Cr12MoV钢论文

2024-06-13

Cr12MoV钢论文（精选8篇）

Cr12MoV钢论文篇1

摘要：12Cr1MoV低合金珠光体耐热钢具有很好的抗氧化性和热强性, 工作温度可高达600℃, 广泛应用于制造蒸汽动力发电设备。由于其负载压力大、介质温度高、工作条件复杂, 因此该管焊缝的质量是一个关键的问题, 因此本文将主要就12Cr1MoV钢焊缝的金相组织及其硬度进行研究。

关键词：12Cr1MoV,焊接,金相组织,硬度

一12Cr1MoV焊接工艺要点

(一) 焊接特点分析

(1) 12Cr1MoV钢一般在热处理状态下焊接, 其热处理工艺为1000℃～1020℃正火+740℃回火, 焊后大多数需要进行高温回火。

(2) 在选择焊接材料时, 应保证焊缝金属具有相应的热强性, 焊缝金属的成分应力求与母材相近。但为了避免焊缝金属产生较大的热裂倾向, 焊缝金属的含碳量和力学性能要比母材低一些[1]。

(3) 为了防止出现冷裂纹和消除近缝区硬化现象, 应正确选定预热温度和焊后回火温度。

(二) 焊前准备

(1) 焊接方法的选择。

当管壁厚度≥6mm时, 采用氩弧焊打底, 手工电弧焊盖面;当管壁厚度≤6mm时, 采用全氩弧焊焊接。

(2) 焊接材料的选择。

氩弧焊丝采用TIG-R31, 直径2.5mm, 电极为铈钨极, 直径2.0mm, 氩气纯度不低于99.96%。手工电弧焊采用R317焊条, 规格为φ3.2mm和φ4.0mm。

(3) 坡口及其加工。

采用V形坡口, 其α=60°±5°, P=1±0.5mm, b=2±0.5mm。坡口采用氧乙炔中性焰切割, 然后用角向磨光机平整, 坡口两侧各不小于15mm的范围内不得有油漆、铁锈等污物, 必要时用干净的白布蘸丙酮擦洗至干净为止。坡口处的母材应无裂纹、重皮、损伤及毛刺等缺陷。

(三) 焊接工艺

根据12Cr1MoV钢的焊接特点, 拟定了焊接工艺。

(1) 焊接工艺参数。

焊前预热温度为200℃～300℃。

(2) 焊接工艺措施。

①焊前将R317焊条在烘干箱内进行380℃×3h烘干, 然后装入保温筒内, 随用随取。②彻底清除焊丝表面的油污等杂物, 直至露出金属光泽。③管子对口定位焊时, 定位焊缝应分布均匀, 焊缝长度以15mm为宜。若其有缺陷, 应及时清除掉, 重新进行定位焊。

二实验材料及实验方法

(1) 试验材料

试验用母材为外径28mm, 壁厚4mm的12Cr1MoV钢管, 成分见表1-1。焊材选用TIG-R31, 成分见表1-2。母材和焊材的常温机械性能见表1-3。

(2) 试验方法

试验管材采用钨极氩弧焊进行焊接, 坡口形式如图1-1, 焊接参数见表1-4。

三实验结果及分析

(1) 接头显微组织

焊接部位组织主要分为焊缝区、熔合区、热影响区和基体四部分。焊缝组织主要由网状铁素体+粒状贝氏体组成, 网状铁素体内部的贝氏体晶粒度大于10级, 是由马氏体+残余奥氏体组成, 而网状铁素体晶粒度约为3级, 焊缝处w (C) 、w (Mn) 、w (Si) 较高, 晶粒度大于10级, 晶粒细小;热影响区的组织主要由片状马氏体+珠光体+铁素体组成, 热影响区又可分为粗晶区和细晶区两部分, 粗晶区是由于过热引起的奥氏体晶粒严重长大, 冷却后形成的过热组织, 晶粒度一般在1～2级。细晶区又可叫作重结晶区, 此部分性能相当好, 相当于热处理的正火区域;熔合区位于热影响区和焊缝区之间熔合线附近的区域, 又叫半熔化区。化学成分和组织性能都有较大的不均匀性。在靠近母材一侧的金属组织处于过热状态, 塑性很差。组织不单一, 较为复杂, 所以性能上也不稳定, 它对接头的强度塑性和韧性等性能有很大的影响, 在许多的情况下是产生裂纹及局部破坏的根源;母材组织主要为铁素体+珠光体, 晶粒度约为8级。

(2) 接头的显微硬度分布

接头的硬度分布在母材处最低, 焊缝处的硬度分布较平缓, 这是因为焊缝组织主要由网状铁素体+粒状贝氏体组成, 晶粒细小, 成分均匀。焊缝硬度分布在250HV～300HV。母材组织为片状铁素体和珠光体硬度较低, 约为150HV左右。热影响区组织为晶粒大小不一的片状马氏体+珠光体+铁素体, 所以热影响区硬度为150Hv～215Hv。熔合区组织主要为魏氏组织, 硬度约为340HV。

Cr12MoV钢论文篇2

关键词：新型；焊条；低碳加钨；强韧性

中图分类号： TG422

0 前言

随着燃煤发电锅炉参数和容量的不断提升，锅炉用低合金耐热钢管12Cr1MoV壁厚随之不断增加，特别是集箱筒身用管最厚已达到145 mm。此外，集箱筒身布满大小管接头后耳板等承压承力件，进一步加剧了集箱角焊缝的拘束度。高拘束度厚壁集箱角焊缝焊接面临诸多问题，而焊接冷裂纹的问题尤为显著。工程中焊接冷裂纹问题的主要是通过预热来解决，12Cr1MoVG材料有标准推荐预热温度不小于120 ℃，也有推荐预热温度200～250 ℃。

对于厚壁集箱预热，主要采用天然气火焰、内置式电加热器和感应加热器。采用天然气火焰加热操作较为方便，但工作条件恶劣，同时厚壁集箱加热时间长且难以保温。若采用内置式电加热器或感应加热器，虽然比天然气火焰加热要快，但是设备能耗高，且准备时间较长，使用不方便。集箱管接头的焊接主要采用焊条电弧焊，按照焊接材料匹配选材原则，12Cr1MoV厚壁集箱焊接选用耐热钢焊条R317（E5515-1CMV），焊前预热200～250 ℃。为了解决12Cr1MoV集箱焊接预热问题，提出了一种新型高韧性焊条R317WHR，采用该焊条在室温下焊接厚壁12Cr1MoV集箱可不预热。

1 开发思路及技术路线

预热的目的是避免焊接冷裂纹，如果降低预热温度或不预热，则需要考虑提高焊接过程中接头焊接冷裂纹敏感性。影响焊接冷裂纹的三要素是结构的拘束度、扩散氢与淬硬组织，在集箱结构不变的情况下，焊条开发需从扩散氢和焊缝组织入手，同时考虑熔敷金属强度与韧性匹配、高温持久强度匹配、高温抗氧化性[1]匹配等问题。焊缝组织由成分决定，工程上从成分角度评估材料冷裂纹敏感性主要通过冷裂敏感指数Pcm和碳当量Ceq。

基于以上考虑，提出了12Cr1MoV新型超低氢高韧性耐热钢焊条的基本思路：

（1）控制焊条的扩散氢含量，达到超低氢HDM≤5 mL/100 g（IIW规定，水银法或气相色谱法）。

（2）降低焊条熔敷金属元素碳（C），控制铬（Cr）、钼（Mo）、钒（V）的含量，即实现降低焊条熔敷金属冷裂敏感指数（Pcm）和碳当量（Ceq），提高焊条的抗冷裂性和韧性。

（3）严格控制杂质元素硫（S）和磷（P）的含量，增强晶界结合强度，降低焊条的热裂纹倾向，提高焊条的抗热裂性。

（4）由于降低了C和控制了Cr，Mo，V等元素的含量，势必引起焊条熔敷金属持久强度的下降，为了弥补持久强度的下降，所以在焊条中加入适量的金属元素钨（W），利用W、Mo联合固溶强化，确保新焊条在560 ℃以下高温持久强度不低于12Cr1MoV钢的要求，同时兼顾焊条熔敷金属的抗氧化性。

（5）新焊条应具有良好的焊接工艺性，如飞溅少，易脱渣等。

整理上述思路，获得图1所示的技术路线。

R317WHR焊条焊芯采用H08A材质盘元，与R317一致，熔敷金属合金成分的调整主要通过药皮成分调整实现， R317WHR焊条熔敷金属成分范围与R317对比见表1。

2 焊接试验验证

在确定焊材配方及熔敷金属成分后，对焊材性能进行测试验证，主要包括典型组分的常温力学性能，扩散氢含量，冷裂纹敏感性和高温持久性能。

2.1 典型组分的常温力学性能试验

根据表1熔敷金属成分范围要求，试制了多批次规格为4.0的R317WHR焊条，并且按GB/T 5118《热强钢焊条》的要求进行了熔敷金属力学性能试验，焊后热处理730±15 ℃/120 min，熔敷金属化学成分见表3，常温力学性能见表4。试验结果显示，随着合金元素含量的降低，特别是随着强化元素C， W的下降，熔敷金属强度下降，接近标准下限但符合标准要求，延伸率和冲击值大幅提高，改进后R317WHR焊条韧塑性远高于改进前R317焊条标准要求。

2.2 擴散氢测定

选择表3中典型成分3号焊条，根据GB/T 3965—1995《熔敷金属中扩散氢测定方法》，烘干380 ℃×2 h，采用气相色谱法测得焊条熔敷金属扩散氢含量为3.34 mL/100 g，3.25 mL/100 g，3.93 mL/100 g，4.20 mL/100 g，都在超低氢规定范围内（HDM≤5 mL/100 g）。

3号焊条烘干380 ℃×1 h，采用甘油法测得焊条熔敷金属扩散氢含量为0.58 mL/100 g，1.02 mL/100 g，也在超低氢规定范围内（H≤2 mL/100 g）。

2.3 斜Y小铁研试验

选择表3中典型成分2号焊条，根据GB4675.1《焊接性试验斜Y型坡口焊接裂纹试验方法》，采用12Cr1MoV钢，试板厚度为40 mm制备斜Y小铁研标准试件，每个编号焊接2组试件。试件在放置48 h后，试验焊缝检验结果见表5，只有C试件预热温度≤5 ℃时，出现裂纹，其余试件断面和根部都无裂纹。试验结果表明：在不低于10 ℃的常温环境条件下（标准要求焊接作业环境温度）， R317WHR焊条焊接厚壁12Cr1MoV钢不会出现焊接冷裂纹。

2.4 焊条熔敷金属和接头高温（560 ℃）持久强度试验

选择表3中2号焊条，焊接12Cr1MoV钢对接接头试板2组，焊前不预热（常温20 ℃），焊后热处理（730±15） ℃×2.5 h，经过超声波（UT）Ⅰ级+射线（RT）Ⅱ级+磁粉（MT）Ⅰ级检查，对接接头焊缝合格。选取一组试板，沿焊接方向、同一轴线上取3根熔敷金属试棒；另一组试板，在試板1/2厚度位置，沿试板宽度方向取3根焊接接头试棒，按照GB/T 2039—1997《金属拉伸蠕变及持久试验方法》开展熔敷金属及焊接接头的持久试验。熔敷金属持久试验后试样照片如图2所示，焊接接头持久试验后试样照片如图3所示试验结果如图4所示。

试验结果显示，熔敷金属高温持久强度远高于焊接接头高温持久强度，焊接接头试样全部断裂于12Cr1MoV母材，反映R317WHR熔敷金属持久强度高于母材持久强度。

3 实际应用验证

为了进一步验证R317WHR的冷裂纹抗裂性，开展了产品工艺模拟焊接试验，验证了与产品一致的应用条件，分为集箱筒身对接环缝，大管接头与筒身角接缝，小管接头与筒身角接焊缝。模拟件焊接及检验如表6所示，对不同类型接头焊接完成后放置24 h，探伤未发现任何缺陷。进一步考察焊缝内部质量，对不同接头取金相试样进行检验，未发现任何缺陷。

按NB/T47016要求对两队环缝试样进行检验，结果如表7所示，满足标准要求。

产品模拟试验过程表明，在室温（≥20 ℃）的条件下，R317WHR焊条不论是用于12Cr1MoV钢对接焊，还是应用12Cr1MoV钢角接焊，焊接接头均不会产生冷裂纹，且接头力学性能符合标准要求。

4 结语

通过上述电站锅炉高温承压件12Cr1MoV钢常温（20 ℃）焊接用R317WHR焊条的开发过程以及各项数据，可以得到以下结论和启示：

（1）开发的R317WHR焊条可在常温（20 ℃）环境下焊接12Cr1MoV钢，不需要焊后后热消氢。

（2）电站锅炉承压件用焊材开发不仅要进行焊接工艺性和常规力学性能试验，而且还应进行抗裂性和高温持久强度等试验。

（3）高校、焊材企业和应用企业应紧密合作，各用所长，有利于新焊材的开发，文中焊材开发过程，为更高参数电站锅炉用焊材顺畅研发有较好的借鉴作用。

参考文献

Cr12MoV钢论文篇3

现代工业的迅猛发展对模具钢的品质提出了更高的要求。Cr12Mo V钢因其淬透性好、硬度高且耐磨、热处理变形小等特点, 已广泛应用于冶金、机械制造等行业的模具生产。但由于Cr12Mo V钢的脆性较大且成分偏析严重, 常常导致模具的早期失效[1,2,3]。化学热处理可以大幅度提高Cr12Mo V钢工件的使用性能, 延长其使用寿命, 目前已获得较为广泛的应用[4]。本文综述了Cr12Mo V冷作模具钢渗氮[5]、渗硼[6]和渗矾[7]等表面化学热处理技术的研究进展及其发展前景。

1 Cr12Mo V钢渗氮处理工艺

渗氮处理, 即在一定温度区间内, 在某种介质中将氮原子渗入工件表层的化学热处理工艺, 通过渗氮处理可以有效提高工件表面的硬度、耐磨性以及疲劳强度, 同时提高工件在腐蚀介质中工作的耐蚀性[8]。王传雅等人[9]研究了渗氮过程中温转变对Cr12Mo V钢显微组织、扩氮层的显微硬度和心部力学性能的影响, 发现中温转变复合强韧化处理, 可以有效细化Cr12Mo V钢的显微组织, 提高其显微硬度等力学性能, 达到提高模具使用寿命延长的目的。

早在1923 年, 德国人A.Fry首次对气体渗氮进行了研究并取得了成功, 但早期的气体渗氮工艺因周期长、能耗大和成本高等原因很少在冷作模具钢上应用[10]。国内学者佟晓辉等[11]曾对9 种冷作模具钢进行了520~540 ℃的气体渗氮, 发现多数冷作模具钢的气体渗层深度D与渗氮时间T呈线性关系, 即,

而且尤以Cr12Mo V钢气体渗氮后的耐磨性最佳, 但这种常规气体渗氮多达50 h的工艺时间严重影响了生产效率及产品质量。随后, 孟力凯[12]等人在此基础上, 采用复合气体渗氮工艺, 可缩短气体渗氮周期1/3, 但尚不能满足工业化生产要求, 且产品品质存在硬度不足、表面腐蚀和裂纹等缺陷。

为克服单一气体渗氮的不足, 随后, Cr12Mo V钢的氮碳共渗[13]工艺研究逐渐展开, 且向着多组元复合强化方向发展, 如S、C、N复合共渗[14]、稀土催渗[15]和等离子体氮碳共渗工艺[16]等。其中比较有代表性的工作包括:Wu[17]等人在复合共渗的研究中发现, S可使Cr12Mo V工件渗层表面形成Fe S层, 使得工件的耐磨性显著提高, 然而单纯耐磨性的提高在模具钢的生产应用中还远远不够。随后, 王振宁等[18]对Cr12Mo V钢采用Ti催渗氮碳共渗局部超强化复合处理, 发现Cr12Mo V钢的耐磨性、表面硬度和韧性均有显著提高, 这主要与表面形成的Ti N化合物有关。

1984 年, 李少君等[19]在500 - 560 ℃对Cr12Mo V钢进行固体渗氮, 其硬度稍有提高, 渗层深度约为8 - 15 μm, 渗氮后零件的尺寸稍有变化, 模具的疲劳寿命和抗冲击性能得到显著提高。姚玲珍等[20]采用QPQ处理方法对Cr12Mo V进行盐浴渗氮, 其硬度能达到900-1000 HV, 渗层深度达6 - 15 μm。

2000 年左右, Cr12Mo V钢的离子渗氮技术成为其表面化学热处理的研究热点。Pang等[21]对Cr12Mo V钢进行不同温度的离子渗氮, 发现在530 ℃时, 渗氮层的硬度、渗层厚度等性能趋于最佳值。Li等[22]对钢表面采用介质阻挡放电技术进行离子渗氮强化, Thomas等[23]利用弧光放电进行离子渗氮, 这些研究工作旨在改善普通离子渗氮生产效率低, 气压较大等缺陷。国内学者赵彦辉[24]的弧光等离子放电研究结果表明, 在一定温度范围内渗氮层厚度随着温度的升高而增加, 在较低温度基本无化合物层, 达到50 mm时, 渗氮速度最快。同年, 张涛等[25]采用双辉等离子体渗氮, 发现温度为500 - 550 ℃时渗层深度可达150 um, 渗层化合物可达9 um, 并且具有较高的硬度。但等离子体渗氮因在加热过程中氢气的易燃易爆以及NH3分解不彻底, 安全和环保成为专家学者们亟待解决的问题。据最新的研究[26]报道, 采用等离子氮碳共渗工艺, 渗层厚度可达到150 - 200 um, 耐磨性提高3 - 5 倍, 整体渗层性能提升;若在此过程中加入稀土La, 渗层整体性能得到更好提升。

真空脉冲渗氮工艺具有渗速快, 无盲孔效应, 渗氮层脆性极小, 可以较准确的控制、调整渗氮气氛等优点[27]。在真空脉冲渗氮加热过程中, 通过炉内产生对流来保证温度的均匀, 从而来保证渗层深度的均匀性;现在对环保的要求很高, 而在渗氮过程中的废气需要进行适当的处理, 否则将污染环境[28]。2002 年郭健等[29]进行了真空脉冲渗氮研究, 发现对Cr12Mo V冷作模具钢进行真空脉冲渗氮能进一步提高耐磨性, 增加使用寿命, 温度一般为510 - 520 ℃, 时间8 - 12 h。渗层深0.08 - 0.12 mm, 硬度在1000HV左右, 显著提高Cr12Mo V的性能。同时, 经真空脉冲渗氮后, 工件表面硬度要比一般气体渗氮硬度高, 脆性小, 能满足尖锐刃口的刀具与冷冲模具使用要求。2003 年郭健等[27]探究真空脉冲氮碳共渗在模具中的应用, 渗氮后Cr12Mo V的硬度达1046 HV, 渗层深度150 - 170 μm。

2 Cr12Mo V钢渗硼处理工艺

渗硼是一种在高温下使硼元素渗入金属表面获得硼化合物硬质层的化学热处理技术。渗硼的工艺方法多种多样, 有粉末固体法、液体法、气体法、糊膏法等, 其中粉末固体渗硼因具有操作方便、使用设备简单、质量易控制等优点在生产中得到较广泛的应用[30]。但粉末固体渗硼层脆性大、容易剥落, 严重影响了耐磨性, 因此国内外专家学者对其改善脆性方面做出了大量的探究研究。

由于B与Fe和其他金属可生成高硬度的化合物, 1984 年舒士明等人[31]对Cr12Mo V冷作模具钢进行粉末固体渗硼, 试验参数为570℃渗硼3h, 940±10℃渗硼6h炉冷至室温, 其硬度为1097HV, 渗层深0.053mm, 与未经渗硼处理模具相比, 寿命提高3-4 以上。此研究虽未对其渗硼后耐磨性的影响做出研究, 单此工艺的提出对Cr12Mo V钢的脆性有一定的改善, 此工艺的提出为今后该领域的发展奠定了基础[32]。经过几十年探索研究, 2001 年叶宏等人[33]对Cr12Mo V钢试样进行了粉末固体渗硼- 淬火复合工艺试验, 确定了Cr12Mo V钢固体粉末渗硼工艺参数为930℃ ×5h, Cr12Mo V钢的渗硼层深度0.05 - 0.06mm, 显微硬度1688HV, 且有Cr12Mo V钢的耐磨性得到明显提高。此研究比舒士明等人的研究硬度提高了近1/3, 并对其耐磨性做出了一定的探究, 但并未脆性做出相关的探究。此后有文献[34]得出的结论与上述学者不太一致:认为模具钢渗硼处理后渗硼层具有一定的脆性, 严重恶化工件的耐磨性, 在使用过程中渗硼层容易发生剥落, 降低了模具钢的使用寿命[35,36,37], 对于过渡层的研究将是Cr12Mo V钢渗硼工艺发展的瓶颈问题。随后, 汤光平等[38]对Cr12Mo V钢进行表面渗硼改性处理, 得出Cr12Mo V钢渗硼处理后渗硼层的脆性属剥落脆性, 但并未探究如何降低工件在渗硼过程中产生的脆性。2005 年张菁等人[39]结合以上两种研究, 采用不同渗剂对Cr12Mo V钢进行表面改性, 分析了渗层表面脆性与敏感脆性, 研究得出粉末渗硼的耐磨性优于膏剂渗硼试样的耐磨性, 当渗硼层表层脆性敏感性增加, 耐磨性呈下降趋势, 经930℃ ×5h渗硼处理后, 渗硼层的脆性属剥落脆性, 渗硼层的显微硬度约在1300HV, 渗硼层厚度70um, 具有良好的耐磨性能。近期的研究[40]发现, 在Cr12Mo V钢渗硼过程中施加稀土元素, 加入量最佳值的情况下一般可提高渗硼速度30% 左右, 改善渗层组织和性能。这是由于稀土的化学性质很强, 能加速渗剂的分解, 使渗速加快, 促进渗硼的进行[41]。为提高渗硼层厚度和改善渗硼层组织, 郝少祥等[42]在渗硼剂中加入稀土氯化物, 结果发现当稀土加入量为0.3wt% 时渗硼层增厚致密, 其渗硼层硬度压痕如图1 所示, 图1 (a) 的脆性级别为1 级, 图1 (b) 的脆性级别为3 级。对硼- 稀土共渗工艺进行研究, 采用正交试验方法, 筛选出Cr12Mo V钢硼- 稀土共渗的最佳工艺为w (稀土) =0.3%, 渗硼温度950℃, 保温时间5h, 得出渗硼时加入稀土, 渗硼层增厚致密, 疏松、空洞减少, 前沿无明显梳齿状, 渗硼层脆性由1 级降至3 级;经优化渗硼后, 在经970℃淬火、200℃回火, 渗硼层耐磨性显著提高, 比仅优化渗硼的高出15 倍。2008 年郝少祥[43]又研究了Cr12Mo V钢渗硼层中各种元素含量的变化, 研究表明:Cr12Mo V钢渗硼层中存在B, C, Al, Cr, Si, Fe, Mo, V, Mn等元素, 其中B及C, Si, Al, Cr含量分别在表层和过渡区出现峰值, Al和Si主要存在于缺陷处和富碳区中, Fe在硼化物层含量略低于过渡层和心部而Mo几乎无变化;且得出渗硼层中没有稀土元素渗入。由此可以看出, 稀土的渗入提高了渗层的韧性, 降低了渗层的脆性。此研究较好的改善了Cr12Mo V钢因渗硼处理后脆性较大而引起的渗层剥落等一系列问题。

3 Cr12Mo V钢渗矾处理工艺

TD (Thermal Difusion) 盐浴渗钒由于设备简单、操作方便、渗速快、渗钒层质量稳定等优点, 被认为是Cr12Mo V冷作模具钢的理想表面强化技术[44]。盐浴渗钒是通过工件表面形成VC覆层来实现提高Cr12Mo V钢使用寿命的目的[45,46,47]。Gen[48]认为Cr12Mo V钢渗矾处理后耐磨性的增加主要由VC覆层的性质决定。至此之后对VC覆层特性的研究成为了热点问题, 但对该覆层成分分布情况的看法至今尚存在一定的争议。近期研究[49]认为钒原子浓度随覆层的生长稍微增加, 而碳含量则先轻微增加达到最大值后呈递减的趋势, VC覆层横截面积的硬度的变化趋势与覆层C/V比基本一致, 这一研究有利于人们进一步研究覆层的机理及性能。为了克服Cr12Mo V钢因渗钒处理后获得较高硬度而引起的渗层剥落, Zou等[50]探讨了Cr12Mo V钢TD盐浴渗钒工艺, 发现Cr12Mo V钢渗钒后可获得约5 - 7 μm的渗层厚度, 渗钒层具有极高的硬度和耐磨性。

随后, 唐丽文等[51]在此基础上对Cr12Mo V钢渗钒后进行淬火和回火处理, 其渗层的金相组织图片及SEM图片如图2 所示, 从图中可以看出, 在Cr12Mo V钢表面形成了一层平均厚度11.4 um的钒层, 渗层厚度均匀, 致密性较好, 并且渗层与基体间存在明显界面。此研究为目前Cr12Mo V钢TD盐浴渗矾较理想的成果。

4 结语

Cr12MoV钢论文篇4

1 热处理工艺参数选择的依据

Cr12MoV钢滚丝轮除要求强度外, 还要求热处理后体积无变化或稍有变化。淬火温度直接影响热处理后微观组织中马氏体、残余奥氏体和碳化物相的百分比[2], 从而决定着淬火温度和淬火前后的体积变化, 为此Cr12MoV钢滚丝轮采用低温淬火。为提高产品的冲击韧性及稳定残余奥氏体, 以保持滚丝轮在使用和放置中尺寸不发生变化, 采用低温回火保证组织转变充分和稳定。

2 Cr12MoV钢真空炉与盐浴炉热处理工艺试验过程

2.1 材料选择

试验选用试样均来自同一炉号的Cr12MoV钢材。检测化学成分 (质量分数) 为:1.58%C、11.41%Cr、0.29%V、0.50%Mo;金相组织碳化物偏析3级;硬度HB207。此结果表明化学成分符合标准[3], 碳化物分布均匀, 退火态金相组织见图1。

试验采用的试样有两种形式:方形试样, 用来测定淬火前后密度变化;扇形试样, 用来测定淬回火后硬度及观察金相组织。

2.2 盐浴炉淬火前后变形程度

试验采用5个淬火温度, 淬火时间分别为5min, 从淬火前后方形试样密度的变化, 观察试样的热处理变形程度。密度计算公式为:密度= (试样在空气中的质量-试样在水中的质量+绳重) ÷试样在空气中的质量, 其中绳重为0.0117g。具体试验的数据见表1。

试验结果显示淬火后的密度比淬火前的密度小, 在重量一定的情况下, 密度与体积成反比, 淬火后的体积比原来大, 即试样的体积在淬火后膨胀。

2.3 盐浴炉淬回火前后硬度变化和金相组织

回火方式为硝盐回火, 试验采用3个回火温度, 回火时间1h。分别对扇形试样淬火态、200℃、210℃、220℃四种状态进行硬度及金相检测, 结果见表2。

生产用滚丝轮要求硬度为HRC60～62, 由表1和2可知, Cr12MoV钢在980℃和1020℃两个温度下变形量最小, 但980℃淬回火后硬度值仅在HRC58左右, 无法满足滚丝轮产品对硬度的要求, 因此, 盐浴炉淬火加热温度选择1020℃最佳。

2.4 真空炉淬火前后变形程度

参考盐浴炉热处理工艺参数, 真空炉热处理温度采用1000℃、1010℃、1020℃, 先设定淬火时间为70min, 试验测得方形试样淬火前后密度变化结果见表3。

试验结果显示真空炉淬火后的密度比淬火前的密度小, 试样的体积在淬火后膨胀。在1020℃温度下变形量最小。

2.5 真空炉淬回火前后硬度变化和金相组织

试验采用的淬火温度为1020℃, 淬火时间分别为90min, 70min, 50min, 回火介质为硝盐, 温度为200℃、210℃、220℃。扇形试样的硬度及晶粒度见表4、5, 金相组织见图2、3、4。

3 试验分析

试样在真空加热中的变形量比盐浴加热的变形量大, 但实际生产中滚丝轮淬火后存在缩小的趋势, 这与真空淬火特有的脱气作用有关, 真空淬火能使钢中的氢气、氮气和氧化物分解气从刀具表面逸出使之呈现缩小。1000℃以上范围淬火加热, 随着淬火温度升高, 淬火后硬度随之增大, 回火后硬度却普遍在HRC61～62间, 说明1000℃～1030℃淬火, 200℃～220℃回火皆可满足Cr12MoV钢滚丝轮对硬度的要求。真空炉淬火中, 随着保温时间的延长, 奥氏体晶粒度逐渐增大。使产品充分加热, 奥氏体化充分, 为产品淬透性做准备。提高滚丝轮淬透性, 使马氏体转变充分, 减小残余奥氏体含量, 可保证滚丝轮的硬度、变形均匀性。相同的淬回火工艺下, 淬火态和回火态, 试样的硬度值真空炉加热大于盐浴炉加热, 说明Cr12MoV钢的淬硬性[2]真空炉效果好于盐浴炉。

4 结语

Cr12MoV钢滚丝轮工艺参数为:淬火温度1020℃, 回火温度200℃～220℃, 硬度可达HRC60～62, 刀具可保证具有良好的硬度, 防止变形。真空炉加热可防止工件的氧化和脱碳现象, 产品不易腐蚀, 加工时可有较小的留量, 且表面颜色美观, 这是盐浴炉无法比拟的。但真空炉加热设备一次性投资较多, 生产成本高。针对不同规格的滚丝轮产品, 可根据不同特点合理选择加热方式, 使资源合理分配。

参考文献

[1]潘金芝, 等.国内外模具钢发展现状[J].金属热处理, 2008 (8) :10-15.

[2]崔忠圻, 刘北兴.金属学与热处理原理[M].哈尔滨:哈尔滨工业大学出版社, 2007.

Cr12MoV钢论文篇5

激光淬火技术则具有独特的优越性, 正日益受到人们的重视, 已经在机械制造、交通运输、石油、矿山、纺织、冶金、航空航天等许多领域得到应用[2,3,4,5,6]。常用的工业激光器如CO2、YAG激光器存在着光束质量低、维护困难等问题, 而光纤激光器由于其良好的光束质量及高可靠性越来越引起学者的重视。目前冷模钢的光纤激光淬火的研究尚未有充分报道, 因此本研究利用YLS-3000W光纤激光器对Cr12MoV钢表面进行激光淬火, 研究不同激光工艺参数对其表面组织形貌、显微硬度的影响。

1 实验

用线切割的方法将Cr12MoV钢切成尺寸为80mm×50mm×4mm的试样块, 使用铣床打磨试样的表面, 去除线加工造成的试样表面凹槽, 使金属表面平整光滑, 并且用无水乙醇清洗, 保持试样表面清洁。将试样置于光纤激光加工系统的工作台上, 调整工作轴位置, 确定光纤激光束的聚焦光斑尺寸为d=1mm的圆形光斑, 并使光斑落在试样适当的位置, 最后运行加工程序, 在氩气保护状态下对试样进行光纤激光表面淬火。激光表面淬火的主要参数:扫描功率分别为600 W、700 W、800 W、900 W、1000 W, 扫描速度为0.3m/s, 离焦量为-4mm。试样进行激光淬火之后, 制备淬火层的断面金相试样。先沿垂直于激光扫描带方向对试样进行线切割, 然后沿平行于激光扫描带方向切成5个不同功率下激光淬火试样, 将切割好的5个试样分别进行镶嵌, 接着对剖面打磨抛光, 最后用4%硝酸酒精腐蚀后, 清洗吹干待用。激光淬火试验后, 先观察试样表面情况, 看淬火层表面是否有裂纹、形变及其他缺陷;然后采用光学显微镜观察激光淬火后试样表层的显微组织变化, 分析相变硬化层的组织结构, 根据金属内部的组织差异可有效地区分出淬火区域。在HV-1000型显微硬度计上测试淬火层至基体横截面的显微硬度。

2 结果与分析

图1为试样不同光纤激光淬火功率下的宏观显微组织, (a) 、 (b) 、 (c) 、 (d) 、 (e) 的功率分别为600 W、700 W、800 W、900 W、1000 W。光纤激光表面淬火试样的硬化层深度如表1所示。

由表1可以看出, 在扫描速度和离焦量一定的条件下, 相变硬化层深度随光纤激光功率的增大而增加。激光功率越高, 金属表层吸收的激光辐射能量越多, 试件表面下处于相变温度Ac3以上的区域增加, 使得相变硬化层的深度增加。图2是不同激光淬火功率下淬火层与过渡层结合区的显微组织, (a) 、 (b) 、 (c) 、 (d) 、 (e) 功率分别为600 W、700 W、800W、900W、1000W。由图2可知, 随着光纤激光功率的增加, 淬火层晶粒发生增大→减小→增大的变化趋势。

光纤激光束照射金属表面时, 金属吸收激光辐射并将其转化为热量, 由于自身激冷作用可完成马氏体相变。由于气体环境的影响金属表面散热较基体热传导速度慢, 从而使接近于金属表面的区域的板条马氏体尺寸较大[7], 向基体内部深入则马氏体的尺寸逐渐减小。随着激光功率的增加, 淬火层吸收能量增加。淬火区域尺寸变大, 温度梯度降低从而使淬火层马氏体变得相对粗大, 当激光功率进一步提高, 高能束极大地提高了淬火层的位错密度, 产生一定强化效应, 而随着激光功率的提高, 过热的淬火层重新出现晶粒长大的现象, 这与淬火层储存过高能量并通过晶粒长大释放应力有关。图3为不同光纤激光功率下Cr12MoV淬火层的XRD图谱。由图3可以发现, 不同激光功率下各物相组成基本相同, 表征Fe3C结晶度的峰值则随着激光功率的增加而降低。

从距试样表面0.1mm的位置开始沿基体方向进行测量, 每隔0.1mm测量一次, 测量15个点, 同一水平线上测取3组数据的平均值作为该垂直深度上的硬度值, 不同功率下光纤激光淬火试样的硬度曲线如图4所示。

由图4可知, 不同功率下的显微硬度曲线先随至基体方向距离的增大而增大, 达到最大值后又随至基体方向距离的增大而减小。Cr12MoV钢在激光淬火时, 组织发生马氏体相变。由于快速冷却, 转变为细小晶粒的马氏体组织硬度得到提高[8]。在扫描速度和离焦量一定的情况下, 随着激光功率的增大, 金属试件表面吸收激光能量提高, 试件表面下处于相变温度Ac3以上的区域增加, 使得相变硬化层深度增大;激光功率的增大保证了材料表面充足的能量, 辐照区达到完全淬火的温度, 使得材料奥氏体化进行充分, 奥氏体晶粒细小, 因而转变形成的马氏体的体积分数增大且马氏体组织更加细小, 从而获得更高硬度的硬化层。若激光功率过大, 加热区温度梯度很大, 冷却时由于冷却速度很快, 使碳化物溶解和溶入奥氏体中的碳以及合金元素的扩散再分布情况在激光加热区不同深度之间有很大差异, 奥氏体中的含碳量分布不均匀, 冷却后得到不同含碳量的马氏体, 导致硬度降低[9,10]。当激光功率较小时, 试样表面获得的激光平均功率密度也较低, 奥氏体化不能充分进行, 则淬火层内转变形成马氏体的体积分数降低, 因而使得淬火层硬度降低。这就是功率为900 W淬火区的平均硬度比其他功率下淬火区平均硬度高的原因。

3 结论

(1) Cr12MoV钢经光纤激光表面淬火后金属表面的硬度提高, 硬化层深度随激光功率的增加而增加。

(2) 在扫描速度和离焦量一定的条件下, Cr12MoV钢相变硬化层最大硬度值随激光功率的增加先增加后降低。

(3) 在扫描速度V=0.3m/s和离焦量L=-4mm的条件下, Cr12MoV钢最佳光纤激光淬火处理功率为900 W。

参考文献

Cr12MoV钢论文篇6

关键词：30Cr2Ni4MoV钢,低压转子,热变形,动态再结晶

0 引言

有效利用钢的再结晶机制,可以消除铸态粗大枝晶组织,获得细小均匀的组织,从而提高热加工产品的性能。研究表明,金属发生动态再结晶后的晶粒结构比静态再结晶和亚动态再结晶的晶粒结构具有更好的综合性能[1]。因此,控制锻造温度、变形量等参数,利用水压机较小的应变速率对锻件进行控制锻造,诱发金属在高温下的动态再结晶,成为大型锻造件生产过程中提高产品性能的最主要途径。

目前,我国的大型低压转子用钢为30Cr2Ni4MoV钢,相当于国外的3.5%NiCrMoV钢,我国机械行业标准对30Cr2Ni4MoV钢化学成分的质量分数及力学性能的做出了规定[2]。如何通过细化和均匀内部晶粒来提高产品机械性能,并最终具备百万千瓦级核电低压转子的设计和制造能力,是我国目前急需突破的重点方向。研究并建立30Cr2Ni4MoV钢的动态再结晶模型,可以为建立30Cr2Ni4MoV钢锻造生产过程的数值模拟模型提供重要基础。

1 热模拟实验方案

为研究30Cr2Ni4MoV钢的流变力学行为和动态再结晶行为,本实验设备为Gleeble1500热模拟实验机,模拟参数为转子锻件在生产过程中的锻造温度和水压机应变速率。实验采用平面压缩法,试样为ϕ8mm×12mm的圆柱,圆柱两端开凹槽并填充润滑剂以减小试样在加载过程中出现的鼓肚等变形不均匀,圆柱周围涂抹抗氧化剂防止表面氧化和热电偶脱落。实验工艺流程如下:先将试样加热至1200℃并保温5min,再将温度调整至变形温度T,然后压缩试样变形至应变ε=0.7,接着水冷。工艺参数如表1所示。

2 流变力学行为

2.1 高温流动应力曲线

实验得到的30Cr2Ni4MoV钢在各应变速率和温度条件下的流动应力曲线如图1~图3所示。流动应力曲线上应变增大而应力基本恒定时,试样处于动态再结晶稳态。由此可见,在应变速率为1s-1时,温度达到1200℃才能发生动态再结晶并呈现稳态;应变速率为0.1s-1时,温度高于1000℃可发生动态再结晶,1150℃以上可以呈现稳态;应变速率为0.01s-1时,温度只需高于900℃就可发生动态再结晶,高于1000℃呈现稳态。即在应变速率较大时,30Cr2Ni4MoV钢只有在较高温度下变形才能发生动态再结晶,在较高温度下,各种应变速率条件变形都容易发生动态再结晶。由此可见,在大型轴类锻件的生产条件下,提高变形温度和减小应变速率都有利于减小30Cr2Ni4MoV钢的峰值应力,使之发生动态再结晶。大型核电低压转子钢生产中应变速率可达0.01s-1,甚至更小,本文实验得到的数据在实际生产中利用是安全的。

2.2 动态再结晶热激活过程模型

变形过程中,变形温度和应变速率对钢的软化都起作用,动态再结晶的数学模型[3,4]通常用温度补偿应变速率因子Zener-Hollomon参数Z来描述动态再结晶行为,即

$Ζ = \dot{ε} \exp [Q_{D R X} / (R Τ)] (1)$

式中,QDRX为变形激活能;R为气体常数;T为热力学温度。

金属材料发生动态再结晶时,其流动应力曲线的第一个峰值应力σp和参数Z满足如下关系:

Z=Aσnp (2)

式中,A和n为只与材料自身相关的常系数。

将实验测得的流动应力曲线上的第一个峰值应力σp与实验应变速率 $\dot{ε}$ 、温度T代入式(1)、式(2)进行多元回归计算,可以得到30Cr2Ni4MoV钢的动态再结晶热激活模型参数:A=275.09,n=5.84,QDRX=368 692.59,相关系数为0.984 63,即动态再结晶热激活模型为

$\begin{array}{l} Ζ = \dot{ε} \exp [368 692.59 / (R Τ)] \\ Ζ = 275.09 σ_{p}^{5.84} \end{array}} (3)$

lnσp与lnZ之间的关系如图4所示。

2.3 动态再结晶动力学模型

在一定的温度和一定应变速率的条件下,高温流动应力曲线中的峰值应变εp、稳态应变εs、动态再结晶发生的初始临界应变εc和参数Z满足如下关系:

Z=Biεmi (4)

i=p,s,c

式中,Bi、mi为只与金属材料自身相关的常系数。

并且有[5]

εc=0.8εp (5)

将实验取得的高温流动应力特征数据代入式(5)进行多元回归可以得到30Cr2Ni4MoV钢的动态再结晶动力学模型:εp=1.48×10-3Z0.179,相关系数为0.978 97,εc=0.8εp;εs=3.27×10-3Z0.175,相关系数为0.930 95。lnεp、lnεs、lnεc与ln Z之间的关系如图5所示。

2.4 动态再结晶比例

采用Avrami型表达式描述金属材料的动态再结晶运动学过程,动态再结晶发生后,其动态再结晶比例为

$X_{D X R} = 1 - \exp [- k (\frac{ε - ε_{p}}{ε_{c}})^{l}] (6)$

式中,k、l分别为只与金属材料自身相关的常系数。

为避免金相腐蚀和视场选择等人为因素对动态再结晶体积比例确定造成的影响,选用Beynon等[6]提出的基于高温流动应力曲线的金属材料动态再结晶体积比例测量方法计算:

XDXR=(σREC-σ)/(σ′s-σs) (7)

式中,σ为金属高温流动应力曲线上的应力值;σs为动态再结晶稳态应力值;σREC为假想金属未发生动态软化时流动应力曲线上的应力值;σ′s为该流动应力曲线的稳态应力值。

上述各参数的关系如图6所示。

将实验取得的高温流动应力特征数据代入式(6)进行多元回归可以得到30Cr2Ni4MoV钢的动态再结晶比例:

XDXR=1-exp[-2.09(ε-εpεc)1.36] (8)

Cr12MoV钢论文篇7

1 实验

实验材料为Cr12MoV模具钢,其化学成分(质量分数/%,下同):C 1.45~1.70,Si 0.4,Mn 0.4,Cr11.0~12.5,Mo 0.4~0.6,V 0.15~0.3,其余为Fe。采用盐浴法对试样渗铬处理,氯系熔盐配比:基盐为50%BaCl2和50%NaCl,供铬剂为10%Cr2O3,还原剂为5%铝粉。盐浴渗铬在4kW井式电阻炉中进行。盐浴以氯盐为主,加入能产生铬离子的CrCl3为主的低熔点铬盐,盐浴温度为1000℃,保温时间为12h,渗铬试样出炉直接水冷,即得实验试样。激光淬火实验在GLS-ⅠB型激光加工系统上进行,工艺参数:功率为1.5kW,扫描速率为6mm/s,光斑尺寸为5mm,氩气保护。实验结束后,用HVS-1000型数显硬度计测量渗层显微硬度;通过SUPRA55型场发射扫描电镜观察原始状态、渗铬层和渗铬+激光淬火后渗铬层3种试样的表面-界面形貌;用D/max2500PC型X射线衍射仪(XRD)分析试样物相的组成;用X-350A应力仪分析经渗铬处理激光淬火前后渗铬层马氏体和残余奥氏体含量;通过HRS-2M型往复摩擦试验机考察试样摩擦磨损性能,摩擦方式为往复干摩擦,对磨材料为5SiC陶瓷球,载荷为1000g,往复次数为500r/min,往复长度为5mm;磨损实验结束后,使用VH-Z100R型显微镜分析磨损后表面形貌。

2 结果与分析

2.1 表面形貌

图1为渗铬层表面形貌。可知,原始状态试样经抛光处理后表面平整,无明显暗斑和杂质(图1(a))。渗铬层表面形貌如图1(b)所示,试样表面主要由碳化物组成,其形态主要为细小的粒状与团状,呈现均匀、弥散分布,这是由于渗铬过程中空位迁移,扩散和沉积导致的结果。渗铬+激光淬火后表面形貌如1(c)所示,经EDS分析后表面化学元素原子分数为71.45C,4.57O,17.72Cr,4.73Fe。结果显示,试样表面含有大量C和Cr原子,由于在渗铬时表面Fe原子与渗铬剂发生还原反应而大量消耗,因此,Fe原子含量非常低。渗铬层表面形成一层形状较为规格的六方结晶,其晶粒细化、均匀。在激光熔凝作用下部分区域晶粒成致密团簇状,宏观上表现为微凸硬质体,进一步提高了渗铬层的显微硬度。原始状态试样的显微硬度为260HV,渗铬+激光淬火后渗铬层显微硬度达到772HV,比渗铬层硬度(613HV)提高了25.9%,有利于改善其磨损性能。

2.2 XRD分析

图2为渗铬层表面XRD分析。由图2(a)可知,原始试样表面主要由马氏体与奥氏体相构成,其中马氏体形态主要为细粒状,经调质后呈高度弥散的细小碳化相,加入Mo,Mn,Cr等元素后能有效地改善材料的碳化物分布和冲击韧性。由图2(b)可知,渗铬层表面由CrC3,Cr23C6铬碳化物和(Fe,Cr)2O3奥氏体与马氏体等铁相组成,表面显微硬度达到610HV以上。在渗铬过程中Cr原子代替了试样表面的晶格空位和质点,与奥氏体中C原子结合形成多种碳化物并沉积下来,提高了材料表面C含量和硬度。在高温固溶作用下,Cr与Fe易形成置换固溶体,并在高碳环境下转变为固溶体的碳化物。渗铬+激光淬火后渗铬层的XRD分析如图2(c)所示,由于Cr与Fe均易被氧化,因此,在冷却过程中会与空气中O原子反应生成一定含量的氧化物。由表面EDS结果可知,O与Fe原子含量较少,因而表面主要由碳化物沉积而成,并伴随有少量的氧化物。Fe原子主要以固溶体形式存在,故表面氧化物主要为氧化铬。在激光淬火过程中,瞬间高温使表面的Fe相完全奥氏体化,快速冷却时奥氏体会快速相变为马氏体,其中的部分C元素析出,与表面的Cr元素以及(Fe,Cr)固溶体结合形成稳定的碳化物Cr7C3和(Fe,Cr)2C3。

图2渗铬层表面XRD分析(a)原始状态;(b)渗铬后;(c)渗铬+激光淬火后Fig.2 XRD analysis of the chromized layer(a)in original state;(b)after chromizing;(c)after chromizing and laser quenching

2.3 残余奥氏体分析

图3为渗铬层马氏体和残余奥氏体含量分析。可知,渗铬后渗铬层中以残余奥氏体为主,其中马氏体含量为39.6%(图3(a-1)),残余奥氏体含量为60.4%(图3(a-2)),与渗铬前试样成分基本相同。这是由于在渗铬过程中,奥氏体相逐渐向α-Fe相转变,但持续的保温环境会抑制其转变过程,因此,渗铬前后二者含量变化相对较小。渗铬+激光淬火后,渗铬层表面马氏体含量上升至72.7%(图3(b-1)),而残余奥氏体含量降至27.3%(图3(b-2)),这是由于激光快速加热下,钢的过热度极大,造成相变驱动力ΔGα→γ很大,从而使α-Fe相几乎完全转变为残余奥氏体[12,13]。在随后的快速自冷过程中,这些残余奥氏体大部分无扩散转变为马氏体,其中溶解的C原子来不及析出,最终被固溶在马氏体中,形成高碳细晶马氏体,有利于提高材料表面硬度。

2.4 界面线扫描分析

图4为渗铬层界面SEM形貌和线扫描分析。由图4(a)可知,渗铬层镶嵌在基体中,与基体间结合紧密,在结合界面处存在较浅的扩散层,为冶金结合+机械结合方式。在渗铬层界面上Cr和Fe原子呈梯度变化,在基体-渗铬层方向上Fe含量不断降低(图4(b)),Cr含量不断增加(图4(c))。这是由于在结合界面处Fe与Cr可以形成无限固溶体,发生相互扩散现象,形成Fe-Cr扩散层。随着渗铬层表面的铬碳化物不断沉积,内部扩散层厚度不断增加,Fe和Cr原子相互扩散的阻碍随之增大,在表层形成以铬碳化物形式沉积下来的富铬层[12],Fe含量则变得非常低,因此二者浓度变化呈现梯度分布。

图5为渗铬+激光淬火后渗铬层界面SEM形貌和线扫描分析。可知,渗铬层经激光淬火后厚度有所增加,约为15μm,在结合界面处也存在一层较浅的扩散层。这表明激光淬火有利于表面Cr元素向基体进一步渗透,但并不影响Fe和Cr的相互扩散。同时,在渗透过程中Cr能结合更多的C原子形成铬碳化物沉积下来,在一定程度上进一步提高了材料表面显微硬度。在激光淬火过程中基体表面受到离子轰击,晶格空位浓度增加,有利于Cr原子的深度扩散(图5(b)),从而结合界面处基体中Fe原子(图5(c))形成更多的Fe-Cr固溶体和化合物。

2.5 摩擦因数

图6为3种试样的摩擦因数与磨损时间的关系曲线。与原始状态相比,渗铬试样摩擦因数由0.9808下降至0.7172,降低了26.9%;经激光淬火后摩擦因数降低至0.5795,分别比原始试样、渗铬试样降低了40.9%和19.2%。在磨损初期,原始试样和渗铬试样的摩擦因数均快速上升至一定程度后,再逐渐趋于稳定。不同之处在于,原始试样的摩擦因数在趋于稳定过程中仍有一个缓慢上升的过程,随着磨损时间的增加,摩擦因数在磨损后期才逐渐降低至一个稳定值。这是由于在磨损初期原始试样表现为严重的黏着磨损,摩擦副之间出现多处黏着现象,导致摩擦因数急剧上升。随着黏着磨损量的增加,摩擦副之间金属黏着倾向减小,但是由于黏着点较多,故其减小幅度较弱,因而出现了摩擦因数在8~20min内缓慢上升的过程。随着磨损的继续进行,堆积在摩擦副之间金属屑被压入试样表面与之发生摩擦,导致基体表面塑性变形形成犁沟。此时摩擦阻力主要为犁削阻力,摩擦因数逐渐下降并稳定下来[14,15]。渗铬试样在稳定磨损阶段摩擦因数也有小幅上升的趋势,但是很快稳定在0.7左右,这说明渗铬处理试样的磨损形式与原始试样基本相同,但磨损初期黏着磨损量有所降低,与原始试样的大量剥落、磨损相比,其磨损比较平缓。经激光淬火后渗铬试样在磨损初期摩擦因数保持在较低的水平,在3min时开始迅速上升至最大值,然后逐渐降低至稳定值。

渗铬+激光淬火后在渗铬层表面形成了一些凸起的硬质碳化物,使得表面局部粗糙度有所上升,由575nm增加至644nm,提高了12%,如图7所示,造成磨损初期摩擦因数迅速上升。但是,随着这些硬质凸起磨损量的增加,摩擦主要发生在对磨球与这些硬质相之间[16,17],而激光淬火使材料表面二次硬化,几乎不存在黏着点,因此,稳定磨损期主要发生了磨料磨损,磨损量轻微,并未出现犁沟与材料脱落现象。

图8为原始状态,渗铬后与渗铬+激光淬火后试样的磨损率。可知,原始试样的磨损率为3.58×10-5mm3/N,渗铬后磨损率下降至2.16×10-5mm3/N,与原始状态相比降低了39.7%。这是由于渗铬处理后渗铬层表面覆盖有硬质碳化物,能有效地减少黏着点数量,降低黏着磨损程度。经激光淬火后渗铬层磨损率为1.53×10-5mm3/N,与原始试样与渗铬试样相比,分别降低了57.3%和29.2%。其主要原因是激光淬火细化了晶粒,使得材料表面得到二次硬化,表面硬度得到进一步提高,黏着磨损现象大幅消除。

2.6 磨痕分析

图9为Cr12MoV钢原始状态、渗铬处理及渗铬处理+激光淬火3种试样磨损后的表面磨痕形貌和磨痕深度。图9(a-1)为Cr12MoV钢原始试样表面磨痕,表面黏着现象严重,且存在较深的犁沟。其原因在于黏着磨损导致表层脱落形成磨粒,磨粒压入基体导致软基体表面磨损较为严重[18],磨痕深度达到108.8μm(图9(a-2))。图9(b-1)为渗铬试样表面磨痕,磨损后表面平整,犁沟较浅且细。这是由于硬质CrC2,(Fe,Cr)2C3,CrC3相的支撑作用,黏着点的数量和金属剥落程度有所降低。同时,渗铬处理提高了试样表面硬度,使得磨粒压入试样表面不深,犁沟明显变浅。磨痕深度为68.75μm(图9(b-2)),比原始状态降低了36.8%,在一定程度上提高了材料耐磨性能。经激光淬火后渗铬层表面形成的淬硬层支撑了氧化膜,不存在金属黏着点,故未发生黏着磨损和表面剥落现象。图9(c)所示为渗铬+激光淬火后渗铬层表面磨痕,可知激光淬火的二次硬化作用提高了试样表面硬度,几乎观察不到较深的磨痕(磨痕深度为49.55μm),与原始状态和渗铬处理相比,磨痕深度分别下降54.5%和28.0%,这表明试样耐磨性能得到进一步提高。

2.7 磨损形貌

图10为磨损后试样的表面形貌。可见磨损后原始试样表面粗糙,出现了大量的片状黏着坑和塑性流动迹象,且这些黏着坑有连通的趋势,其附近均出现剥落现象,表现为典型的黏着磨损。原始试样表面有较深的犁沟,这是在与对磨球的摩擦下发生金属黏着出现黏着点,随着往复摩擦的进行,材料表面的金属被撕裂形成磨粒,在犁削作用下形成大量的犁沟[18,19]。渗铬层表面磨损后比较平整,仅磨损起始端较粗糙(图10(b))。磨痕中间有局部塑性流动和黏着迹象,黏着坑尺寸较小且相互独立,这表明黏着磨损程度有所降低。磨痕中部犁沟明显减小,黏着现象不明显,说明渗铬层磨损形式与原始试样基本相同,均为黏着+磨粒磨损,其磨损程度较原始试样有一定程度的降低。由图10(c)可见,渗铬+激光淬火后试样表面平整,未观察到黏着点和塑性流动,只在磨痕中间发生轻微的擦伤,且由于硬度的提高,磨痕边缘并未观察到有碾压痕迹,其磨损机制主要为磨料磨损。这是由于激光淬火形成的硬化层和硬质相CrC2,(Fe,Cr)2C3和CrC3的共同支撑载荷作用,消除了黏着磨损的发生,有效地阻碍金属碎屑作为磨屑在摩擦副中磨损材料表面产生犁沟。

图10磨损后试样的表面形貌(a)原始状态;(b)渗铬后;(c)渗铬+激光淬火后Fig.10 Surface morphologies of the samples after wear(a)in original state;(b)after chromizing;(c)after chromizing and laser quenching

3 结论

(1)渗铬层是由CrC3,CrC2,(Fe,Cr)2O3和Cr组成,经渗铬+激光淬火后渗铬层表面形成致密Cr的氧化膜。

(2)渗铬层-基体为冶金结合+机械结合方式;经激光淬火后Cr原子扩散增强,形成了更稳定的高碳化物,且渗铬层表面硬度得到提高。

(3)渗铬层摩擦因数为0.7172,比原始状态(0.9808)降低了26.9%;经渗铬+激光淬火后渗铬层具有良好的摩擦性能,摩擦因数为0.5795,比原始状态和渗铬处理分别下降了40.9%和19.2%。

Cr12MoV钢论文篇8

冲裁模是冷作模具中最常见、最重要的一种冲压模具, 是实现冲压件生产分离工序的特殊工艺装备, 冲裁模典型的工作零件有凸模、凹模和凸凹模3 种, 这些模具零件在服役过程中高频次直接和金属板材作用, 实现金属板材的分离, 所以要求其具有高的耐磨性、冲击韧性和一定的红硬性, 因此对冲裁模具工作零件的选材要求很高, 生产中常用的有T9、T10、Cr12、Cr12Mo V、DC53 等, 其中Cr12Mo V在Cr12 化学成分基础上添加了Mo和V元素, 其力学性能更加优越, 尽管一些新型的冷作模具材料不断涌现, 比如DC53 的某些性能可能优于Cr12Mo V, 但是在目前的企业生产中, Cr12Mo V材料还是性价比最高的, 广泛地用作冷作模具工作零件的制造材料, 仍然是冷作模具钢的主力军。

本文的研究对象是校企合作背景下某企业冲压生产中常用的一种Cr12Mo V凹模, 其图样如图1 所示, 该凹模属于冲裁一种手柄的冲孔落料复合模, 在生产中质量不稳定, 有些凹模过早地出现刃口磨损、崩刃、模体开裂、变形等缺陷, 从而大大缩短凹模的使用寿命, 增加企业的模具成本, 严重影响企业的生产效益。为此, 该企业投入了一定的人力、财力对该Cr12Mo V凹模的制造工艺进行改进研究, 期望提高该Cr12Mo V凹模的使用寿命。

1 提高Cr12Mo V凹模使用性能的理论指导思想

决定Cr12Mo V凹模使用寿命的各项使用性能与该材料的各项力学性能是密切相关的。譬如, 该Cr12Mo V凹模刃口磨损速度、耐磨性是由Cr12Mo V材料的硬度等力学性能指标决定的, 崩刃和开裂是由Cr12Mo V材料的冲击韧性力学性能指标决定的。而金属材料的各项力学性能是由材料的化学成分、内部金相组织结构决定的。

Cr12Mo V凹模工作服役时的内部组织状态是回火马氏体+碳化物+残余奥氏体, 要想获得良好的综合力学性能 (足够的硬度、强韧性) , 要求尽量减少残余奥氏体的数量, 碳化物要求形状越圆、颗粒越细小、分布越均匀、弥散度越高越好, 要求尽量减少基体组织的热应力、组织应力, 细化基体组织的晶粒。在化学成分不变的条件下, 我们能通过锻压和热处理方法改变其内部组织结构, 获得我们所需要性能的零件, 可见Cr12Mo V凹模制造最主要的环节是毛坯的锻打和热处理工艺。

2 Cr12Mo V凹模过早失效的原因分析

2.1 Cr12Mo V原材料的化学成分检测分析

对企业库房里同一厂家多批次和不同厂家采购的Cr12Mo V原材料进行严格的化学成分检测, 采用EDX1800 型X射线荧光光谱仪对其进行化学成分分析, 根据检测结果和Cr12Mo V材料成分国家标准进行比对, 没有发现超标现象, 所以原材料的化学成分是合格的。Cr12Mo V材料的化学成分见表1。

2.2 Cr12Mo V凹模各制造工艺环节的分析

Cr12Mo V凹模的加工工序流程环节为: ① 毛坯锻打→②球化退火→③铣削加工→④磨基准面→⑤加工连接固定孔、线切割穿丝孔→⑥热处理→⑦磨削加工→⑧退磁处理→⑨线切割加工型腔→⑩检验。从工序流程中可以看出, 工序③、④、⑤、⑦属于机械切削加工, 工序质量很好控制, 对Cr12Mo V凹模的使用性能不会产生实质性影响, 引起Cr12Mo V凹模过早失效的原因应产生在①、②、⑥、⑨四个环节。

工序①毛坯锻打一般已在锻件生产厂家完成, 采购时只需要严把质量检测关, 保证锻件的质量。锻打的目的是改善原铸件毛坯的内在组织, 击碎发达粗大的共晶碳化物, 使其变小、变圆整、分布更加均匀。在这次研究过程中, 从库房里抽取8件原材料进行锻造质量检测, 根据GB/T1299-1985《合金工具钢技术条件》规定, 并按GB/T14979-94《钢的共晶碳化物不均匀度评定法》标准第三级别图评定碳化物不均匀度的级别, 结果有4 件合格, 4 件不合格, 说明本批采购的锻件未能达到质量要求, 会对Cr12Mo V凹模的最终使用性能产生很坏的影响。

工序②球化退火, 目的是为了改善锻件毛坯的组织, 使钢的淬透性增加, 有利于改善钢的切削加工性能, 为后续的热处理工艺做好组织准备。所以球化退火的热处理工艺参数选择也要合理, 锻件毛坯的碳化物偏析比较严重, 常规球化退火工艺效果就不太理想, 对后续的切削加工和最终的热处理组织也会产生不良的影响。

工序⑥热处理工艺是决定Cr12Mo V凹模使用性能的重要工序环节, 通过改变热处理工艺参数和不同的热处理方法获得生产所需要的组织性能。生产实践中Cr12Mo V凹模之所以磨损快, 发生崩刃、开裂和变形质量问题, 过早失效报废, 主要是因为没找到最合适的热处理方法和最佳的工艺参数。显然这是我们重点要研究和改进的工序环节。我们通过查询文献资料和反复多次热处理实验才找到最佳的热处理工艺方案。后面将通过对比实验法介绍分析改进后的热处理工艺方案。

工序⑨线切割加工型腔过程中经常会发生凹模变形, 偶尔出现开裂现象。据文献资料可知, 工件经热处理淬硬后进行线切割时, 由于要去除大面积金属, 破坏了材料热处理后内部残留应力的相对平衡状态, 在应力重新分布的过程中, 局部会产生高应力, 从而产生较大的变形。残留应力引起的变形不但影响工件的加工尺寸, 局部的高应力还可能造成材料产生裂纹甚至开裂而报废。可见线切割变形和开裂的根源还是工序⑥热处理引起的残余内应力。

3 避免过早失效的热处理工艺和原热处理工艺的对比分析

3.1 两种不同的热处理工艺简介

手柄冲裁模Cr12Mo V凹模原热处理工艺分为机械加工前的预处理 (原工序②球化退火) 和最终热处理 (原工序⑥热处理) 。具体热处理工艺曲线如图2 所示。

改进后的热处理工艺为:1130 ℃真空加热淬火 (高温固溶) +760 ℃高温回火+960 ℃真空加热淬火 (细化晶粒) +最终热处理 (980 ℃真空加热淬火+两次200 ℃回火) +160 ℃线切割后补充回火, 具体工艺曲线如图3 所示。

3.2 硬度和冲击韧性的对比分析

我们制作了两组试样:A组试样 (A1, A2, A3, A4) 采用原热处理工艺加工, B组试样 (B1, B2, B3, B4) 采用改进后的热处理工艺加工。然后检测了A、B两组试样的硬度值和冲击韧性值, 并进行金相组织结构的观察分析。硬度检测在HR-150DT型洛氏硬度计上进行, 每个试样检测3 处取其平均值, 最后结果如图4 所示。冲击韧性检测采用线切割制作10 mm×10 mm×55 mm无缺口试样, 在JB-300B型半自动冲击试验机上进行, 最后检测值如图5 所示。

由图4 可知, 两种热处理工艺加工出来的试样其硬度相差不大, A组试样硬度稍高, 均超过60HRC, B组试样处于58.5~61.5HRC间, 都满足产品技术要求, 所以, 其耐磨损性能相当。由图5 可知, 两组的冲击韧性相差很大, A组的冲击韧性值偏低, 塑性较差, 这样模具在工作服役过程中容易崩刃、开裂;而B组的抗冲击性能要远远好于A组, 其硬度值也在合理的范围内, 具有很好的硬度和强韧性配合, 综合机械性能较强, 从而可以大大提高凹模的使用寿命。其原因可从热处理工艺引起内部金相

组织改变找到答案。

3.3 热处理工艺及金相组织的对比分析

当Cr12Mo V凹模锻件的碳化物偏析比较严重, 采用原工艺进行常规球化退火时, 粗大树枝状的共晶碳化物形态、大小和分布得不到很好改善。而采用改进后的热处理工艺可以取得较好的效果。如图3 所示, 采用1130 ℃高温淬火, 可以促进锻件组织中较小碳化物 (Fe, , Cr) 7C3的完全溶解, 对于组织中难溶大颗粒碳化物, 在高温下, 也可促进其周边锐利尖角溶成圆角, 从而使未溶的碳化物数量变少、变小, 粒度趋于一致, 形态趋于球粒状。高温回火可使高温淬火后的残留奥氏体分解, 溶入基体的碳化物再度均匀弥散析出, 使碳化物的形态、大小及分布得到改善。随后进行的960 ℃低温淬火及最终热处理, 使碳化物的粒度、形状、分布及球化程度进一步得到改善, 同时也促使晶粒细化。凹模线切割型腔后增加一次补充回火及时消除线切割后引起的应力, 减少了裂纹萌生的隐患。这种工艺大大提高了凹模的冲击韧性值。图5 试样无缺口冲击韧性检测值也充分地说明了这一点。

我们在将两组热处理试样制作成金相试样在XJP-3A型金相显微镜下进行观察分析并照相, 其金相组织如图6、图7 所示。

图6 采用原热处理工艺加工后的金相显微组织中仍存在明显的未溶细小碳化物, 而图7 改进后热处理工艺加工后的显微组织中未见细小未溶碳化物, 说明细小未溶碳化物已经完全溶解, 而大块状碳化物的尖角部位也已局部溶解。其轮廓均呈圆滑过渡, 说明1130 ℃高温淬火+760 ℃高温回火处理促进了碳化物的溶解, 碳化物绝大部分已经溶解, 只残留少量特别粗大的碳化物。图4 显示B组试样的硬度值稍低于A组试样主要是因为碳化物及合金元素充分溶解会提高淬火后残余奥氏体的比例, 这可以从图7 金相组织中回火马氏体基体上隐约可见的残余奥氏体得到验证。碳化物充分溶解, 组织又无明显粗化的情况下通常会提高材料的冲击韧度。

3.4 Cr12Mo V凹模的实际使用与失效对比

经原传统热处理工艺和改进后热处理工艺加工的8件凹模, 在冲压生产实践中的实际使用失效情况如表2所示。

从表2 可以看出, 采用改进后工艺制造的凹模平均寿命比采用原工艺提高了8 倍左右。最高寿命值提高了4 倍左右。究其原因, 显然是改进后的热处理工艺提高了凹模的冲击韧性和塑性, 改变了凹模的崩刃、开裂等早期失效形式, 使Cr12Mo V钢的高耐磨性性能特点得到了充分发挥, 使用寿命大大高于原传统工艺制造的凹模。

4 结语

在大量查阅相关文献资料的基础上, 认真仔细分析冲裁模Cr12Mo V凹模制造的每个工序环节, 找出了Cr12Mo V凹模过早失效报废的主要原因, 根据文献资料中阐述的提高Cr12Mo V材料的使用性能的理论指导思想, 通过反复多次实验, 总结出了改进后的热处理工艺:1130℃真空加热淬火 (高温固溶) +760℃高温回火+960℃真空加热淬火 (细化晶粒) +最终热处理 (980℃真空加热淬火+两次200℃回火) +160℃线切割后补充回火。通过检测硬度、冲击韧性、理论热处理工艺分析和观察分析金相显微组织, 证明了改进后的工艺大大提高了Cr12Mo V凹模的使用寿命。目前, 改进后的热处理工艺已经推广运用到其他各种Cr12Mo V凹模, 已为企业节省了不少的模具成本, 提高了的生产效率, 创造了可观的经济效益。

参考文献

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