H13钢制热作模具高温渗碳工艺试验研究

2012-07-20左传付汤峰刘先进

轴承 2012年12期

左传付，汤峰，刘先进

(1.鹤壁职业技术学院机电工程学院，河南鹤壁 458030；2.中原工学院材料与化工学院，郑州 450007;3.阜阳轴承有限公司，安徽阜阳 236056)

模具寿命是直接影响产品质量、加工效率和成本的重要因素之一，也是衡量模具制造水平的重要指标。对失效模具统计表明：有50%以上的模具是由于热处理不当导致失效的，因此，采用优化的热处理技术对新、老模具进行处理，可以更好地发挥材料的潜力。

渗碳是钢表面强化热处理工艺之一，但传统观点认为渗碳不适合用于中、高碳合金钢制热作模具，主要是考虑它会明显降低模具的疲劳寿命。据文献[1-3]可知，对含有大量Cr，W，Mo，V等碳化物形成元素的钢进行渗碳已经获得了成功，但未见用于生产实践的详细报道。本案采用1 100 ℃高温对常用H13热作模具钢进行渗碳强化处理，并结合模具的淬、回火处理组成复合工艺，以改善热作模具的耐磨性、热强性及热硬性等技术指标，实现提高模具使用寿命的目的。

1 试验材料与方法

1.1 材料及锻造

H13钢是从美国引进的中碳合金热作模具钢，相当于我国的4Cr5MoSiV1钢。该钢主要化学成分(质量分数)为:w(C)=0.32%～0.45%，w(Cr)=4.75%～5.50%，w(Mo)=1.10%～1.75%，w(Si)=0.80%～1.20%，w(V)=1.10%～1.75%，w(Mn)=0.20%～0.50%，w(P)≤0.03%，w(S)≤0.03%。

H13钢含碳量不高，且钢锭中常伴有亚稳定共晶碳化物，因此，模坯要进行六面锻造，要求锻造比≥5，内墩粗比≥3。其目的在于:(1)击碎粗大共晶碳化物，改进锻件的致密度，使组织均匀；(2)改变锻件的流线方向，以改善力学性能和使用性能；(3)改善锻件的碳化物分布，以改善其热处理性能及使用性能。锻后在850～900 ℃下进行球化退火处理。

1.2 试样制备

H13钢球化退火后，其组织主要由铁素体和少量的碳化物组成，将其加工成若干组试样，其中：10 mm×8 mm×8 mm试样用来做金相观察与扫描电镜分析；10 mm×10 mm×4 mm试样用来做X衍射分析；37 mm×12 mm×10 mm试样用来做耐磨性能测试。

另外，采用低碳钢箔(纯铁片)测量碳势，它的厚度为0.1 mm，长度为25 mm,宽度为25 mm，原始碳含量为0.09%。

1.3 试验方法

(1)试样处理。因为H13钢表面常存在有Cr2O3而阻止渗碳的进程，所以渗碳前需首先把试样表面分别用400#和600#砂纸磨光，然后将试样与纯铁片装入渗碳炉中。

(2)渗碳炉的准备。渗碳在高温箱式电阻炉中进行，在高温渗碳处理前，需首先进行炉温的校正。用铂-铑热电偶校正控温仪表，以保证高温渗碳处理温度的准确，分别校正920, 950, 1 000和1 120 ℃。

(3)高温渗碳及淬、回火处理。采用固体渗碳法，渗碳温度为1 100 ℃，保温时间为3 h。渗剂用球磨机磨成粉状，渗碳罐用壁厚为6 mm的高温耐热不锈钢制成，将试样与渗剂置于渗碳罐中，用黄泥密封，放入炉中，然后开始升温，到达1 100 ℃后开始计时，保温渗碳3 h后出炉，降温至950 ℃淬火，然后在580 ℃盐浴保温1 h，渗碳及淬、回火工艺曲线如图1所示。

图1 H13钢高温渗碳及淬、回火工艺曲线

为与传统工艺比较，同时在920 ℃进行固体渗碳，保温时间也选择为3 h。

2 试验结果与分析

2.1 金相显微组织的观察与分析

图2、图3分别是H13钢在不同温度下固体渗碳处理后的金相组织。101硝酸酒精溶液腐蚀，Neophot-21型卧式金相显微镜观察，可以看出：920 ℃时，渗层较薄，碳化物析出较少，而且以晶界析出为主，同时颗粒较粗大，达到300 nm以上，组织形态不佳；在1 100 ℃时，渗层增加，碳化物出现较多，同时颗粒直径在300 nm以下，组织中含有大量弥散分布的碳化物组织。

图2 920 ℃渗碳后的组织(×400)

图3 1 100 ℃渗碳后的组织(×400)

2.2 X射线衍射分析

将渗碳处理的试样外表面磨光，用10%硝酸酒精溶液进行深度腐蚀后，利用D/Max-Ya型X射线衍射仪对表面进行结构分析。图4、图5分别是H13钢在不同温度下固体渗碳处理后的表面X射线衍射谱，可以看出：920 ℃条件下，碳化物的种类较少，主要是少量的Cr23C6；而在1 100 ℃条件下，碳化物的种类较多，主要是大量的Cr7C3，同时含有大量的Mo2C，V4C3等。

图5 H13钢1 100 ℃ 渗碳后的X射线衍射谱

2.3 硬度测定及分析

硬度是渗层的重要力学性能之一，涉及零件在使用过程中的耐磨性、强度和寿命等。硬度的测定严格依据显微硬度法的规定进行，测定仪器为71型显微硬度计,由专人负责测定。

图6是H13钢常温、高温渗碳处理淬火后截面显微硬度分布。可以看出，在渗碳时间相同(3 h)，渗碳温度不同的条件下，高温渗碳的渗层厚度比常温渗碳层深200 μm左右；高温渗碳表层显微硬度超过1 100 HV，比常温渗碳的表面硬度高200 HV左右，随着距表面距离的增加，硬度逐渐降低并趋于稳定在730 HV左右，这是H13钢未经渗碳处理淬火马氏体组织的显微硬度。

图6 H13钢常/高温渗碳淬火后截面显微硬度分布

表1是H13钢在相同碳势、不同温度条件下的固体渗碳处理后的效果对比。

表1 H13钢不同温度下固体渗碳效果对比

H13钢经高温渗碳处理淬火后渗层中分布着大量、细小的等轴碳化物与马氏体。这些碳化物主要由M7C3型组成，此外还有MC, M2C, M4C3和M23C6型，它们的硬度比(FeM)3C的硬度高得多，其硬度值见表2。

表2 各种碳化物的硬度值

H13钢高温渗碳表层硬度可达1 100 HV，高于常温渗碳的表层硬度，比基体组织的硬度提高了400 HV左右，硬化层深度达600 μm左右。渗碳温度越高，奥氏体含碳量越高，渗碳后淬火的表面硬度就越高；同时温度越高，合金碳化物的数量越多，其弥散强化效应也越明显。

2.4 耐磨性能

耐磨性能试验是在MM-200型磨损试验机上进行的。摩擦的形式为滑动摩擦，磨轮为T10钢淬火态，硬度为62 HRC，试验转速为400 r/min，载荷为20 N。

图7是H13钢经过高温渗碳处理和常温渗碳处理试样的耐磨性比较，可以看出，在前10 min二者磨损量相差并不很大，10 min后高温渗碳处理的磨损量比常温处理的磨损量有明显减小。可见，在要求耐磨性较高的情况下，经高温处理的耐磨性优于常温处理，具有更好的实用价值。

图7 H13钢不同温度渗碳淬火后磨损量与时间关系曲线

3 讨论

高温渗碳与传统渗碳不同，它是按照合金内氧化中沉淀出氧化物的原理，对含有强碳物形成元素(Cr, V, Mo, W)的钢进行渗碳，在碳原子自表面向内部扩散的同时，在渗层沉淀出上述各元素的碳化物，因此，高温渗碳淬火可在表层获得马氏体加合金碳化物的组织，具有极高的硬度。

在高温渗碳时，基体主要由γ相组成。渗碳时，由于温度高，强碳化物形成元素形成的碳化物呈弥散性分布，且数量较大。同时奥氏体中的含碳量也有较大提高，表面强化依靠的是弥散分布的碳化物和淬火形成的马氏体，极大地提高了热作模具钢的强韧性。

合金钢高温渗碳时，由于合金碳化物的不断析出，必将导致奥氏体中合金元素的贫化，合金元素的贫化将使碳在奥氏体中的活度系数及溶解度同时增大，使碳在奥氏体中的活度逐渐接近气氛碳势，最终导致相等，此后工件表面碳化物数量将不再增多。也就是说合金钢高温渗碳时，渗层碳化物体积分数存在一个极限值。

H13钢含有较多的Cr, Mo及 V等强碳物形成元素，高温渗碳时，随着表面碳浓度的增加，导致次表面这些强碳物元素向表面扩散，从而使表面合金元素增加，提高了表面合金碳化物的数量及其弥散度。高温渗碳的强化层是依靠高温扩散形成的，所以与其他表面强化技术相比，其渗层平缓，使其具有较好的抗疲劳性能。在1 100 ℃以上加热淬火，其心部马氏体形态由混合型转变为板条状，板条马氏体和弥散分布的细小合金碳化物，都是有助于改善强韧性的因素。文献[4]指出H13钢的冲击韧度ak和断裂韧度K1C值均优于3Cr2W8V钢。

H13钢制热作模具经高温渗碳复合工艺处理后，实际使用表现出优异的高温力学性能，认为这是基体马氏体强化与渗层合金碳化物强化的复合强化作用，即在回火马氏体基体上分布着大量弥散、细小颗粒的多种合金碳化物是强化的主要原因。

4 应用实例

对H13钢制轴承套圈锻造热挤压模具采用高温渗碳、预冷淬火、多次回火的复合热处理[5]，其工艺曲线如图8所示。模具经过1 100 ℃高温渗碳，预冷到950～1 000 ℃后淬火，具有良好的渗碳层组织和性能以及表面状况；考虑到二次硬化峰在500～550 ℃区域，超过650 ℃模具硬度开始明显下降，因此，选用580～600℃作为模具的回火温度，根据模具实际尺寸，回火2～3次，每次2 h。

图8 H13钢高温渗碳复合热处理工艺曲线

经生产实践证明，用H13热作模具钢制造的轴承环件锻造热挤压模具，采用复合工艺处理后,克服了早期磨损失效，也没有出现脆性断裂的现象，使模具平均使用寿命提高了1～3倍。这表明，通过工艺优化，在提高材料表面硬度和强度的同时，没有明显降低材料的韧性。在不大幅度增加热作模具热处理成本的前提下，显著提高了模具的使用寿命。