高速钢工模具的热加工工艺 毕业论文

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目录

1 化学热处理简介 (4)

1.1 简介 (4)

1.2 W18Cr4V刚的成分特点 (5)

1.3 W18Cr4V 钢的组织结构 (5)

1.4 W18Cr4V 锻造工艺 (5)

1.5 W18Cr4V 的热处理工艺 (6)

1.6 W18Cr4V的力学性能 (6)

2 高速钢W18Cr4V 的锻造及热处理 (6)

2.1 W18C14V钢的性能特点 (6)

2.1.1化学成分特点 (6)

2.2 W18Cr4V 钢的锻造工艺 (7)

2.2.1锻造温度及加热速度 (7)

2.2.2锻造过程 (8)

2.3 W18Cr4V 钢的热处理 (8)

2.3.1退火 (8)

2.3.2淬火 (8)

2.3.3回火 (8)

2.4 结束语 (9)

3 不同热处理对W18Cr4V 钢组织和性能的影响 (9)

3.1 试验材料及方法 (9)

3.2 试验结果与讨论 (10)

3.2.1机械性能 (10)

3.2.2显微组织 (11)

3.3 讨论 (17)

4 W18Cr4V 钢凹模坯热处理软化工艺试验 (17)

4.1 引言 (17)

4.2 试验材料及工艺 (17)

4.3 试验结果分析 (18)

5 W18Cr4V 钢制造齿轮铣刀的热处理工艺 (20)

5.1 W18Cr4V 钢中的合金元素 (20)

5.2 盘形齿轮铣刀的热处理工艺 (21)

5.2.1球化退火 (21)

5.2.2淬火加回火工艺 (21)

5.2.3其他常用高速钢 (22)

5.3 讨论 (22)

6 W18Cr4V 高速钢循环深冷处理后的力学性能和显微组织 (22)

6.1 试样制备与试验方法 (23)

6.1.1试样制备 (23)

6.1.2试验方法 (23)

6.2 试验结果及讨论 (24)

6.2.1力学性能 (24)

6.2.2深冷处理析出的碳化物 (24)

6.2.3冲击断口形貌 (26)

7 淬火温度对高速钢力学性能的影响 (28)

7.1 试验材料及方法 (28)

7.2 试验结果及讨论 (29)

7.3 讨论 (34)

结论 (35)

致谢 (35)

参考文献 (36)

1 化学热处理简介

1.1 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0.70～.8%，含钨量17.5～19%，含铬量3.80～4.4%，含钒量1.0～1.4%，含硅量小于0.4%，含锰量小于0.4%，含钼量小于0.3%。

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

1.2 W18Cr4V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。

1.3 W18Cr4V 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(δ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》

1.4 W18Cr4V 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1100～1150°C，终锻温度为900～950°C。

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800～900°C，加热时间一般按1mi n/ mm计算。高温时快速加热，加热时间一般按0. 5mi n/ 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。

1.5 W18Cr4V 的热处理工艺

热处理工艺为前处理是退火，温度为870～880度，保温2～3小时，然后800～840度预热,从1270～1280度分级淬火,分级温度为580～620,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800～840预热,对形状复杂者,还应在500～650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1270～1280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550～570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A3%～5%, 三次回火,只有1%～2%,最终得回

火组织M十碳化物十极少量残余。

1.6 W18Cr4V的力学性能

经过1280加热淬火后，硬度约为HRC3—64，而经过560三次回火后的硬度升到HRC65 66 。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

2.1 W18C14V钢的性能特点

2.1.1化学成分特点

W18Cr4V 钢的化学成分见表1。在钢中，碳的质量分数为0．70％～0．80％，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。

2.2 W18Cr4V 钢的锻造工艺

2.2.1锻造温度及加热速度

W18Cr4V 钢的始锻温度为1 140℃～1800C，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。

2.2.2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1140℃1～1180℃时要轻击，以防止开裂；当锻造温度在1000℃10～50℃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0.6～0.8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。

2.3 W18Cr4V 钢的热处理

2.3.1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1．2.3.2淬火

W18Cr4V 属于高合金工具钢，导热性差，淬火加热时通常要在800℃～850℃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1270℃～1280℃，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。2.3.3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1 W18Cr4V 钢锻件退火工艺图2 W18Cr4V淬火、回火工艺曲线

2.4 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

3.1 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Φ50mm 棒材锻成20x20mm条材和巾Φ40mm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JB-30A型冲击试验机、DC-150型小能量多冲试验机60t液压式万能材料试验机和MM-200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H-800型透射电镜下观察显微组织及形态。

表2 W18Cr4V 钢化学成分及临界点

3.2.1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4-6。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αk分别比等温淬火和正常淬火的提高76%、59.6%和55.6、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5.8倍、1.2倍和5.7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1.3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2.1倍和1.6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4 W18Cr4不同热处理后的硬度和αk值

k

表6 W18Cr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）

负荷100g，下试样转速180r／min

20号机油润滑4～6滴／min,

温升80～100℃，上试样固

定磨损5h

正常淬火+

回火

正常淬火+回火0.00380

等温淬火+回火0.00200

变温淬火+回火0.00180

双等温淬火+回火0.00225

3.2.2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

3.2.2.1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。

混合组织，使韧性明显提高。究其原因，中、高碳合金钢经复相处理得M/B

下

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

相届时，裂纹扩展及断裂消耗的能量增加。其结果裂纹扩展下

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

（10～11级）（9～10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&的关系: ﹠c ﹦d K S y p

可知，晶粒细小，则&越大，韧性愈好。同时

细化晶粒，晶界面积增大，当沿晶断裂时比粗晶粒要吸收更多的破断功，故韧性也增加。

从机械性能试验结果和单冲断口扫描电镜照片可看到，变温淬火和双等温淬火处理的强韧性配合比正常淬火的好，解理单元小，韧窝数量多且细小，基体撕裂线明显。

3.3 讨论

W18Cr4V 钢经变温淬火和双等温淬火处理后，由于组织改善，使强韧性提高。与正常淬火与等温淬火相比冲击韧性αk 值分别提高76%、59%和55.6%、41%；多冲抗力分别提高5.8倍、1.2倍和5.7倍、1.2倍，与正常淬火相比耐磨性提高2.1倍和1.6倍；抗拉强度提高1.3倍。

2 对W18Cr4V 钢来说，采用变温淬火或双等温淬火热处理工艺，强韧性

配合较好，可用于冷挤压模具，提高使用寿命。

3 W18Cr4V 钢经过变温淬火或双等温淬火工艺处理以后，其强度提高的主要原因是碳化物弥散细小，分布较均匀，接近颗粒状；强硬马氏体基体上分布有塑性较好的适量下贝氏体和奥氏体晶粒细化，马氏体和下贝氏体针细小等综合作用的结果。

4 W18Cr4V 钢凹模坯热处理软化工艺试验

4.1 引言

某中型不锈钢餐具厂为改善浅型腔凹模尺寸精度和表面质量、改手工修磨工艺为冲压工艺, 虽然凹模表面质量、尺寸精度以及生产率提高较多, 但因冷冲压成型时凹模钢坯变形抗力大, 使得W18Cr 4V 钢凹模坯成品率仅为70% 左右。我们对冷冲压开裂的凹模坯进行断口观察和金相组织分析, 看到断面较平齐细密而稍有光泽; 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。

4.2试验材料及工艺

把W18Cr4V 钢( 表7 ) 改锻成80 x 80 x 80 mm 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XJG — 04 大型金相显微镜观察分析组织, 在HB — 300 型布氏硬度计上测定试块宏观硬度。

4.3试验结果分析

对W18Cr4V 钢改锻后采用①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①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7 W18Cr4V 钢试块化学成份(%)

C W Cr V Si M n S P

0.72 18.1 3.90 1.21 < 0.40 < 0.40 <0.02 <0.03

表8 W18Cr4V 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870 ± 10%

( 4h) , 炉冷至550% 出炉

空冷。

细片状P和粒状P 208

改锻后加热870 ± 10% ( 4h) , 炉冷至740 ±10 %( 6h) , 再炉冷至550% 出炉空冷。不均匀粒状P 和少量细

片状P

196

改锻后加热870 ± 10%

( 4h) , 炉冷至770 ±

不均匀粒状P 190

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10 %( 6h) , 再炉冷至740±

10% ( 3h) , 炉冷至550 %,

出炉空冷。

在工艺& / 后, 重新加

不均匀粒状P 188 热710 ± 10 % ( 6h ) , 炉冷

至550% 出炉空冷。

改锻后加热850 ± 10%

均匀粒状P 186

( 2h) , 炉冷至740 ±

10 %( 2h) ; 再加热到850±

10% ( 2h) , 炉冷至740±

10 % ( 2h ) ; 再加热到

850± 10% ( 2h) , 炉冷至

740± 10% ( 2h) ; 炉冷至

550 % 出炉空冷

均匀粒状P 183 按) / 工艺处理时, 用铸

铁屑包埋试块

②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①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。

③组工艺在②组工艺基础上, 增加770 ±10 % ( 6h) 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740±10 % ( 3h) 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②组工艺基础上, 重新加热710 ±10 % ( 6h) , 即为④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③组工艺所得有所降低, 但测定数值较为分散。⑤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, ⑤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⑤组工艺时, 对试块实

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施铸铁屑包埋装箱入炉, 这即是⑥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, ⑥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850 ± 10 % 和740 ± 10 % , 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%。

5 W18Cr4V 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10％Me。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。

5.1W18Cr4V 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(0.70％～1．50％)C。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