CN1055129C - 模具及其淬火方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供具有韧性和抗热裂的模具及其谇火方法，它通过抑制贝氏体转变来实现，通过降低热处理产生的变形和热处理阶段尺寸变化来降低加工余量，以获得工作寿命更长的模具。该模具的特征是从模具表面到深度40mm的部分中析出的贝氏体组织的晶粒长度不大于20μm，宽度不大于2μm，在模具的底面测出的纵向挠度不大于0.2%，纵向收缩率不大于0.15%。淬火方法的步骤为吹冷却气体将在真空炉中加热的模具冷却，其中在金属的贝氏体转变开始之前在此冷却中途提高该冷却气体的压力。

Description

模具及其淬火方法

本发明涉及改进了韧性的模具，在该模具中由于与热模具钢相关的热处理，特别是与采用真空淬火炉的相关的热处理而引起的变形和应力被尽可能小地抑制，本发明还涉及该模具的淬火方法。

在模具等的一般淬火中，通常在冷却阶段的初始高温段快速将其冷却，以便不引起碳化物和屈氏体析出，然后在过冷奥氏体区的低温段，较缓地将其冷却，以防止淬火裂纹产生并使马氏体转变平缓进行。

但发现：当在上述高温段快速冷却时，金属模具易于变形，而且由于在低温段将其平缓冷却，所以贝氏体易于产生，且韧性降低。因此，现在一直采用这样的淬火方法：在高温段以不产生碳化物和屈氏体的较低速度将模具冷却，而在低温段快速将其冷却以防止贝氏体组织析出。

由于用于铝模注的模具反复地暴露于熔融铝液中，模具的表面因热疲劳易于产生热裂纹，而且一直出现这样的不利情况：当热裂纹发展成大间隙的裂纹时，就转移到产品上；当该金属模具在其使用过程中，在热裂纹变深的情况下，金属模具很易破裂。

为了抑制热裂纹的产生和发展，如已知的那样，通过增加模具硬度来提高其强度是有效的。另一方面，在简单地增加硬度的情况下，材料的韧性下降，由此产生了一个顾虑：小的热裂纹突然发展成大裂纹。为了增加硬度，同时保持韧性，如已知那样，需要将模具淬火，以使其具有更细小的组织(马氏体组织或针状下贝氏体组织)并抑制上(块状)贝氏体组织尽可能少地产生。

为满足该要求，需要采用快速淬火冷却方法，但大多数模注模具一般具有复杂的形状、不均匀的厚度和小的机加工余量。由于在快速淬火冷却阶段淬火这样的模具易于破裂或变形，所以通常使用这样的方法，它包括以下步骤：在真空炉中将模具加热，当它处于高温时从真空炉中将它取出，从淬火温度进行吹风冷却，并控制对模具的吹风操作，同时在冷却阶段中间测量变形。所以，这种淬火方法需要耐热操作和高度的技巧。

此外，吹风冷却不能提供足够的冷却速度，且在冷却阶段过程中不可避免地发生模具表面部分的脱碳。脱碳部分留在具有小机加工余量的模具的表面，并促进热裂纹的产生，由此缩短了模具的工作寿命，并引起这样的缺点：脱碳层可成为在诸如模注模具的水冷孔内部部位的大裂纹的原因，这使其在热处理后不能经受最后加工。

出于上述两个理由，淬火模注模具现在也采用真空热处理，以防止其脱碳并将热处理后的最后加工减至最小。在真空热处理炉中冷却一般使用由氮气代表的惰性气体，而且由于冷却能力通过提高该气体的压力而增加，所以目前在上述真空炉中用高压，如6巴和10巴的气体进行冷却。

但是，这些打算被采用的，同时以这种高压气体冷却的真空炉，主要是设计来和用于具有小到中等直径(直径约5-50mm)的高速工具钢的，从而在大模具情况下，如具有复杂形状和大厚度差的模注模具情况下易于产生不均匀冷却速度，并且这些真空炉从产生贝氏体组织和变形的观点来看不能令人满意地在目前条件下使用。

进而，在普通真空淬火中，为回收利用，将引入到该炉中的冷却气体在吹冷却气后通过热交换器冷却。这样，由于该气体因绝热膨胀而处于低温，所以它被引入炉中后立即就快速将模具冷却，但是，此后被再使用的冷却气体依赖于热交换器的能力而变热，从而在再使用该冷却气体的情况下，冷却速度往往变小。

在这样的情况下，在初始冷却阶段模具因快速冷却易于变形或翘曲(camber)，而且由于在后面的冷却阶段因冷却速度不足而使贝氏体组织易于析出。为避免这种不利的情况，如上所述，模具在真空中被加热且从炉中取出后，通过吹风冷却和调节冷却速度来对其进行淬火。但是，这种方法在冷却期间引起模具脱碳。

此外，作为用真空炉对大的产品，如模注模具淬火时的一般技术，有一种已知的方法是在高温段将模具缓冷，而在低温段将其快冷，同时使用气冷和油冷的结合(日本专利申请公开No.8-67909)。但是，这种方法不利的是，它需要大规模冷却设备和除去在油冷时粘在模具表面的油的清洗操作。

本发明的目的是解决这些问题：因快速冷却易于增加模具变形和易于产生贝氏体组织，同时使用上述的与真空炉相关的高压气冷却的卓越特性，即，使用高速冷却同时不脱碳。

也就是，由于经过许多实验，本发明才得以完成，它解决了用作模注或热锻模具的热加工模具钢的真空热处理中产生的问题，而且本发明的目的在于提供具有韧性和抗热裂的模具，两者都是通过抑制贝氏体转变而提高的，从而通过降低因热处理而产生的变形或尺寸变化而减少机加工余量，并且延长模具的使用寿命。本发明还提供该模具的淬火方法。

基于下面说明的发明人的发现，而完成了本发明。上述发现是通过各种实验和检验获得的，可有效地解决上述真空热处理炉中的问题。

图1示出在具有用高压气体冷却的结构的真空炉中，气体压力和冷却速度之间的关系曲线。由该图可知材料的冷却速度根据气体压力可大大地改变。一般，需要高冷却速度的材料用高压气体冷却，而不需要高冷却速度的材料用压力比较低的气体冷却，这主要为防止变形，如翘曲。

另一方面，由于贝氏体转变不同于马氏体转变是放热转变，材料本身在贝氏体转变期间放热。该贝氏体转变具有约18cal/g的放热值，它显著大于5cal/g或更小的马氏体转变的放热值。因此，如图2所示，在由于冷却速度不足而产生贝氏体的情况下，热值变大，从而使得冷却在贝氏体转变点附近可能停止，或有时使温度可能升高，由此使在其附近的冷却速度更不足。图3示出了说明通过贝氏体转变区需要的时间和在淬火冷却阶段的夏比冲击值(Charpy impact value)之间关系的曲线图。在花费长时间的贝氏体转变情况下，韧性显著降低。但是，即使贝氏体转变在淬火冷却阶段开始的情况下，通过此后进行快速冷却也可得到高韧性。

通过在适当时间引入新的冷却气体和提高气体压力，在贝氏体转变区中提高冷却速度和抑制贝氏体组织的产生是可能的。

由于引入真空炉冷却室的气体在用于冷却要处理的模具后变热，故将该气体送入热交换器并再次冷却，此后再用来冷却模具。但是，在模具比较重，如模注模具的情况下，在冷却阶段过程中热交换器的容量变得不足，且模具可能被不够冷的气体冷却，由此，不可能获得所需要的冷却速度。这种方面在贝氏体转变点附近引起冷却速度降低。本发明也注意到这种关系而得以完成。

在这种情况下，冷却能力可通过在冷却阶段中途将加压的冷却气体引入到真空炉的冷却室内而被再次提高。已发现，十分令人满意的韧性值可简单地通过在贝氏体转变区中的快速冷却而获得，并发现这种情况下贝氏体组织尺寸小。还发现，从变形和韧性观点看来极好的模具可通过在高温区比较缓的冷却和在贝氏体转变区快速冷却来获得。

由于上述结果，本发明人发现：就在真空炉中，同时使用高压气体冷却的对于形状复杂而且厚度差大的热作模具钢模具，如铸模模具的热处理而言，重要的是，在因热应力而易于发生变形的高温区进行相当慢的冷却，及在明显影响材料韧性的贝氏体转变区进行快冷，从而完成了本发明。

特别是，根据本发明，深度(厚度)大于40mm的模具的特征在于：具有从真空淬火模具表面到40mm深的范围内的部位中析出的具有贝氏体组织的每个晶粒(即，过饱和铁素体的针状晶粒)的长度不大于20μm，宽不大于2μm。在本发明的模具中，在真空淬火的模具底面纵向上测到的挠度(camber)不大于0.2％，而在该纵向上的下陷度(shrinkage)不大于0.15％是合适的。较好地是：在本发明的模具中，保留了热处理后的表面的该真空淬火模的表面部位无脱碳或渗碳。

此外，本发明的在真空中加热的模具通过吹冷却气体冷却的模具淬火方法的特征在于：冷却气体的压力在该冷却中途增加。

在该淬火方法中，模具的冷却通过将初次冷却气体引入真空炉中开始，在模具贝氏体转变开始前通过在冷却中途引入加压的二次冷却气体进一步冷却该模具。

此外，该淬火方法特征还在于：通过以大于不析出碳化物或屈氏体的临界冷却速度的冷却速度，将1-4巴的初次冷却气体引入真空炉中而将模具冷却到650-300℃的温度，接着通过引入高于初次冷却气体的，4-10巴的二次冷却气体以防止贝氏体析出。

图1是说明在真空淬火阶段冷却气体压力和冷却速度之间一般关系的曲线图；

图2是说明在淬火冷却阶段在贝氏体转变区产生热的曲线图；

图3是说明在淬火冷却阶段在贝氏体转变区中冷却速度和韧性之间关系的曲线图；

图4是说明在本发明一个实施方案中，在淬火冷却阶段的冷却气体压力和冷却速度之间关系的曲线图；

图5是说明在SKD 61的等温转变曲线图上的，如图4所示的本发明的淬火阶段的冷却时间的曲线图；

图6是说明本发明实施方案中所用的模注模具(阳模型)的尺寸和形状的透视图；

图7是说明从体现本发明的模铸模具的表面测得的在40mm深处光学显微镜显微组织照片。

图8是说明在通过常规的吹风冷却淬火的模铸模具的表面脱碳状态下的光学显微镜显微组织照片。

在本发明中，每个具有贝氏体组织的晶粒限制其长度不大于20μm，宽度不大于2μm，这是因为在早期由于韧性降低易于产生热裂纹，并且在模具表面析出的贝氏体组织的晶粒的长度大于20μm，宽度大于2μm的情况下易发展成大的裂纹。

在本发明中，抑制了产生贝氏体组织的模具深度限于不大于40mm。由于在模具深度(厚度)为40mm的情况下，可能防止热裂纹产生或发展成大裂纹，所以即使在比40mm更深的部分，形成粗晶粒贝氏体组织的情况下也不发生问题。

当模具的纵向挠度超过0.2％和纵向的下陷率超过0.15％时，需要在热处理后通过终加工修理整个模具或构形部分的形状或尺寸，这增加了工作步骤，从而导致了其制造成本的提高。

因而，将模具的挠度和下陷率分别限于不大于0.2％和不大于0.15％。如果挠度和下陷率在上述限制值内，贝几乎所有的模具不经精加工即可使用。

此外，没有脱碳和没有渗碳意味着在模具的热处理表面部分的内外之间硬度和显微组织没有差别，而这可通过测量最上表面和某些构型部分的硬度最方便地进一步确认。

进而，在模具的淬火阶段，在冷却中途增加引入到真空炉的冷却气体的压力。将已引入真空炉和已用于冷却模具的冷却气体送到热交换器，以便再一次用来冷却模具。换句话说，引入到真空炉的冷却气体在真空炉和热交换器之间循环，但是，当模具很大，如象模注模具时，它就变热和其冷却能力变得不足。

因此，当如上所述，当冷却速度慢时，贝氏体组织易于析出。但是，贝氏体组织的析出可通过引入新的加压气体以使提高冷却中途的冷却速度来防止。

在贝氏体组织在模具中析出以前，需要提高冷却气体的压力。进行冷却必须尽可能快地通过贝氏体鼻子(bainite nose)，因为一旦析出的贝氏体组织在达到贝氏体鼻子后，即使提高气体压力也不可能被消除。

用于在真空炉中将加热到淬火温度的模具冷却的初次冷却气体用来提高冷却速度，因为当该气体被引入真空炉中时，通过绝热膨胀使其温度降低。当初次冷却气体的压力为1-4巴时，它能将模具在达到碳化物析出鼻子或屈氏体析出鼻子以前，将此模具冷却到过冷奥氏体区。以高到足以防止碳化物或屈氏体析出的速度冷却此模具，是因为在这些鼻子附近，由于冷却速度太慢，在碳化物或屈氏体析出的情况下，使此模具具有足够的硬度和较低韧性是不可能的。但是，无需以过度高的速度冷却模具，这会使模具在淬火后产生许多变形或翘曲，但以受控的冷却速度冷却模具是足够的了。

重要的是，在贝氏体组织析出之前，为防止贝氏体组织析出再引入真空炉的二次冷却气体的压力为4-10巴。压力低于4巴的二次冷却气体不足以防止贝氏体组织析出。

将模具通过一次冷却气体冷却，直到其表面达到650-300℃的温度，该温度处在所谓过冷奥氏体区。通过冷却到650℃温度，使模具通过碳化物或屈氏体析出区就成为可能，而当此模具表面被冷却到300℃的温度时，此材料内部贝氏体转变还没有开始。因此，通过使用二次冷却气体将冷却转到更高冷却速度的冷却阶段。

在本发明中，术语“真空”用来表示大大降低压力的气氛，而且降低了的压力范围最好为10^-2-10^-4乇。高于10^-2的真空压力在加热期间引起脱碳的产生，反之低于10^-4的真空压力需要大的设备，由此增加模具的制造成本。

现在，参照本发明的实施方案详细叙述本发明如下，首先，制备具有如表1所示成分(SKD61)的模具材料，将其加工成模注用阳模，其底尺寸为200mm×200mm×90mm厚，其伸出部分尺寸约150mm×150mm×90mm厚，它形成在如图6所示的200mm×200mm的表面上，在位于从伸出表面测量40mm的位置形成一个槽，以便容纳测量或确定冷却速度的热电偶。

表1

C	Si	Mn	Cr	Mo	V	Fe
							0.37	1.02	0.37	5.35	1.42	0.83	余量

将铠装热电偶插入到这样获得的模具中之后，使用有效容量约0.4m³(600mm×600mm×900mm)的真空炉将该模具加热到预定淬火温度。该真空炉中的真空压力为10^-3乇。将该模具在淬火温度保持预定时间后，通过吹氮气将它冷却。虽然冷却可使用惰性气体，如氩气或氦气，但氮气最适合使用，这是因为它具有比较高的冷却能力并且便宜。

对于冷却气体的压力，在比较例情况下，从冷却开始到冷却完成一直使用2巴和6巴的气体，而本发明模具冷却首先用2巴或3巴的气体冷却，然后当模具已冷却到约450℃时该气体压力增加到6巴或8巴。

对于本发明的淬火方法而言，将符合压力增加的量的二次气体重新引入。

用插入模具中的热电偶测量冷却速度而提供示意地示于图4的结果。应当理解按本发明淬火方法需要约10分钟(A)通过最重要的贝氏体转变区，而比较例1则需要15分钟(B)，比较例2需要30分钟长的时间期限(C)。

图5示意地示出按SKD 61的等温转变曲线绘制冷却速度的条件下的冷却速度。在淬火完成后，通过580℃×4小时的两次回火将模具调到预定的硬度HRC 48，并测量模具的下陷量和挠度。获得的结果归纳到表2中。

在高温段冷却速度高的比较例1中，模具显著变形，因而在使用前需要或多或少的修理。

表2

类别		冷却方法(气体压力等)	模具的变形
					下陷	挠度
			本发明	1			2巴-6巴	0.25mm(0.12％)	0.20mm(0.10％)
2	3巴-8巴	0.28mm(0.14％)			0.25mm(0.12％)
				3		2巴-8巴	0.22mm(0.11％)	0.27mm(0.14％)
4	3巴-6巴	0.29mm(0.13％)			0.22mm(0.11％)
				比较例		1	6巴	0.80mm(0.40％)	0.90mm(0.45％)
2	2巴	0.20mm(0.10％)	0.20mm(0.10％)

用淬火前和淬火与回火后的模具纵向尺寸差测量模具的收缩值，而通过将模具安装到平面台上和用间隙量规测两端产生的间隙的步骤来获得挠度值。

然后，在位于离模具表面的深度40mm的部位测量夏比冲击值，并在这些部分和模具表面观察显微组织。所得的结果列于表3。

表3

类别		冷却方法(气体压力等)	夏比冲击值(J/cm2)	具有贝氏体组织的晶粒(在40mm深处)
						最大长度	最大宽度
				本发明	1			2-6巴	34	18μm	1.2μm
2	3巴-8巴	37	18μm			1.1μm
					3		2巴-8巴	38	16μm	1.1μm
4	3巴-6巴	34	19μm			1.2μm
					比较例		1	6巴	37	18μm	1.2μm
2	2巴	18	25μm	3.0μm

与本发明和比较例1不同，在比较例2中观察到粗大贝氏体组织和小的夏比冲击值。图7举例说明在深40mm的部分本发明典型显微组织光学显微照片和其示意图和常规模具的照片和示意图，在该常规模具中产生了粗大贝氏体组织。图7是选自其中贝氏体晶粒可清楚确定的那些显微照片，而不是表3中的那些组织的照片。

此外，根据对表面显微组织的观察，在模具内外面之间没有辨别出组织中的成分差别，硬度分布测量表明模具内外面硬度值基本均匀，由此发现，在该模具中没既有产生脱碳现象也没有产生渗碳现象，而这在在真空中加热后，在油中冷却的模具的一般淬火方法中是常常产生。

为了参考，图8是示出通过常规吹风方法淬火的模具表层脱碳状态的光学显微镜显微组织。在模具的构形部分的表面上观察到深0.15mm的脱碳层，而在水冷缝隙表面上观察到变为铁素体的深0.01mm的另一脱碳层。

然后，将通过上述淬火回火方法获得的产品模注模具装配成实用的装置并进行铝合金的浇铸试验。

如表4所归纳的那样，在按比较例2获得的模具中，在模具的角上产生热裂纹，当其不经修理而使用时50000次模注后，此裂纹发展成大裂纹，而本发明模具呈现出比一般方法制备的模具的工作寿命长两倍多。它的工作寿命不低于从开始冷却阶段用高压气体冷却的模具。

表4

类别		冷却方法(气体压力等)	工作寿命	报废的原因(深度40mm)
					本发明	1	2巴-6巴	129000	热裂纹
2	3巴-8巴	138000	热裂纹
				3		2巴-8巴	139000	热裂纹
4	3巴-6巴	124000	热裂纹
				比较例		1	6巴	128000	热裂纹
2	2巴	51000	热裂纹-大裂纹

结果是，本发明模具变形小，即使有也是少量的贝氏体组织，长的工作寿命，并便于使用的。虽然在比较例1的模具中有少量的贝氏体组织和长的工作寿命，但它呈现出大的变形(收缩和挠曲)，不便使用，而在比较例2中获得的模具虽然它变形小，但具有许多贝氏体组织和短的工作寿命。

如上述可知，本发明特征在于如下步骤：在淬火阶段中在真空炉中加热模具，以冷却速度高于碳化物或屈氏体析出的冷却速度的气体冷却此模具，然后用增压气体快速冷却该模具。

通过实施这样的淬火，就能获得尺寸变形低和挠度小的模具，和减少贝氏体的析出，由此就能获得表面无脱碳和渗碳的完好模具，且其韧性是极好的。

结果，本发明能提供在使用的开始阶段不产生热裂纹或大裂纹，具有稳定的长工作寿命的模具，所以对工业而言是高效的。

Claims (5)

1、一种深度大于40mm和经受了真空淬火的模具，其特征在于在从真空淬火模具的表面到深度40mm的范围内的部位中析出的具有贝氏体组织的每个晶粒长度不大于20μm和宽度不大于2μm。

2、权利要求1的模具，其特征在于该真空淬火模具的底面上测出的挠度和下陷度两者分别不大于0.2％和不大于0.15％。

3、权利要求1或2的模具，其特征在于保留了热处理表面上的该真空淬火模具的表面部位基本上不脱碳或基本上不渗碳。

4、一种模具淬火的方法，其特征在于通过在真空炉中引入一次冷却气体到该模具，并且再将压力高于该一次冷却气体的增压的二次冷却气体在此模具的贝氏体转变开始之前的冷却的中途引入冷却该模具。

5、权利要求4的模具淬火的方法，其特征在于通过在真空炉中引入1-4巴的一次冷却气体，以比析出碳化物或屈氏体的临界冷却速度快的冷却速度将模具冷却降到650-300℃的温度，然后引入4-10巴的二次冷却气体，以防止贝氏体析出。

Images