尖咀钳热锻模复合强化处理

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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。
1 b1 C, v+ B5 L7 M. a% k  I

    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
5 n: L1 a/ C7 \; B' x  i3 v) t

表1 淬火温度与晶粒度关系*

淬火温度（±5) 6 g7 c$ N( u1 V3 J5 ]/ }	910	930 2 M3 D; Z, {5 O: L	960 & A' d5 v0 e; u' [3 A  L	990 7 X. b5 t; i8 ^% ~2 b	1020 4 ?5 K, Y* N- ~; y1 U4 k	1050	1080 5 {! H. Y  q9 u+ x, M9 Z
晶粒度（级）	11.0～11.5 ) z+ \4 G5 e# \# G& q	10.0～10.5 ; `  }# t+ i5 i9 v. f* g* D	8.5～9.0 $ G7 p# I; w- U	8.0～8.5	6.0～6.5 " I. z3 u1 N% E  u	4.0～4.5 % ?, Y- @" }& f+ e, k7 G. \  p	4.0 - c+ H/ y. A0 O+ X0 R2 _

*一组三件试样平均值.
8 d" _" S5 h- c9 h4 ]& Y; Z

表2　　 淬火温度与硬度关系*

淬火温度（±5)	850 : Z; U, J7 M: [8 K, M	900	950 . R: \% S) p- c5 P& b	1000 & M5 P" K1 a! q$ Q  S7 [8 L	1050 / E) r6 a& h! b6 N3 H	1100
硬度（HRC） ' P7 V; X1 V! \7 S	51～52	53～54	55～56	58～59 6 S3 d: w% X" r! e( c	55～56	52～53 6 C9 h1 H5 {+ B. a! G  u

*一组三件硬度试样平均值
) d: Z% H5 o, Y: A3 ^7 ?

表3 　4Cr4NiMoV电渣钢力学性能*

淬火温度（±10℃) 5 w8 e0 X  E0 k0 R4 o- T$ Z	力　　学　　性　　能
	σ0.2/MPa + L7 t- U6 r3 s2 L& q	σb/MPa , R! F* z$ |9 e4 d1 s& y% h	δs(%) / T' m2 w: J% G( ]! E" U% T	ak(J/cm2) 8 [* A5 |+ I( G9 Y/ [	HRC 7 L* z& y& v$ d2 D4 O0 y! \, }
350	1321～1334	1452～1518 " d; T: X3 Y! A4 v6 Y) A	4.5～5.6	31～33 9 ?) E. T3 K) B) t+ j+ o; a$ I	46～49
450	1406～1412 % J$ d1 t/ g% P; Y9 J* r	1513～1526	6.5～7.3	36～41	44～47
550 % i2 j9 m3 R0 u+ ?	1435～1442 * _' ]2 ~/ e9 ?; H! W, n5 U& v8 ]	1597～1609 " X$ T* z& {3 f, z) R9 U	9.0～9.5	44～46	43～45
650	1209～1215	1318～1327 ! Z; P1 D; r2 J3 r5 l7 I	10.5～11.0 , _) ~1 j# C1 [  Z	75～81 2 e( S3 }6 R( G	38～41 2 z9 T3 h' g: g

*三组性能试样平均值。960℃油淬试样。
+ @: l" s- k' l2 复合强化热处理工艺
7 B3 r* R- t# o" `" g) Y
4 z6 A; O* R4 c  L3 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。
- x6 a- r; |1 u2 R3 S& f（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。
: V1 Z  H  f7 e% R4 ]: c（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：
9 a( d5 g/ Y  ~4HCONH2→4[N]+2[C]+4H2+2CO；
% ?3 z/ [2 w/ A1 j（NH2）CO→CO+2H2+2[N]，
2 D. O3 p4 J% P1 P. ?1 h/ B2CO→CO2+[C]；
2H3BO3→B2O3+3H2O，
. s2 g$ i3 v$ p; X. o& I# dB2O3→3[C]+2[B]+3[O]；
& R/ O) L$ n4 h% F（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。