冷镦螺栓凹模的选材与B-S复合渗研究

冷镦螺栓凹模是标准件行业的关键模具之一。工业高速发展的今天，伴随着高速多工 位自动冲床的广泛应用，冲击频率由普通冲床的60-100次/分，提高到200-400次/分，服役条件更加恶劣；型腔承受强烈挤压力、摩擦力和小能量多次冲击力，原用Cr12钢制造，早期失效严重。失效形式比例：疲劳断裂40%-45%、摩擦磨损30%-40%、拉伤与咬合软塌10%-20 %、其它5%-10%。因此，冷镦凹模应具有高硬度、抗擦伤、抗磨损、抗疲劳和一定的强韧性 配合。试验表明，选用YE50钢结硬质合金制造，经改锻B-S复合渗强化处理，消除了早中期 失效，且螺栓坯料表面光洁，质量上了新台阶，优质高产，被誉为寿星模。

2　YE50钢结硬质合金的锻造

钢结硬质合金是现代高效独具一格的新型工程材料，其冷热加工性能与熔炼钢有其共性，也有其特殊性。只有掌握合金的特殊性，才能正确应用，充分发挥其高效能材料潜力。合金性能介于硬质合金与溶炼钢工模具钢之间，可锻、可焊、可热处理强化、可冷切削加工、热处理畸变微小，可承受普通熔炼钢材无法胜任的大负荷冷镦模具。

YE50合金是以50%WC硬质相，以Cr、Mo合金元素作为粘结剂，将两者机械均匀混合后，采用粉末冶金方法，通过真空液相烧结压制而成。WC与钢基体之间的结合属晶态结合，为烧结 组织，因此，冶金合金基体组织连续性较差，存在疏松、孔隙、夹杂、偏析、发纹和WC颗粒分布不均匀并聚集成碳化物“桥接”等冶金缺陷。合金锻造性能不如熔炼钢。锻造塑性变形完全是合金基体粘结相的塑性变形，WC硬质相是单元间隙相，在烧结过程中部分溶解于钢基体，增加了基体合金元素与含C量。锻造加热时在1200℃高温下WC尖角部分溶解，尖角被钝化，在锻造锤击力作用下WC硬质相和二次碳化物“桥接”相被击碎，焊合显微孔洞，减少偏析，WC硬质相与杂质随钢基体锻造时激烈的塑性变形流动而流动，导致WC颗粒均匀分布于钢基体，变烧结组织为锻造组织，改善了合金强韧性。生产实践表明，合金锻造与末锻造性能大不一样(表1)，锻造合金模具寿命高出未锻造合金模具寿命几倍至几十倍。因合金锻造难度大，一般由合金生产单位提供优质锻坯或委托专业锻造厂改锻。

※三组性能试样平均值

YE50合金锻造裂纹分析与措施：

(1)炸裂——因合金材质先天不足，存在较严重组织疏松、孔洞、非金属夹杂、偏析和烧结 比重不够等冶金烧结缺陷；因加热过程中合金锻坯严重氧化脱碳，加热速度过快、过急、始 锻温度过高、锤击力过大、大的锻造比与变形量，材料导热性差，热效应大，导致锻造温度 升高，晶粒急剧长大，局部过热、过烧，晶间结合力与塑性急剧降低，脆性增大，导致坯料 锻造时炸裂

(2)中心开裂——开坯变形量过大，重锤打击力过大，因复式碳化物“桥接”，局部尤其是 心部形成碳化物聚集区，增加了变形抗力，锻坯中心锻打应力高度集中，当应力大于合金材 料强度极限时便发生中心开裂。

(3)角裂——因始锻和终锻温度过低，合金塑性差，变形抗力过大，锻造时间过长，合金坯 料温度急剧降低，合金坯料棱角处冷却快，温度更低，在重锤打击下，导致锻坯棱角开裂。

对策——严格控制合金烧结质量，确保无烧结裂纹、分层和严重的组织疏松、缩孔、鼓泡等 冶金烧结缺陷；烧结合金表面有约0.5-1.0mm硬壳层和表面微裂纹锻前应磨掉；锻前对烧结 合金予先球化等温退火获得珠光体或索氏体组织能显著改善锻造性能；合金锻坯低温入炉， 在保护气氛炉中加热，二级予热，缓慢升温，均匀加热，充分透烧，避免“表熟里生、表生 里熟、两头白中间里、阴阳面”等“夹生”加热缺陷；采用锻造轻击——稍重击——轻击和 自由锻开坯多向模锻新工艺、新技术等措施，能有效避免烧结合金锻裂，达到优质锻坯技术 条件。

3　YE50合金工艺性能试验

烧结合金纤维组织平行于轴线方向，纵向力学性能明显高于横向力学性能，影响模具使用寿 命。YE50合金经锻造变烧结组织为锻造组织，使纤维组织无定向分布或围烧模具型腔分布， 消除了合金材料性能方向性；锻造击碎大颗粒聚集WC硬质相和复式脆性碳化物“桥接”相， 使之细化并随合金基体金属塑性流动而均匀分布，变脆性相为强化相，焊合了孔隙，合金密 度提高，为大幅度增加最终淬火获得优良组织性能创造了条件。

在相变过程中，钢结硬质合金和熔炼钢一样分三个阶段：基体组织转变为奥氏体、熔化物溶 解和奥氏体均匀化。表1YE50合金各种加热处理状态组织特征：表2YE20合金不同温度油淬后 的尺寸变化；表3YE50合金淬火后不同温度回火对主要力学性能影响。

4 B-S复合渗强化处理工艺

新工艺分析

(Ⅰ)盐浴渗B—自制十种盐浴渗B剂供选择(表4)，它具有材料来源广、价廉、经济实惠 ，工艺简单和渗B层质量稳定等特点。

渗B剂主要成分的化学反应机理：

(1)Na2B4O7与SiC化学反应方程式

Na2B4O7热分解→Na2O+2B2O3；

２Ｂ2Ｏ3+２SiC→4［B］+2CO+2SiC或

Na2B4O7+２SiC→Na2O·2SiＯ2+2CO+4［Ｂ］或

Na2B4O7+2SiC→Na2O·2SiO2+2CO+O2+4［Ｂ］。

(2)KBF4与B4C、B-Fe、B粉化学反应方程式

4KBF4+4B+O2→2K2O+8BF2；

3BF2→2BF3+［Ｂ］；

KBF4→KF+BF3；

BmFen+3O2→2B2O3+Bm-2Fen;

3B2O3→2［B］+2B2O3；

B4C+4O2→2B2O3+CO2；

KBF4→KF+BF3；

2B2O3+2BF3→3B2O3+3F2；

2KBF4+B4C+O2→K2O+4BF2+CO+2［Ｂ］；

3BF2→2BF3→3BF2+［B］；

B4C+2BF3→3BF2+3［B］+C。

(3)NH4Cl与B-Fe、B粉化学反应方程式

NH4Cl热分解→NH3+HCl;

6HCl+2B→2BCl3+3H2;

FemBn+6HCl→FemBn-2+2BCl3+3H2。

BCl3发生还原作用产生活性［Ｂ］原子。各化学反应式产生的活性［Ｂ］原子被合金表面 吸收并向金属内部扩散形成化学渗B层。渗B工艺：经930-950℃×３-4h渗B后获得55-75μ m硼化 物层，因合金中含有50%WC硬质相阻碍奥氏体晶粒长大，高温长期加热不会引起晶粒粗化。 但WC硬质相也会抑制活性［Ｂ］原子渗入与扩散，阻碍硼化物长大，因此，形成的硼化物层 不象溶炼钢那样有明显梳齿状，呈元齿形平坦状态，渗层较浅，但与基体结合牢固，抗剥 落性强。具有高硬度(Hv2230-2450)、高耐磨等特性。渗层组织由表至内：(Fe·W·Mo)B→WB2→WC→(Fe·W·Cr)2B→碳化物富集过渡层基体组织。盐浴渗B保温后出炉，乘高温 余热迅速转入下工序。

(Ⅱ)M/B下等温淬火—马氏体/下贝氏体等温淬火在50%BaCl2+50%NaCl经充分脱氧中性盐浴炉中进行，加热温度1000-1010℃，保温0.5min/mm。生产实践表明，此淬火加热温度能获得所需适中基体硬度和优良M/B下强韧性好的基体组织。钢基体承受载荷和起到粘结硬质相作 用。WC为硬质相，在动载荷下靠基体强韧性支撑 ，WC凸出在基体起抗磨作用。基体硬度不宜过高，因硬度过高易使WC颗粒在冲击载荷下易引 起应力集中，形成显微裂纹导致破碎与剥落，造成磨粒磨损；基体硬度过低，无法支承WC硬 质相，基体易软塌与早期磨损失效。淬火加热保温后淬入50%KNO3+50%NaNO2于230-240 ℃等温60-90min，可获得淬火板条马氏体和10%-15%强韧性高的B下组织。电镜观察表明，B下呈针状，各针叶之间互成板条式平行分布，合金碳化物弥散分布和沉淀在板条内，因等温首先 形成少量M组织，促使未发生转变的过冷奥氏体受到塑性诱发相变，强化B下组织和起到分割细化奥氏体晶粒与增加强韧性作用。M/B下等温淬火其综合力学性高于油淬，同时使渗B层扩散，增加渗B层厚度与基体结合力，抗剥落性强和大大降低组织应力和热应力，有效避免畸变，达到无畸变淬火。淬后在250-270℃×2h低温回火，消除淬火内应力，稳定组织，稳定尺寸。

(Ⅲ)渗硫—B-S复合渗比单-渗B可提高冷镦凹模寿命近一倍。液体渗S介质：95%S+5%二硫化 钼，于160-180℃×4-5h，保温后流动水冲洗干净，于100-120℃油煮60-90min。渗S实质是 将最表面B化物质发生置换反应生成硫化物，主要是FeS，化学反应式：

4Fe2B+8S+3O28FeS+2B2O3;

4Fe+4S+3O2→4FeS+2B2O3。

WC硬质相不参与渗硫反应，硬质相周围形成的硫化物牢固附在硼化物上，硫化物与B2O3 一样 有良好保油、储油和良好润滑性能，增加裂纹沿晶界面扩展阻力，降低摩擦系数，在高硬度 硼化物层支撑下具有优良抗咬合性能。B-S复合渗使YE50合金性能得到充分发挥。

5　结语

对YE50钢硬质合金进行锻造，变烧结组织为锻造组织，消除了力学性能各向异性，合金强 韧性得到提高，与未经锻造合金模具比，模具寿命增加几倍至十几倍。

M/B下等温淬火，获得高强硬性基体支撑高硬度WC质相和表面渗B层。

B-S复合渗，相互结合，互相匹配，发挥各自优势，硫化物层均匀牢固附在B层上，提高了硼 化物层及WC硬质相与基体结合力，抗剥落性强。经优化工艺综合治理后，模具表面具有高硬 度、高耐磨、抗疲劳、抗擦伤、抗粘结、抗咬合和一定的抗蚀性能，表硬内强赋予冷镦螺栓 凹 模高寿命。试验表明，与原Cr12钢常规热处理该模比，使用寿命提高15-20倍，且螺栓毛坯 表面光洁，质量上新台阶，被誉为寿星模，有显著技术经济效益。