4Cr5MoSiV1模具钢采购流程
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4Cr5MoSiV1模具钢产品手册
一.4Cr5MoSiV1模具简介
  H13是典型的热作模具钢,执行标准GB/T1299—2000。统一数字代号A20502;牌号4Cr5MoSiV1;合金工具钢简称合工钢,是在碳工钢的基础上加入合金元素而形成的钢种。其中合工钢包括:量具刃具用钢、耐冲击工具用钢、冷作模具钢、热作模具钢、无磁模具钢、塑料模具钢。
  H13模具钢用于制造冲击载荷大的锻模,热挤压模,精锻模;铝、铜及其合金压铸模。
二.4Cr5MoSiV1模具钢成分及性质
4Cr5MoSiV1钢化学成分
钢号 C Si Mn P S Cr Mo V
4Cr5MoSiV1 0.32~0.45 0.80~1.20 0.20~0.50 ≤0.30 ≤0.30 4.75~5.50 1.10~1.75 0.80~1.20
表1  4Cr5MoSiV1钢化学成分(质量分数,%),Ni、Cu允许残留的含量分别是≤0.25、≤0.30。
铬:铬在钢中可形成铬的碳化物,能提高钢的高温强度和耐磨性,使C曲线右移,提高钢的淬透性和回火稳定性。铬和其他碳化物形成元素一起提供给钢具有较高的淬透性和好的抗软化能力,所以H13钢在空冷条件下能够淬硬。在6barN2气体真空处理条件下可淬透直径为160mm。 但铬的加入会增加碳化物的不均匀程度,致使钢中会出现亚稳定的共晶碳化物,这种碳化物现在国内一般可用高碳铬轴承钢相关标准予以评定。铬含量的提高有利于增加材料的热强度,但对韧度不利。
钼:钼也是碳化物形成元素和铬一样,可提高钢的高温硬度和淬透性。此外,钼可以阻碍奥氏体晶粒的长大,从而使晶粒得到细化,减小回火脆性。
钒:钒比铬和钼更容易形成碳化物,极少溶入铁的固溶体中。钒的碳化物使钢具有良好的热硬性,并可细化晶粒,提高钢的耐磨性。
硅:硅是对铁素体进行置换固溶强化非常有效的元素,仅次于磷,但同时在一定程度上降低钢的韧度和塑性。一般都将硅限制在钢脱氧需要的范围内。如果将Si 作为合金元素加入钢中,其量一般不小于0.4%。硅也为提高回火抗力的有效元素。Si 降低碳在铁素体中的扩散速度,使回火时析出的碳化物不易聚集,增加回火稳定性。另外,硅易使钢呈现带状组织,使钢的横向性能比纵向性能差,也使钢的脆性转折温度升高。Si 还具有促进钢的脱碳敏感性,但Si有利于高温抗氧化性的提高。
锰: 锰可以改变钢在凝固时所形成的氧化物的性质和形状。同时它与S有较大的亲合力,可以避免在晶界上形成低熔点的硫化物FeS,而以具有一定塑性的MnS 存在,从而消除硫的有害影响,改善钢的热加工性能。Mn 具有固溶强化作用,从而提高铁素体和奥氏体的强度和硬度,虽然其固溶强化效果不及碳、磷和硅,但其对钢的延展性几乎没有影响。在铁素体-珠光体型钢中Mn是唯一可使屈服强度增加又使冷脆转变温度变化最小的合金元素。
2.1.2 4Cr5MoSiV1钢的物理性能:
密度为7.8t/m3;弹性模量E为210000MPa。表3 4Cr5MoSiV1钢的临界温度
临界点 Ac1 Ac3 Ar1 Ar3 Ms Mf
温度(近似值)/℃ 860 915 775 815 340 215
三.4Cr5MoSiV1钢的热处理
3.1锻后球化退火
该钢锻打后应及时退火。退火温度为860~880 oC。由于加热到Ac 温度以上,碳化物开始溶解,但又未完全溶解,导致奥氏体的成分极不均匀,在随后的冷
却过程中,或以未溶的细小碳化物微粒为核心,或在不均匀奥氏体中碳原子富集处产生新的核心,而均匀地长大形成颗粒状的碳化物。经过球化退火,可以降低材料的硬度,改善切削加工性,并为以后淬火处理作好组织准备。退火保温时间取决于工件透烧时间,不宜过长。冷却速度一般3O℃/h,冷至500 oC以下出炉空冷。
球化退火工艺曲线如图1。
4Cr5MoSiV1模具钢
退火后硬度和组织(见表3)
H13钢中由于合金元素si的存在,增大了脱碳敏感性,因此淬火加热时一般采用盐浴或真空加热。同时,由于钢中含有较多的合金元素,淬火加热前需预热,一般预热温度830~850 oC
 4Cr5MoSiV1 
3.2常规淬火
根据模具所要求的性能以及对硬度、晶粒度的要求,推荐的淬火加热温度为1020~1050 oC。预热保温时间一般为加热保温时间的2倍。工艺曲线见图4。
4Cr5MoSiV1模具钢
H13材料具有良好的淬透性,油冷完全可以满足要求。油温控制在2O~6O℃ ,冷至200 oC左右出油,使其冒青烟而不着火。淬火后硬度最高可达HRC 58~59。
低温淬火
3.3回火
淬火后模具需及时回火。回火硬度曲线如图6
4Cr5MoSiV1模具钢
由于合金元素钼、铬的作用,形成明显的二次硬化效应。H13钢经淬火高温回火(500—600 oC)后,在回火马氏体基体上弥散分布着回火时析出的可产生明显二次硬化作用的M:C、MC型碳化物,强韧性得到大大提高,抗拉强度可达2000 MPa/m ,8为10% 一15% ,具有良好的综合机械性能。根据模具的使用性能以及对硬度的要求,一般采用的回火温度为580℃。回火时间视工件尺寸而定,一般不应当少于2 h。回火工艺如表4
4Cr5MoSiV1模具钢
渗碳炉保护气氛淬火由于H13材料中存在合金元素硅,脱碳敏感性较大。对于尺寸较大的模具,为了防止模具表面脱碳,我们在生产中采用了渗碳炉保护加热淬火,也取得了较好的效果。我们利用一台u一75渗碳炉,通过控制煤油的滴入量来进行保护。实验结果如表5
4Cr5MoSiV1模具钢
通过表5我们可以看出,采用6O滴/rain的煤油滴量是比较合适的。工件保温时间由工件尺寸大小决定。工艺曲线如图7
4Cr5MoSiV1
3.4结论
H13钢经热处理后,具有良好的综合机械性能,完全可以满足对模具的内在质量要求。另外,模具表面如果经过渗氮或氰化后,更能够提高模具的使用寿命,满足生产的要求。
四.4Cr5MoSiV1金相组织分析
H13 模具钢球化退火组织:点状或球状珠光体+少量网状分布的二次碳化物 2级(500X)
球化退火工艺:880℃保湿3h,炉冷到740℃保湿3h,炉冷到500℃以下出炉空冷。
热处理要点:1.务必确保球化转变温度740℃保温3h;
            2.务必炉冷至500℃以下才能出炉空冷。
4Cr5MoSiV1                 4Cr5MoSiV1
H13 模具钢1040℃淬火组织:马氏体(针状、板条状)+残余奥氏体+弥散分布的碳化物+少量针状下贝氏体(500X)
4Cr5MoSiV1        4Cr5MoSiV1
H13 模具钢1050℃淬火+560~600℃ 三次回火组织:回火马氏体(细针状)+回火托氏体+残余碳化物(500X)
 
 4Cr5MoSiV1       4Cr5MoSiV1
  
(注:该图片金相组织中含较多的残余奥氏体,淬火时冷却速度过慢,马氏体转变不完全。)
五.4Cr5MoSiV1模具的服役条件及要求
了解H13热作模具的服役条件是正确选用模具材料及热处理工艺的前提。热作模具在高温、高压条件下工作,受到强大冲击力及金属流动充满型腔的摩擦力的作用,模腔温度达300~600 ℃,要用液体或气体冷却模具,反复的加热和冷却会使模具表面产生龟裂,同时,模具还受到压应力、拉应力、弯曲应力作用,因此,要求模具能在较高温度下保持强度和韧性,具有良好的热疲劳性、抗氧化性、一定硬度和耐磨性,并具有良好的综合力学性能。
六.案例分析
4CrSMoSiVl钢作为一种马氏体型热作模具钢,具有较高的韧性和耐冷热疲劳性能,中等的抗回火软化能力和耐熔损性等综合性能,属中耐热韧性钢,是一种比较理想的热作模具用钢。其与美国ASTM标准H13钢、日本JIS标准SKD61钢、德国DIN标准1.2344钢或瑞典ASSAB 8407钢等化学成分类同,属同类型热作模具钢。人们往往习惯于以H13钢简称之。目前,在制造业中普遍采用的铝合金压铸模多用4Cr5MoSiVl钢制作。由于这种钢也具有较高的热硬性,又常用于热挤压加工,如制作2000 t以下挤压机用铝合金热挤压模、内衬套和穿孔针等。在珠江三角洲地区的制造业中,这种钢早就被用来取代早年使用的3Cr2W8V钢,几乎是压铸模和热挤压模用钢的唯一选择。
6.1 宏观检验
失效热挤压模的外观形貌如图1所示,模具外形尺寸约为咖430 1111"11 x 120 nllll。图l(a)中白色箭头所指处注有“裂桥”二字,表示在这两处出现裂纹。图l(b)为用线切割方法得到的模芯与两分流桥连接的大样部分。从图中可见,开裂部位对称地出现在模芯与两分流桥连接的转角处,裂纹自上而下沿桥的两侧弧面扩展。模具的模芯与两分流桥连接的转角处均呈“突拐”的直角状,未见合理的圆弧过渡。
4Cr5MoSiV1 
图1 失效模具的外观形貌
(a)整体模具;(b)从失效部位切割的大样
 
6.2金相检验
从模具开裂部位切取金相试样,经镶嵌和磨抛后置于Leica DMIRM./DFC320型光学显微镜下观察。参照“GB/T10561.2005钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法”中的评定方法,评定材料中非金属夹杂物为B类(氧化铝类)细系0.5一1.0级,D类(球状氧化物类)粗系1.O~1.5级。图2(a)和图2(b)所示为模具心部组织的显微组织形貌,显微组织为针状马氏体+残留奥氏体+少量点粒状碳化物。参照“JB/T8420—1996热作模具钢显微组织评级”评定方法,评定马氏体为4级。组织中晶粒细小,晶粒度为9—10级。材料组织呈带状偏析,参照“GB/T18254-2002高碳铬轴承钢”评定方法,评定其带状偏析为1级。图3(a)和图3(b)所示为模具轴向截面近表面处组织的显微组织形貌。由图中可见模具表面存在氧化脱碳现象,在模具的最表层,存在一薄层氧化层,在次表层则可见铁素体的存在,脱碳层厚度约为1.1一1.2 mm。
          4Cr5MoSiV1
图2模具心部显微组织
           4Cr5MoSiV1
     图3模具轴向截面近表面处显微组织
图4所示为模芯与分流桥连接的转角处的显微组织形貌。模具裂纹起源于模芯与分流桥过渡的转角处。南该处显微组织可见,铝合金材料在挤压成型过程中被挤进了裂纹。
                        4Cr5MoSiV1
图4模芯与分流桥连接的转角处显微组织
6.3 硬度检测
对失效模具进行硬度检测,其硬度为47.0~ 47.5 HRC,符合模具使用硬度要求。在模具轴向截面近表面处测定维氏硬度,分析模具从表面到心部的硬度变化情况,检测结果如图5所示。由模具表层的硬度变化曲线可见,模具近表面硬度相对较低,低硬度层的厚度约为1.1一1.2 mm。模具表层硬度表征结果表明,其硬度变化情况与模具表面脱碳现象基本吻合。
           4Cr5MoSiV1
6.4断口微观分析
人为地把模具开裂部位分开成两部分,制成一断口面试样,经物理方法反复净化后,置于JSM-6380型扫描电子显微镜对裂纹处断口表面进行观察分析。可以见到裂纹处靠近模具表面的断面部分已经被不规则的铝合金膜所覆盖,因此该处的微观形貌不能真实反映断口的性质。由于在铝合金挤压成型过程中,随着铝合金不断被挤进裂纹,裂纹不断扩展,但是裂纹扩展的速度大于铝合金被挤进裂纹的速度,因此在裂纹根部附近存在未被铝合金所覆盖的区域。图6为裂纹扩展区表面未被铝合金覆盖区域的微观形貌,可以发现该区域基本卜旱现韧窝形貌.
            4Cr5MoSiV1
图6裂纹扩展区微观形貌
 
6.5分析与讨论
从以上检测结果可以看到,模具材料的化学成分、冶金质量、锻造流线、晶粒度大小以及显微组织等基本上符合技术要求,从裂纹扩展区断口的韧窝形貌可以进一步断定,材料本身具有较高的韧性,因此,可以判定,模具材料的质量总体上还是比较好的。模具发生开裂有两方原因。首先是模具表面出现脱碳现象。所谓脱碳,是指钢在加热时表面碳含量降低的现象⋯。钢在热处理加热过程中,由于周
围气氛中含有一定量的0:、H:、CO:和H:0等气,这些气体与钢中的C元素发生化学反应而生成CO或CH。从而使钢的表面脱碳。一般情况下,钢的氧化和脱碳是同时进行的,而且随着加热温度的升高和加热时间的延长,钢的氧化和脱碳现象将更为明显。该模具表面出现脱碳现象,可能与热处理时加热不当有关,也可能在最终热处理前相关部位已存在脱碳现象。
当模具表面存在脱碳现象时,由于模具表面碳含量较低,因此其淬硬性及回火稳定性都比心部低,在同样的淬火回火工艺条件下进行热处理,模具表层硬度必然比心部硬度低。同时,由于模具表层与心部的组织不同和线膨胀系数不同,因此淬火时所发生的不同组织转变及体积变化将引起很大的内应力。该内应力表现为模具表面呈拉应力状态,强化了材料的“缺口敏感”现象,同时表层经脱碳后强度下降,以致在挤压铝合金的过程中,模具表面发生开裂的倾向大为增加。另外,当模具结构上存在棱角、尖角、沟槽、缺口和台阶时,这些部位很容易产生应力集中,即局部产生高应力,其应力峰值远大于由基本公式算得的应力值。应力集中削弱了构件的强度,降低了构件的
承载能力,往往是构件破坏的起始点,是引起构件破坏的主要原因拉“J。
该开裂模具的模芯与两分流桥连接的转角处均呈“突拐”的直角状,未见合理的圆弧过渡,其“尖角效应”导致该处易于发生应力集中,在外界应力的作用下,此转角处所受应力最大,易发生开裂。根据模芯与两桥连接转角处呈对称状地出现开裂的现象,可以进一步判定模具在结构设计上存在明显的缺陷。
6.6结束语
4CrSMoSiVl钢制铝合金挤压模出现开裂现象主要与模具热处理不当而造成表面脱碳以及模具本身存在设计缺陷有关。为避免类似的事故再次发生,建议模具设计及生产单位进行以下改进:
(1)正确设计模具,特别是在应力集中部位避免“尖角效应”的发生。
(2)热处理过程中避免模具表面氧化脱碳,或在难以避免表面氧化脱碳的情况下,相关部位预留足够的加t余量,以便在模具热处理后成型加工时去除残留的氧化脱碳层。
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