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。
9 K! @! I/ a. x5 i! P; 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)	910	930	960 5 R+ Y, `) B* D+ j3 U) {	990 + R( G7 U5 w* B3 j4 q7 U* N( \	1020	1050 4 E, d( z5 ^6 e9 E/ v2 A- ]	1080
晶粒度（级） " U. z9 x9 I8 L2 B0 a  V	11.0～11.5 6 t. A1 x, Q: p+ x" Q& |* Q	10.0～10.5 9 C: l+ s8 @& H	8.5～9.0	8.0～8.5	6.0～6.5   w( U0 N4 H+ |; z7 D  t	4.0～4.5	4.0 9 X+ P' O! f4 F1 c' @% }1 ^3 ?& g

*一组三件试样平均值.

表2　　 淬火温度与硬度关系*

淬火温度（±5) 3 m' f, ?1 c" n' Q	850	900 * s4 C3 ~+ S0 T( v0 J	950	1000 / u. o# F2 Y1 V4 j7 J	1050	1100
硬度（HRC） ( f' D+ [" d- x, q8 P! X' G	51～52	53～54	55～56 * F: a! Q: v8 u% L+ C  f	58～59 1 M. K" x3 w; j	55～56 4 P' c2 I( }4 |: T& r% W	52～53

*一组三件硬度试样平均值
* {4 N( r7 F6 p2 L* m' T* }& a

表3 　4Cr4NiMoV电渣钢力学性能*

淬火温度（±10℃) 5 ?% w( L6 P) }) R1 p	力　　学　　性　　能
	σ0.2/MPa $ }0 F; ^' z* }	σb/MPa 0 u5 }9 v/ L- g, o  z1 C	δs(%) / }' U+ P/ p! e, A4 b% e. K	ak(J/cm2) - z+ C1 b1 |, G$ q6 d2 ]3 r	HRC
350	1321～1334 % m  l; C7 f  h0 U  P$ H4 T) j2 `	1452～1518 + t* K( M& t  j; i' S	4.5～5.6	31～33 . Z; V5 Z/ T7 [8 @2 C	46～49 " s- r: x* z0 j! d2 {
450	1406～1412 % {) }/ R$ q4 H	1513～1526   [5 V9 _3 L# l0 [1 I	6.5～7.3 ; A+ S- P4 t1 \3 h; r	36～41	44～47
550 # U6 C% y. {  V3 y& U	1435～1442 % ^9 @  t# b# E8 E	1597～1609 : \+ k; p  ^: I/ w	9.0～9.5 " G+ U/ S; t5 F/ l+ k	44～46 % \9 `7 v' e, f5 _+ @	43～45 + S" ]; [1 _  k6 R  v1 W7 H/ |
650	1209～1215 + D7 l/ ]9 m! S	1318～1327	10.5～11.0 , |% r/ C1 e  |* f	75～81	38～41 3 {; S. N, ^; c2 L  C

*三组性能试样平均值。960℃油淬试样。
7 L8 k. F& K1 v3 B. Y2 复合强化热处理工艺
% H3 @: |' |  F8 M' G& I7 Q
. z$ o- L7 a8 J3 新工艺分析
2 Y) H9 f+ f8 S( G& H) @: r（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。
! b% L6 y$ N1 z6 C（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：
4HCONH2→4[N]+2[C]+4H2+2CO；
3 S; j5 _. i+ }, E& u9 Q（NH2）CO→CO+2H2+2[N]，
( f3 I$ ?/ e4 k5 m7 m6 _' H7 j& w2CO→CO2+[C]；
' u) d& t0 b8 A4 q* Y" I$ o2H3BO3→B2O3+3H2O，
B2O3→3[C]+2[B]+3[O]；
; g% @6 V' r6 C/ z9 X' a; a（NH2）CS→2[N]+[S]+[C]+2H2；
. b$ Q- a' L. ~$ S  Z7 B: SH2O→[O]+H2。
5 n2 K( x4 f& g2 q7 g$ V  Q( Y

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。