H13钢的硬度是多少

昔日重来

H13钢的硬度是多少？
是不是必须在淬火+回火后使用？
请指教。
# X5 i! K/ X3 l+ E5 J8 F1 t
' J$ J* d: k( P) D4 l[ 本帖最后由 lishunyuan 于 2006-12-28 21:56 编辑 ]

mideas

H13钢是一种高硬度材料,其洛式硬度HRC为60,
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[ 本帖最后由 mideas 于 2006-12-28 15:56 编辑 ]

mideas

H13钢属于过共析钢,采用常规完全退火或等温球化退火
(1)H13钢的完全退火工艺为:850~900e@3~4h,保温结束后随炉冷到500e以下出炉空冷;
(2)等温球化退火工艺:845~900度×2~4h/炉冷+700~740度×3~4h/炉冷,[40度/h,[500度出炉空冷;(3)对于质量要求较高的H13钢模具,还应进行防止白点退火,工艺周期较长;
(4)形状复杂的模具,在粗加工后应进行一次去应力退火:600~650e@2h/炉冷;(5)模具热处理后,若模具型腔采用磨削!电火花和线切割等方法加工成形会在模具的表面上形成一层厚约10~30Lm的淬火马氏体白亮层,也称之为/异常层0"由于白亮层中的内应力较大,淬火马氏体本身又较脆,磨削时容易在表面产生微裂纹和磨削裂纹,因而磨削加工后最好能在低于回火温度50e以下进行去应力退火,以消除磨削应力,并使表面可能形成的淬火马氏体回火韧化。
大型的H13钢锻件经常规球化退火处理碳化物组织极不均匀,存在严重的沿晶碳化物链可通过多次球化退火或奥氏体化快冷(正火)再球化退火来实现
! X. Z( K: T7 R# C$ Z  d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"特别是
% K; v$ m2 \& A, R  p外热式刚玉流动粒子炉保护加热,吸收了盐浴炉和真空炉加热的共同优点,很适合热作模具钢的热处理加热。
H13钢采用盐浴炉作为加热设备时的通用淬火工艺是:40~500度预热(0.5min/mm),650~840e预热(0.5min/mm) 1020~1050度奥氏体化(0.25~0.45min/mm),保温结束后可视使用性能要求采用空淬，油淬，气淬或分级淬火,分级温度可取500~540度(0.25min/mm)。
, ~; m* n; W7 P/ A, }对断裂裂韧性，抗热疲劳和抗热磨损要求较高及淬火处理后需要电加工的模具,为了得到最高的红硬性,可采用奥氏体化温度上限对于要求畸变小!晶粒细!冲击韧性高的模具,为了得到最好的韧性和防止开裂,应采用奥氏体化温度下限。淬火加热的保温时间的优选,应保证组织转变的完成和获得所要求的合金元素固溶程度。淬火加热保温时间过短,将降低H13钢的红硬性及抗回火能力。H13钢的淬火温度要比退火温度高,更应该采取措施防止氧化脱碳,保证加热质量。
& Y5 \# ]. y5 e5 g1 N+ RH13钢淬火后组织是:板条马氏体+未溶碳化物+残余奥氏体。
) v4 I& t- V4 x回火工艺：
H13钢淬火后应进行2~3次回火,以期获得所要求的力学性能。淬火后的模具温度在低于70e时就应尽快回火,这对尺寸较大，形状复杂的热作模具尤为重要。同时,为避免热作模具回火时重新产生残余应力,回火加热和冷却应缓慢进行。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钢大都采用54~650度×3h高温回火,以提高模具的韧性和减少残余奥氏体(AR)在模具中发生转变而引起脆性。但高温回火易使热作模具发生热磨损和堆塌失效。实践证明,H13钢采用350度左右的中低温回火后,心部具有较好的强韧配合和热疲劳性能,同时也不会出现蓝脆现象。中低温回火存在较高量的AR,对弥补其韧性不足有一定作用。AR的存在可使材料在断裂时吸收更多的能量,并改变裂纹扩展方向及裂纹尖端的应力和应变状态,从而提高钢的韧性。
" x7 V8 |( f+ v# Y0 ]' I值得注意的是,H13钢在425~520e内回火时出现二次化的同时会出现第二类回火脆性,显著降低冲击韧性。这是
为回火时在马氏体板条间析出较大的碳化物,以及回火快冷AR转变为马氏体的缘故[4]"消除或减轻回火脆性的措施有(1)应选择冶金质量好!纯净度高的钢坯来锻造;(2)在热处理程中,通过形变热处理或临界区淬火得到锯齿形晶界结构,细晶粒和减少P,S杂质的晶界偏析;(3)采用二次回火,第二次火温度低于第一次回火温度约10e,保温时间缩短20%~25%,以减轻回火脆性;(4)完全避免在脆性发展区内回火。H13钢回火后的最终热处理组织是:回火马氏体+少量状碳化物,低于600e回火时仍保持马氏体板条状;当回火温高于650e时,马氏体形态会逐渐消失,转变为回火马氏体,起H13钢热强性的严重恶化

转一篇有关H13热处理的文章。
- r3 I% r' m- r9 h- L
ASTM A681-1984 (H-13) GB 1299-85 (4Cr5MoSiV1)钢挤压模具真空热处理工艺

摘要　分析了不同真空热处理制度对4Cr5MoSiV1模具钢的室温硬度、常规力学性能、高温硬度、高温力学性能及特种性能的影响．用透射电镜、扫描电镜、光学显微镜和体视显微镜分析了该材料经不同真空热处理后的显微组织和热磨损、热疲劳的表面形貌，从而优选出合理的真空热处理工艺．经工业性生产试验表明，用优选的真空热处理工艺处理的挤压模具，综合性能好，组织均匀致密，耐磨性和热疲劳抗力高，变形小，无氧化、脱碳，模具使用寿命较常规热处理提高2～3倍以上．

( M1 J6 D( r' Q7 o* p& F　　提高铝挤压模具寿命，不仅应选择性能优良的模具材料，而且应采用先进的热处理工艺与设备．4Cr5MoSiV1钢作为铝挤压模具用钢，具有良好的强韧性，高温强度与抗回火稳定性[1]．如果采用先进的真空热处理技术，可以达到无氧化加热、发挥材料性能优势、提高模具寿命的目的．但是，目前国内外对4Cr5MoSiV1钢真空热处理方面的基础工作研究甚少，特别是结合铝挤压模具的特点，研究该钢真空热处理后的组织、性能对模具的影响规律，优选真空热处理工艺制度方面的文献几乎很难找到．
6 X  G+ Y& j+ @5 L　　为了提高铝合金热挤压模具的质量，提高其使用寿命，我们对4Cr5MoSiV1钢的真空热处理工艺进行了全面系统的研究，并与常规的热处理工艺进行了对比，以寻求最佳的真空热处理工艺．
1　试验材料与试验方法
  D# `' p) f& @2 n1.1　试验材料
4 ?( E0 g5 n& M/ z, H3 a3 D& q# z　　试验用钢为国产φ150mm电炉+VHD炉外精炼钢棒，化学成分见表1．试样及试验模具均取同一炉次钢棒，并经相同方法改锻和预处理．钢棒的原始硬度、预处理后的硬度和球化退火硬度分别为：HB207～217;HB237;HB202．
% s* a8 [/ g. k4 W. A$ E6 Z表1 试验用钢4Cr5MoSiv1的化学成份%
C Cr Mo V Si Mn P S
0.36 4.85 1.40 1.01 1.00 0.35 0.017 0.009
! X3 l( m4 s  V7 M0 @3 L0.32-0.45 4.75-5.5 1.1-1.75 0.8-1.2 0.8-1.2 0.2-0.5 <0.03 <0.03
1.2　试样的制备工艺
　　圆钢→锯切→改锻→试样和模具毛坯→预处理→精加工→真空热处理→试验或生产试制．
. h( z7 |- b9 q$ ]* M9 \: p1.3　试验工艺
　　真空热处理工艺见表2和图1．
2 b9 n! w& ~6 H9 P2 a; }! ?+ x& P5 E表2 4Cr5MoSiv1钢真空热处理工艺试验方案
4 l4 K" b% U2 P0 d$ fA淬火温度/℃ B回火温度/℃
1000 200 300 400 540 580 600 630
1020 200 300 400 540 580 600 630
1040 200 300 400 540 580 600 630
1080 200 300 400 540 580 600 630

2 o( F+ K* ?0 B- F- @# L1.4　试验方法
　　热处理：试验用真空热处理淬火，回火用实验电炉回火；生产试验模具用真空热处理炉淬火，箱式电阻炉回火．
　　室温硬度：布洛维硬度计检测．
　　室温拉伸性能：用万能材料试验机同时测定材料的抗拉强度、伸长率和断面收缩率．
& P& B4 }+ b% O2 K　　室温冲击韧性：用冲击试验测定．
! P0 n' N$ m' X6 s　　室温平面应变断裂韧性：用液压万能试验机配置放大仪、记录仪记录载荷-裂纹张开位移曲线，加载速率为0.56～0.8MPa．m1/2,然后用30倍工具显微镜测定断口裂纹长度a．
　　金相组织：用卧式金相显微镜观察淬火、回火组织和实际晶粒度，用透射电子显微镜观察淬火、回火马氏体形态．
　　KⅠC断口形貌：用扫描电镜观察KⅠC断口形貌．
2　试验结果及讨论
2.1　淬火、回火温度对硬度的影响
* M2 A$ U" `) g( F　　4Cr5MoSiV1钢经不同温度淬火、回火后的室温硬度变化见图2．
+ Q) D! ?: \6 z1 b- ~/ t. y
　　试验结果表明：4Cr5MoSiV1钢的硬度值随真空淬火加热温度的升高而增加，这时因该钢中含有较多的碳化物形成元素Cr、Mo、V,随着淬火加热温度的上升，Cr的碳化物（M7C2或M23C6）首先溶解，至1100℃时大部分溶解完毕．此时Mo、V的碳化物也可能溶解一部分．因此，奥氏体基体中合金溶解度（主要是C和Cr元素）迅速增大，然后形成固溶强化，使硬度迅速上升．
　　在回火过程中，随着回火温度的升高，硬度值逐渐下降，在400℃附近出现谷值随后回火温度升高，硬度逐渐回升，至540℃附近出现硬度最大值,即二次硬化现象当回火温度超过620℃时,硬度开始迅速下降.这可能是由于固液体的分解及碳化物的聚集长大造成的.
2.2　淬火回火对室温抗拉性能的影响
　　试验结果表明：随着真空淬火加热温度的升高，合金碳化物依次溶解，固溶强化效应增强，强度升高，塑性下降，经540℃回火时，4Cr5MoSiV1钢出现σb的峰值，此时的塑性值δ、Φ呈上升趋势．
, s' D0 W2 t! }　　随着回火温度的上升，由于碳化物的析出和聚集长大，马氏体含碳量降低，淬火应力逐渐消除，强度逐渐下降，塑性逐渐提高．在400～500℃范围内回火时，从固溶体中析出细小、弥散的M7C3、M23C6、Mo2C和VC等碳化物，均匀分布在基体上，使钢产生二次硬化现象[3]．当回火温度高于620℃时，强度急剧下降，塑性上升．
2.3　淬火、回火温度对室温冲击韧性的影响
4 j2 H3 \- j  N( E# n　　4Cr5MoSiV1钢经不同真空淬火、回火后的室温冲击韧性的变化见图3．

　　结果表明：ak随着真空淬火加热温度的升高而降低，于500℃回火处降到最小值．这就是所谓高温回火脆性，产生的原因是在450～650℃回火时微量杂质（P、Sb等）元素现硬度最大值，即二次硬化现象当回火温度超过620℃时，硬度开始迅速下降．这可能是由于固溶体的分解及碳化物的聚集长大造成的．或合金元素向原来的奥氏体晶界偏聚或析出，削弱了晶粒之间的结合强度，从而使钢出现脆性[4][5]．超过此谷值后，ak迅速回升．经600℃回火后，1080℃淬火的ak比1040℃低40%,比1020℃低50%．
! t* F0 X1 p5 f& Y- r) A5 h# j2.4　淬火温度对KⅠC值的影响
7 ^" [. |0 Z5 D/ q& I8 s- V　　4Cr5MoSiV1钢经不同温度真空淬火，600℃回火后的KⅠC值见表3．
$ v9 ?3 P- p: _/ m! K3 @9 ?: u8 ]. X5 W表3　4Cr5MoSiV1不同温度真空淬火的KⅠC的值
试验号 真空淬火温度/℃ 回火温度/℃ KⅠC/MPa.m
1 1020 600+580 34.9
2 1040 600+580 34.2
8 X: H- {- [+ u2 q3 1080 600+580 23.9
　　结果表明：淬火加热温度对高温回火(600℃)KⅠC值的影响主要表现在残余碳化物和晶粒大小的影响方面[4][5][6][7],即调整残余碳化物的状态和数量，可提高热作模具钢的KⅠC值；晶粒度对KⅠC的影响取决于晶粒平均截线长度L与裂纹尖端塑性区直径dy之比值；L/dy<1时，晶粒长大使KⅠC值迅速下KⅠC降；L/dy>1时，晶粒长大使K值停止下降甚至增加．在上述三种处理制度（淬火温度）下的KⅠC值变化不大．
　　回火温度对KⅠC值的影响，其趋势与回火温度对ak值的影响规律相似，断口微观形貌为准解理+韧窝，详见图4．

2.5　淬火、回火温度对显微组织的影响
) u1 R6 Q- u" M( b' {　　试验结果表明：4Cr5MoSiV1钢在1000℃～1040℃范围内真空淬火，600+580℃回火后的实际晶粒度在八级以上，且细小均匀．只有在1080℃真空淬火后，钢的实际晶粒度开始急剧长大到4～7级．从钢的实际晶粒度级别来看，1040℃真空淬火，600+580℃回火为最佳，达10级晶粒度．
　　4Cr5MoSiV1钢经不同温度真空淬火，600℃加580℃回火后的显微组织见图5．

8 w6 E/ K; |' R5 t' A4 k4 i图5 不同温度真空淬火回火后的显微组织
0 B' X" n/ R0 `* Z8 D6 j　　金相分析结果表明：4Cr5MoSiV1钢经不同温度真空淬火后的组织均为淬火马氏体+残余奥氏体和少量细小均匀的球状碳化物．随着淬火温度的升高，碳化物数量减少，马氏体板条变粗，晶粒逐渐长大，残余奥氏体量增加．
7 A( P7 N' V7 F! Z$ }5 X) Q& d5 ]' P　　钢的淬火、回火组织为回火马氏体+残余奥氏体和少量细小均匀的球状碳化物．从组织精细角度来看，淬火温度以1020～1040℃，回火温度为600～620℃为宜．
/ W' R  `; f* ]9 }5 w3　试验模具挤压结果与分析
　　根据以上试验结果制作的铝型材挤压模具分别在20MN和25MN油压挤压机上进行试挤，并在相同的挤压条件下与用常规热处理方法处理的模具进行对比试验，结果列于表4中．
) Q: ^, R; x+ h3 @

表4 4Cr5MoSiV1铝型材挤压模对比试验结果
模具型号 处理方法 挤压量/t 模具状态 型材表面 备注
xx 1# 真空热处理 23.145 继续服役 好 分流模
  t) `* s8 |' w( ^" u( p5 Wxx 2# 真空热处理 18.211 继续服役 好 分流模
9 M9 I; ]1 b( I! t, s# l6 jxx 3# 常规热处理 8.346 磨损超差 一般 分流模
0 S, T. [& {2 t/ L6 zxx 1# 真空热处理 12.470 继续服役 好 平面模
　　结果表明：经真空热处理的模具，其使用寿命比常规热处理模具使用寿命提高2～3倍以上，型材表面质量也有较大提高[8][9]．真空热处理模具可连续生产150～200个锭以上，制品表面稍差时模子工作带仅有轻微划痕，修模十分省力．常规热处理模具在连续挤压50个铸锭时，制品表面出现凸纹，模具工作带出现严重划沟，修模十分困难，并易发生壁厚超正差，造成模具报废．
& z6 ?% D6 F* y1 b4　结论
5 M5 T- E4 e% U! q' r' A6 E　　（1）4Cr5MoSiV1钢铝合金挤压模具经真空淬火和回火后，组织均匀致密，韧塑性得到改善，具有良好的综合性能．
/ a7 j! d% m! q+ I! w　　（2）生产实验表明，与传统的热处理方法相比，经真空热处理的铝合金型挤压模耐磨性好，粘铝少，型材表面光洁且尺寸精密，模具使用寿命可提高2-3倍．
　　(3)对于4Cr5MoSiV1钢铝合金挤压模具来说，建议采用1040℃真空加热，气压为0.113～80kPa真空油淬600+580℃电阻炉回火的热处理工艺．

雄附屯

学习，楼上的厉害，好好学习天天向上。

昔日重来

谢谢2＃和3＃楼的同志给予圆满的解答。