h13钢热处理及表面氮化工艺研究

h13钢热处理及表面氮化工艺研究内容摘要：

r 通过溶入奥氏体中固溶强化和提高钢的淬透性；与 C 结合和与其他10 合金元素交互作用，形成氮化物和碳化物，包括 M7C3 和 M23C6，获得较高高温强度和抗回火性；改善耐磨损性、高温强度、热态硬 度和耐蚀性；对二次硬化效应的作用。 较好的切削加工性。 过量加入 Cr，对阻碍 VC 析出有阻碍作用，会降低钢的热强性，并引起碳化物偏析，降低钢的冲击韧性。 Mo 与 W 对工模具钢都有很强的强化效应，可形成 M2C、 MC 等碳化物，还能形成中间金属化合物和稳定化σ相； Mo 是提高淬透性的高效元素， Mo的加入，可提高钢的淬透性和热强性，并防止第二类回火脆性。 W 的加入，可提高钢的热稳定性。 但是， Mo 或 W 加入过多，将引起碳化物偏析，降低钢的韧性；即使在低浓度时，也容易因为在回火过程中沉淀碳化物而产生二次硬化。 W 加入过多，将会使钢的热 疲劳性能明显降低，如 HM1 钢中利用Mo 来替代 W，使其热疲劳性能明显优于 3Cr2W8V 钢。 V 可在钢中形成高稳定碳化物、氮化物和碳氮化物 MX（ X 为 C 或 N），VC 的硬度很高，并且为了溶解碳化物第二相，要求较高的奥氏体化温度，细小弥散分布的 VC 颗粒可促进钢的二次硬化效果和抗回火软化能力，提高钢的热稳定性。 V 含量过高，在二次硬化温度范围内回火，钢的塑性、韧性将明显降低。 Si在钢中含量通常为 %～ %，影响很小；高含量（ %～ 3%）时，能改善钢的高温抗氧化性和抗腐蚀能力。 Si的加入，可提高钢的淬透性和基体强度。 Si是非碳化物形成元素，组织贝氏体碳化物的形成，但能提高回火时析出特殊碳化物的弥散度，适量加入 Si还可以改善钢的韧性。 Mn 是一种相对廉价有效的置换型强化元素，它能延迟和减缓珠光体转变，提高钢的淬透性，还可消除有害元素 S 的影响，形成锰的硫化物 MnS，在形变硬化钢中 Mn 发挥重要作用。 Co 能融入某些混合型碳化物和中间相（如马氏体时效钢中）；延迟回复和再结晶；增加基体中 C 的活度，增加回火时 Mo2C 形核速率；降低 W、Mo 在 Fe 中的扩散系数，缓解相应碳化物的长大速度。 Ni能降低钢的奥氏体化温 度，可与 Mo、 Ti和 Al形成 Ni3X 相，产生显著的沉淀硬化效应； Ni可延迟珠光体转变，因而增加钢的淬透性； Ni可降低钢的韧脆转折温度。 通常， Ni是不锈钢中重要的合金元素。 11 Al在钢中的溶解度较低，能增加钢的高温氧化和腐蚀抗力（含量＞ 2%）；即使在高温下溶解度也很有限；在晶界上形成 AlN 沉淀；可形成中间金属化合物。 Nb、 Ti、 Ta 和 Zr 可形成高温度碳化物、氮化物或碳氮化合物 MX（ X为 C 或 N）；可与 C 和 N 结合几乎不单独存在于固溶体中（无间隙原子钢和稳定的不锈钢 )；提高不锈钢的晶间腐蚀抗力；其碳化物细化铸态晶粒 ，但在某些条件下会引起脆性；要求较高的奥氏体化温度，由于减少奥氏体中固溶的碳而提高 Ms 温度；回火过程中产生二次硬化；延迟回复和再结晶发生；低温下由于中间相析出而强化铁素体。 Y、 Ce、 La 是铁素体稳定化元素，在钢中溶解度低。 可提高温氧化抗力，特别是在温度周期性变化的条件下降低氧化皮剥落倾向；由于能与硫和氧结合提高热加工性，但过量时会引起热脆。 Cu在钢中溶解度低，在钢中以纯铜形成沉淀，有显著的时效硬化作用。 N 是奥氏体稳定化元素，对工模具钢的强化作用明显，与 C 元素类似，可强烈降低钢的 Ms 温度；可在钢中形成高 硬度、高稳定性的氮化物和碳氮化物；可提高钢的点蚀能力。 S 和 P 是由原材料带入的有害元素，溶解度都很低，特别是 S 即使在高温下，溶解度也很低，限制了有效的强化作用； S 和 P 容易在晶界偏聚，引起钢热加工脆性增大。 生产工模具钢是必须严格控制 S 和 P 含量，尽量降低 S 和 P 对工模具钢性能的损害。 4Cr5MoSiV1 钢的主要特点是含 Cr 量较高，具有高的淬透性，淬火时空冷即可得到马氏体组织。 C 含量属低中碳，以保证钢淬火、回火后的强硬性，同时使钢有好的导热性和较高的冲击韧性； Mo 提高钢的淬透性和回火稳定性，减少或抑制回火脆性； Si 增加钢的淬透性和回火稳定性，提高基体强度； V 细化晶粒，提高淬透性。 Cr、 Mo、 V 属强碳化物形成元素，高温回火时由于合金碳化物弥散析出产生二次硬化，在获得高回火稳定性的同时，提高耐磨性、抗热疲劳性、抗氧化性和冲击韧性。 12 表 22 H13 模 具钢 各国钢号对照 中国 中国台湾 美国 德国 英国 瑞典 韩国 日本 GB ISC CNS ASTM DIN BS SS14 KS JIS Cr5MoSiV1 T20502 SKD61 H13 X40CrMoV51 BH13 SKD61 SKD61 图 21 主要冶炼生产设备 实验 钢的整个制备工艺可概况为：中频冶炼 — 电渣重熔 — 锻造 — 球化退火。 其中电渣重熔工艺是整个炼钢过程的关键环节， 电渣重熔是利用电流通过熔渣时产生的电阻热作为热源进行熔炼的方法。 其主要目的是提纯金属并获得洁净组织均匀致密的钢锭。 经电渣重熔的钢，纯度高、含硫低、非金属夹杂物少、钢锭表面光滑、洁净均匀致密、金相组织和化学成分均匀。 电渣钢的铸态机械性能可达到或超过同钢种锻件的指标。 电渣钢锭的质量取决于合理的电渣重熔工艺和保证电渣工艺的设备条件。 电渣熔铸 工艺从根本上解决了一般铸造工艺的主要矛盾，它综合了电渣重溶 获得高冶金质量的金属和铸造 浇铸异型零件精化毛坯的长处，并具有与普通冶炼的变形金属相近的致密组织以及无各向异性的特点。 与普通锻件相比，电渣熔铸件的各项性13 能指标完全达到同钢种的变型金属指标，甚至还避免了锻件的一些不足之处。 电渣重熔的基本过程 ： 在铜制水冷结晶器内盛有熔融的炉渣，自耗电极一端插入熔渣内。 自耗电极、渣池、金属熔池、钢锭、底水箱通过短网导线和变压器形成回路。 在通电过程中，渣池放出焦耳热，将自耗电极端头逐渐熔化，熔融金属汇聚成液滴，穿过渣池，落 入结晶器，形成金属熔池，受水冷作用 ,迅速凝固形成钢锭。 在电极端头液滴形成阶段 ,以及液滴穿过渣池滴落阶段 ,钢 渣充分接触，钢 中非 金属夹杂物为炉渣所吸收。 钢中有害元素（硫、铅、锑、铋、锡）通过钢 渣反应和高温气化比较有效地去除。 液态金属在渣池覆盖下，基本上避免了再氧化。 因为是在铜制水冷结晶器内熔化、精炼、凝固的，这就杜绝了耐火材料对钢的污染。 钢锭凝固前，在它的上端有金属熔池和渣池，起 保温和补缩作用，保证钢锭的致密性。 上升的渣池在结晶器内壁上形成一层薄渣壳，不仅使钢锭表面光洁，还起绝缘和隔热作用，使更多的热量向下部传导 ,有利于钢锭自下而上的定向结晶。 由于以上原因 ,电渣重熔生产的钢锭的质量和性能得到改进，合金钢的低温、室温和高温下的塑性和冲击韧性增强，钢材使用寿命延长。 本论文实验用 H13 钢的热加工规范和退火规范分别如下： （ 1）热加工规范 加热温度 1110～ 1160℃，始锻温度 10601150℃，终锻温度≥ 800℃。 H13 需通过锻造消除各向异性，锻后应退火，去除锻造应力，降低硬度，提 高切削加工性能，改善组织，细化晶粒，为最终热处理做好准备。 H13 钢的锻造温度取 1100℃ ～ 1160℃ 为宜。 锻造过程中应注意： (1)保证加热均匀，烧透，不允许过热、过烧，以免出现锻造裂纹； (2)开锤先锤快打，酌情加重，随后再轻打，避免连续重打，严禁冷锤； (3)锻造比不应小于 3； (4)锻后缓冷，可随炉或灰冷，并及时退火，以防止产生过大的内应力。 （ 2）等温球化退火规范 缓慢加热， 850870℃ 34h，炉冷至 740760℃ 45h，再炉冷至≤ 550℃出炉空冷，硬度≤ 229HBW，共晶碳化物 等级≤ 3 级。 14 图 22 H13 钢球化退火后金相组织 由图 22 可知， H13 钢球化退火后金相显微组织主要为粒状珠光体和少量碳化物。 热处理 工艺 该论文部分 实验 利用高压真空气淬炉来进行，真空热处理按照 NODCA 207－ 2020标准执行。 部分试样 在 SX21012高温箱式电阻炉中进行热处理 ，加热速度 不超过 150℃ /h。 高温箱式电阻炉 ， 采 用新型抗氧化、防脱碳高温涂料进行保护，并且在热处理炉中加入一些铁屑和木炭以防止试样 氧化。 采用标准电位差计 来 校正 电阻炉 的温度，其偏差为 5℃ ， 部分回火在井式炉进行，其偏差为 5℃。 本研究采用的强韧化热处理工艺方案为： 预处理 淬火 一次回火 二次回火 三次回火（按需） 试样的制备 冲击试样 韧性的正确含义是阻止已有裂纹在拉伸负荷作用下扩展的能力，不同类型热作模具在工况条件下都要受到冲击载荷作用 , 所差别的是所受载荷大15 小。 本文中的冲击 实验 分为 U 形缺口试样的冲击 实验 和 无缺口冲击 实验。 U形缺口试样的冲击 实验 在 JB30B 型冲击 实验 机上进行。 摆锤能量 30J。 试样尺寸为 : 10mm 10mm 55mm , U 形缺口 , R =1mm； U 形缺口室温冲击实验 按 GBT2292020《 夏比摆锤冲击 实验 方法 》 进行。 U 形缺口冲击韧性值在生产中长期使用 ,积累了大量的数据 , 实践证明能反映材料的缺口敏感性 , 能较正确地反映材料的表面状态、冶金缺陷和显微组织的变化。 有缺口 实验主要缺点是冲击能量的吸收受到试样制备的影响，尤其是缺口的精度影响，实验 数据离散相当大。 无缺口冲击韧性往往被视作材料的延展性，延展性是材料在发生延展断裂前积累塑性变形的能力，产生开裂前所需的塑性 12d1212d12 应变越多，材料的延展性越高，这对于热作模具钢是一项非常重要的性能。 无缺口冲击试样按照 NADACA ＃ 2072020 标准加工成 : 7mm 10mm 55mm , 无缺口。 高温冲击实验设备采用 JCSJ3001 型数字化多用途冲击实验机，该 实验 机的主机符合 ISO、 ASTM 及 DIN 等国际标准，软件按照最新版 ISO 2020 14566 要求编写， 实验 的摆锤高度为。 拉 伸 试样 室温与高温拉伸性能是材料常规性能之一 , 它能直观地定量表示材料的强度与塑性 , 在模具设计中可作为主要参考指标。 室温拉伸性能在 EA 10型 实验 机上测试，按 GB2282020《 金属材料室温拉伸 实验 方法 》 标准进行。 拉伸试样标距为 27mm，直径为 8mm，按 GB43382020《 金属材料高温拉伸实验 》 进行。 抗氧化性 试样 抗氧化性试样是在冲击实验后的冲击试样上截取的 20 10 5mm 的试样，试样形状及尺寸如图 23。 实验 前，用砂轮和砂纸磨去 试样表面机加工痕迹并抛光，以消除试样 表面因素对 实验 结 果的影响。 用坩埚氧化增重法 ,按 YB4864 标准测试。 实验 温度为 750℃，分别保温 5h、 10h、 20h、 30h、40h、 50h。 由于不能保证试样尺寸的完全一致，在实验前还要用游标卡尺测16 量试样的真实尺寸， 实验 后用电光天平称量试样的增重。 最后用单位面积上的增重衡量试样的抗氧化性能。 图 23 抗氧化性试样尺寸示意图 （ mm） 热稳定性 试样 热作模具在高温高压的条件下长期工作保持其组织稳定性和力学性能的能力 , 将直接影响模具的使用寿命。 这对高精度、大批量连续生产的热作模具具有重要意义。 因此 , 热稳定性也作为不同使用温度下热作模具选材的一个重要依据。 热稳定性试样是在冲击实验后的冲击试样上截取的 10 10 15mm 的试样。 实验 温度为 620℃，分别保温 4h、 6h、 8h、 、 、 和 21h。 最后测定以上试样的室温硬度。 在 RJX2429 炉中加热 , 用HRC150 硬度计按 GB2301983 进行。 摩擦磨损 试样 摩擦磨损 实验 参照 GB/T124442020《 金属材料 磨损 实验 方法 试环 试块滑动磨损 实验 》标准进行。 摩擦磨损试样采用的尺寸为 216。 6 35。 实验 过程中，摩擦 磨损方式为干摩擦。 对于称重的试样， 实验 前后用清洗剂以相同方法清洗试样，清洗剂为三氯乙烷，然后再用甲醇清洗，清洗后在 60℃下进行约 2h 烘干。 冷却至室温后，放入干燥器中， 2h 后立即进行称重。 分析与测试 设备及 方法 微观 组织 分析 采用 DMM— 400C 型 倒置金相 显微镜和 扫描电镜（ JSM6490， Japan）进行显微组织观察，并通过 INCA X 射线能谱仪 确定稀土化合物、碳氮化合物及氧化物等的组成。 在扫描电镜上观察冲击断口 (如图 24 所示 )。 采用17 D/maxr X 射线衍射仪 （ D/MAX 2500VL/PC， Japan） 进行结构分析。 采用瑞士 ARL4460 光谱分析仪进行化学成分分析。 金相试样经金相砂纸和抛光机研磨抛光处理后，采用 4%硝酸酒精溶液来进行腐蚀后观察。