H13模具鋼也可以做超高強(qiáng)度鋼制造飛機(jī)構(gòu)件,相當(dāng)于我國(guó)的4Cr5MoSiV l 鋼。為便于機(jī)械加工, 首先對(duì)鋼材或工具毛坯進(jìn)行以降低硬度為目的的球化退火處理。目前, 國(guó)內(nèi)外資料中介紹的H13鋼TTT 曲線的奧氏體化溫度較高, 不適用于制訂H13鋼球化退火工藝。為制訂合理的H13鋼球化退火工藝, 測(cè)定并研究了該鋼退火用TTT 曲線, 并依此制訂了退火工藝參數(shù),有效地實(shí)現(xiàn)了退火軟化。
1 試驗(yàn)材料及方法
試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分為w (% ) : 0134C, 0191Si,0139M n, 1134Mo, 5111Cr, 0191V。
將試驗(yàn)用鋼加工成<3mm ×10mm 的膨脹試樣,一端加工有<2mm ×2mm 的小孔。應(yīng)用Fo rmaster2D igital 全自動(dòng)相變測(cè)量?jī)x, 測(cè)定其臨界點(diǎn)。再確定奧氏體化溫度, 測(cè)定了H13鋼退火用TTT 曲線, 并與淬火用TTT 圖進(jìn)行了比較。根據(jù)測(cè)定的H13鋼臨界點(diǎn)及退火用TTT 曲線, 制訂了不同的退火工藝, 并進(jìn)行了球化退火試驗(yàn)。還對(duì)H13鋼退火試樣進(jìn)行了萃取分析和X 射線衍射分析。
2 試驗(yàn)結(jié)果及分析
211 H13鋼退火用TTT 曲線
測(cè)得試驗(yàn)用鋼的臨界點(diǎn)為: A c1s: 835℃, A c1f:895℃,A r1: 770℃,M s: 304℃。H13鋼退火用TTT 曲線的測(cè)定結(jié)果如圖1所示?？梢? 880℃奧氏體化時(shí), 鋼中有較多的未溶碳化物, 所
以在珠光體轉(zhuǎn)變開始線和貝氏體轉(zhuǎn)變開始線左側(cè)區(qū),是過冷奧氏體和未溶碳化物區(qū)。等溫溫度在A r1～600℃所得組織為在鐵素體基體上分布著碳化物。在400℃～M s 等溫得到貝氏體組織。在M s 以下得到馬氏體加未溶碳化物。H13鋼淬火用TTT 曲線如圖2所示[1 ]。將圖2與圖1比較可以看到, 這兩條曲線的形狀相似, 但位置有所不同。退火用TTT 曲線中珠光體轉(zhuǎn)變“鼻子”溫度約為750℃, 轉(zhuǎn)變開始的時(shí)間約為50s, 終了時(shí)間約為250s。而淬火用TTT 曲線中珠光體的“鼻子”溫度約為720℃, 轉(zhuǎn)變開始的時(shí)間約為20m in, 終了時(shí)間約為3h。
可見隨奧氏體化溫度的升高, 奧氏體的穩(wěn)定性大幅度提高, 它與退火溫度下獲得的奧氏體狀態(tài)和成分截然不同, 所以圖2所示的TTT 圖不適用于球化退火工藝參數(shù)的選擇。
212 熱模擬球化退火工藝試驗(yàn)
利用Fo rmaster2D igital 相變儀進(jìn)行不同溫度、不同冷速的球化退火試驗(yàn)。880℃加熱、快冷到840℃, 再以10℃öh 冷卻, 得到硬度221HV。860℃加熱, 15℃öh冷卻, 得到硬度200HV。860℃加熱, 30℃öh 冷卻到830℃, 再10℃öh 冷卻, 得到硬度187HV。850℃加熱,
30℃öh 冷卻到820℃, 再10℃öh 冷卻, 得到硬度219HV。從以上熱模擬結(jié)果可以看出, 加熱溫度在850℃～ 860℃間, 冷卻速度較小時(shí), 可以得到較低的硬度。
213 球化退火工藝試驗(yàn)
不同處理工藝所得組織見。其組織為鐵素體基體上分布著粒狀碳化物, 冷速越快, 碳化物粒子越細(xì)小, 鋼的硬度越高。
從以上試驗(yàn)結(jié)果可知, H13鋼球化退火的加熱溫度應(yīng)在奧氏體加未溶碳化物的兩相區(qū), 即850℃～860℃, 在此溫度加熱時(shí), 奧氏體中碳及合金元素含量較少, 過冷奧氏體的穩(wěn)定性差, 有利于退火。同時(shí), 保留未溶碳化物, 在冷卻時(shí), 以較慢的冷速冷卻, 過冷奧氏體轉(zhuǎn)變只能以這些未溶碳化物為核心, 而形成粒狀碳化物和鐵素體組織。冷卻速度越慢, 碳化物粒子越粗大, 鋼的硬度越低。860℃加熱, 20℃öh 冷卻, 碳化物粒子尺寸為(141～ 479) nm。900℃加熱, 220℃öh 冷卻, 碳化物粒子尺寸為(130～ 350) nm。因此, 控制好球化退火的加熱溫度和冷卻速度, 就可以得到硬度較低的鋼材。
214 退火組織相分析
為了確定退火組織中碳化物的結(jié)構(gòu), 對(duì)860℃加熱, 以20℃öh 冷卻和900℃加熱, 以220℃öh 冷卻試樣,進(jìn)行了萃取分析和X 射線衍射分析, 分析結(jié)果。
從表2可見, 860℃加熱, 以20℃öh 冷卻得到尺寸較大的Fe3C 和Cr7C3粒子, 它們的相對(duì)量較多。尺寸細(xì)小、且彌散分布的為VC 粒子, 它的相對(duì)量少于Fe3C 和Cr7C3粒子, 所以鋼的退火硬度低。900℃加熱,以220℃öh 冷卻, 得到一定量的Cr23C6碳化物和粒子尺寸細(xì)小且相對(duì)量較高的VC, 造成鋼的退火硬度高。
3 結(jié)論
(1) H13鋼退火用TTT 曲線由于奧氏體化溫度結(jié)果見表2。經(jīng)研究發(fā)現(xiàn), 微量惰性氣體的導(dǎo)入對(duì)減小輝光厚度十分有利, 而且斷輝現(xiàn)象也大為減輕, 對(duì)減小過熱臨界尺寸也有好處。表3為導(dǎo)入惰性氣體后的滲氮結(jié)果。
從表3中可看出, 惰性氣體的導(dǎo)入, 使輝光厚度、窄縫過熱臨界尺寸減小, 使得1mm 窄縫內(nèi)獲得了均勻的氮化層, 且在滲氮過程中避免了過熱現(xiàn)象。
在試驗(yàn)中發(fā)現(xiàn), 用不同氣氛滲氮維持同樣溫度所需的加熱功率有很大差異。惰性氣體的導(dǎo)入使得加熱功率增大, 電壓降低, 電流增大, 這可能與有些惰性氣體良好的導(dǎo)熱性有關(guān)。氣氛的熱傳導(dǎo)增大, 有利于爐內(nèi)溫度的均勻, 也能減弱過熱敏感性。另一方面, 惰性氣體的導(dǎo)入使得輝光厚度和過熱臨界尺寸明顯減小, 從而使一般窄縫的過熱傾向減小, 使1mm 左右的窄縫內(nèi)獲得均勻的滲氮層。
313 惰性氣體導(dǎo)入對(duì)滲氮層性能的影響
不同尺寸模擬窄縫試樣與平面試樣滲氮后的硬度分布曲線對(duì)比; 圖2為1mm 模擬窄縫中滲氮層的金相組織, 從中可看出, 通過改變爐內(nèi)氣氛, 可使1mm 以上窄縫內(nèi)獲得均勻的滲氮層。滲氮層硬度、金相組織與使用單一分解氨無明顯區(qū)別。
4 應(yīng)用
鋁型材熱擠出模具有不同大小的縫和孔, 導(dǎo)入惰性復(fù)合氣氛進(jìn)行離子滲氮, 模具的過熱敏感性明顯降低, 一百多爐次的生產(chǎn)實(shí)踐表明, 用此工藝滲氮溫度均勻, 基本無過熱, 質(zhì)量穩(wěn)定。
5 結(jié)論
(1) 改變中頻爐爐氣成分可以減輕窄縫工件離子滲氮過熱敏感性。
(2) 少量惰性氣體的導(dǎo)入可基本避免窄縫過熱現(xiàn)象, 可在1mm 寬的窄縫內(nèi)獲得均勻滲氮層。
1 試驗(yàn)材料及方法
試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分為w (% ) : 0134C, 0191Si,0139M n, 1134Mo, 5111Cr, 0191V。
將試驗(yàn)用鋼加工成<3mm ×10mm 的膨脹試樣,一端加工有<2mm ×2mm 的小孔。應(yīng)用Fo rmaster2D igital 全自動(dòng)相變測(cè)量?jī)x, 測(cè)定其臨界點(diǎn)。再確定奧氏體化溫度, 測(cè)定了H13鋼退火用TTT 曲線, 并與淬火用TTT 圖進(jìn)行了比較。根據(jù)測(cè)定的H13鋼臨界點(diǎn)及退火用TTT 曲線, 制訂了不同的退火工藝, 并進(jìn)行了球化退火試驗(yàn)。還對(duì)H13鋼退火試樣進(jìn)行了萃取分析和X 射線衍射分析。
2 試驗(yàn)結(jié)果及分析
211 H13鋼退火用TTT 曲線
測(cè)得試驗(yàn)用鋼的臨界點(diǎn)為: A c1s: 835℃, A c1f:895℃,A r1: 770℃,M s: 304℃。H13鋼退火用TTT 曲線的測(cè)定結(jié)果如圖1所示?？梢? 880℃奧氏體化時(shí), 鋼中有較多的未溶碳化物, 所
以在珠光體轉(zhuǎn)變開始線和貝氏體轉(zhuǎn)變開始線左側(cè)區(qū),是過冷奧氏體和未溶碳化物區(qū)。等溫溫度在A r1～600℃所得組織為在鐵素體基體上分布著碳化物。在400℃～M s 等溫得到貝氏體組織。在M s 以下得到馬氏體加未溶碳化物。H13鋼淬火用TTT 曲線如圖2所示[1 ]。將圖2與圖1比較可以看到, 這兩條曲線的形狀相似, 但位置有所不同。退火用TTT 曲線中珠光體轉(zhuǎn)變“鼻子”溫度約為750℃, 轉(zhuǎn)變開始的時(shí)間約為50s, 終了時(shí)間約為250s。而淬火用TTT 曲線中珠光體的“鼻子”溫度約為720℃, 轉(zhuǎn)變開始的時(shí)間約為20m in, 終了時(shí)間約為3h。
可見隨奧氏體化溫度的升高, 奧氏體的穩(wěn)定性大幅度提高, 它與退火溫度下獲得的奧氏體狀態(tài)和成分截然不同, 所以圖2所示的TTT 圖不適用于球化退火工藝參數(shù)的選擇。
212 熱模擬球化退火工藝試驗(yàn)
利用Fo rmaster2D igital 相變儀進(jìn)行不同溫度、不同冷速的球化退火試驗(yàn)。880℃加熱、快冷到840℃, 再以10℃öh 冷卻, 得到硬度221HV。860℃加熱, 15℃öh冷卻, 得到硬度200HV。860℃加熱, 30℃öh 冷卻到830℃, 再10℃öh 冷卻, 得到硬度187HV。850℃加熱,
30℃öh 冷卻到820℃, 再10℃öh 冷卻, 得到硬度219HV。從以上熱模擬結(jié)果可以看出, 加熱溫度在850℃～ 860℃間, 冷卻速度較小時(shí), 可以得到較低的硬度。
213 球化退火工藝試驗(yàn)
不同處理工藝所得組織見。其組織為鐵素體基體上分布著粒狀碳化物, 冷速越快, 碳化物粒子越細(xì)小, 鋼的硬度越高。
從以上試驗(yàn)結(jié)果可知, H13鋼球化退火的加熱溫度應(yīng)在奧氏體加未溶碳化物的兩相區(qū), 即850℃～860℃, 在此溫度加熱時(shí), 奧氏體中碳及合金元素含量較少, 過冷奧氏體的穩(wěn)定性差, 有利于退火。同時(shí), 保留未溶碳化物, 在冷卻時(shí), 以較慢的冷速冷卻, 過冷奧氏體轉(zhuǎn)變只能以這些未溶碳化物為核心, 而形成粒狀碳化物和鐵素體組織。冷卻速度越慢, 碳化物粒子越粗大, 鋼的硬度越低。860℃加熱, 20℃öh 冷卻, 碳化物粒子尺寸為(141～ 479) nm。900℃加熱, 220℃öh 冷卻, 碳化物粒子尺寸為(130～ 350) nm。因此, 控制好球化退火的加熱溫度和冷卻速度, 就可以得到硬度較低的鋼材。
214 退火組織相分析
為了確定退火組織中碳化物的結(jié)構(gòu), 對(duì)860℃加熱, 以20℃öh 冷卻和900℃加熱, 以220℃öh 冷卻試樣,進(jìn)行了萃取分析和X 射線衍射分析, 分析結(jié)果。
從表2可見, 860℃加熱, 以20℃öh 冷卻得到尺寸較大的Fe3C 和Cr7C3粒子, 它們的相對(duì)量較多。尺寸細(xì)小、且彌散分布的為VC 粒子, 它的相對(duì)量少于Fe3C 和Cr7C3粒子, 所以鋼的退火硬度低。900℃加熱,以220℃öh 冷卻, 得到一定量的Cr23C6碳化物和粒子尺寸細(xì)小且相對(duì)量較高的VC, 造成鋼的退火硬度高。
3 結(jié)論
(1) H13鋼退火用TTT 曲線由于奧氏體化溫度結(jié)果見表2。經(jīng)研究發(fā)現(xiàn), 微量惰性氣體的導(dǎo)入對(duì)減小輝光厚度十分有利, 而且斷輝現(xiàn)象也大為減輕, 對(duì)減小過熱臨界尺寸也有好處。表3為導(dǎo)入惰性氣體后的滲氮結(jié)果。
從表3中可看出, 惰性氣體的導(dǎo)入, 使輝光厚度、窄縫過熱臨界尺寸減小, 使得1mm 窄縫內(nèi)獲得了均勻的氮化層, 且在滲氮過程中避免了過熱現(xiàn)象。
在試驗(yàn)中發(fā)現(xiàn), 用不同氣氛滲氮維持同樣溫度所需的加熱功率有很大差異。惰性氣體的導(dǎo)入使得加熱功率增大, 電壓降低, 電流增大, 這可能與有些惰性氣體良好的導(dǎo)熱性有關(guān)。氣氛的熱傳導(dǎo)增大, 有利于爐內(nèi)溫度的均勻, 也能減弱過熱敏感性。另一方面, 惰性氣體的導(dǎo)入使得輝光厚度和過熱臨界尺寸明顯減小, 從而使一般窄縫的過熱傾向減小, 使1mm 左右的窄縫內(nèi)獲得均勻的滲氮層。
313 惰性氣體導(dǎo)入對(duì)滲氮層性能的影響
不同尺寸模擬窄縫試樣與平面試樣滲氮后的硬度分布曲線對(duì)比; 圖2為1mm 模擬窄縫中滲氮層的金相組織, 從中可看出, 通過改變爐內(nèi)氣氛, 可使1mm 以上窄縫內(nèi)獲得均勻的滲氮層。滲氮層硬度、金相組織與使用單一分解氨無明顯區(qū)別。
4 應(yīng)用
鋁型材熱擠出模具有不同大小的縫和孔, 導(dǎo)入惰性復(fù)合氣氛進(jìn)行離子滲氮, 模具的過熱敏感性明顯降低, 一百多爐次的生產(chǎn)實(shí)踐表明, 用此工藝滲氮溫度均勻, 基本無過熱, 質(zhì)量穩(wěn)定。
5 結(jié)論
(1) 改變中頻爐爐氣成分可以減輕窄縫工件離子滲氮過熱敏感性。
(2) 少量惰性氣體的導(dǎo)入可基本避免窄縫過熱現(xiàn)象, 可在1mm 寬的窄縫內(nèi)獲得均勻滲氮層。
