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1. H13钢的锻造
H13钢根据质量分为一般H13钢和优质H13钢。优质H13钢由于采用了较先进的生产工艺技术,钢质纯净,组织均匀,偏析轻微,等向性好,具有更高的韧性及热疲劳性能。实验表明,优质H13钢改锻后模具寿命与改锻前基本相当,因此改锻意义不大[1]。但一般H13钢必须进行改锻,以击碎大块非金属夹杂物,消除碳化物偏析,均匀组织及力学性能,提高模具寿命。
H13钢由于合金元素含量高,导热性差,共晶温度又较低,易引起过烧。因此,加热时要控制好炉温,且加热要缓慢均匀。对于≥φ70mm的坯料,应先在800~900℃区间预热,然后再加热至始锻温度1065~1175℃。预热加热速度为1~1.5min/mm,高温加热速度为0.8~1min/mm。为保证加热均匀,坯料在炉膛内要翻转90°不少于2次。锻造时,采用“二轻一重”锻造法,进行多次拔长镦粗,总锻造比≥3,各工序镦粗比≥2[2]。
2. H13钢的预备热处理
H13钢常规预备热处理为改锻后进行球化退火,目的在于均匀组织,降低硬度,改善切削性能。H13钢由于合金元素的影响,本质上为过共析钢,一般采用等温球化退火。H13钢等温球化退火工艺为:加热至845~900℃保温1h+1mim/mm,炉冷至720~740℃等温2h+1min/mm,随炉冷至500℃以下出炉空冷,组织为粒状珠光体,硬度≤229HBS [3]。
H13钢通过扩散退火及球化退火,能消除一次碳化物,改善偏析,使二次碳化物呈球状均匀分布在铁素体基体上,能显著提高钢的横向冲击韧性。试验表明,H13钢经高温均匀化处理,退火态的横向冲击功超过90J,淬火回火态冲击功超过20J,其冲击功较未扩散退火处理的高1倍以上,达到或接近Uddeholm8407S钢的水平(其冲击功分别78J和23J)[4]。文献[5]介绍,H13钢通过1040℃×100min油冷+920℃×6h炉冷+760℃×8h炉冷的扩散退火加球化退火的预备热处理,然后经常规淬火回火,模具的硬度及冲击值均较高,具有最佳的使用寿命。虽然处理时间长一些,成本高一些,但结合使用寿命考虑,成本还是最低的。
H13钢也可采用调质(1160℃淬火+720℃回火)代替球化退火[6]。研究表明,随着奥氏体化温度升高,H13钢硬度及断裂韧性升高,但冲击韧性下降。若采用调质作为预备热处理,可在几乎不降低冲击韧性的条件下得到最大的断裂韧性,有力于提高H13钢热作模具的抗热疲劳性能,硬度值也有所提高。
3. H13钢的淬火及回火
3.1 淬火
H13钢淬火加热一般要进行两次预热。第一次为550~600℃×(30min+1min/mm),第二次为800~850℃×(10min+0.5min/mm)[3],然后再升温至奥氏体化温度,避免造成过大的热应力,防止变形开裂,并能有效地促进奥氏体均匀化。
H13钢低于1000℃淬火,不能充分发挥合金元素的作用;高于1070℃,晶粒开始明显长大,冲击韧性下降,而硬度并没有明显增加。实践表明,H13钢较合适的淬火温度为1020~1060℃×(20~25s/mm[3])。对于压铸模,要求红硬性高,可采用上限温度淬火。对于热挤压模,要求良好的强韧性及耐磨性,可采用下限温度淬火。H13钢淬火加热后要在高温时立即淬火,不宜停留时间太长,否则过冷奥氏体在珠光体转变区缓冷时会从中直接析出碳化物,使冲击韧性下降[7]。
H13钢多采用分级淬火。H13钢在400~600℃之间奥氏体非常稳定,为分级淬火创造了条件。采用分级淬火可减少模具的变形、开裂,还可防止氧化脱碳。分级淬火可采用一级淬火(即在其Ms点335℃以上等温后空冷);也可采用二级淬火。二级淬火比一级淬火有更高的冲击韧性[8]。二级淬火通常在500~600℃分级后移至240~300℃硝盐浴中冷却,待内外均温后取出空冷[9]。对于要求高强韧性的热挤压模具,要用较高的淬冷速度,以抑制碳化物沿晶析出和出现上贝氏体组织,以提高韧性及回火抗力,但冷速要控制在不出现淬裂及畸变的范围。当模具尺寸精度要求不高或回火后可修整的条件下,也可油淬,但复杂模具切勿油淬。油淬时油温控制在60~100℃较为妥当。
H13钢也可采用等温淬火。H13钢采用1030℃加热,250℃×10min等温淬火时可以得到适量的B下/M的复相组织,回火后能达到良好的强韧性配合[10]。与常规处理相比,在高温强度和塑性不变的情况下,可使高温冲击韧性提高33.4%。采用上述工艺的H13钢管子钳活动钳头热锻模和固定钳口哈夫模,活动钳头热锻模平均寿命超过1.3万件/副,固定钳口哈夫模平均寿命超过3万件/副,使用寿命分别提高1.5和6倍。
3.2 回火
H13钢模具淬火后冷至100℃左右应立即回火,回火温度一般为540~650℃。425~520℃为回火脆性区[2]。回火温度选择一般取决于模具的工作条件及硬度要求。对于热挤压模及压铸模,其工作温度达600℃,因此回火温度要比工作温度高25~50HRC,可取620~640;热锻模可取低一些。硬度是确定回火温度的重要依据,如表1;一般热挤压模及压铸模的硬度要求为42~48HRC,硬度越高,热疲劳性能越好,但韧性变差,因此一般取≤48HRC,最佳为46HRC[11]。对于热疲劳性能要求高的可取上限48HRC;对于强韧性要求高的可取下限42HRC。大尺寸模具淬火后难以得到高硬度,同时为保证韧性,硬度一般取下限。高于650℃回火,强度、硬度及耐磨性均显不足。H13钢一般要经两次回火,第二次回火温度通常比第一次要低20℃。
表1 H13钢回火温度与硬度的关系[9]
回火温度/℃ 680 650 630 610-620 560-580 550
回火硬度/HRC 32-33 36-37 40-41 46-44 50-48 51-52
采用国产H13钢制作的模具,由于其成分偏析,经常规处理后会出现回火不足及残余奥氏体带状组织,热疲劳性能下降,使模具出现早期破坏。适当提高回火温度(630℃)可消除带状组织[5]。因此采用常规处理工艺时,设计硬度指标可降低2~3HRC,以便提高回火温度。改锻后如果经过扩散退火及球化退火预备热处理,对改善带状组织,提高性能更有利。
4. H13钢的表面热处理
H13钢常规淬火、回火后的硬度一般为42~48HRC,耐磨性不足,模具寿命短。鉴于模具失效大都由表面开始,因此,对H13钢模具进行表面改性处理,是综合改善模具寿命的关键。
4.1 表面低温化学热处理
低温化学热处理可以提高H13钢的抗热疲劳、耐热磨损和耐蚀性能,且工艺成本低廉,故应用广泛。常用工艺有离子渗氮、N-C共渗(软氮化)、S-N-C共渗以及多元共渗等。
4.1.1 离子渗氮
H13钢中有较多的Cr、Mo等元素,氮化时能生成丰富稳定的氮化物并使其弥散分布,有利于提高H13钢热作模具的耐磨性、耐蚀性、抗粘结性及抗热疲劳性能。实验表明,在520℃左右对H13钢进行1.5h以上的离子渗氮处理,可以得到最佳的渗氮层组成相及表面硬度。表面化合物层厚度可达6μm,渗氮层总厚度达0.3mm左右。渗氮层的表面硬度随渗氮温度变化出现一极大值,在520℃左右最高,达1100HV0.1以上,而且耐磨性能也最佳[12]。高于570℃离子渗氮,化合物层中易出现网状氮化物,耐磨性下降[13]。某厂用H13钢制造挤压铝型材的空心模,经1080℃油淬+ 560℃×2h两次回火,硬度为48HRC。经过520℃×4h的离子渗氮,每副模具挤压的型材从1000kg左右提高至4500kg,寿命提高了3倍[12]。表面渗氮并非一次完成,而是在模具使用前期进行至少3~4次的反复渗氮处理,一般要使渗氮层厚度达到0.15~0.20mm。
关于离子渗氮层中的化合物对H13钢热疲劳性能的影响,文献[14]采用加氩渗氮以除去化合物层和无氩渗氮两种方法进行了比较。结果发现,无氩渗氮的化合物层虽然能推迟热疲劳裂纹的萌生,阻止热裂纹向基体内部扩展;但多周疲劳后期,表面热裂纹直、宽、多,易于剥落并且扩展快速。因此,采用含化合物层的离子氮化处理用于H13钢铝合金压铸模应慎重。
4.1.2 N-C共渗(软氮化)[15]
H13钢由于渗氮化合物中ε相韧性较低,膨胀系数较大,对热疲劳性能产生不利影响。而软氮化时,由于C在ε相中的溶解度高(550℃时达3.8%),软氮化的表层是C、N共同的化合物,这种化合物韧性好且耐磨。软氮化温度在565℃以下附近较好,既能保证渗速,又能使形成的ε+γ'相所需的N浓度较高,可以在表层形成ε之前有更多的N渗入基体,这样在第二阶段[N]原子扩散时,有利于形成合理的扩散层。软氮化时间 图 1 H13钢的气体软氮化工艺 以2~4h为宜,超过6h,渗层不再增加,硬度在2~3h达到最大值。实践证明比较合理的气体软氮化工艺。
4.1.3 N-C-V共渗[16]
H13钢在常规盐浴N-C共渗时,在盐浴中加入适当的含V剂、还原剂及活性剂等,可实现V与N的共渗。共渗温度为550~560℃,时间2~4h。由于金属V原子的渗入,过渡层中N原子的扩散与分布比较均匀,而且形成大量细小、弥散的VC、VN硬质相,使得其它合金氮化物也细小、均匀分布,渗后硬度可达1300HV以上,比普通软氮化进一步提高了模具的热强性和耐磨性。由于在表面以下数十微米深度处仍有大量N、C化合物,使得从表面至心部硬度梯度变化较平缓,也提高了模具表层的承载能力。 某铝型材厂的平面模,长期采用气体低温N-C共渗工艺,每共渗一次可挤压铝锭1.5~2.5吨;而采用上述N-C-V工艺后,一次可挤压铝型材5.3吨,寿命提高了1倍多,效益明显。
4.1.4 S-N-C共渗
S-N-C共渗由于时间短,效果好,得到众多行家推荐,应用广泛。目前盐浴法S-N-C共渗工艺较为成熟。实践证明,H13钢盐浴法S、N、C共渗比较适宜的温度为570℃,时间为3h,表面硬度>950HV,渗层致密,抗粘结性、耐蚀性及抗热疲劳性能均较好。
H13钢在液体S-N-C共渗时,加入0.4%左右的稀土,在565℃共渗2h,效果最佳。得到白亮层厚度8.6μm,扩散层0.151mm,硬度为1650HV5(处理前硬度为48~52HRC)。加入稀土后,硬度高,渗层厚,组织更加致密[17]。
H13钢经二级淬火、回火后硬度为46HRC。在无毒盐浴中添加CeO2,进行570℃×3h液体S-N-C共渗,然后转入350℃熔融氧化性盐中,停留25~30min,进行氧化处理,取出放入室温水中冷却。实验表明,加稀土后,耐磨性及高温抗氧化性能显著提高[18]。稀土S-N-C共渗虽能显著提高渗层的热疲劳性能,但渗层的热熔蚀性能有所下降。共渗后进行350℃×20min氧化处理,硬度为891HV0.05(不氧化的为530HV0.05),能进一步提高其耐热蚀性能[19]。
4.1.5 多元共渗
比较典型的多元共渗工艺为C、N、O、S、B五元共渗。文献介绍[20],H13钢870℃预热,1040℃真空油淬至150℃出炉,590℃2次回火,硬度为48~52HRC。然后进行多元共渗并加稀土催渗,试验得出最佳多元共渗温度为550±10℃,最佳时间为5h,滴量为90d/min,共渗剂配比为H3CNO:(NH2)2CS:H3BO3:RECl3=2000g:300g:16g:25g。共渗后渗层深度为0.89mm,硬度为58~62HRC。与S、C、N三元共渗相比,模具寿命提高50~75%。
H13钢经五元共渗后,在工件表面形成硼化物、碳化物和氮化物,起到弥散强化作用,对比试验表明,硬化效果比气体渗氮和S、C、N三元共渗都好, 在560℃及600℃时保持,硬度下降平缓,红硬性、耐磨性明显提高。虽然热疲劳裂纹起源较早,但不向纵深扩展,因而也改善了热疲劳抗力。用多元共渗工艺处理的H13钢热挤压模,与普通渗氮相比,使用寿命提高5~6倍[21]。
4.2 高能束流表面处理
4.2.1 激光表面处理
近年来,随着工业用大功率激光器的价格下降及激光应用技术的日趋成熟,模具表面的激光淬火、激光熔敷技术也有了较大发展。
H13钢常规处理后硬度44HRC,经激光淬火,表面硬度可达772HV(相当于62HRC),淬硬层深度0.63mm[22]。由于得到以超细化高密度位错型马氏体为主的组织,以及激光加热后自回火过程中析出弥散碳化物,使得淬硬层硬度、抗回火稳定性、耐磨性及抗蚀性均显著提高。
激光熔覆技术通过在模具表面覆盖一层薄的具有一定性能的熔覆材料,以改善表面性能。激光熔覆技术以其加工精度高,热变形小,后续加工量少等特点具有很大的潜在应用价值,目前研究也比较热门,但距离大规模实际应用还需要大量的研究工作。
4.2.2 高能束表面合金化
高能束表面合金化是近年发展的新兴技术,主要能源是激光束和电子束。强流脉冲电子束辐照处理技术作为一项新的电子束表面改性技术,日益受到国内外重视。
对于H13钢模具尤其铝合金压铸模,可先在电弧离子镀设备上沉积一层铝膜,然后采用电子束辐照处理技术,在真空条件下对模具表面进行15次的轰击处理。铝在微秒级脉宽电子束作用下瞬时加热到高温, 熔入基体表面,实现表面的铝合金化,靠金属基体良好的导热性快速冷却。同时,脉冲电子束在基体表面还会产生冲击波及冲击振动效应,使表面形成压应力。这样复合处理后,在模具表面产生约10μm左右的致密氧化膜,即使在反复加热、冷却的热应力作用下,也不会出现氧化膜的开裂与脱落现象,有效地改善了模具表面的抗氧化能力、热疲劳抗力、耐磨性等力学性能[23]。
4.2.3 离子注入表面改性处理
金属表面离子注入改性是目前最活跃的研究方向之一,在许多精密、关键和高附加值的工模具和零部件制造方面取得了突出应用效果,有些已在产业部门推广应用,对精密、高性能、长寿命模具具有重要意义。
离子注入技术早期研究集中在N离子的注入。对于H13钢等工模具钢,由于在500℃退火时约有70%的N原子外扩散,结果N离子注入后表面性能(尤其是摩擦系数和耐磨性能)没有明显改善。而Si离子注入可使这类高强度钢表面的摩擦系数下降40~80%,耐磨性也有很大提高。例如,Si及Si+ N离子双注入H13钢,显微硬度分别达到10540HV0.0025和9064 HV0.0025,尤以Si离子注入效果最好,提高幅度达55%。Si及Si+ N离子注入都降低摩擦系数达40%;耐磨性分别提高6.2倍和1.4倍[24]。
金属蒸汽真空弧放电离子源(MEVVA)问世后,以MEVVA源为基础的注入机由于设备简单,束流强大,效率高,成本低,为高剂量金属离子注入模具钢的表面强化研究提供了有效手段。一些金属离子(如Ti+、W+、Cr+、Mo+、V+等)注入H13钢后,可以使钢的表面硬度提高40%以上,摩擦系数降低40%~80%,耐磨性提高几至几十倍,耐蚀性能和抗高温氧化性能都有显著提高[25]。双离子(如Ti+C、Ti+N、Mo+C、W+C、V+C、Zr+C等)注入H13钢, 通过调节注入离子的不同配比,能获得更加优异的注入层,性能改善比单注入好[26]。近年来,又开展了金属离子共注入及合金离子注入H13钢的研究,也取得了满意的结果。