El acero para matrices de trabajo en caliente H13 posee una excelente resistencia térmica, resistencia a la fatiga en frío y en caliente y resistencia a la erosión del metal líquido. Como resultado, encuentra amplias aplicaciones en matrices de extrusión en caliente, matrices de fundición a presión de aleación de aluminio y otros tipos de matrices. En el proceso de uso, el rendimiento de impacto de la matriz determina su vida útil [...].
El acero para matrices de trabajo en caliente H13 posee una excelente resistencia térmica, resistencia a la fatiga en frío y en caliente y resistencia a la erosión del metal líquido. Como resultado, encuentra amplias aplicaciones en matrices de extrusión en caliente, matrices de fundición a presión de aleación de aluminio y otros tipos de matrices.
En el proceso de uso, el rendimiento de impacto de la matriz determina su vida útil, ya que la matriz debe soportar una fuerza de impacto considerable.
Fundición a presión se utiliza sobre todo en la producción de piezas para automóviles, como soportes, embragues y cárteres, debido al crecimiento de la industria automovilística.
Las dos características significativas de la fundición a presión son la alta presión y la alta velocidad de llenado de la cavidad del molde. En comparación con el molde de extrusión, el molde de fundición a presión tiene que soportar más energía de impacto durante el proceso de producción, sobre todo cuando se fabrican piezas grandes. Esto requiere el uso de acero para moldes de mayor calidad.
La matriz de extrusión de H13 barras de acero producidos mediante procesos convencionales y módulos relativamente pequeños pueden lograr el efecto deseado en términos de longevidad.
El flujo del proceso de producción de un lote de módulos de acero H13 en una fábrica es el siguiente: pretratamiento del hierro fundido → fundición en horno eléctrico de 20 t → refinado en horno LF (horno de refinado de cuchara) → tratamiento al vacío en horno VD (horno de refinado al vacío) → colada en lingotes de 16 t → refundición de lingotes de 16 t en horno de electroescoria con protección de gas de 16 t → lingote. recocido → calentamiento (1180 ℃, 20h) → tocho/producto acabado de forja rápida 45MN (especificación de la sección: 400mm × 500mm) → recocido → ensayos no destructivos → inspección por muestreo.
Durante la prueba de energía de impacto de un chapa de acerose descubrió que el rendimiento del impacto no cumplía la norma esperada.
Para identificar la causa del bajo rendimiento de impacto, investigadores como Li Yongdeng y Yang E de Daye Special Steel Co., Ltd., el Laboratorio Provincial Clave de Acero Especial de Alta Calidad de Hubei y el Instituto de Supervisión e Inspección de la Calidad de los Productos de Hubei Huangshi analizaron los materiales. Identificaron la razón de la insatisfactoria energía de impacto y proporcionaron una base para la posterior mejora de la producción.
Se ha detectado la composición química del módulo de acero H13 con energía de impacto no cualificada, y los resultados cumplen los requisitos de GB/T 1299-2014 para Herramienta y Acero para troqueles.
El ensayo de impacto debe realizarse con probetas de impacto sin muescas transversales.
Las muestras deben tomarse de la parte central del módulo y someterse a un tratamiento de temple y revenido tras la fabricación de la pieza en bruto, seguido del mecanizado hasta obtener el tamaño final de la muestra.
Se probaron tres muestras, y el tamaño de la muestra de impacto fue de 55 mm x 10 mm x 7 mm.
Una muestra con buen comportamiento al impacto debe tener una energía de impacto superior a 300 J, mientras que una muestra con mal comportamiento al impacto debe tener una energía de impacto inferior a 100 J.
Tras someterse a una limpieza ultrasónica, la superficie de fractura de la muestra de impacto se analizó con un microscopio electrónico de barrido.
En las muestras que no alcanzaron la energía de impacto esperada, la superficie de fractura parece relativamente plana en general. Tras un examen más detallado, se observaron diversos grados de características de fractura intergranular en la zona del foco de fractura.
Las muestras con mayor energía de impacto mostraban menores áreas de fractura intergranular, mientras que las de menor energía de impacto mostraban mayores áreas de fractura intergranular.
Las muestras que alcanzaron la energía de impacto esperada presentaban una morfología de fractura bremsstrahlung, sin que se observaran grietas intergranulares. Además, no se encontraron defectos como grandes inclusiones en la superficie de la fractura.
Las morfologías de fractura de las muestras con baja y alta energía de impacto se representan en la Fig. 1 y Fig. 2, respectivamente.
En general, la fractura intergranular es una forma de límite de grano.
Fig. 1 Micromorfología de fractura de la probeta con baja energía de impacto
Fig. 2 Micromorfología de fractura de la probeta con alta energía de impacto
Tras esmerilar y pulir la superficie de fractura de la muestra de impacto, se grabó con ácido nítrico y alcohol, y se observó al microscopio metalográfico.
Se observó que el límite de grano local de la muestra con baja energía de impacto era evidente. El carburo estaba agrupado y en bandas en el límite de grano, y no se encontró carburo primario significativo.
Se tomaron muestras recocidas del mismo lote con baja energía de impacto. Tras el esmerilado, pulido y grabado con alcohol de ácido nítrico, la microestructura mostraba perlita esférica. Los carburos esféricos se distribuían localmente en cadenas, y no se encontró ninguna agregación aparente de carburos. Esto indica que la segregación en el proceso de fundición se encuentra en un nivel normal.
La figura 3 muestra la microestructura de las muestras con baja energía de impacto.
Fig. 3 Microestructura de fractura de la probeta con baja energía de impacto
Para la muestra con mayor energía de impacto, el templado y revenido La estructura muestra una martensita templada homogénea, y no se encontraron carburos obvios en los límites de grano.
Por otra parte, la estructura recocida correspondiente muestra una perlita esferoidal uniforme, y no se observó ningún fenómeno de red de agregación de carburos (véase la Fig. 4).
Fig. 4 Microestructura de fractura de la probeta con alta energía de impacto
La composición química del acero H13, fundido por escoria electrostática refundición, cumple los requisitos de la norma GB/T 1299-2014.
Las observaciones de microestructura indican que no hay acumulación aparente de carburo ni segregación de bandas, y que no hay no metálico inclusiones en la superficie de la fractura. Esto indica que el proceso de fundición está bajo control normal.
Basándose en el análisis de la micro morfología y la estructura metalográfica de la fractura de impacto, la muestra con baja energía de impacto presenta características intergranulares, y tiene carburos de red evidentes en su estructura.
La muestra con alta energía de impacto muestra una morfología de hoyuelos, y su estructura es uniforme.
La fractura intergranular se produce cuando el límite de grano del acero soporta la carga del impacto porque es relativamente débil.
La principal razón de la baja tenacidad al impacto del acero H13 es la precipitación de carburos secundarios a lo largo del límite del grano. Las investigaciones indican que los carburos que se encuentran en el acero H13 son principalmente V8C7, Cr23C6 y Cr3C2 (Cr2VC2).
Un calentamiento insuficiente durante la forja y un enfriamiento inadecuado tras el proceso contribuyen a la acumulación de estos carburos a lo largo del límite de grano. Esta acumulación debilita el límite de grano y, en consecuencia, reduce la tenacidad al impacto del acero.
Para mejorar las propiedades de impacto del acero H13, es crucial evitar la precipitación de carburos secundarios a lo largo del límite de grano. Esto puede lograrse controlando estrictamente la temperatura de calentamiento antes de la forja y la velocidad de enfriamiento después del proceso. De este modo, se puede reducir eficazmente la precipitación de carburos de red.
El refinamiento y la dispersión de los carburos en el acero pueden lograrse mediante la homogeneización a alta temperatura, el aumento de la deformación durante la forja y la disminución de la temperatura final de forja. Este proceso es beneficioso para inhibir la precipitación de carburos secundarios a lo largo de los límites de grano.
Al someter el acero H13 a un tratamiento de homogeneización a alta temperatura, se puede mejorar eficazmente la segregación de componentes que se produce durante la fundición y la solidificación, y se debilita la tendencia de los carburos y las impurezas a segregarse en los límites de grano.
El enfriamiento rápido tras la forja puede evitar la precipitación de carburos gruesos o reticulados en el acero, así como impedir que los carburos secundarios precipiten a lo largo del límite de grano para formar cadenas de carburos.
Un enfriamiento rápido seguido de un nuevo recocido tras la forja puede producir una estructura esferoidal uniforme de perlita en el acero.
El aumento de la deformación durante el proceso de forja puede mejorar la estructura interna del acero. Las grandes estructuras de colada y los carburos eutécticos inestables pueden romperse aplicando grandes tensiones.
Si es factible, se puede emplear el proceso de forja por recalcado y estirado para mejorar aún más la estructura del acero H13 y sus propiedades.
(1) La razón principal por la que el rendimiento de impacto transversal del acero H13 fundido por escoria electrostática refundición no puede alcanzar el objetivo esperado se debe a la falta de un control adecuado sobre el proceso de forja.
Tras el tratamiento térmico, los carburos secundarios precipitan a lo largo de los límites de grano, debilitándolos. Para mejorar eficazmente la tenacidad transversal al impacto del acero H13, es esencial evitar la precipitación de carburos secundarios en forma de red a lo largo del límite de grano.
(2) La tenacidad al impacto del acero H13 puede mejorarse significativamente aplicando un tratamiento de homogeneización a alta temperatura, aumentando la deformación de forja, mejorando la velocidad de enfriamiento tras la forja, minimizando la segregación y evitando la precipitación de carburo a lo largo de los límites de grano.
Como fundador de MachineMFG, he dedicado más de una década de mi carrera a la industria metalúrgica. Mi amplia experiencia me ha permitido convertirme en un experto en los campos de la fabricación de chapa metálica, mecanizado, ingeniería mecánica y máquinas herramienta para metales. Estoy constantemente pensando, leyendo y escribiendo sobre estos temas, esforzándome constantemente por mantenerme a la vanguardia de mi campo. Deje que mis conocimientos y experiencia sean un activo para su empresa.
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