w18cr4v 钢模具冲头工模具的锻造工艺、热处理工艺加以改善研究

毕业设计论文（中文）摘要高速钢因其优良的综合性能红硬性、耐磨性且具有一定的韧性,被广泛用于制造各种工具及模具。而高速钢作为工、模具使用时的特殊性能,通常需要经过一定的热处理工艺后才能体现出来。为了提高高速钢工、模具的使用寿命。本文主要从高速钢化学成分、组织、热加工工艺、热处理转变以及力学性能工艺等方面进行分析,并指出决定其各种性能的主要因素。高速钢工模具的热加工工艺为锻造,热处理工艺过程主要包括锻造后的等温球化退火及精加工后的淬火与回火。本文针对生产过程中所用的W18CR4V钢模具冲头使用寿命短、W18CR4V钢刨齿刀裂纹失效分析，从产生失效的原因,结合高速钢的成分特点、热处理机理,对该两种工模具的锻造工艺、热处理工艺加以改善研究,从而提高其使用寿命。关键词W18CR4V刨齿刀模具冲头毕业设计（论文）英文摘要TITLEABSTRACTHIGHSPEEDSTEELBECAUSEOFITSEXCELLENTPERFORMANCEREDHARDNESS,WEARRESISTANCEANDHASACERTAINTOUGHNESS,ISWIDELYUSEDINTHEMANUFACTUREOFTOOLSANDMOLDSTHEHIGHSPEEDSTEELASTHEWORKING,USETHESPECIALPROPERTIESOFTHEMOLD,ITUSUALLYTAKESSOMEOFTHEHEATTREATMENTPROCESSCANBEREFLECTEDUPONINORDERTOIMPROVEHIGHSPEEDSTEELWORKERS,MOLDLIFETHISARTICLEFROMTHEHIGHSPEEDSTEELCHEMICALCOMPOSITION,MICROSTRUCTURE,THERMALPROCESSING,HEATTREATMENTANDMECHANICALPROPERTIESOFCHANGESINTECHNOLOGYANDOTHERASPECTSOFANALYSIS,ANDDETERMINETHEIRVARIOUSPROPERTIESTHATTHEMAINFACTORHIGHSPEEDSTEELTOOLANDDIEOFHEATPROCESSINGTECHNOLOGYFORTHEFORGING,HEATTREATMENTPROCESSINCLUDESFORGINGTHEBALLAFTERTHEISOTHERMALANNEALINGANDQUENCHINGANDTEMPERINGAFTERFINISHINGINTHISPAPER,THEPRODUCTIONPROCESSOFSTEELMOLDSUSEDINPUNCHW18CR4VSHORTLIFE,W18CR4VSTEELCUTTERCRACKPLANEFAILUREANALYSIS,THEREASONSFORFAILUREFROMTHEPRODUCTION,COMBINEDWITHFEATURESOFHIGHSPEEDSTEELCOMPOSITION,HEATTREATMENTMECHANISM,THETWOFORGINGPROCESSOFTOOLANDDIE,HEATTREATMENTPROCESSTOIMPROVETHERESEARCH,THEREBYENHANCINGTHEIRLIFEKEYWORDSW18CR4VDIEPUNCHCUTTERPLANE目录1化学热处理简介411简介412W18CR4V刚的成分特点513W18CR4V钢的组织结构514W18CR4V锻造工艺515W18CR4V的热处理工艺616W18CR4V的力学性能62高速钢W18CR4V的锻造及热处理621W18C14V钢的性能特点6211化学成分特点622W18CR4V钢的锻造工艺7221锻造温度及加热速度7222锻造过程823W18CR4V钢的热处理8231退火8232淬火8233回火824结束语93不同热处理对W18CR4V钢组织和性能的影响931试验材料及方法932试验结果与讨论10321机械性能10322显微组织1133讨论174W18CR4V钢凹模坯热处理软化工艺试验1741引言1742试验材料及工艺1743试验结果分析185W18CR4V钢制造齿轮铣刀的热处理工艺2051W18CR4V钢中的合金元素2052盘形齿轮铣刀的热处理工艺21521球化退火21522淬火加回火工艺21523其他常用高速钢2253讨论226W18CR4V高速钢循环深冷处理后的力学性能和显微组织2261试样制备与试验方法23611试样制备23612试验方法2362试验结果及讨论24621力学性能24622深冷处理析出的碳化物24623冲击断口形貌267淬火温度对高速钢力学性能的影响2871试验材料及方法2872试验结果及讨论2973讨论34结论35致谢35参考文献361化学热处理简介11简介W18CR4V，常用的钨系高速钢的一种，它属于莱氏体钢，是高速钢应用最长久的一种。和其它高速钢一样，常被称为“白钢”、“锋钢”或“风钢”（空冷即可淬火）。化学成分含碳量0708，含钨量17519，含铬量38044，含钒量1014，含硅量小于04，含锰量小于04，含钼量小于03。红硬性切削温度540度时，硬度可保持HRC66切削温度600度时，硬度可保持HRC63优点通用性强，工艺成熟。缺点碳化物偏析严重，热塑性低，刀具硬度和红硬性满足不了加工特硬和特韧材料。合金元素含量多，成本高。切削速度80米/秒（600摄氏度）。用途形状复杂的小型刀具。W18CR4V钢的性质与加工工艺12W18CR4V刚的成分特点在钢中，碳主要与铬、钨、钼和钒碳化物的形成元素等形成碳化物，以提高硬度、耐磨性及红硬性。钨是提高红硬性的主要元素，它在钢中形成碳化物。加热时，一部分碳化物溶入奥氏体，淬火后形成含有大量钨及其他合金元素、有很高回火稳定性的马氏体。在回火时，一部分钨以碳化物的形式弥散析出，造成二次硬化。在加热时，未溶的碳化物则起到阻止奥氏体晶粒长大的作用钒能显著地提高高速钢的红硬性、硬度及耐磨性。钒形成的碳化物在加热时，部分溶入奥氏体，回火时以细小的质点弥散析出，造成二次硬化而提高钢的红硬性。铬在高速钢中主要是增加其淬透性，同时还能提高钢的抗氧化脱碳和抗腐蚀能力。钴也能显著提高钢的红硬性及硬度。13W18CR4V钢的组织结构W18CR4V的铸态组织包括呈骨骼状的、碳化物片状与马氏体或屈氏体相间排列的莱氏体，以及黑色组织偏析和白色组织马氏体和残余奥氏体。高速钢的铸态组织和化学成分尤其不均匀，而且热处理也不能改变，因而必须进行压力加工，将粗大的共晶碳化物打碎，并使其均匀分布，然后再用以制造各种刃具及模具五创金属14W18CR4V锻造工艺高速钢加热时很容易发生过烧，接近此温度范围的锻造很容易出现碎裂，应严格控制其加热温度。A）锻造温度范围W18CR4V属于高合金钢，其特点是升温速度慢,锻造温度范围窄。始锻温度为11001150C，终锻温度为900950C。B）加热时间的确定W18CR4V钢的导热性差，一般需分段加热。低温段加热温度为800900C，加热时间一般按1MIN/MM计算。高温时快速加热，加热时间一般按05MIN/MM计算。加热时，为了防止过热或过烧，要严格控制上限温度。同时，炉内的坯料要装炉适量，还要不停地翻转，以使其内外温度均匀。15W18CR4V的热处理工艺热处理工艺为前处理是退火，温度为870880度，保温23小时，然后800840度预热,从12701280度分级淬火,分级温度为580620,然后再560度进行三次回火,回火时保温1小时。W18CR4V含大量的合金元素塑性差,导热性差,在快速加热时的热应力使之变形开裂,所以要在加热到淬火温度1270一1280度在800840预热,对形状复杂者,还应在500650增加一次预热。V,W等起主要起提高红硬性的元素要很高的温度下才溶解,但过高的温度又会使晶粒粗大,且W等合金元素都缩小A区,使得共析与共晶温度提高,因而选择12701280度。采用直接空冷,会析析出二次碳化物,从而降低钢的红硬性。淬火后的组织为M十碳化物十残余A多达30在550570度回火析出WC等引起二次硬化,A分解,析C,降低合金元素含量,使MS上升,从而造成二次淬火,一次回火,还有15的残余A,二次回火残余A35,三次回火,只有12,最终得回火组织M十碳化物十极少量残余。16W18CR4V的力学性能经过1280加热淬火后，硬度约为HRC364，而经过560三次回火后的硬度升到HRC6566。回火使刚弥散析出M2C及MC型碳化物产生二次硬化，硬度升高，淬火后的残余A的合金度也比较高，560回火也析出合金C化物，使残余A的合金度降低，MS点升高，在后续冷却过程中，使残余A发生M转变，从而发生相变强化，所以屈服强度随之升高。2高速钢W18CR4V的锻造及热处理21W18C14V钢的性能特点211化学成分特点表1W18CR4V钢的的化学成分质量分数CMOSIWCRV07008003004017001900380440100140W18CR4V钢的化学成分见表1。在钢中，碳的质量分数为070080，它一方面要保证能与钨、铬、钒形成足够数量的合金碳化物，又要有一定的碳量溶于奥氏体中，使淬火后获得碳含量过饱和的马氏体，以保证高硬度和高耐磨性，以及良好的热硬性。钨是使高速钢具有热硬性的主要元素，W18CR4V钢在退火状态下钨与钢中的碳形成合金碳化物FE4W2C，淬火加热时，一部分FE4W2C溶人奥氏体，淬火后形成含有大量钨及其他合金元素，有很高回火稳定性的马氏体。在560回火时钨又以W2C形式弥散析出，造成二次硬化现象，使钢具有高的热硬性，未溶的合金碳化物起阻碍奥氏体晶粒长大及提高耐磨性作用。铬对高速钢性能的主要影响是增加钢的淬透性并改善耐磨性和提高硬度。钒与碳的结合力比钨或钼大，碳化物很稳定，淬火加热时高温下才可溶解，能显著阻碍奥氏体晶粒长大。并且碳化钒的硬度高，颗粒细小、均匀，对提高钢的硬度、耐磨性和韧性有很大影响，回火时钒也引起二次硬化象。组织结构特点W18CR4V钢的铸态组织中有大量的莱氏体，莱氏体中有粗大、不均匀分布的鱼骨状碳化物，这些碳化物的存在导致高速钢在使用中容易崩刃和磨损。而这些粗大的碳化物不能用热处理的方法消除，只能用锻造的方法将其击碎，并使它均匀分布，再用来制造各种刃具和模具。22W18CR4V钢的锻造工艺221锻造温度及加热速度W18CR4V钢的始锻温度为11401800C，终锻温度在900左。右终锻温度太低会引起锻件开裂，太高会造成晶粒不正常长大，出现萘状断口。W18CR4V属于高合金钢，导热性差，应分段加热，低温时加热速度慢一些，高温时则快速加热，同时要控制好装炉量，并适当地翻转，使工件受热内外温度均匀。222锻造过程W18CR4V钢的铸态组织中有大量粗大、不均匀分布的碳化物，必须经过反复镦粗和拔长，经验表明，锻造比达到10左右时，碳化物分布得比较均匀。当坯料加热到要求的温度时，即开始锻造。锻造过程中应严格执行“两轻一重”的锻造方法，在高温段114011180时要轻击，以防止开裂；当锻造温度在10001050时要重击，以保证能打碎碳化物；当坯料温度低于1000时要轻击，以防内裂纹出现；当坯料温度降至900左右时停锻为避免锻造时出现裂纹，镦粗阶段捶击不宜太重，必要时可先将端部“铆锻”后再镦粗，镦粗后立即拔长拔长时送进量要控制在锻件高度的0608倍，送进量过小锻不透，过大则会产生“十字”裂纹。镦粗时要避免单面变形或发生歪斜，拔长时翻转毛坯要均匀，拔圆时要先倒角，不要在同一地方多次捶击。锻造时加热次数由镦拔次数、设备能量以及操作工人的熟练程度等来确定,但火次不宜太多，以免产生开裂。23W18CR4V钢的热处理231退火锻件锻后应立即放入白灰箱或干砂箱中严埋缓冷，冷却后应立即进行退火，退火的目的是为了消除锻造应力，降低硬度以利于切削加工，同时也为随后的淬火作组织准备。W18CR4V钢常采用等温退火工艺，其工艺路线见图1232淬火W18CR4V属于高合金工具钢，导热性差，淬火加热时通常要在800850进行预热，对于大截面、形状比较复杂的零件，需进行两次预热。W18CR4V钢的淬火加热温度很高，一般为12701280，在这个温度范围，溶于奥氏体中的合金元素量才会多，淬火后马氏体中的合金元素量相应也高，高速钢的热硬性才会好淬火冷却一般采用分级淬火或油冷淬火。233回火W18CR4V钢淬火后残余奥氏体量较多可达30，为了减少残余奥氏体量，消除应力，稳定组织，提高力学性能，淬火后要在560进行回火，高速钢回火时会产生“二次硬化”现象，使硬度得到提高。由于高速钢淬火后残余奥氏体量高达30，经一次回火是不能完全消除的，因此要在560进行三次回火。回火后的组织由回火马氏体、少量残余奥氏体、块状合金碳化物组成，硬度达到65HRC以上淬。火及回火工艺路线见图2。图1W18CR4V钢锻件退火工艺图2W18CR4V淬火、回火工艺曲线24结束语通过对高速钢W18CR4V性能特点的分析，提出其锻造及热处理工艺的合理制定，在实际生产中，W18CR4V钢采用正确的锻造及热处理工艺处理后，用它生产的刃具及冷作模具综合力学性能好，使用寿命长。3不同热处理对W18CR4V钢组织和性能的影响31试验材料及方法采用一般工厂供应的W18CR4V圆钢，其化学成分及临界点见表1。用50MM棒材锻成20X20MM条材和巾40MM圆棒，经球化退火后加工成机械性能试样和金相试样。四种不同的热处理工艺及参数见表2。分别在JB30A型冲击试验机、DC150型小能量多冲试验机60T液压式万能材料试验机和MM200型磨损试验机上进行机械性能试验。在扫描电镜F观察单冲试样断口形貌特征，在光镜和H800型透射电镜下观察显微组织及形态。表2W18CR4V钢化学成分及临界点化学成分（WT）临界点（）钢号W18CR4VCSIMNCRWVACLACMMS0810230174231761088201330220表3W18CR4V钢的热处理工艺序号预先热处理最终热处理1锻后缓冷到球化退火正常淬火回火1240加热，油淬到560三次回火2锻后缓冷到球化退火等温淬火回火1240加热，280等温25H再到560三次回火3锻造余热淬火到600去应力回火再到球化退火变温淬火回火1240加热，180等温缓慢升温到280等温30，油冷到560三次回火4锻造余热淬火到600去应力回火再到球化退火双等温淬火回火1240加热，180等温5到280等温，油冷到560三次回火32试验结果与讨论321机械性能经上述四种不同热处理工艺处理后的机械性能见表46。可看出1经变温淬火和双等温淬火处理的表面硬度与正常淬火和等温淬火处理的相同。（2）双等温淬火与变温淬火处理的冲击性K分别比等温淬火和正常淬火的提高76、596和556、41。（单口试样断口扫描电镜照片如图1）；（3）变温淬火与双等温淬火处理的冲击破断次数分别比正常淬火和等温淬火处理的提高58倍、12倍和57倍、1,2倍；（4）双等温淬火处理的抗弯强度比正常淬火处理的提高13倍；（5）变温淬火及双等温淬火处理的耐弯性比正常淬火处理的的提高21倍和16倍。据此，W18CR4V钢经双变淬火及等温淬火处理后其强韧性配合也别正常淬火处理的好得多。表4W18CR4不同热处理后的硬度和K值序号热处理工艺硬度（HRC）AKJ1正常淬火回火63642132等温淬火回火632413变温淬火回火62633754双等温淬火回火6263340注K一三根单冲试样的平均值,无缺口试样表5W18CR4钢不同热处理后多冲和弯曲结果序号热处理工艺冲击能量AJ平均破断次数（N）弯曲载荷（T）抗弯强度MPA1正常淬火回火29474251650169792等温淬火回火294351002385245413变温淬火回火294429704双等温淬火回火29442525219522586注N一三根多冲试样破断次数平均值,一三根弯曲试样的平均值表6W18CR钢不同热处理后磨损试验结果试验条件下试样上试样磨损量（G）正常淬火回火000380等温淬火回火000200变温淬火回火000180负荷100G，下试样转速180RMIN20号机油润滑46滴MIN,温升80100，上试样固定磨损5H正常淬火回火双等温淬火回火000225注每种工艺取三衬试样对磨,取其平均磨损量322显微组织W18CR4V钢变温淬火或双等温淬火处理后，其强韧性配合好，无疑与材料内部组织结构有密切关系。始断区过渡区终断区（A）正常淬火十回火始断区过渡区终断区（B）双等温淬火回火图1不同热处理工艺处理后冲击试样的断口扫描电镜照片3221碳化物细小分布均匀变温淬火和正常淬火处理后的金相组织如图2。变温淬火处理后的碳化物尺寸比正常淬火处理的小，尖角基体消除，接近颗粒状，并有较多的近似颗粒状的细小均匀分布的二次碳化物。（A）变温淬火回火B正常淬火回火图2不同热处理后碳化物尺寸、形状及分布5硝酸酒精溶液500X碳化物的大小对钢的破断性能有较大影响。在外力作用下金属中位错的存在和运动可以生成裂纹或者使裂纹进一步扩展，甚至发生断裂。由于运动位错在碳化物处引起堆塞。显然，碳化物越大则产生解理扩张的临界应力越低，即越易产生解理扩张。在冲击试样的扫描电镜断口上发现，大块碳化物周围存在显微裂纹，而这些裂纹主要沿着大块碳化物与基体界面或直接穿过大块碳化物而扩展。对于给定的应力系统，应力细小，有力于塑性断裂发生。从冲击试样的扫描电镜断口上可发现，正常淬火处理的试样，由于碳化物比较粗大，故主要是沿晶断裂，似冰糖状断口，而双等温淬火处理的由于碳化物细小，裂纹在碳化物附近产生，并在扩展过程中将附近基体撕裂，并有适当韧窝出现。在外力作用下，基体将会与碳化物产生相对滑移，不可避免引起应力集中，为了减小碳化物周围的应力集中，显然碳化物呈细小颗粒状最为有利。碳化物的分布状态对钢的强韧性也有比较大的影响。若碳化物数量较少，细小，分布均匀，可缩短位错堆塞距离，不易发生解理断裂。若裂纹已经发生，则由于碳化物质点间距离短，可使裂纹尺寸限于颗粒间距内，防止了裂纹扩展，从而提高了解理断裂强度。另外，细小分布均匀的碳化物，可以组织奥氏体晶粒长大，而细化晶粒是目前既能强化又能韧化的有效方法之一。1基体为M/B下复相组织为保证W18CR4V钢的高强度和高耐磨性，又使其具有适当的塑性和韧性。根据有关资料和实验的研究基础之上，设计研究了变温淬火和双等温淬火新工艺，使其处理后获得马氏体基体以保证材料的高强度，而在强硬的基体上分布着适量的、塑性较好的下贝氏体双相组织，使材料获得较好的强韧性配合。由图3、4可看出W18CR4V钢变温淬火和双等温淬火处理后，在马氏体基体上有适量下贝氏体组织存在。按新工艺处理所得复相组织，首先将奥氏体晶粒进行了两次分割，第一次是淬入到MS点以下形成少量马氏体，第二次是升温到MS点以上并保温形成适量下贝氏体。故使奥氏体等效晶粒更加细化其结果使下贝氏体针细化及最后获得更细小的马氏体针。从而使强度提高。中、高碳合金钢经复相处理得M/B下混合组织，使韧性明显提高。究其原因，首先是由于对奥氏体进行两次分割，减少了随后形成的马氏体领域尺寸，单元裂纹长度及断单元显著减小。从单冲试样扫描电镜断口可看到，正常淬火处理的始断区是沿晶断，晶粒较粗大，而双等温淬火处理的断口是沿晶准解理，并有撕裂棱出现。由裂纹扩展区对比，双等温淬火比正常淬火处理的解理单元小，并有较多韧窝。其次，在强硬马氏体基体上分布着适量的下贝氏体，在外力作用下，塑性好的下贝氏体可以通过塑性变形，有效地缓和裂纹间断的三向应力集中，致使裂纹扩展速度减慢。从单冲断口可看出，双等温淬火处理的晶间断裂速度减小，出现明显的河流花样，韧窝数量较多。最后，当裂纹与下贝氏体相遇或通过M/B下相届时，裂纹扩展及断裂消耗的能量增加。其结果裂纹扩展迅速减慢，甚至停止。对高碳合金钢来说，由于先转变的下贝氏体对奥氏体晶粒的分割作用，使随后转变的马氏体针细化，细小马氏体针相互撞击率减小，其结果产生显微裂纹及顾向性减小，脆性降低，韧性增加。（A）变温淬火B双等温淬火图3变温淬火和双等温淬火金相显微组织5硝酸酒精溶500X（A）明场B暗场C衍射斑点（D）标定图4双等温淬火后组织中下贝氏体透射电镜照片及衍射斑点和标定2晶粒细化从图五金相显微组织薄膜透射电镜照片可看出W18CR4V钢采用锻造余热淬火的变温淬火或双等温淬火比用锻造缓冷的正常淬火及等温淬火的马氏体晶粒细化1级。同时，得到较多的细小板条状马氏体。变温淬火晶粒度正常淬火晶粒度变温淬火透射电镜像（1011级）（910级）图5不同热处理后的晶粒度（400X）和透射电镜照片由于晶界把塑性变形局限在一定范围内，晶粒细化，则晶粒数目增多，在外力作用下，适于外力取向可能滑移的晶粒数较多，其结果能产生均匀变形，不易导致局部过大的应力集中而产生裂纹，因此，晶粒细化可提高钢的塑性。晶界对裂纹扩展有阻碍作用。根据COTTRELL导出的晶粒直径D和裂纹扩展临界应力金相组织中细片状珠光体约占28,不均匀粒状珠光体为72宏观硬度在205HBS左右。可以认为凹模坯热处理软化不充分导致冷冲压成型时开裂。显然,设法降低合金元素在基体中的浓度,使合金碳化物充分析出,并形成均匀分布的圆球状,则组织的强度和硬度下降而塑性和韧性增加。为此,我们拟定了几种W18CR4V钢热处理软化工艺,以图钢宏观硬度不高于190HBS,而冷冲压成型成品率达到90以上。42试验材料及工艺把W18CR4V钢表7改锻成80X80X80MM试块,在类同于餐具厂热处理加热的中型箱式电阻炉中按拟定工艺规程处理表8,采用XJG04大型金相显微镜观察分析组织,在HB300型布氏硬度计上测定试块宏观硬度。43试验结果分析对W18CR4V钢改锻后采用组工艺处理,得到细片状和部分颗粒大小不等的碳化物构成的混合珠光体。运用组工艺筛选出了制造不锈钢餐具凹模坯的试验用钢化学成份见表由于试验用W18CR4V钢合金含量属低限,因而正常退火组织硬度偏低,即208HBS尽管有利于切削成型,但不能满足冲压成型的技术要求布氏硬度190HBS以下。表7W18CR4V钢试块化学成份CWCRVSIMNSP072181390121040040002003表8W18CR4V钢试块热处理工艺规范、组织及性能工艺编组热处理工艺规程金相组织硬度HBS改锻后加热870104H,炉冷至550出炉空冷。细片状P和粒状P208改锻后加热870104H,炉冷至740106H,再炉冷至550出炉空冷。不均匀粒状P和少量细片状P196改锻后加热870104H,炉冷至770106H,再炉冷至740103H,炉冷至550,出炉空冷。不均匀粒状P190在工艺再加热到850102H,炉冷至740102H再加热到850102H,炉冷至740102H炉冷至550出炉空冷均匀粒状P186按/工艺处理时,用铸铁屑包埋试块均匀粒状P183组工艺是该餐具厂对W18CR4V钢凹模坯实际处理的工艺该工艺为常规球化退火工艺,得到不均匀粒状和少量细片状珠光体相对常规退火组工艺而言,细片状碳化物量减少,颗粒状碳化物量增多,组织宏观硬度下降到196HBS,仍未达到进行冷冲压成型的技术要求。组工艺在组工艺基础上,增加770106H等温处理,使片状碳化物减少的同时,物颗粒尺寸相差趋小,所以炉冷到740103H等温后,组织中几乎无片状碳化物,基本达到冷冲压成型技术要求190HBS。在组工艺基础上,重新加热710106H,即为组工艺处理使细片状碳化物基本消失,碳化物颗粒分布的区域偏析明显虽然宏观硬度比组工艺所得有所降低,但测定数值较为分散。组工艺是根据以往的工作拟定的2,根据碳化物颗消长的物理化学特性和球化基本原理,采用循环加热等温方式,充分调整碳化物颗粒分布和尺寸的均匀程度。验检结果表明,循环加热等温方式最有利于粒状珠光体组织形成,组工艺处理的试块金相组织中,碳化物颗粒分布均匀,颗粒形态基本圆匀,试块宏观硬度下降到186HBS。为了尽量消除点状碳化物,依据以往的工作,在进行组工艺时,对试块实施铸铁屑包埋装箱入炉,这即是组工艺。这样既可避免较长时间加热产生的表面氧化脱碳,又可对试块保温,使在循环处理的球化退火过程中冷却时降低冷速,更有利于碳化物均匀球化和点状碳化物的长大。试验结果表明,组工艺处理后试块金相组织中几乎无点状碳化物,碳化物颗粒分布区域偏析消除,颗粒形态圆匀,在同一观察视场中最大与最小颗粒尺寸差异不明显,试块宏观硬度下降到183HBS有关铸铁屑包埋导致试块金相组织的微观变化,则与颗粒形态和浓度以及其扩散有关。W18CR4V钢凹模坯最佳软化工艺为加热到85010和74010,各保温2H,三次循环共计12H,整个过程用铸铁屑包埋凹模坯装箱入炉。经此热处理工艺处理的W18CR4V钢凹模平均宏观硬度为185HBS,完全满足冷冲压制造较浅型腔的模具技术要求190HBS以下,便生产的凹模成品率达到94。5W18CR4V钢制造齿轮铣刀的热处理工艺W18CR4V高速工具钢俗称高速钢或锋钢，合金元素总量超过10ME。具有良好的红硬性，在切削零件刃部温度高达600时，硬度仍不会明显降低。因此，高速钢刃具能以比低合金工具钢高得多的切削速度加工车刀、铣刀、高速钻头等工具零件。51W18CR4V钢中的合金元素高速钢W18CR4V中的主要合金元素有钨、铬、钒等，而碳平均质量分数一般为070150C。高碳含量是保证与钨、钼等合金元素形成大量的合金碳化物，阻碍奥氏体晶粒长大，提高回火稳定性；另外在加热时使奥氏体含一定量的碳，淬火得到的马氏体有较高的硬度和耐磨性。钨是使高速钢具有较高红硬性的主要元素，钨在钢中主要以FE4W2C形式存在，加热时部分溶人奥氏体中，淬火时存在于马氏体中，使钢的回火稳定性得以提高。560回火时，钨会以弥散的特殊碳化物形式出现，形成了“二次硬化”现象。加热时部分未溶的FE4W2C则会阻碍奥氏体晶粒长大，降低过热敏感性和提高耐磨性。合金元素钼的作用与钨相似，一份钼可代替两份钨，而且钼还能提高韧性和消除第二类回火脆性。但是含钼较高的高速钢脱碳和过热敏感性较大。铬在高速钢中的主要作用是提高淬透性、硬度和耐磨性。铬存在形式的碳化物在高速钢的正常淬火加热温度下几乎全部溶解，对阻碍奥氏体晶粒长大不起作用，但是溶人奥氏体中会明显提高淬透性和回火稳定性。高速钢中铬含量一般都在4CR左右，过高了会增加残余奥氏体量，过低淬透性则达不到要求。钒的主要作用是细化晶粒，提高硬度和耐磨性。钒碳化物比钨、钼、铬碳化物都稳定，而且是细小弥散分布，加热时很难溶解，对奥氏体晶粒长大有很大的阻碍作用，并能有效地提高硬度和耐磨性。52盘形齿轮铣刀的热处理工艺盘形齿轮铣刀一般结构简单、使用方便，被广泛用于中、小模数齿轮的小批量加工或修配。用高速工具钢W18CR4V制造盘形齿轮铣刀，其热处理工艺选用和生产工艺路线的确实是关键问题。W18CR4V高速钢的碳及合金元素质量分数较高，属于莱氏体钢，铸态组织有粗大、鱼骨状的共晶碳化物，分布不均匀，会使强度下降，脆性增加，并且不能通过热处理来改变碳化物分布，只有通过锻造使其均匀分布，锻后必须缓冷。W18CR4V因其化学成分的特点，其热处理具有淬火加热温度高、回火次数多等特点。521球化退火W18CR4V高速钢锻造后的硬度很高，只有经过退火降低硬度才能进行切削加工。一般采用球化退火降低硬度，消除锻造应力，为淬火作组织上的准备。球化退火后组织为索氏体和均匀分布的合金碳化物所组成。522淬火加回火工艺W18CR4V钢淬透性好，多采用油冷。对于形状复杂、要求小变形的盘形齿轮铣刀，先将其淬入580620的中性盐浴中分级均温，然后再空冷，可防止变形、开裂。淬火温度1270左右，过高温度会使奥氏体晶粒长大，残余奥氏体随之增多。为了减少残余奥氏体，稳定组织，消除应力，提高红硬性，高速钢W18CR4V要在550570进行三次回火。第一次回火后，残余奥氏体量由30降为15左右，第二次回火后还有57，第三次回火后残余奥氏体减少为12。每次回火可消除前次回火时产生的内应力，W18CR4V钢淬火加三次回火后组织为回火马氏体碳化物少量残余奥氏体。随回火温度提高，钢的硬度开始呈下降趋势，大于300后，硬度反而随温度升高而提高，在570左右达到最高值。这是因为温度升高，马氏体中析出了细小弥散的特殊碳化物W2C、VC等，造成了第二相的弥散强化效应。由于部分碳及合金元素从残余奥氏体中析出，M点升高，钢在回火冷时，部分残余奥氏体转变为马氏体，发生了“二次淬火”使硬度升高。523其他常用高速钢我国常用制造圆盘齿轮铣刀的高速钢有钨系钢如W18CR4V，红硬性和加工性能好，钨钼系钢如W5MO5CR4V2，耐磨性、热塑性和韧性较好，但脱碳敏感性较大，而且磨削性能不如钨系钢。近年来，我国又开发出含钴、铝等超硬高速钢，这类钢能更大限度地溶解合金元素，提高红硬性，但是脆性较大，有脱碳倾向。53讨论对于制造工具的材料，其共同的性能要求是需要比被加工材料有更高的硬度、强度，具有良好的耐磨性，同时也必须有相应的韧度。所以，耐磨性与韧度的合理配合是工具钢的主要矛盾。W18CR4V高速钢的合金元素和热处理工艺基本上都是围绕这主要矛盾进行优化设计的。热处理工艺主要应注意尽可能地降低淬火应力、减小变形开裂倾向和稳定组织。在工艺措施上，经常采用预热、预冷，淬火常用等温、分级、双液淬火等方法，并且需要及时回火。W18CR4V是机械制造业常见的工具材料，掌握高速钢的性能特点及热处理工艺处理方法，对于提高盘形齿轮铣刀的耐用度及加工质量具有一定的现实意义。采用不同的热处理工艺数，能得到不同的性能，同时也可满足不同工作条件和性能要求以及应用场合。6W18CR4V高速钢循环深冷处理后的力学性能和显微组织深冷处理作为一种改善金属材料综合力学性能的手段，具有成本低、设备简单、耗能少且无污染等特点而备受重视。大量研究表明，通过合理制定深冷处理工艺可以明显提高合金工具钢和碳素工具钢等的力学性能，硬度可提高13HRC，使用寿命提高110倍。对于深冷处理机理方面，普遍认为残余奥氏体转化为马氏体以及析出弥散碳化物是深冷处理后钢综合力学性能明显改善的主要原因。高速钢常用于制作切削刀具和精密冷作模具。研究表明，高速钢刀具深冷处理后红硬性和刀具寿命大幅度提高。但是，与一次长时间深冷处理相比，多次循环深冷处理效果是否更为有效尚不能确定，循环深冷处理对高速钢的力学性能和显微组织的影响还缺乏深入的研究，尤其是断口的微观特征、析出弥散碳化物颗粒的尺寸和分布状态鲜有报道。为此，作者对W18CR4V高速钢一次长时间深冷处理和循环深冷处理后的力学性能进行了研究，分析了不同深冷处理工艺条件下材料断裂的微观机理，分析了循环深冷析出碳化物的平均尺寸、分布状态，为进一步研究高速钢深冷处理的工艺和机理提供依据。61试样制备与试验方法611试样制备试验材料为大连特钢厂生产的W18CR4V高速钢，其化学成分质量分数为076C，024MN，025SI，0028P，0011S，398CR，008NI，014CU。1840W，104V，005MO。材料毛坯尺寸为70，热处理工艺采用L235加热4MIN后油冷，不进行回火处理，避免析出回火碳化物，干扰组织观察。淬火后采用直浸式深冷处理，介质为液氮，深冷处理工艺分别为1次3H深冷、2次1H深冷和3次1H深冷，每次深冷后试样放在空气中升至室温再深冷。612试验方法将淬火后的毛坯用线切割机加工成10MMX10MM55RAIN无缺口试样，表面磨光。试样深冷处理后在JB800型冲击试验机上测量冲击韧度K。将淬火后的毛坯用线切割机和车床加工成庐8MM80IYFFN试样，表面磨光。试样深冷处理后用WC300型液压万能材料试验机测量抗弯强度；用TYPE3036XY砌凇型应变仪量挠度用HR50型洛氏硬度计测量深冷处理后冲击试样的硬度。上述试验均取3次平均值。用JSM5600LV型扫描电镜S刚观察冲击断口；用H800型透射电镜TEM观察深冷处理前后的显微组织。表9深冷处理前后W18CR4V高速钢的力学性能处理工艺抗弯强度MPA冲击韧度MJ硬度HRC挠度未深冷209601096251次3H深冷214401566281301322次1H深冷225601876313次1H深冷2256020563914015062试验结果及讨论621力学性能深冷处理前后的力学性能由表L可见，经深冷处理后W18CR4V高速钢的力学性能普遍提高，与一次长时间深冷处理相比，多次短时间循环深冷处理的效果更为明显，深冷次数较之深冷时间对深冷效果的影响更大。经效果最好的3次LH深冷工艺处理后，抗弯强度提高10左右，冲击韧度提高近90，硬度提高2，挠度提高15。622深冷处理析出的碳化物由图6可见，组织中有一些长条状的马氏体片，在马氏体片上密集分布着位错网和孪晶。通过明暗场的对比，发现位错网比较干净，孪晶带连续，没有微细碳化物。由图7可见，沿马氏体孪晶带存在细小而弥散的析出物颗粒，平均尺寸1020NM，平均间距3040NM。由于未深冷处理马氏体孪晶带上无析出物，且深冷处理后孪晶带上出现的碳化物尺寸远远小于淬火未溶碳化物，因此此碳化物应为深冷处理后形成。由图8可见，经多次循环深冷处理后，马氏体位错线上分布着更为弥散细小的碳化物颗粒，平均尺寸约10NM，平均间距更小，为1020NM。说明多次循环深冷处理后，碳化物的数量明显增加，颗粒尺寸变小，更趋弥散均匀分布。（A）马氏体位错网明场B马氏体位错网（暗场）马氏体孪晶明场马氏体孪晶暗场图6W18CR4V钢深冷处理前的TEM形貌A沿马氏体沿晶析出碳化物B沿马氏体沿晶析出碳化物（明场）暗场图7W18CR4V钢深冷处理1次3H后的TEM形貌（A）沿位错线析出超细弥散碳化物B沿位错线析出超细弥散碳化物（明场）（暗场）图8W18CR4V钢深冷处理3次1H后的TEM形貌623冲击断口形貌由图9可见，未深冷处理的断口上有许多短而弯曲的撕裂棱线条，断口上有凹陷和二次裂纹，所以应属准解理断口。层次和深浅不同的凹陷主要是由于碳化物剥落引起的，二次裂纹是裂纹源引起的微裂纹扩展形成的。第二相质点是断裂过程中微裂纹产生的根源，因此它的分布和形态对断口形貌特征如裂纹数量和大小、裂纹伸展方向及凹陷的深浅等会产生决定性的影响。深冷处理前凹陷的数量较少、较深且形状不规则，分布也不均匀，裂纹数量较多，裂纹宽度较大，说明引起裂纹的第二相质点即淬火未溶碳化物的尺寸较大，分布不均匀。深冷处理后断口凹陷的数量增加，而且变得较浅，分布更为均匀，裂纹变窄，断口趋于平坦。多次循环深冷处理后上述深冷处理效果更为明显。根据TEM的观察结果，深冷处理后碳化物粒子的数量增加，且尺寸细小，多次循环深冷处理有利于碳化物数量增加和均匀分布，并导致了综合力学性能的大幅度提高。（A）未深冷处理（B）一次3H深冷处理（C）两次1H深冷处理（D）三次1H深冷处理图9深冷处理前后W18CR4V高速钢冲击断口的SEM形貌1焊接过程中温度分布呈前面小后面大的椭圆形，最高温度区一直随热源的移动而移动；钛合金导热系数小，离热源越远，热源的影响也越小，温度变化也越小。2轴肩的摩擦做功是主要的热输入，离轴肩越近，温度变化越剧烈，温度峰值也越高。3在焊接15MM左右接头温度达到热稳态，在焊件中心面上距离焊合面2MM处，稳态时的温度峰值保持在1220左右，该值低于TC4钛合金的熔点，说明TCA合金可以进行搅拌摩擦焊连接。7淬火温度对高速钢力学性能的影响高速工具钢（以下简称高速钢）是在高速切削条件下使用的工具钢，它的主要失效形式是磨损、崩刃、卷刃和变形。对于这类钢的力学性能要求是硬度、韧性、耐磨性和耐热性能等。在高速钢的发展历程中，人们对韧性的研究远少于对硬度的研究。近几十年来，开始重视这方面的研究工作。细化晶粒是提高韧性的一个重要手段。细化晶粒有两个途径一是调整成分，二是控制工艺。采用热处理的办法来细化晶粒对提高钢的韧性，具有重要意义。本文在多年生产实践与部分研究工作的基础上，探讨淬火温度对高速钢的力学性能（尤其是韧性）变化规律的影响。71试验材料及方法试验材料选用典型的、具有代表性的两种高速钢W18CR4V（1841）和W6MO5CR4V26542。从1841、6542两种高速钢的退火锻坯取样，制成10X10X55无缺口冲击试样，10X10X110弯曲试样，10X20X110平面应变断裂韧性试样。所有试样需经淬火、回火处理（表10）。按照GB416184测定断裂韧性KIC。采用截面的宽厚比为2的三点弯曲试样，使用线切割的方法开缺口，缺口头部再产生一个疲劳裂纹，工艺符合标准试样制备方法，满足平面应变状态。试样中心的单点载荷作用于一个跨距为80的支架上。表10高速钢的淬火、回火工艺钢号淬火温度回火工艺1260560X1H,三次1270560X1H,三次1280560X1H,三1H,三次1210560X1H,三次1220560X1H,三次1230560X1H,三次65421250560X1H,三次用扫描电镜观察1841钢在两种状态下（1260，1290淬火并回火）的冲击试样断口形貌，作对比分析。采用冲击及断裂韧度试样测定其室温硬度（HRC）和红硬性。测量红硬性的方法钢在淬火和回火之后，再选择一定的温度（本次试验选在600），经4次回火（每次1H）后的室温硬度（HRC）作为红硬性值。本次试验还采用金相法测定不同淬火温度下的奥氏体晶粒度，并参阅ZBJ3600387中的高速钢晶粒度级别图对照评级。72试验结果及讨论表11高速钢的力学性能钢号淬火温度BBMPABKJCM2KICMPAM硬度HRC红硬性HRC奥氏体晶粒度12603652303181728635595100127032682632417426406059512803186282751660645625901841129029852322216006606308512103950354021624640605105122041853641016006456101001230375632352154866062095654212503258283061516665635901淬火后经560X1H,三次回火图10淬火温度对高速钢力学性能的影响力学性能试验结果见表11和图10、11。试验结果表明在常规淬火温度范围内，随着淬火温度升高，高速钢的硬度和红硬性升高，冲击韧性（K）、抗弯强度BB）、挠度（B）和断裂韧性（KIC）下降。（1）刀具的磨损、卷刃、崩刃和变形都与钢的强度、硬度、红硬性有关。硬度高，耐磨性能好；红硬性好，钢的高温强度高，刀具不卷刃，不变形，切削寿命长。通常把红硬性作为高速钢的重要性能判据。红硬性实质上是反映高速钢的抗回火软化性，它与钢的二次硬化能力有关。高速钢有显著的二次硬化特点，在回火过程中，由于大量弥散的合金碳化物析出产生沉淀硬化和大量的残余奥氏体转变为马氏体发生的“二次淬火”，使得回火后的高速钢硬度比淬火状态还高。红硬性与淬火温度的关系如图2所示。因为高速钢中存在大量的合金碳化物，随着淬火温度的提高，各类碳化物的溶解数量逐渐增多。铬的碳化物CR23C6（M23C6型）在1100几乎全部溶解，钨、钼的碳化物（FE4W2）C或（FE4MO2）C（M6C型）在1040以上才明显溶于奥氏体中，钒的碳化物VC（MC型）稳定性大，溶解速度较M6C型缓慢，钨、钒的碳化物即使加热到接近晶界熔化温度也仍有一部分未溶碳化物保留下来。图11红硬性与淬火温度的关系（1841钢）伴随着碳化物的逐渐溶解，奥氏体基体的合金度也逐渐增高。淬火之后，马氏体中的碳与合金元素的过饱和度增大，回火时，弥散析出大量的碳化物，使钢产生显著的二次硬化效果。随着基体中合金元素的增加，马氏体点随着降低。因而淬火后残余奥氏体量随淬火温度的升高而增加。这对提高钢的硬度似乎不利，然而这部分残余奥氏体在随后的多次回火过程中大部分转变成回火马氏体，仅有少量残余奥氏保留下来。总之，选择尽可能高的淬火温度，使尽可能多的残余碳化物溶解，随后回火时，有尽可能多的碳化物析出，从而获得尽可能高的室温硬度与红硬性。但是高的淬火温度使钢的韧性下降。（2）崩刃是刀具损坏的又一形式。导致崩刃的原因很多，材料的韧性差是内因。从试验结果可知同种高速钢，回火硬度愈高则韧性有愈低的趋势；每种高速钢，在不同的温度淬火后，淬火温度愈高，则韧性愈低；韧性有随晶粒变细而增加的趋势。KIC与K都是材料的韧性指标，都具有衡量韧性的共性，但是试样的力学条件不同。K值表示试样在冲击载荷下从变形到断裂全过程所吸收能量的能力；KIC指裂纹扩展单位面积所需能量，是表征材料抵抗裂纹扩展的能力，实质上是裂纹断裂韧性。两者的物理、力学含义不同。从影响因素来看，都与成分、组织结构有关，但是有各自不同的变化规律。进一步分析试验结果可知，K值随晶粒细化明显提高，提高40，而KIC值变化不大（仅68）。这从冲击试样断口的SEM照片得到验证。图12中（A）、（B）分别为1841钢在上限与下限温度淬火，560回火后的冲击断口照片。上限温度的试样晶粒较粗大，主要是沿晶断裂，似冰糖状断口；而经下限温度处理的断口为准解理韧窝混合形貌，解理单元小，韧窝数量较多且细小，基体撕裂棱明显。两种断口形貌的明显差异正好反映其K值变化较大。KIC值变化不大的原因比较复杂，可能与试样的力学条件的差别有关，主要有三点缺口和裂纹前沿的应力集中程度不同；KIC能满足平面应变要求，K而则不能；加载速率不满足平面应变要求，而K则不能；加载速率不同，KIC为缓慢拉伸或弯曲，而K为冲击。除此之外，还与它们对组织结构的敏感程度有关。在本试验温度范围内，晶粒度等级差别不大（相差15级），碳化物尺寸，数量变化也不大。裂纹的扩展主要在基体相中进行，但受第二相的影响。高速钢的基体相为马氏体（相），第二相为碳化物或杂质。基体相的性质与晶粒大小是影响KIC很重要的因素。根据AHCOTTELL导出的晶粒直径（D）与裂纹扩展临界应力（C）的关系可知，晶粒越细，C则越大，断裂韧性越高。对碳化物在钢开裂过程中的作用，传统观点是细化碳化物，将提高钢的各种力学性能，包括断裂韧性；碳化物引起钢的断裂韧性下降，因此碳化物数量控制在必要的最低限度（满足耐磨性）。但是JERZYPACYNA等人的研究认为，这两个观点在许多情况下不能适用。例如过去非常强调在高速钢中用钼代替钨引起碳化物尺寸减小，结果并不是所期望的断裂韧性提高；同样用粉末冶金的方法生产的碳化物尺寸非常细小、均匀的高速钢并不表现出比常规生产的钢更高的断裂韧性。第二种观点同样受限制，在所谓软质材料（047C的碳钢）细小碳化物数量增加，使晶粒尺寸急剧减小，必然导致KIC提高；而在硬质材料，如高速钢中，不仅仅是控制碳化物的数量，更重要的是碳化物的