忽悠之一——关于H13的回火工艺

trainman

H13模具淬火后趁热350 回火后,模具由于心部有较好的强韧配合和热疲劳性能,并因其等温产生的残余奥氏体可使材料断裂吸收更多的能量 ,并且改变了裂纹方向及裂纹尖端的应力和
应力状态,进而提高了钢的韧性,使模具的使用寿命得以提高。但是对于压铜的模具不可取,我都是用于锌合金压铸模,有资料介绍用400度回效果也不错

shenfuhai

其实,追究原理比较困难和抽象；但是实验可以说明问题，即H13在淬火过程形成下贝（组织中大部分是马氏体（百分之60以上，有部分的下贝）比在淬火中全部形成马氏体的工件，回火到同一硬度（HRC46），冲击韧性低；实验所得的数据。可以实验验证。所以认为模具出现下贝不如全部形成马氏体；但是在条件不允许的条件下，与其在高温回火时形成上贝，倒是不如形成下贝组织的好。

[ 本帖最后由 shenfuhai 于 2008-8-16 21:32 编辑 ]

冷风

看了一下诸位激烈的讨论内容,非常精彩、理论深厚!不过还是把我搞懵了,以后热作模大件不敢处理了!因为我做大件时是预冷下油出炉空冷十分钟入炉200保温4h空冷三十分钟再570保温6h出来风冷,再按要求调整回火温度。遇上H13大件形状复杂的直接按正火工艺处理,高温回火四次出货。

shaod

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耿建亭

借贵宝地,发表我的传话筒
综述压铸模具的热处理操作,一般情况会考虑下述情况:
1 用较高温度淬火,以期溶入较多的合金元素,提高模具的热稳定性,当然,如有可能,组织以板条马氏体为上.(此言好象是我的观点,有问题)
2控制中间组织产物,如,上/下贝氏体,珠光体组织的转变,因组织的不均匀性,强烈降低韧性.
3最大限度的获得板条马氏体,因其有最高的强韧性,其断裂主由撕裂和韧窝等方式.
4碳化物的超细化处理及组织预处理,以期碳化物细小均匀分布.
6最大限度的加快冷速,研究表明,一些钢种,在中温回火,如450度,淬火冷速几乎不影响冲击韧度,而在620可能会因晶界碳化物的析出降低韧性,淬火冷速成越快,韧性越高.

同上意思转自王德文<<提高模具使用寿命>>,书名有可能有误.

[ 本帖最后由 耿建亭 于 2008-8-27 18:34 编辑 ]

耿建亭

个人认为,回火前低温保温进行马氏体等温应该可以,另为避免残余奥氏体在过回火中转变为非马,可考虑等温后在其硬化峰值温度回火,以期残奥在反稳定化温度下或随后冷却过程最大限度地转变为马氏体,虽其测得的韧度等为谷值,但在下一次回火提高一些温度,其强韧性应该有所回升.

个人意见,不足为凭

[ 本帖最后由 耿建亭 于 2008-8-24 18:43 编辑 ]

shaod

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mzscym

这问题真难回答，不过，各位看来已经找到自作主张了

HRC

不好意思啊，没看到你的帖。
我之所以认为3，4，5转变不存在，是因为残余A在回火在回火和回火保温时并不发生转变，当回火温度大于催化温度后，在回火冷却时就会发生残余A转变为淬火M，所以在回火过程中不会出现3，4，5的情况，也就不会出现非马。

shaod

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HRC

你所看到的上B你是如何确定它是在回火时形成的呢，是因为有M和B同时存在吗？
我只知道B转变是不完全的，无论你在B转变温度等温多长时间也不能100%转变为B，当冷却下来，还是有部分A转变为M，如果冷却速度慢，就有M和B同时存在的可能，所以才能在工件内部发现B。如果B是在回火时由残余A转变而成，那就不仅仅是在内部有B，表面也应该有。所以“ 预先形成的M会作为B的形核起点 "这句话我认为是不对的。
另外，对于较大的H13模具，淬火时不要让内外硬度相差太大，要保证心部硬度尽量高，否则在后续的加工和使用中有可能会出问题的。

耿建亭

Ｓｈａｏｄ老师您好：
　　不敢对您教诲，（也不知道您说的是不是反话， ）
　　对于Ｈ１３的二次硬化不太清楚，不过有人研究过Ｃ１２ＭＯ１Ｖ１钢的，认为即使经过深冷处理的，其残奥很低的情况下，仍具有二次硬化现象．猜测可能与回火过程中析出碳化物有关．
　　个人认为，下贝氏体在随后的高温回火中的转变，其缠结位错ａ铁中会析出碳化物．在其渗碳体（或碳化物）颗粒上聚集，促使原渗碳体长大，因其碳化物与马氏体体基体析出的可能会有颗粒大小的区别，或许会影响到韧性．
　当然一般情况下，如为冷作模具钢，用下贝氏体等温淬火能提高韧性是毫无疑问的．其韧性的提高可能得益于缠结ａ铁素体与残奥．同是王德文＜＜如何提高模具使用寿命＞＞一书中，对热作模具获得下贝氏体组织持反对意见，认为会降低其韧性，并有实例，但实例用的材料不为Ｈ１３．

　　在本帖初始我就说明，个人对这个问题不太清楚，现在所讲这些基本上是胡乱猜测．诸位大家请勿见笑．

个人意见，不足为凭

[ 本帖最后由 耿建亭 于 2008-8-25 18:51 编辑 ]

zsq

看众位讨论精彩纷呈,大受启发,在这我终于看到我一直疑惑的问题:快冷可提高韧性。最初是一胜百的一位经理告知的(老专家)。看到耿工所言,冒昧请教一下其机理为何?其快冷温度段是否全程还是各有侧重(珠光体转变温度之上,珠光体转变区,珠光体转变温度之下)。望百忙之中不吝赐教,不胜感激!(此不为楼主发贴讨论范围,然机会难得,望楼主体之谅之)

shaod

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study

热作模具材料一般在500~650回火,在此温度间的转变不再是M,这与冷作模具钢在Ms点以下温度回火得到的二次回火M不同

HRC

冷作模具钢和热作模具钢有很多种，有的有二次硬化，有的没有。

qibao9891

此贴如网，网住坛子不少大鱼。我是来混脸熟的，对与不对，大家一笑。

1.
抛开淬火加热条件和工件状况，单独讨论回火，好像不太充分，毕竟这种材料，这种类型的工件，在每个人的心中的“印象”是不太一样的。

2.关于带温回火。
首先说的是我并不了解楼主工件的形状结构和具体大小，只是笼统的知道“大型”，鉴于楼主也是行家，不能用我的揣测来代替楼主的审时度势。
这种带温回火是否正确有待商榷，原因有二。
其一，涨裂远比淬裂可怕的多。
稍大一点的模具油冷，表面温度降到200度（以油冒烟假定），心部有可能还在三四百度，甚至更高。此时出油，模具表面处于升温状态，组织转变停止，相变应力不再加大，而是在减小。而模具的尖角处，则由于升温速度较中间部分缓慢，如果有螺丝孔阻碍尤甚，会因热膨胀不一致产生很大的热应力，导致“涨裂”。这时如果带温回火，无助于减少开裂，因为工件尖角在炉内的升温速度，远不如工件返热的速度快。应该采用油--空---油--空的冷却方式，逐步减少内外温差，直至内外温度趋于一致，同时保证表面温度不致过低。
其二，带温回火的温度。
工件内外温度均匀的情况下，比较赞同楼主在16楼的曲线2。这时油基本不冒烟了。


跑题一万里，今天太晚了，明天再言归正传。

shaod

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HRC

还是针对H13吗？

耿建亭

补充52楼

下贝氏体的回火转变

1 铁素体的转变

无论是恩金假说或柯俊假说,下贝氏体中铁素体的形成与低碳马氏体最少是很接近的,均为共格切变,因此不妨参考一下低碳马氏体的高温回火转变来猜测一下下贝的高温回火转变.

中低碳钢淬火得到淬火马氏体,存在大量的位错,在回火过程中将发生回复与再结晶,当温度高于400度时,a回复很明显,此时形态仍是板条状,只是板条宽度由于相邻板条合并会增加.回火温度高于600度,回复后的a相发生再结晶,以新位错很低的等轴a相晶粒逐步取代板条a晶粒.经过再结晶,板条马氏体特征消失.
高碳钢由于碳化物的钉扎晶界,能阻止再结晶进行,故其再结晶温度高于低中碳钢,当其再结晶时,马氏体片状特征也会消失.

2 渗碳体的转变.
一般来说贝氏体中渗碳体为粒状其韧性最好,细片状其强度高,断续杆状或层状脆性大.
随等温时间的延长或进行较高温度回火,渗碳体向粒状转化,通常渗碳体等向均匀分布时,强度高,韧性较好,当其呈不均匀分布时强度低,脆性大.板条马氏体回火温度为500~550时,板条内碳化物已经消失,只剩下分布在晶界上较粗大的直径200~300nm的碳化物.
以上观点转自赵连城等<<金属固态相变原理>>


一般来讲,钢中进行下贝氏体等温淬火,是靠下贝氏体与残余奥氏体的共同作用来提升其韧性的.一般此种工艺采用低温回火.
这句话忘了是哪本书的了.

不知以上这些对shaod老师是否有用.

[ 本帖最后由 耿建亭 于 2008-8-27 18:45 编辑 ]