尖咀钳热锻模复合强化处理

HEATS

尖咀钳热锻模外形尽寸150mm×95mm×110mm原用5CrMnMo钢制造，经常规热处理使用寿命仅0.4~0.5万件。主要失效形成：早期脆断---裂纹源发生在型腔应力集中底角；热疲劳裂纹产生在激冷激热最剧烈的型腔凸台边缘部位。其次为型腔软塌、塑性变形及磨损等早期失效。试验表明，选用4Cr2NiMoV钢新型热作模具电渣钢经改锻后进行复合强化热处理，其使用寿命4~5万件，提高9~10倍，有显著技术经济效益。 + i# c( y$ v7 T% f* d

! }1 A/ P! S' U1 e, Y" F, a

4Cr2NiMo电渣钢的锻造。电渣钢具有纯洁度高，杂质少，化学成分与组织均匀，晶粒细等向性能与锻造性能好等特点。首先将电渣钢锭开坯轧制成ф80~ф100mm圆钢，下料取锻造比≤2~3。锻造不仅获得所需锻坯形状尺寸，更主要的是改善组织性能，尤其细化心部组织，因模具型腔正处于心部，促使材料纵向力学性能与横向性能基本一致。采用轻----重----轻锻造法。坯料低温入炉，二级预热，一级预热550~650℃，保温1.5~2.0h,二级预热温度850~900℃，保温2min/mm，预热保温后逐渐向高温区递进，缓慢升温与至1120~1150℃，保温1.0~1.5min/mm.锻坯加热过程应均匀、充分透烧、勤翻动、勤掉头，严防出现表熟里生、里熟表生、阴阳面、两头黑中间白等夹生加热缺陷。始锻温度1070~1100℃，轻锤慢打，小锻造比，少变形量，镦粗、拔长、锻六万、滚圆为主，避免重击、连击，防因组织过热而锻裂。中间温度1000~1070℃是锻造最佳时机，锻坯塑性好，不易过热，应加大锻造比，加大变形量，可重击、连击，尽量锻透，改善内部组织。接近终锻温度900~1000℃，因温度低，塑性差，锻造变形拉力大，应轻锤慢打，小锻造比，少变形量，防锻裂。经四镦四拔双十字形变向-锻造，最后使锻造纤维组织围绕型腔分布，达到优质锻坯技术条件。锻坯缓冷后进行球化退火，锻坯在电炉加热，低温入炉，随炉升温至810~820℃，保温3~4h,保温后随炉冷至≤400℃以下出炉空冷，获得球状珠光体组织，硬度HB160~180，既是最终淬火的理想预处理组织，又有良好冷切削加工性能。

1 复合强化处理工艺性能试验

表1 淬火温度与晶粒度关系*

/ f- ]3 T. {* V5 v$ B' C9 ]+ h3 r& t: o6 V% d# e: B& n c3 R {7 u: W# l# H$ B9 N$ [7 C% k2 F0 r" W. l4 X7 [2 S3 a1 i! p# }/ y0 ]) i) ]( h& p& W6 I6 x; `7 Y0 e) R3 R0 J! e3 ]. m% E0 I( h) H& ~4 Z, }; {7 Q: m; Z1 l) L) V% b. n4 g* ?( \# _( i8 r) }- {" O1 l4 _- Z6 z" T( p( \. m! L7 ?( s L) ~0 C; R' @9 ]7 z

淬火温度（±5)	+ {: _2 A5 K6 o 910	930	. h1 e/ M- L$ ]+ j8 j0 l7 @ 960	2 p5 V7 r( _4 V, I& W; v$ [+ [5 t 990	1020	1050	1080
. @% e; }* r( P- b: P' r0 V% Y* l 晶粒度（级）	11.0～11.5	9 B4 O2 M+ W: e0 ?/ }) Z4 E' n 10.0～10.5	8.5～9.0	8.0～8.5	6.0～6.5	. ^ K' N$ e! @' X 4.0～4.5	4.0

2 e8 i7 O9 q1 ^: F u6 B3 x0 t8 ^

*一组三件试样平均值. 

表2　　 淬火温度与硬度关系*

' @! T4 N* H L/ r b3 [+ ]- ]9 y7 {* K& i6 [9 Z ?7 u+ C" w O3 H" b3 s4 X5 m* W2 y9 B! k; T4 K4 `# P. _/ `; d$ @/ s3 r# \, d; O$ `- O, W& e4 d2 D j8 J) A4 @; r, `1 D7 v# M/ w( ] K& t

P; Q5 k' D1 Q3 d3 S/ a 淬火温度（±5)	850	900	950	' t6 e* T6 y0 c3 k# | 1000	1050	& p$ K# y' y+ S; n u+ T* e4 h 1100
" [2 t$ ~" m2 S6 O0 V8 I 硬度（HRC）	51～52	53～54	. z( @4 M% B. {8 k 55～56	58～59	55～56	52～53

*一组三件硬度试样平均值 

- x7 s/ @+ i' U- X

表3 　4Cr4NiMoV电渣钢力学性能*

; k- b, e3 ]3 m6 @& C) E) C1 v0 C w% v" E4 G3 `4 a6 l3 g9 j& N% K; y. L) f( }* b) z3 R, u) l% f! H- i6 i/ [0 N$ f. I/ c+ y* K2 H- v; Q ~ E' G8 h3 @7 t- b0 S4 H3 W. h" y" f6 g" x$ i4 j* H0 ]! Y. {2 T5 y' E5 o: a3 d h- T2 N' O! }' _& u9 s3 d$ f/ r5 U8 b3 H" |+ L+ v: Q% T. Q1 i/ X* i' s r) H: J. |+ O9 p7 h7 C9 p" a

淬火温度（±10℃)	力　　学　　性　　能
	, o& B, x& z" | X. A. o# I σ0.2/MPa	σb/MPa	δs(%)	ak(J/cm2)	HRC
350	1321～1334	1452～1518	; K, F. O: W# F 4.5～5.6	31～33	46～49
450	1406～1412	1513～1526	0 Z4 s, B: _, ~* D. m, J; e 6.5～7.3	* P+ e) I0 o; d! L, K 36～41	44～47
550	1435～1442	1597～1609	/ j: v, E" ^" q# l& T) { 9.0～9.5	44～46	43～45
650	1209～1215	1318～1327	10.5～11.0	75～81	+ i0 N/ p: V" I6 H; P0 O' v 38～41

) p* x- C# p p( g) C! d/ J

*三组性能试样平均值。960℃油淬试样。

' F, t" H2 }4 ?8 Y1 Q; s- K

2 复合强化热处理工艺

3 新工艺分析
（Ⅰ）马氏体/下贝氏体强韧化处理 上述试验表明，选用950～960℃淬火加热温度能使合金碳化物和合金元素较充分溶入奥氏体中，使奥氏体充分合金化，保持9.0～9.5级较细奥氏体晶粒。淬火加热是在经充分脱氧的50%BaCl2+50%NaCl中性盐浴炉中进行。加热保温后油冷1～2min后转入50%NaNO3+50%KNO3双硝盐浴等温60～90min,获得隐晶马氏体+20%下贝氏体双相组织，下贝氏体有较高强度与韧性配合。

（Ⅱ）多次高温回火 热锻模淬火后在620～640OC×1.0～1.5h×2次高温回火，获得所需基体组织与性能。在高温回火冷却过程中析出弥散细小Cr7C3、MoC、V4C3和VC产生沉淀强化，发生二次硬化作用，有较高强韧性、耐磨性。淬火后及时回火，消除淬火应力，防止应力扩展；较长时间回火，提高抗断裂韧性；多次高温回火，促使淬火残余奥氏体充分转变，稳定组织，稳定尺寸；合理选择回火温度，得到所需组织与性能、高强韧性基体，基体硬度HRC39～41。

4 P3 n) D0 v3 q9 T+ |0 G4 X

（Ⅲ）S-O-C-N-B 五元共渗透 五元共渗可大幅度提高模具表面渗层硬度、耐磨性、红硬性、抗疲劳、抗粘结、抗咬合、抗腐蚀、抗擦伤和抗剥落等性能。共渗温度580～590OC×3～4h,同时起到第三次回火作用。五元共渗在滴注式气体密封井式炉中进生，炉压控制在13.42～14.40PaH2O柱。共渗剂配方：100mlHCONH2+1400mlH2O+500g(NH2)CO+15gH3BO3+108(NH2)CS。共渗温度下，各渗剂主要化学反应式：

4HCONH2→4[N]+2[C]+4H2+2CO；
（NH2）CO→CO+2H2+2[N]，
2CO→CO2+[C]；
2H3BO3→B2O3+3H2O，
B2O3→3[C]+2[B]+3[O]；
（NH2）CS→2[N]+[S]+[C]+2H2；
H2O→[O]+H2。

上式化学反应产生的活性[S]、[O]、[C]、[N]、[B]原子被金属表面吸收并向金属内部扩散，形成五元共渗层组织。最表层由FeS、Fe3O4、Fe3BO4组成，厚约1～3μm,质软，起固体润滑剂作用，降低摩擦系数；次表层主要由Fe3N和ε相组成，厚约4～6μm,锒嵌着高硬度弥散C、N化合物，硬度Hv1120～1160,具有高耐磨性；再往内为扩散层，厚约0.45～0.55mm,分布着大量C、N、B合金化合物弥散颗粒和N化合物等弥散强化相和含C、N马氏体硬化层，硬度较高Hv950～1100，耐磨性好，磨损抗力强。化合物层、扩散层与基体结合牢固，抗剥落性强，表硬内刚，赋予尖咀钳热模高寿命。推广应用新型4Cr2NiMoV电渣钢复合强化处理新技术，有显著技术经济效益。

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