国外新型热作模具钢及其热处理工艺分析

国外新型热作模具钢及其热处理工艺分析内容摘要：

用 )。 Mo是作为使钢 具有二次硬化的主要合金元素加入的 , 现在普遍认为 , 这是由于在回火时马氏体中析出 Mo2C造成。 Mo可与 C形成 Mo2C和 MoC合金碳化物 , 还可 随回火温度升高转变为 M6C。 具有密排六方点阵的 Mo2C在马氏体板条内 , 亚晶界上以平行的细针状 ( 二维为层片状 ) 析出 , 显然 , 这种析出必须按单独形核机 制 ( separate nucleation)。 TEM研究指出 , 析出的位向关系为 : ( 1102) Mo2C∥ ( 010) α , [1101]Mo2C∥ [100]α , [1120]Mo2C∥ [001]α。 Mo2C和基体共格 , 从而导致二次硬化。 Honeybe认为 , Mo2C形成初期是 Mo和 C原子沿马氏体的﹛ 100﹜ 面偏聚 , 形成象 Al Cu合金时效时出现的 GP区相似的组织。 钢中加入 W和 V形成 W2C, VC的合金碳化物 , 也会具有二次硬化作用。 另外再加入 Cr和 Co 可以强化二次硬化效应。 但要注意 , 为使钢中 W和 V的碳化物溶解进入 A中 , 需要采用较高的奥氏体化温度 ,易引起奥氏体晶粒粗化而带来不良影响。 所以常以优 选 Mo为最佳的二次硬化合金化元素。 一般为了产生二次硬化效应 , 要求 Mo的加入量不低于 %, 加入 3%Mo时可取得接近极值的效果。 当加入量为 %～ %时 , 可获得最经济和有效的效果。 Mo具有比 Cr更强烈的碳化物形成倾向 , 在 5%Cr的热作模具钢中 , Mo2C先于 Cr7C3形成。 前已述 , M7C3不能作为二次硬化的高温强化相 , 而且它在回火马氏体中的形成是以原位析出 ( in situ) 机制 , 不会发生弥散析出。 为此 , Mo的二次硬化的硬化强度和其最大硬化强度对应的温度皆高 于 Cr的相应值 , 同时 , Mo2C的过时效速度亦较低 ( 即不易聚集长大 )。 这三个条件是衡量二次硬化有效性的三个主要 指标。 Mo 会提高钢的脱碳氧化敏感性 , 一般认为含 3%Mo 是使钢发生脱碳敏感的临界加入量。 对含 2%~3%Mo 的钢 , 为了提高钢的淬透性 , 常常还得加入 1%～ 2%的铬。 (6)钒 V 在工具钢中的主要作用是细化钢的晶粒和组织 , 增加钢的回火稳定性和增强二次硬化效应。 一般介绍 , V 加入 %可细化晶粒 , 随加入量增加 , 细化 效果加强。 因为既使温度趋近 700℃ , V 的碳化物稳定性仍高 , 仍能保持细小 ,所以 V 是有效阻止 A 晶粒粗化的元素 , 也是在高温下服役的钢的重要合金化元素 ,下文还有论述。 V和 Mo、 W一样溶入基体中提高α Fe的自扩散激活能 , 另外它偏聚在位错线附近形成气团 , 与位错产生交互作用阻止其滑移 , 阻止位错网络的重新排列形成胞状亚结构 , 增加马氏体的回复再结晶抗力 , 增加回火稳定性。 再则 , 加入%V, 依籍 V4C3的沉殿亦可产生二次硬化效应 , 且随 V量增加有向高温推移的趋势 , 硬化强度提高 , 过时效速度亦较低 , 但要使 V4C3溶入 A中 , 加热温度要较高 ,( 有介绍对含 V的低合金及微合金低碳 F P型钢在 950 ℃奥氏体化后正火便能产生有效的沉殿硬化和在 1150℃正火显示最佳 的沉殿硬化 , 这点可籍以参考 )。 需要采用高的奥氏体化温度会引起 A晶粒粗化 , 及钢的缺口冲击韧度降低 , 如 V在 %附近时。 在 2%Mo钢中加入 %V尚不足构成 V4C3, 而 V会固溶于 Mo2C。 V原子半径为 (Mo为 ) , 不增大点阵错配度 , 但因为 V和 C的亲 和力大 , 会提高 Mo2C的稳定性 , 即增加二次硬化的有效性 , 使二次硬化的峰值温度提高。 V 的碳化物形成微小的细片 ,起始片宽小于 5nm,厚不大于 1nm, 在 550℃~650℃范围析出于 F 晶粒内的位错线上 , 产生明 显的二次硬化作用 , 在 550℃早期 沉殿阶段 , 碳化物与基体共格 , 在 010α和 110vc之间的错配度仅为 3%, 位向关系为 {100}VC∥ {110}α (Baker/Nutting) 然而在 700℃回火 , 碳化物片迅速粗化和开始球化 , 但马氏体片仍保持着 , 待 700℃长时间回火后才变为等轴状铁素体晶粒。 在钢中加入高于 % V 可形成稳定 V4C3, 并引起二次硬化 ,其峰值温度约为 ( 600～ 625) ℃ ,(Mo 的二次硬化峰值温度约为 570℃～ 580℃ ) , 对 %C 2Cr2Mo 钢的回火 , 由于 Mo 量较高最终会形成 M6C( 如 Fe3Mo3C) ,M6C 为原位形核机制析出 , 二次硬化作用不明显。 一般情况下， H13钢常用作热挤压模、铝合金的压铸模和塑料模，使用温度 ≤ 600℃ ；还可以用作冷挤凹模、冷挤钢管环形模、顶件等，是冷热兼用的模具钢。 当工作温度 600℃ 时，某些钢和铜的热挤压模具及铜合金的压铸模，其表层受热温度可达 700℃ ，甚至更高，此时 H13钢就不太合适，而应该使用热强性较好的 3Cr2w8V 型的 H10钢或性能更加优异的 UHBQRO 80M， QRO 90 SUPREME热作模具钢。 H13钢的常规热处理工艺 退火工艺 H13钢属于过共析钢，可以采用完全退火或等温球化退火。 (1)完全退火工艺：(850～ 900℃ )X(3～ 4 h)，保温结束后随炉冷到 500℃ 以下出炉空冷； (2)等温球化退火工艺： (845～ 900℃ )X(2～ 4h)／炉冷 +(700～ 740℃ )X(3～ 4 h)／炉冷 (炉冷速度≤ 40℃ ／ h)，≤ 500℃ 出炉空冷，形状复杂的模具，在粗加工后应进行一次去应力退火， (600～ 650℃ )X 2 h／炉冷。 H13钢经退火后，适宜的组织由球状珠光体和少粒状碳化物组成，要求热处理硬度 (HB)≤ 229。 淬火工艺 H13钢的淬火回火工艺可以采用盐浴炉、真空炉和流动粒子炉加热，模具表面光洁，热处理变形小，零件寿命长。 优质 H13 钢和 QRO 90 SUPREME 钢推荐的热处理工艺见表 2。 H13钢淬火时可采用空淬、气淬、油淬或者 500～ 540℃分级淬火。 对于要求高强韧性的模具，要用高的淬冷速度以抑制碳化物沿晶 析出和出现上贝氏体，提高强韧性和回火抗力，但冷却速度必须控制在不出现淬火开裂和畸变的允许范围内。 H13钢淬火后的组织是：板条马氏体 +未溶碳化物 +残余奥氏体，硬度 HRC为 51— 55. 回火工艺 H13钢的回火工艺应根据热作模具的工作条件和具体的失效形态来确定回火温度和硬度。 一般优质 H13钢大多采用 (540～ 650℃ ) 3 h的高温回火，以提高模具的韧性和减少残余奥氏体 A 在钢中发生转变而引起脆性。 H13钢回火后的最终热处理组织是：回火马氏体 +少量粒状碳化物，低于 600℃ 回火时仍保持马氏形状 状，当回火温度高于 650℃时，马氏体形态逐渐消失，转变为回火马氏体，引起热强性的严重恶化。 因此， H13钢是一种性能优异的中温 (≤ 600℃ )热作模具钢。 H13钢的热处理新工艺 高温淬火 H13淬火工艺试验【 J： 550℃ 2 min／ mm +800℃ 15 min／ mm 预热，最终加热温度分别选用 1 030℃ ， 1 050℃ ， 1 100℃按 1 min／ mm保温后油淬，600℃ 2 h两次回火。 结果表明： (1)适当提高 H13钢的淬火温度，可加速碳化物的溶解，使淬火后马氏体中碳和合 金元素增加，从而提高钢强韧性与热疲劳性、回火稳定性； (2)当淬火温度达到 1 100℃ 时，奥氏体晶粒并没有明显长大，淬组织是针状和板条状马氏体的混合组织。 双重淬火 双重淬火是用高温淬火一高温回火 (1 160℃ 淬火 +720℃ 回火 )取代普通球化退火，再进行常规热处理。 工艺结果显示，随奥氏体化温度升高， H13钢硬度及断裂韧性提高，但冲击韧性下降；而经双重淬火的可在几乎不降低韧性的条件下得到最大的断裂韧性，硬度值也高于普通淬火。 双重淬火能改善断裂韧性是因为孪晶马氏体和未溶碳化物量的减少及残余奥氏体 量的增加所致。 断裂韧性的改善有利于提高 H13钢热作模具的抗疲劳裂纹扩展能力和热疲劳开裂能力，抑制热裂纹扩展。 控制冷却速度淬火 国外应用 HIT法 (High Impact— Value TreatmentProcess)，采用特殊的冷却控制方法，防止热疲劳开裂和最大限度地减少热处理变形。 实践证明， H13钢以航空制造技术不同的冷却速度淬火，回火到 HRCA6后的冲击韧性相差可达 10倍；当淬火冷却速度达到 100℃ ／ mm 以上时，才能获得最高的韧性。 且随着模具材料硬度的提高，其影响程度越大。 深冷处理 深冷处理是采用液态氮为冷却剂 (一 190℃ )，利用气化潜热的快速冷却方式，将淬火后的模具冷却至一 120℃以下，并保持适当时间。 H13钢实施深冷处理的目的： (1)残余奥氏体几乎可以全部转变成马氏体； (2)组织细化并可析出微细碳化物； (3)耐磨性比未深冷处理的模具高 2～ 7倍，比普通冷处理 (一 100～ 0℃ )的模具高 1～ 3倍。 1. 4 钢的表面热处理 因Ｈ 13钢 具有良好的热强性、红硬性、较高的韧性和抗热疲劳性能 ,故被广泛用于铝合金的热挤压模和压铸模 ,工作时温度可达 600℃ ,工作条件恶劣 ,主要失效形式为热磨损 (熔损 )和热疲劳 ,要求表面具有高硬度、耐蚀、抗粘结等性能。 Ｈ 13钢常规淬火、回火后的硬度一般为 42～ 48ＨＲＣ ,耐磨性不足 ,模具使用寿命短。 鉴于模具失效大都由表面开始 ,从节省能源和资源 ,充分发挥材料性能潜力并获得特殊性能和最大经济效益出发 ,对Ｈ 13钢模具进行表面改性处理 ,是综合改善模具寿命的关键。 表面低温化学热处理 低温化学热处理可以提高Ｈ 13钢的抗热疲劳、耐热磨损和耐蚀性能 ,且工艺成本低廉 ,故应用广泛。 常用工艺有离子渗氮、Ｎ Ｃ共渗 (软氮化 )、Ｓ Ｎ Ｃ共渗以及多元共渗等。 (1) 离子渗氮Ｈ 13钢中有较多的Ｃｒ、Ｍｏ等元素 ,氮化时能生成丰富稳定的氮化物并使其弥散分布 ,有利于提高Ｈ 13钢热。