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。 ' U! R: M6 V# H5 x2 T7 P

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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。

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1 复合强化处理工艺性能试验

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表1 淬火温度与晶粒度关系*

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6 y2 d$ E. S# M- p' T ~ 淬火温度（±5)	910	930	960	990	1020	1050	* l+ L" \. @0 a! W/ M/ V. q 1080
晶粒度（级）	! Q, d9 V8 Y2 ~" S 11.0～11.5	" P3 v" ~$ e; D" ~$ ~9 e M9 _ 10.0～10.5	" _2 U( c2 F$ g. c& D: H 8.5～9.0	6 V. ?% Q, O! |9 N) e! q 8.0～8.5	6 U+ I% M" _# u3 p; I6 s1 ~0 ? 6.0～6.5	4.0～4.5	/ r. c8 a+ S5 {' l4 ] 4.0

*一组三件试样平均值. 

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表2　　 淬火温度与硬度关系*

4 z7 C; T: ~/ e" U1 R( s8 n1 p6 v- {* ~+ D- y: }" v* i* S2 r# I5 @5 q2 d( j: u) m8 I7 f4 l0 _( z. S9 }4 ~" T3 |7 A# S9 {+ B+ G4 N8 f4 ?/ R" s$ Y% w5 U N( _/ o- X, ~* w! ^. l1 _; N' J, V0 @: J) r: N, C3 j1 S9 d

$ h0 Z2 }- N4 s1 B R; ^: n 淬火温度（±5)	850	0 w$ ~, i! S0 x2 S' M 900	950	1000	1050	, l3 b4 y! z/ O0 ^ 1100
硬度（HRC）	51～52	* n! P. J, Y# T, X9 V$ u3 V 53～54	55～56	58～59	4 ]) k' Q, a. X/ g4 B 55～56	) J( n. j- T5 a+ k9 _2 n 52～53

*一组三件硬度试样平均值 

表3 　4Cr4NiMoV电渣钢力学性能*

2 ~9 F4 f ~& f: @# E# a' _: W; a, t( L; A D! M8 Y, B. n+ G1 }6 ], r8 j6 O8 ?8 X- z% [% l9 R6 ]; F' K6 E3 k r F! E* C+ z- Z. F. c7 e3 F! a/ p- S1 }3 Q0 Z1 V+ s' X: B, d5 M( f2 x0 e7 n) D# p% U7 s" Q! Z1 x5 X. i8 N+ T- R7 I% {7 T2 ~& `. P) Y, X1 q9 J. p$ b" P& G" ~/ r; G, z* c/ }/ x1 M, T% G0 m k' I9 O4 ^& t: \4 U' J5 [7 k4 F' Q4 M0 V8 f$ I3 Z6 N( L) w2 l" T* O9 a" f# _; V8 `; g9 b" i0 |5 c. g2 R* J$ T+ p* Z( S9 ?, M2 V2 I+ G6 N" z3 x/ I2 n; ^5 s0 l4 s3 J% e' Q0 c' w, K6 V4 W& [0 }$ n3 p: C- s( O, s2 d+ |

淬火温度（±10℃)	力　　学　　性　　能
	σ0.2/MPa	σb/MPa	; c9 G' f8 Y; _! v δs(%)	ak(J/cm2)	' @' }, Q {: b/ N HRC
+ S$ q( O) ^* [ 350	! X% w7 g; k; [ P8 Z- R8 f 1321～1334	1452～1518	R2 Z: S0 s/ b+ G' }( v9 p6 u% C- q 4.5～5.6	! J' r% n. k/ O2 ^9 g) M+ i7 A 31～33	8 @, U) y. O% t& n" C. Y 46～49
4 B; }& {; {! Q; [* r" x \3 X; g 450	1406～1412	' ^( F! J+ Z6 n' z- A' Z 1513～1526	6.5～7.3	$ T4 V# Z! I, J 36～41	44～47
9 l. s& U" Z5 B/ S$ y 550	5 {7 D) Y: }* i+ P7 _ 1435～1442	1597～1609	. i; o/ m/ N% j 9.0～9.5	- H$ d: h2 s$ r( D& }8 Z6 w 44～46	43～45
4 ?: @* @" \" x m% w 650	1209～1215	1318～1327	10.5～11.0	75～81	38～41

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*三组性能试样平均值。960℃油淬试样。

2 复合强化热处理工艺

3 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。

（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；
（NH2）CO→CO+2H2+2[N]，
2CO→CO2+[C]；
2H3BO3→B2O3+3H2O，
B2O3→3[C]+2[B]+3[O]；
（NH2）CS→2[N]+[S]+[C]+2H2；
H2O→[O]+H2。

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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。

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