7
3
1686
1882
13.1
41.6
32.2
52.3
4
1679
1870
12.3
40.2
32
52.9
5
1672
1866
11.8
39.4
30.9
51.2
6
1667
1859
11.2
38.7
31.6
50.8
表6实施例1-6的高温力学性能
实施例
Rp0.2/MPa
Rm/MPa
A/％
Z/％
AKU2/J
HRC
1
972
1112
21.6
82.6
169
46.7
2
984
1139
21.8
83.9
183
48.9
3
982
1142
22.3
84.6
186
49.2
4
979
1136
20.7
83.5
184
49.6
5
969
1128
21.8
84.2
173
48.8
6
961
1119
21.2
83.1
176
47.5
表7实施例1-6的热疲劳抗力与断裂韧性对比
实施例
热疲劳抗力/mm-1
断裂韧性KC/MPa·m1/2
1
2.18
67.2
2
2.26
68.3
3
2.28
68.7
4
2.37
70.9
5
2.13
69.2
6
2.09
66.5
实施例7
根据本发明所设计的化学成分范围，采用中频炉炼制电渣棒，严格控制成分，降低
钢锭的有害合金元素；冶炼采用两次电渣重溶，并在每次重溶后进行依次球化退火，即依次
进行中频冶炼后退火、一次电渣重熔、球化退火、二次电渣重熔、球化退火，极大提高钢材品
质，减少及杜绝微小气泡、夹杂、微裂纹等瑕疵；之后进行锻造，锻造比>5，调质热处理和本
发明所设计的最终热处理工艺。之后将该材质做成无缝钢管增厚模具，分别试验轧制不同
的钢种，其使用寿命如表8所示。
表8本发明材质与4Cr5MoSiV1使用寿命对比表
本发明通过成分设计，采用“两步淬火法”，高温回火并加入下贝氏体转变工艺的
方法，综合考虑增厚模具的硬度、强度和韧性合理配合，达到提高增厚模具抗热裂纹性能和
使用寿命的目的。本发明模具材质和热处理工艺可推广至热作模具领域，除做钢管增厚模
具外，还可做锤锻模、热挤压模、压铸模等，可满足600-650℃高温工况下的服役要求。