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h13模具钢的二次回转工艺研究 热容量制造的环境差。常用于制作热容量挡销、压塑模具和热挤压模。它对热疲劳、透射性和稳定性有要求很低。目前, 热作模具的材质常采用H13钢。但是, 在制备局部受热严重、结构复杂的模具时, 常规的H13钢已很难满足实际应用的需要。本文以常规的H13钢成分为基础, 重新设计成分组成, 研制出一种新的热作模具钢, 对其最佳热处理工艺进行研究。 1 试样钢的切割处理 实验所用钢的化学组成列于表1。 待试样冷热循环完成后, 以线切割方式从试样钢的中间位置切开, 并进行抛光处理。用损伤因子α作为热疲劳性能指标。其表达式为: 式中:d和w分别为主裂纹的深度和宽度。 2 高温热处理前后材料的热疲劳性能 图2为奥氏体化温度为1 040、1 080和1 110℃时试样经冷热循环后的热疲劳裂纹显微形貌。可以看出, 裂纹宽度随着冷热循环次数的增加而不断加宽。在循环800次时, 热疲劳裂纹成长已较为成熟, 步入到粗化阶段。当冷热循环次数相同时, 1 080℃奥氏体化具有最窄的裂纹宽度, 说明1 040℃和1 110℃淬火时, 裂纹的生长、成长及粗化速度均比1 080℃淬火要快。试样经1 080℃淬火, 获得了良好的热疲劳性能。 图3为不同温度奥氏体化后的热疲劳测试结果。可以看出, 通过1 040℃和1 080℃淬火后, 两者主裂纹的宽度与损伤因子相差无几, 深度存在细微差别。经1 110℃淬火后, 其主裂纹明显比1 040℃和1 080℃淬火时严重, 其热疲劳性能明显降低。1 080℃淬火后, 试样主裂纹的3个参数值最小, 具有最好的热疲劳性能。 淬火温度较高的试样, 在冷热循环过程中裂纹大量合并, 形成粗大的裂纹。淬火温度较低的试样, 在冷热循环时裂纹合并情况出现较少。奥氏体化温度越高, 裂纹发展的越深。可见, 较高的奥氏体化温度, 试样的裂纹所受到的扩展阻力下降, 其裂纹的深度与宽度增大。 对热作模具钢来讲, 其热疲劳裂纹最先出现在奥氏体组织的晶界位置。这是因为在淬火加热阶段, 钢中形成的大量空位在淬火过程中固定于组织中。淬火完成后, 对试样施加冷热循环时, 由于应力与温度的作用, 这些空位逐渐向晶界位置聚集, 形成空洞, 并由于拉压热应力的存在而产生热疲劳裂纹。奥氏体化温度越高, 钢组织中的空位越多, 有利于裂纹的产生。 钢的热疲劳性能主要由3个因素决定:高温屈服强度、回火稳定性和韧性。热处理过程中, 若奥氏体化温度较高, 其奥氏体晶粒相对较大。同样, 若温度较低, 其晶粒细小。针对单个晶粒来讲, 晶粒尺寸越大, 所形成的晶界将具有更大的长度及面积。热疲劳裂纹一般都是沿着晶界生长、扩展。平直晶界对热疲劳裂纹的扩展阻力较小。相反, 若晶粒较小时, 可减缓裂纹扩展, 增加材料的热疲劳性能。因而, 1 110℃淬火后, 试样晶粒较大, 其热疲劳裂纹较1 040℃和1 080℃淬火的深度与宽度都要大。 若采用相同的回火温度, 合理提升奥氏体化温度, 可提升固溶体内的C、Mo、V等元素的含量, 从而促进了奥氏体的合金化, 有利于提高材料的回火稳定性与强度。固溶体内C、Mo、V等元素含量的增加, 可促进二次硬化效果。过量的碳化物逐渐减少, 尺寸缩减, 基体与碳化物的界面也逐渐缩小, 从而减少了热疲劳裂纹源。特别是在细化处理之后, 碳化物均匀、细小, 大幅增加了滑移阻力, 具有细晶强化功能, 可有效减轻在热疲劳实验时, 因复滑移所引起的损伤程度, 同时可缩小其塑性变形幅度。于是, 合理提升奥氏体化温度, 可加强材料的抗软化性能。 3 热疲劳性能测试 H13热作模具钢经1 080℃×15 min奥氏体化+580℃×2 h二次回火处理后, 其热疲劳性能较佳。奥氏体化温度较高 (>1 080℃) 时, 晶粒得到充分成长, 裂纹萌生, 试样的热疲劳性能明显下降。奥氏体化温度较低 (<1 080℃) 时, 较少的Mo、V、Nb等金属固溶于奥氏体中, 未能有效阻碍裂纹的形成, 热疲劳性能同样较差。 选择奥氏体化温度分别为1 040、1 080和1 110℃, 保温15 min, 再进行油冷淬火。采用580℃×2 h二次回火工艺。 采用Uddeholm法对试样的热疲劳性能进行测试, 其测试原理如图1所示。试样由室温开始, 经过加热4 s, 保温2 s, 冷却5 s, 等待5 s。整个实验循环温度处于25~750℃范围。每循环100次后, 将试样置入10%~15%的稀盐酸中, 保持10 min, 将表层氧化层除去。利用显微镜观察试样表面和中心受热部位的裂纹情况。