毕业设计国外新型热作模具钢及其热处置工艺分析.docx

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毕业设计国外新型热作模具钢及其热处置工艺分析

河南科技学院

2009届本科毕业设计

设计题目：

国外新型热作模具钢及其热处置工艺分析

（ABOARDNEWTYPESOFHOT-MOLDSTEELANDITSHEATTREATMENTTECHNOLOGYMETHOD）

学生姓名：

高霞丽

所在院系：

机电学院

所学专业：

机电技术教育

导师姓名：

王焕琴

完成时刻：

2009年5月15日

国外新型热作模具钢及其热处置工艺分析

摘要

要紧表达了H13、QRO80M、QRO90SUPREME等新型热作模具钢的性能、利用特点及其热处置工艺技术方式。

H13钢是应用普遍的第二代中温（<600℃）热作模具钢,在那个地址不仅描述了H13钢的化学成份及其对钢的组织结构和性能的阻碍,还介绍了常规热处置中的退火,淬火和回火工艺;在此基础上又介绍了热处置新工艺中的高温淬火,双重淬火,操纵冷却速度淬火和深冷处置;最后,又充分地展开了有关H13钢的表面热处置有关内容;与第2代热作模具钢相比,比QRO80M、QRO90SUPREME钢具有①更细的显微组织;②更高的回火稳固性;③更好的热强性;④更高的高温强度和相同的常温力学性能。

而且具有专门好的韧性、热疲劳性，通用性，专门适用于制作既要耐高温，又需高韧性、高热疲劳性的热挤压模、热冲模、热锻模、压铸模，尤其适合于粉末压制锻模.

关键词:

热作模具钢,热处置,模具技术

ABOARDNEWTYPESOFHOT-MOLDSTEELANDITSHEATTREATMENTTECHNOLOGYMETHOD

Abstract

Thispapermainlyintroducestheproperty,characterandheattreatmenttechnologymethodofH13,QRO80M,QRO90SUPREMEwhicharenewtypesofhot-moldsteel.Inthemiddle-temperature,H13steelisveryusefulformanypurposes.tougheningandprinciplesofphysicalmetallurgytotheanalysesinsomedetailofthechemicalcompositionsofH13hotworktoolsteelandtheeffectsoftheonesuponthemicrostructuresandproperties.Camparedwithhigh-qualityH13steel,QRO80MandQRO90SUPREMEsteelhavemanyadvantages:

finermicrostructure,highertemperingstability,moreexcellenthot-strengthandhot-hardness,higherhigh-temperaturestrengthandthesamenormal-temperaturemechanicalproperties.

Keywords:

hot-moldsteel;heattreatment;dietechnology

0引言1

1H13优质热作模具钢1

H13钢的化学成份的分析3

H13钢的常规热处置工艺4

退火工艺4

淬火工艺4

回火工艺4

H13钢的热处置新工艺5

高温淬火5

双重淬火5

操纵冷却速度淬火5

深冷处置5

钢的表面热处置5

表面低温化学热处置6

高能束流表面热处置8

2UHBQRO80M和QRO90SUPREME热作模具钢9

UHBQRO80M,QRO90SUPREME钢是第3代性能加倍优良的热作模具钢9

UItBQRO90SUPREME钢的热处置工艺9

致谢11

参考文献12

1引言

模具是机械、冶金、电子、轻工、国防等工业部门的重要工艺装备,是保证高效率生产、高产品质量和降低生产本钱的重要手腕。

随着工业技术的迅速进展,各部门都普遍地采纳新的高精度、高效率的模具成型工艺代替传统的切削加工工艺。

目前,机械工业约70%的零件采纳模具成型工程机械中履带式推土机的链轨节、挖沟机的铲刀、液压缸中的活塞、液压泵芯、轴承环、螺母、为某些出口挖掘机配套的斗齿等都是模具成型件。

很多行业中,模具费用已占产品本钱15%～30%。

国外模具工业进展十分迅速。

美国模具工业产值从1974年的亿美元进展到1980年的亿美元,平均年增加率为%;日本从1957年到1981年模具总产值增加了66倍,每一年以大约20%的速度递增。

1985年全世界模具工业产值约为5万亿日元。

1990年我国合金工钢产量为万t。

各国都将模具用钢归入合金工具钢中,一样合金工具钢中模具用钢约占70%～80%。

模具钢是用于制造冷作模具和热作模具的材料。

热作模具钢是制造热作模具（热锻模、热顶锻模、热挤压模和压铸模等）的金属材料。

由于热作模具工况条件超级恶劣,是在超级苛刻的条件下工作,如经受各类应力及金属熔液对模具工作表面的溶蚀,在工作中反复受到灼热金属的加热和冷却介质（水、油、空气）冷却的热循环交替作用。

当灼热的金属放入热作模具型腔时,型腔表面急剧升温,表层产生压应力和压应变;当金属件掏出时,型腔表面由于急剧降温而受到拉应力和拉应变作用,极易产生热疲劳等,因此要求模具材料具有高的热强度、高温硬度、冲击韧性、淬透性和好的热稳固性和抗冷热疲劳性能等。

总之,要求热作模具具有良好的综合力学性能,一样采纳合金钢制造。

据保守估量:

2005年国内模具钢消费量至少50万t,其中热作模具钢占13%。

热作模具是在高温下加压、强迫金属在型腔中流动成型的工具。

为适应热作模具恶劣的工作环境，提高利用寿命，要求热作模具钢应具有高的热强度、良好的耐回火性、高的韧性和塑性、小的热膨胀系数和好的导热性等优良的力学性能和利用性能。

第一代热作模具钢主若是5CrNiMo、5CrMnMo和3Cr2W8V钢（化学成份见表1）。

从20世纪30年代初开始至今一直取得普遍的应用。

第二代热作模具钢以美国的AISIH10、H11、H12、H13钢系列为代表（其化学成份见表2）,尤其以H13钢最受欢迎。

第三代热作模具钢是典UDDEHOLM公司研制的UHBQRO80M和QRO90SUPREME钢系列。

而H13、QRO80MQRO90SUPREME钢被称为20世纪90年代新型优质热作模具钢,直到21世纪初都是热作模具钢的主选钢种,已在美国、日本、德国、瑞典等发达国家取得普遍应用。

第1代热作模具钢要紧包括5CrNiMo，5CrMnMo和3Cr2w8v钢，自20世纪30年代初在工业中应用后至今仍广为应用，已经积存了丰硕的冶炼、锻造、机械加工和热处置工艺体会；第2代热作模具钢那么以美国的AISIH10，H11，H12，H13钢系列为代表，尤其以H13钢最受欢迎；第3代热作模具钢是瑞典UDDE—HoLM公司研制的UHBQRo80M和QRo90SUPREME钢系列0。

而H13，QRO80M，QRo9SUPREME钢被称作2世纪90年代新型优质热作模具钢，乃至21世纪初都将成为热作模具的主选钢种，已在美国、日本、国瑞典等发达国家取得普遍应用.

1H13优质热作模具钢

H13钢由于化学成份的优化，含有大量Cr，Mo，V等合金元素，大体上能知足热作模具所要求的利用性能，是第2代性能优良的中温（≤600℃）热作模具钢。

H13钢与高韧性热作模具钢5CrNiMo，5CrMnMo相较，具有更高的热强性、耐热性和淬透性，因此可取代热强性不足的5CrNiMo，5CrMnMo钢来制造热锻模以提高利用寿命；与高热强性热作模具钢3Cr2W8V相较，具有高的韧性和抗热振性，因此，能够成功地取代因韧性或疲劳性不足引发失效的3Cr2w8V钢来制造热挤压模、热冲模和压铸模。

2.1H13钢的化学成份的分析

H13钢是C-Cr-Mo-Si-V型钢,活着界上的应用极为普遍,同时各国许多学者对它进行了普遍的研究,并在探讨化学成份的改良。

钢的应用普遍和具有优良的特性,要紧由钢的化学成份决定的。

下面对H13钢的成份加以分析。

（1）碳美国AISIH13,UNST20813,ASTM的H13和FEDQQ-T-570的H13钢的含碳量都规定为%%,在所有H13钢中含碳量范围最宽.

德国X40CrMoV5-1和的含碳量为%%,含碳量范围较窄,德国DIN17350中还有X38CrMoV5-1的含碳量为%%。

日本SKD61的含碳%%。

我国GB/T1299和YB/T094中4Cr5MoSiV1和SM4Cr5MoSiV1的含碳量为%-042%和%%,别离与SKD61和AISIH13相同。

钢中含碳量决定淬火钢的基体硬度,按钢中含碳量与淬火钢硬度的关系曲线能够明白,H13钢的淬火硬度在55HRC左右。

对工具钢而言,钢中的碳一部份进入钢的基体中引发固溶强化。

另外一部份碳将和合金元素中的碳化物形成元素结合成合金碳化物。

对热作模具钢,这种合金碳化物除少量残留的之外,还要求它在回火进程中在淬火马氏体基体上弥散析出产生两次硬化现象。

从而由均匀散布的残留合金碳化合物和回火马氏体的组织来决定热作模具钢的性能。

由此可见,钢中的含C量不能太低。

含5%Cr的H13钢应具有高的韧度,故其含C量应维持在形成少量合金C化物的水平上。

Woodyatt和Krauss[9]指出在870℃的Fe-Cr-C三元相图上,H13钢的位置在奥氏体A和（A+M3C+M7C3）三相区的交壤位置处较好。

相应的含C量约%（见图1）。

图上还标出增加C或Cr量使M7C3量增多,具有更高耐磨性能的A2和D2钢以作比较。

另外重要的是,维持相对较低的含C量是使钢的Ms点取于相对较高的温度水平（H13钢的Ms一样资料介绍为340℃左右）,使该钢在淬冷至室温时取得以马氏体为主加少量残余A和残留均匀散布的合金C化物组织,并经回火后取得均匀的回火马氏体组织。

幸免使过量残余奥氏体在工作温度下发生转变阻碍工件的工作性能或变形。

这些少量残余奥氏体在淬火以后的两次或三次回火进程中应予以转变完全。

顺便指出,H13钢淬火后取得的马氏体组织为板条M+少量片状M+少量残余A。

经回火后在板条状M上析出的很细的合金碳化物的照片可见图2,国内学者也作了必然工作H13钢是利用最普遍和最具代表性的热作模具钢种,它的要紧特性是:

①具有高的淬透性和高的韧性;②优良的抗热裂能力,在工作场合可予以水冷;③具有中等耐磨损能力,还能够采纳渗碳或渗氮工艺来提高其表面硬度,但要略为降低抗热裂能力;④因其含碳量较低,回火中二次硬化能力较差;⑤在较高温度下具有抗软化能力,但利用温度高于540℃（1000℉）时硬度显现迅速下降（即最高工作温度为540℃）;⑥热处置的变形小;⑦中等和高的切削加工性;⑧中等抗脱碳能力。

更为令人注意的是,它还可用于制造航空工业上的重要构件。

众所周知,钢中增加碳含量将提高钢的强度,对热作模具钢而言,会使高温强度、热态硬度和耐磨损性提高,但会致使其韧度的降低。

学者在工具钢产品

手册文献[11]中将各类H型钢的性能比较很明显证明了那个观点。

通常以为致使钢塑性和韧度降低的含碳量界限为%。

为此要求人们在钢合金化设计时遵循下述原那么:

在维持强度前提下要尽可能降低钢的含碳量,有资料已提出:

在钢抗拉

图1Fe-Cr-C系870℃水平截脸部份相图

图2H13钢淬火回火的TEM组织

绍为（46HRC时）和（51HRC时）。

（2）铬铬是合金工具钢中最普遍含有的和价廉的合金元素。

在美国H型热作模具钢中含Cr量在2%~12%范围。

在我国合金工具钢（GB/T1299）的37个钢号中,除8CrSi和9Mn2V外都含有Cr。

铬对钢的耐磨损性、高温强度、热态硬度、韧度和淬透性都有有利的阻碍,同时它溶入基体中会显著改善钢的耐蚀性能,在H13钢中含Cr和Si会使氧化膜致密来提高钢的抗氧化性。

再那么以Cr对1Mn钢回火性能的作用来分析,加入小于6%Cr对提高钢回火抗力是有利的,但未能组成二次硬化;当含Cr大于6%的钢淬火后在550℃回火会显现二次硬化效应。

人们对热作钢模具钢一样选5%Cr的加入量。

工具钢中的铬一部份溶入钢中起固溶强化作用,另一部份与碳结合,按含铬量高低以（FeCr）3C、（FeCr）7C3和M23C6形式存在,从而来阻碍钢的性能。

另外还要考虑合金元素的交互作用阻碍,如当钢中含铬、钼和钒时,Cr>3%[14]时,Cr能阻止V4C3的生成和推延Mo2C的共格析出,V4C3和Mo2C是提高钢材的高温强度和抗回火性的强化相,这种交互作用提高该钢耐热变形性能。

图3钢中经常使用合金元素的淬透性因子

Cr对钢共析点的阻碍,它和Mn大致相似,在约5%的含铬量时,共析点的含C量降到%左右。

另外Si﹑W﹑Mo﹑V﹑Ti的加入更显著降低共析点含C量。

由此能够明白:

热作模具钢和高速钢一样属于过共析钢。

共析含C量的降低,将增加奥氏体化后组织中和最后组织中的合金碳化物含量。

钢中合金C化物的行为与其自身的稳固性有关,事实上,合金C化物的结构、稳固性与相应C化物形成元素的d电子壳层和S电子壳层的电子欠缺程度相关。

随着电子欠缺程度下降,金属原子半径随之减小,碳和金属元素的原子半径比rc/rm增加,合金C化物由间隙相向间隙化合物转变,C化物的稳固性减弱,其相应熔化温度和在A中溶解温度降低,其生成自由能的绝对值减小,相应的硬度值下降。

具有面心立方点阵的VC碳化物,稳固性高,约在900-950℃温度开始溶解,在1100℃以上开始大量溶解（溶解终结温度为1413℃）;它在500℃-700℃回火进程中析出,不易聚集长大,能作为钢中强化相。

中等碳化物形成元素W、

Mo形成的M2C和MC碳化物具有密排和简单六方点阵,它们的稳固性较差些,亦具较高的硬度、熔点和溶解温度,仍可作为在500℃-650℃范围利用钢的强化

相。

M23C6（如Cr23C6等）具有复杂立方点阵,稳固性更差,结合强度较弱,熔点和溶解温度较低（在1090℃溶入A中）,只有在少数耐热钢中经综合合金化后才有较高稳固性,如（CrFeMoW）23C6可作为强化相。

具有复杂六方结构的M7C3,如Cr7C3、Fe4Cr3C3或Fe2Cr5C3的稳固性更差,它和Fe3C类碳化物一样很易溶解和析出,具有较大的聚集长大速度,一样不能作为高温强化相。

仍从Fe-Cr-C三元相图能够简便了解H13钢中的合金碳化物相。

按Fe-Cr-C系700℃和870℃三元等温截面的相图,对含%C钢中,随Cr量增加会显现（FeCr）3C（M3C）和（CrFe）7C3（M7C3）型合金碳化物。

注意在870℃图上,只有含Cr量大于11%才会显现M23C6）。

另外依照Fe-Cr-C三元系在5%Cr时的垂直截面,对含%C的钢在退火状态下为α相（约固溶1%Cr）和（CrFe）7C3合金C化物。

当加热至791℃以上形成奥氏体A和进入（α+A+M7C3）三相区,在795℃左右进入（A+M7C3）两相区,约在970℃时,（CrFe）7C3消失,进入单相A区。

当基体含C量﹤%时,在793℃左右才存在（M7C3+M23C6和A）的三相区,在796℃进入（A+M7C3）区（%C时）,以后一直维持到液相。

钢中残留的M7C3有阻止A晶粒长大的作用。

Nilson提出,对%C-13%Cr的成份合金,欠稳固（CrFe）23C6不形成。

固然,单以Fe-Cr-C三元系分析会有一些误差,要考虑加入合金元素的阻碍。

对H13改良型热作模具钢,含Cr成份有两种范围:

低Si高Mo的%型和%型,下面还会论述。

（3）锰几乎所有商业用钢都含必然数量的锰（Mn）。

钢中含有Mn能够改变钢在凝固时所形成的氧化物的性质和形状。

同时它与S有较大的亲合力,能够幸免在晶界上形成低熔点的硫化物FeS,而以具有必然塑性的MnS存在,从而排除硫的有害阻碍,改善钢的热加工性能。

在美国热作模具钢中H21—H26和H41—H43的含锰量均在%%,H10H—19的含锰量高于该范围。

Mn具有固溶强化作用,从而提高铁素体和奥氏体的强度和硬度,尽管其固溶强化成效不及碳、磷和硅,但其对钢的延展性几乎没有阻碍。

在铁素体-珠光体

型钢中Mn是唯一可使屈服强度增加又使冷脆转变温度转变最小的合金元素。

锰是弱碳化物形成元素,它可溶入渗碳体中形成

合金渗碳体（Fe,Mn）3C,其形成可降低系统的自由能,即取于更稳固状态,注意:

Fe3C中的Fe可全数为Mn所取代,而Cr只可在Fe3C中固溶18%-20%（原子分数）。

关于淬透性的提高,已在前节作了说明。

降低Ms点和增加淬火钢中的残余奥氏体量相联系,从而为设计微变形钢提供途徑。

有报导,高精度冷作模具钢

CrMn2SiWMoV中Mn的量为%%。

Mn加入钢中使Ac1、Ac3、Ar1和Ar3降低,这与细化铁素体和珠光体相联系,又会减薄碳化物片,对FP型钢的强化起踊跃作用。

同时有资料介绍Mn和Ni

类似有提高钢的韧度的作用。

H13型二次硬化型模具钢,其含Mn量在%～%。

对改良型热作模具钢（如QRO90super,SuperMe和HOTVAR）含Mn在%,处于较高的水平,与低Si高Mo型H13型钢Mn含量在%%范围（如ASSAB公司的Dievar钢）成明显对照。

（4）硅硅是一个对铁素体进行置换固溶强化超级有效的元素,仅次于磷,但同时在必然程度上降低钢的韧度和塑性。

一样都将Si限制在钢脱氧需要的范围内。

如

果将Si作为合金元素加入钢中,其量一样不小于%。

Si也为提高回火抗力的有效元素。

Si降低碳在铁素体中的扩散速度,使回火时析出的碳化物不易聚集,增加回火稳固性。

另外,Si尽管不推延ε碳化物的

生成,但它可固溶于ε碳化物,并提高其稳固性,延迟ε→θ转变。

第一类回火脆性与ε→θ转变和沿马氏体条间界散布形成持续薄膜有关,延迟ε→θ转变便意味着提高第一类回火脆性发生温度或举高回火温度-硬度曲线,可使回火马氏体的ε碳化物与基体维持共格和均勻散布,使回火马氏体维持有良好的强

韧性配合。

有资料说明,含1%Si相应可提高回火温度30℃～50℃,对5Cr-2Mn钢,Si量从%提高至%可在（550-650）℃回火时取得较高硬度。

可是,Si加入量过量,会使碳化物聚集的过时效速度增大,以至于难以操纵,如此,其加入量限制在%是比较适合的。

另外,Si易使钢呈现带状组织,使钢的横向性能比纵向性能差,也使钢的脆性转折温度升高;Si还具有增进钢的脱碳灵敏性;但Si有利于高温抗氧化性的提高。

美国H型热作模具钢中H21-26和H41-43和H19的Si含量最大为%或略高,而H101-4钢的含Si量为（～%,属含较高Si量的钢。

（5）钼Mo溶于Fe中也具固溶强化的作用,Mo溶解于A中能提高钢的淬透性,这在前面已有论述。

那个地址应明确指出,Mo明显推延珠光体转变,但对贝氏体转变的阻碍不大,具体表现为:

在钢中只要加入的Mo量,便足以使珠光体转变和贝氏体转变的区域分开,（Cr﹥2%和V﹥%也有相类似的作用）。

Mo是作为使钢具有二次硬化的要紧合金元素加入的,此刻普遍以为,这是由于在回火时马氏体中析出Mo2C造成。

Mo可与C形成Mo2C和MoC合金碳化物,还可

随回火温度升高转变成M6C。

具有密排六方点阵的Mo2C在马氏体板条内,亚晶界上以平行的细针状（二维为层片状）析出,显然,这种析出必需按单独形核机

制（separatenucleation）。

TEM研究指出,析出的位向关系为:

（1102）Mo2C∥（010）α,[1101]Mo2C∥[100]α,[1120]Mo2C∥[001]α。

Mo2C和基体共格,从而致使二次硬化。

Honeycombe以为,Mo2C形成初期是Mo和C原子沿马氏体的﹛100﹜面偏聚,形成象Al-Cu合金时效时显现的GP区相似的组织。

钢中加入W和V形成W2C,VC的合金碳化物,也会具有二次硬化作用。

另外再加入Cr和Co

能够强化二次硬化效应。

但要注意,为使钢中W和V的碳化物溶解进入A中,需要采纳较高的奥氏体化温度,易引发奥氏体晶粒粗化而带来不良阻碍。

因此常以优

选Mo为最正确的二次硬化合金化元素。

一样为了产生二次硬化效应,要求Mo的加入量不低于%,加入3%Mo时可取得接近极值的成效。

当加入量为%～%时,可取得最经济和有效的成效。

Mo具有比Cr更强烈的碳化物形成偏向,在5%Cr的热作模具钢中,Mo2C先于Cr7C3形成。

前已述,M7C3不能作为二次硬化的高温强化相,而且它在回火马氏体中的形成是以原位析出（in-situ）机制,可不能发生弥散析出。

为此,Mo的二次硬化的硬化强度和其最大硬化强度对应的温度皆高

于Cr的相应值,同时,Mo2C的过时效速度亦较低（即不易聚集长大）。

这三个条件是衡量二次硬化有效性的三个要紧指标。

Mo会提高钢的脱碳氧化灵敏性,一样以为含3%Mo是使钢发生脱碳灵敏的临界加入量。

对含2%~3%Mo的钢,为了提高钢的淬透性,常常还得加入1%～2%的铬。

（6）钒V在工具钢中的要紧作用是细化钢的晶粒和组织,增加钢的回火稳固性和增强二次硬化效应。

一样介绍,V加入%可细化晶粒,随加入量增加,细化

成效增强。

因为既使温度趋近700℃,V的碳化物稳固性仍高,仍能维持细小,因此V是有效阻止A晶粒粗化的元素,也是在高温下服役的钢的重要合金化元素,下文还有论述。

V和Mo、W一样溶入基体中提高α-Fe的自扩散激活能,另外它偏聚在位错线周围形成气团,与位错产生交互作用阻止其滑移,阻止位错网络的从头排列形成胞状亚结构,增加马氏体的答复再结晶抗力,增加回火稳固性。

再那么,加入%V,依籍V4C3的沉殿亦可产生二次硬化效应,且随V量增加有向高温推移的趋势,硬化强度提高,过时效速度亦较低,但要使V4C3溶入A中,加热温度要较高,（有介绍对含V的低合金及微合金低碳F-P型钢在950℃奥氏体化后正火便能产生有效的沉殿硬化和在1150℃正火显示最正确的沉殿硬化,这点可籍以参考）。

需要采纳高的奥氏体化温度会引发A晶粒粗化,及钢的缺口冲击韧度降低,如V在%周围时。

在2%Mo钢中加入%V尚不足组成V4C3,而V会固溶于Mo2C。

V原子半径为（Mo为,不增大点阵错配度,但因为V