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。
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    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
2 ^9 \, }4 k, k& |7 ^2 R) I, c) W

表1 淬火温度与晶粒度关系*

淬火温度（±5)	910 9 P( w, Q; z& Z	930   _( b# b; A; ~# X6 G3 }	960	990	1020 1 z" i5 S3 U4 M1 P% E	1050 # v; s: w8 E  F7 ?- l	1080
晶粒度（级）   N9 p7 ?2 v0 l* D; W	11.0～11.5 / ~% F# ^; W, T; d! p3 x% F	10.0～10.5 ! m- P: y' H6 o- c; `" q2 k3 d	8.5～9.0 & X' [) d! T9 X, c% d7 c! h4 o	8.0～8.5	6.0～6.5	4.0～4.5   w# G* C$ M* S" b5 F  D+ V( W. O	4.0 " F0 _2 {; D$ l+ D. }: D

*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) ' a% I6 R. r% [* U# f% V' i4 t  e	850 4 E8 Q% H, A& P, Y	900	950	1000 1 h% z& V( R$ M; d- j2 y. F	1050	1100
硬度（HRC）   C7 V0 n# V3 _, b4 ]3 w8 p# g/ A	51～52 # I9 Q4 h; \+ o+ A0 M3 i% [	53～54 # L  w4 o! D! D5 f	55～56	58～59	55～56 ) p+ [1 N5 E2 i( {- }& {	52～53

*一组三件硬度试样平均值
: V6 Q1 i2 b' R! M5 ?

表3 　4Cr4NiMoV电渣钢力学性能*

淬火温度（±10℃) 1 O4 b- c& `7 V6 V, C/ @	力　　学　　性　　能
	σ0.2/MPa	σb/MPa & r% U6 m, V" F7 w, E. z# ^, {	δs(%)	ak(J/cm2)	HRC : \' x/ J. l- `' z  T! r0 z
350 * O1 m# b% ^4 y1 G	1321～1334 4 @2 p+ F4 i4 b# I	1452～1518	4.5～5.6 % O6 u( L' m6 q% X0 f: o	31～33	46～49 ' ]9 I. h" Z, {$ O  A9 `
450 ) U& H* Q1 b% E4 Q5 @3 k	1406～1412	1513～1526	6.5～7.3 8 X2 w8 y, [+ Q: S! Q	36～41	44～47 ; J7 U8 k% F7 N+ z
550 * `7 v8 d$ J1 V2 X, ?	1435～1442 ' R; u: ^; e. {& P	1597～1609	9.0～9.5 , O& o4 j0 e2 r4 C4 y	44～46 / E# y, j7 E8 I% J3 r! C3 m' X	43～45 ) i* }+ a: p1 y+ `; z* x
650 6 a# f" {9 B) W) C; |/ @	1209～1215	1318～1327 ; U7 W5 K3 E% t& [1 y	10.5～11.0 % z7 D. e8 k6 w* C) F6 j* y	75～81	38～41

*三组性能试样平均值。960℃油淬试样。
2 复合强化热处理工艺

$ e( r2 J" O, b& U1 J9 J3 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。
9 R- D, }8 L  U- T/ K) ?6 a（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。
0 M1 }5 H2 m& q（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：
+ l" X& E+ c* _/ A! h9 Y( q4HCONH2→4[N]+2[C]+4H2+2CO；
7 F- @  B* s5 L5 ^3 G$ u0 ^3 f（NH2）CO→CO+2H2+2[N]，
2CO→CO2+[C]；
$ T+ r. w! H" ?+ D% X. D8 l6 i2H3BO3→B2O3+3H2O，
B2O3→3[C]+2[B]+3[O]；
+ s9 u8 {7 ^; J; s" _: O, K7 D（NH2）CS→2[N]+[S]+[C]+2H2；
; c; V8 V0 L3 o+ P. [6 F# }( eH2O→[O]+H2。
# {( T% [, \! j! D! b

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。