尖咀钳热锻模复合强化处理

zpc64

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。
* o  U: ^; n. }7 r

    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*

淬火温度（±5) ( [( E+ }' N0 m0 r	910 & S/ g0 c0 T2 C) D/ U2 m$ |) w	930	960	990 8 C9 n3 q, e* U" W; f  I	1020	1050 ! u0 T0 ~; S/ o% O8 p; _; ]5 Y1 d	1080 6 n2 m5 F+ O* |& b3 z/ |8 J7 b; i
晶粒度（级）	11.0～11.5	10.0～10.5 ) r4 _. B5 u  B5 o1 d0 E	8.5～9.0	8.0～8.5 $ Y! x) B6 Z( d, ]	6.0～6.5 4 [: O# y- u9 ~& A	4.0～4.5	4.0   l8 Y% u+ }- z3 R7 y+ s

*一组三件试样平均值.
9 M$ I. t$ K. @# x

表2　　 淬火温度与硬度关系*

淬火温度（±5) * x- D7 j- f! f. b- U	850	900 " s7 w) V+ V# c* B# }6 Q	950	1000	1050	1100 1 _% t0 t" F, U5 Q. p: X
硬度（HRC） 9 ]8 V( _) j9 x/ c& [: ?	51～52	53～54	55～56 + F. E( Z7 V- }9 F2 U3 o! L$ s	58～59 4 V6 x0 P5 c1 I, P; K6 A8 k! ~	55～56 ) o& d7 N8 |! T" i) d$ ~7 s. y	52～53 8 c% L. C7 z3 i( g

*一组三件硬度试样平均值

表3 　4Cr4NiMoV电渣钢力学性能*

淬火温度（±10℃)	力　　学　　性　　能
	σ0.2/MPa ( |, x+ [- g7 K% v5 ^	σb/MPa / h7 u- K9 ?, s& ?/ w1 D	δs(%) 6 I7 ~4 Z# @9 O. }7 U	ak(J/cm2)	HRC - R4 o) o* B! c+ x$ S( M; G0 [
350 / e! n2 t+ [% }& d	1321～1334	1452～1518 ) o2 ~1 k# E6 F& ?3 \. H1 p	4.5～5.6 / r3 H/ q) ?/ I9 H	31～33	46～49
450	1406～1412	1513～1526 - ^6 m- g, b  s1 c& J	6.5～7.3	36～41	44～47 3 `$ T" {+ y* m1 Z# v+ s
550 6 U3 a- O# K2 p8 c4 T) u# G3 ^	1435～1442 ! n+ R$ A2 e% {	1597～1609	9.0～9.5 . z% r! ?' u# |! _	44～46 9 a+ M+ {# x2 t/ h5 W	43～45
650	1209～1215	1318～1327	10.5～11.0	75～81	38～41 9 f2 ]( \" H/ [1 h( T

*三组性能试样平均值。960℃油淬试样。
4 X, r& s; `) F1 R, E2 复合强化热处理工艺
- D' I* A+ ]+ u! t
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。
% Q. B' f9 G8 x（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。
（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：
& h! S! B5 a' C7 i* [, M4HCONH2→4[N]+2[C]+4H2+2CO；
1 _! }- t* b% x( x4 p4 b（NH2）CO→CO+2H2+2[N]，
9 }/ |* Z4 @5 X. T/ j% N2CO→CO2+[C]；
, T+ P1 O! ^3 g! v! Q  b& l- x# c$ o, c2H3BO3→B2O3+3H2O，
7 _4 A1 n2 G2 i, qB2O3→3[C]+2[B]+3[O]；
/ g# U- }8 F/ \8 E& x& ?（NH2）CS→2[N]+[S]+[C]+2H2；
" c0 K: s% i/ x' T- P+ xH2O→[O]+H2。
8 W7 a4 ], \2 Y4 k

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。