供应618一胜百模具钢618塑胶模具钢(不同热冲压模具钢的性能比较)
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本文导读目录：
3、模具钢棒锻件
供应618一胜百模具钢618塑胶模具钢
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模具钢大致可分为（冷作模具钢）、（热作模具钢）和（塑料模具钢）3类，用于锻造、冲压、切型、压铸等。
由于各种模具用途不同，工作条件复杂，因此对模具用钢，按其所制造模具的工作条件，应具有高的硬度、强度、耐磨性，足够的韧性，以及高的淬透性、淬硬性和其他工艺性能。
由于这类用途不同，工作条件复杂，因此对模具用钢的性能要求也不同。
不同热冲压模具钢的性能比较
根据表1所列的化学成分，利用ThermoCalcS软件和TCFe7数据库进行热力计算。
根据化学成分和热处理条件，采用JMatPro9.0软件模拟不同材料的性能。
热处理的硬度结果采用洛氏硬度试验(HRC)进行测定。
选择代表性的热处理条件用于力学和物理性能的表征。
热导率的测定包括：密度(浮力法，膨胀计)，比热容(差示扫描量热法)和温度传导率(激光闪光分析)，均取决于温度。
根据ASTMG65-15标准，磨粒磨损试验采用了干石英砂(GL23，粒度150-425μm)作为磨粒，试验按照标准的A法进行，通过测定体积损失得到结果，借助ASTMG75-15装置，试样采用标准化泥浆(150gAl2O3，“F220”，晶粒尺寸45–75μm和150gH2O)进行试验，产生了体积损失，并选择性地计算SAR值(Miller试验)。
此外，采用单边薄带拉拔试验考察了摩擦和磨损行为。
首先薄板在外燃炉930℃的条件下进行奥氏体化，该试验装置有一种可移动加热滑轨，从而使得在试验过程中实现主动温控。
利用液压缸施加法向力和牵引力，利用摩擦夹片模拟模具并施加接触压力，有关试验装置的更多详情可以参考Schwingenschlogl等人的研究。
作为工件材料，采用了AlSi镀层的22MnB5钢薄板(厚度1.5mm)。
后者施加了150gm-2作用力，从而产生了25μm的平均厚度。
薄带拉拔试验在恒定压力5MPa和50mms-1的拉拔速度下进行。
而且考察了两种不同的工件温度(530℃和600℃)。
随着温度高于700℃，在模具表面出现了明显的拉毛(galling)，从而造成了薄带的塑性变形。
因此，摩擦系数可能不再是一种可靠的测定方式。
在试验过程中，接触时间长，相对距离长和恒定高温就会造成严重的拉毛现象。
不过，530℃和600℃的温度条件似乎与成形过程相关，这是因为马氏体在425℃左右出现，标志着成形过程的实际极限。
薄带拉拔试验后模具表面采用高精度粗糙度测量仪(PerthometerMarSurfXR20)和共聚焦显微镜(NanoFocusμSurf)进行测定和观察。
在合金开发上，Thermo-CalcS软件计算热力学平衡就是一种有效的工具。
将参比试样SKD11的相图与特殊模具钢2999和1.2383进行比较。
考虑到特殊的C含量(表1)，可以推断，硬化温度、奥氏体和未溶碳化物的显微组织(SKD11和2999的富Mo碳化物M2C，2999的碳化物M6C以及1.2383的富V碳化物MC)都会阻止不理想的晶粒长大。
由于合金系统不同，在回火过程中，析出物经过淬火，碳化物的类型就会发生变化。
因此，对于淬火后马氏体基体的合金化元素含量，硬化温度的奥氏体组分就可以提供相关信息。
由于合金化系统不同，1.2383呈现出最低的合金化元素含量，这有利于物理性能。
在回火过程中，甚至在碳化物析出后，随着Cr、Mo、V和C等碳化物形成元素从基体中耗尽，而保留了Ni和Mn，这种差异应该还会继续保持。
实验室合金的热力学计算显示，在奥氏体组分和碳化物形成元素的调节量方面，实验室合金处于传统热作模具钢和1.2383之间。
在硬化温度时，它们的显微组织由奥氏体和富V的MC碳化物组成。
采用JMatPro软件，不同合金试样的淬透性通过模拟Jominy试验计算。
由于Cr和Mo的含量更高，传统热作模具钢具备更优秀的淬透性，而实验室合金呈现出更高的淬火硬度，这归因于C含量较高，而且与1.2383相比，硬度降幅更小。
所有合金都呈现出细微晶粒的马氏体基体，但实验室合金中，少量的大尺寸VC清晰可见，这是因为C含量更高，同时缺少ESR。
所有合金的二次硬化行为证实2999和实验室合金的硬度高于参比试样SKD11，这是因为C含量的增加。
1.2383的硬度更低，很可能是由于替代性合金元素的固溶强化作用更弱。
不过，由于回火碳化物的析出，特别是富V的碳化物会使得1.2383的硬度显著增大，从而使得最大硬度值略微低于SKD11。
而且在较高的回火温度下，硬度的下降不太明显，这显示出显微组织的稳定性很可能归因于MC碳化物。
如前所述，为了进一步表征，选择特殊的热处理条件使硬度值达到52±2HRC。
此外，实验室合金在低温条件下回火，从而使得硬度为61±1HRC。
众所周知，钢材的热导率在于电子、声子和磁特性，而磁特性的影响最小，可以忽略不计。
因此，如果发生散射，可以借助电子、声子控制热导率。
不同热处理温度条件下合金的热导率显示，由于化学成分的变化，1.2383的硬度值高于传统热作模具钢SKD11，而在整个温度范围内，2999的硬度水平变化不大。
620℃回火后1号和3号模具的热导率略高于参比试样，虽然不及1.2383，但远高于SKD11。
低温回火后，实验室合金在室温下的热导率约为20WmK-1，而SKD11的室温热导率更低一些。
这是因为高温回火过程中产生了碳化物的析出，从马氏体基体中消耗了合金化元素。
620℃时2号模具的热导率较低，这是因为合金化元素的含量高于1号和3号模具(表1)，不过，由于合金化元素含量低于参比试样，因此，预期热导率会更高，这需要深入的研究。
根据ASTMG65标准进行磨损试验，在这种试验装置中，采用了尺寸较大的SiO2磨粒，其硬度约为1000HV，参比试样SKD11的体积损失最大。
与之相反，2999、1.2383和620℃回火的实验室合金则非常相似，抗磨粒磨损性显著增大。
正如预期的一样，较低的回火温度产生较高硬度，进而减少了磨损的出现，如1号模具所示，在研究的合金对象中体积损失最低。
根据ASTMG75标准进行磨损试验，采用了含水泥浆，与ASTMG65相比，硬度更高(约2000HV)，而且磨料Al2O3颗粒更细小，在两种热处理条件下，实验室合金在这种试验装置中都表现出较高的抗磨粒磨损性，而2999、1.2383和SKD11的表现非常相似，体积损失显著增加。
因此，这些结果证实，高硬度并非高耐磨性的唯一标准，也需要考虑显微组织(例如：碳化物的尺寸、类型和含量，以及磨料颗粒的的尺寸、类型和含量)因素。
不过，在细微显微组织的情况下，并不能直接测定单相的性能。
图1显示的是，根据ASTMG75(a-d))和ASTMG65(e-f)等标准进行试验后，不同模具钢磨损表面的SEM图像。
正如预期的一样，在ASTMG65标准的情况下，更大的磨粒可以产生更宽的沟槽。
而且借助EDS光谱可以确认碳化物析出的差异。
虽然SKD11(图1(a)，(e))主要含有富Mo的M2C碳化物(硬度约为1800HV)，而2999图1(b)的显微组织则显示出富Mo的M6C碳化物(硬度约为1500HV)，在1.2383和实验室合金图1((c)，(f)和(d))中主要出现了富V的MC碳化物，其硬度可显著增大至3000HV。
在任何情况下，大多数碳化物都明显小于磨料颗粒。
因此，在粘着磨损的情况下，碳化物的个体硬度显得不太重要，因为碳化物会完全处于犁沟状态。
不过，本研究中，所有磨损试验都采用了疏松颗粒，因此，单相的性能(如碳化物的尺寸、分布和硬度以及马氏体基体的硬度)对于抗磨粒磨损性都会造成一定影响。
举例来说，如果基体的硬度较高，同时具备足量细微弥散的小尺寸碳化物(这也意味着“自由”基体与碳化物之间的距离较短)，那么就可以有效对抗较大尺寸颗粒的磨损。
通常来说，由于碳含量较高，以及MC碳化物(尺寸甚至更为粗大)细微弥散，通过增大马氏体基体的硬度，就可以改善实验室合金的耐磨性。
根据ASTMG75标准进行试验，2999的M6C碳化物比Al2O3更软一些，因此，尽管含量较高，却并不具备耐磨性(图1(b))。
与之相反，SKD11M2C的硬度略低于磨粒，而1.2383的MC则更硬一些。
根据这种趋势，与1.2383相比，SKD11的碳化物似乎更为粗大。
而且如前所述，由于固溶强化作用，SKD11的马氏体基体的硬度应该更高。
因此，SKD11质量损失小于1.2383。
不过，在ASTMG75的情况下，SKD11、2999和1.2383之间的差异相对较小。
与之相反，ASTMG65标准进行试验时，含有尺寸更大，但更软的磨料SiO2颗粒，尽管尺寸不同，所有碳化物都会产生耐磨性。
不过，SKD11中出现了脆性断裂，并由磨料颗粒产生了压痕(图1(e))，从而使得质量损失更大，从而降低了耐磨性。
模具钢棒锻件
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