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发表于 2011-9-28 19:47:55
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H13钢退火及球化退火工艺的研究5 u1 S# A; n0 E
9 ]( _! |: L! [* h7 O/ ?( e H13模具钢也可以做超高强度钢制造飞机构件,相当于我国的4Cr5MoSiV l 钢。为便于机械加工, 首先对钢材或工具毛坯进行以降低硬度为目的的球化退火处理。目前, 国内外资料中介绍的H13钢TTT 曲线的奥氏体化温度较高, 不适用于制订H13钢球化退火工艺。为制订合理的H13钢球化退火工艺, 测定并研究了该钢退火用TTT 曲线, 并依此制订了退火工艺参数,有效地实现了退火软化。
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1 试验材料及方法( r3 q6 m2 N0 \# ?! t
- S. J/ x) L7 Z- T8 F( R8 g8 _ 将试验用钢加工成<3mm ×10mm 的膨胀试样,一端加工有<2mm ×2mm 的小孔。应用Fo rmaster2D igital 全自动相变测量仪, 测定其临界点。再确定奥氏体化温度, 测定了H13钢退火用TTT 曲线, 并与淬火用TTT 图进行了比较。根据测定的H13钢临界点及退火用TTT 曲线, 制订了不同的退火工艺, 并进行了球化退火试验。还对H13钢退火试样进行了萃取分析和X 射线衍射分析。
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# A$ y2 L4 J' e7 R 2 试验结果及分析; e, }% e- v' u
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211 H13钢退火用TTT 曲线
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& p$ V7 |- ^$ f) Y/ x1 T, u) P9 o 测得试验用钢的临界点为: A c1s: 835℃, A c1f:895℃,A r1: 770℃,M s: 304℃。H13钢退火用TTT 曲线的测定结果如图1所示。可见, 880℃奥氏体化时, 钢中有较多的未溶碳化物, 所" g; i1 v' l) ^' l. w, V# X6 g; u" y
6 z1 [6 |7 y; _! f% B 以在珠光体转变开始线和贝氏体转变开始线左侧区,是过冷奥氏体和未溶碳化物区。等温温度在A r1～600℃所得组织为在铁素体基体上分布着碳化物。在400℃～M s 等温得到贝氏体组织。在M s 以下得到马氏体加未溶碳化物。H13钢淬火用TTT 曲线如图2所示[1 ]。将图2与图1比较可以看到, 这两条曲线的形状相似, 但位置有所不同。退火用TTT 曲线中珠光体转变“鼻子”温度约为750℃, 转变开始的时间约为50s, 终了时间约为250s。而淬火用TTT 曲线中珠光体的“鼻子”温度约为720℃, 转变开始的时间约为20m in, 终了时间约为3h。7 d, l7 ]# J- ]0 a2 b+ \; S3 O
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可见随奥氏体化温度的升高, 奥氏体的稳定性大幅度提高, 它与退火温度下获得的奥氏体状态和成分截然不同, 所以图2所示的TTT 图不适用于球化退火工艺参数的选择。3 A! X: B$ ^$ p$ L1 N) _- ~) s
( p( [7 w0 Y1 ~) k 212 热模拟球化退火工艺试验
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; H# v3 g2 h0 S& O. s E5 o 利用Fo rmaster2D igital 相变仪进行不同温度、不同冷速的球化退火试验。880℃加热、快冷到840℃, 再以10℃öh 冷却, 得到硬度221HV。860℃加热, 15℃öh冷却, 得到硬度200HV。860℃加热, 30℃öh 冷却到830℃, 再10℃öh 冷却, 得到硬度187HV。850℃加热,
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3 G- H3 I/ a( j7 l, O8 p 30℃öh 冷却到820℃, 再10℃öh 冷却, 得到硬度219HV。从以上热模拟结果可以看出, 加热温度在850℃～ 860℃间, 冷却速度较小时, 可以得到较低的硬度。2 X: C- G/ ~ b/ W, P; I6 j5 u
) P* [% U. {7 B% Q# X/ r" e 213 球化退火工艺试验
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不同处理工艺所得组织见。其组织为铁素体基体上分布着粒状碳化物, 冷速越快, 碳化物粒子越细小, 钢的硬度越高。
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6 J0 @8 K8 J5 F y9 e! L& p: _ 从以上试验结果可知, H13钢球化退火的加热温度应在奥氏体加未溶碳化物的两相区, 即850℃～860℃, 在此温度加热时, 奥氏体中碳及合金元素含量较少, 过冷奥氏体的稳定性差, 有利于退火。同时, 保留未溶碳化物, 在冷却时, 以较慢的冷速冷却, 过冷奥氏体转变只能以这些未溶碳化物为核心, 而形成粒状碳化物和铁素体组织。冷却速度越慢, 碳化物粒子越粗大, 钢的硬度越低。860℃加热, 20℃öh 冷却, 碳化物粒子尺寸为(141～ 479) nm。900℃加热, 220℃öh 冷却, 碳化物粒子尺寸为(130～ 350) nm。因此, 控制好球化退火的加热温度和冷却速度, 就可以得到硬度较低的钢材。
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214 退火组织相分析
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H8 l2 |6 A( u4 a* i8 ]$ z5 ~6 y! q7 O 为了确定退火组织中碳化物的结构, 对860℃加热, 以20℃öh 冷却和900℃加热, 以220℃öh 冷却试样,进行了萃取分析和X 射线衍射分析, 分析结果。
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从表2可见, 860℃加热, 以20℃öh 冷却得到尺寸较大的Fe3C 和Cr7C3粒子, 它们的相对量较多。尺寸细小、且弥散分布的为VC 粒子, 它的相对量少于Fe3C 和Cr7C3粒子, 所以钢的退火硬度低。900℃加热,以220℃öh 冷却, 得到一定量的Cr23C6碳化物和粒子尺寸细小且相对量较高的VC, 造成钢的退火硬度高。' c- f, I: Y! h/ x) U9 a0 L! F
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3 结论' a3 o8 l* R9 r' z/ T
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(1) H13钢退火用TTT 曲线由于奥氏体化温度结果见表2。经宁波市神光电炉有限公司研究发现, 微量惰性气体的导入对减小辉光厚度十分有利, 而且断辉现象也大为减轻, 对减小过热临界尺寸也有好处。表3为导入惰性气体后的渗氮结果。
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: M4 s. S$ K+ q) Y 从表3中可看出, 惰性气体的导入, 使辉光厚度、窄缝过热临界尺寸减小, 使得1mm 窄缝内获得了均匀的氮化层, 且在渗氮过程中避免了过热现象。# {- Q0 B9 @& v7 \0 g& a& _( u
4 |7 t4 [$ l; V% D( E 在试验中发现, 用不同气氛渗氮维持同样温度所需的加热功率有很大差异。惰性气体的导入使得加热功率增大, 电压降低, 电流增大, 这可能与有些惰性气体良好的导热性有关。气氛的热传导增大, 有利于炉内温度的均匀, 也能减弱过热敏感性。另一方面, 惰性气体的导入使得辉光厚度和过热临界尺寸明显减小, 从而使一般窄缝的过热倾向减小, 使1mm 左右的窄缝内获得均匀的渗氮层。* w3 `& e+ F% p1 I" z1 W" {
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313 惰性气体导入对渗氮层性能的影响4 ?# g4 a5 v% D6 }4 e, J
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不同尺寸模拟窄缝试样与平面试样渗氮后的硬度分布曲线对比; 图2为1mm 模拟窄缝中渗氮层的金相组织, 从中可看出, 通过改变炉内气氛, 可使1mm 以上窄缝内获得均匀的渗氮层。渗氮层硬度、金相组织与使用单一分解氨无明显区别。6 U. ~; \5 o: T; _
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4 应用
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铝型材热挤出模具有不同大小的缝和孔, 导入惰性复合气氛进行离子渗氮, 模具的过热敏感性明显降低, 一百多炉次的生产实践表明, 用此工艺渗氮温度均匀, 基本无过热, 质量稳定。
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( `, t/ h9 J+ @ 5 结论+ ^2 d# T$ S8 M J
6 J% \, l3 p0 M) l7 f (1) 改变中频炉炉气成分可以减轻窄缝工件离子渗氮过热敏感性。
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# `# ?- z& F; e (2) 少量惰性气体的导入可基本避免窄缝过热现象, 可在1mm 宽的窄缝内获得均匀渗氮层。 |
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发表于 2011-10-3 20:58:00
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