摘 要:針對熱作模具鋼 H13模塊橫向沖擊功未達(dá)到設(shè)計(jì)要求的問題,采用掃描電鏡、顯微鏡 觀察等方法對樣品進(jìn)行了分析。結(jié)果表明:沖擊試樣斷口斷裂源區(qū)呈沿晶斷裂特征,退火態(tài)顯微組 織為球粒狀珠光體,局部可見球狀碳化物呈鏈狀分布,熱處理狀態(tài)下,局部可見碳化物呈網(wǎng)狀分布; 網(wǎng)狀碳化物是導(dǎo)致 H13鋼模塊沖擊功未達(dá)到設(shè)計(jì)要求的主要原因,改善鍛造工藝可提高 H13鋼 模塊的沖擊性能。

關(guān)鍵詞:沿晶斷裂;網(wǎng)狀碳化物;橫向沖擊功

中圖分類號:TG115.5 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:B 文章編號:1001-4012(2022)02-0062-04

H13熱作模具鋼具有良好的熱強(qiáng)性、抗冷熱疲 勞性能及耐液態(tài)金屬沖蝕性,被廣泛用于熱擠壓模 具、鋁合金壓鑄模具等各類模具中[1]。由于模具在 使用過程中需要承受較大的沖擊力,因此沖擊性能 決定了模具的使用壽命。隨著汽車行業(yè)的發(fā)展,汽 車支架、離合器、油底殼等零部件的生產(chǎn)主要采用壓 鑄工藝[2-5]。高壓和高速填充壓鑄模型腔是壓鑄的 兩大特點(diǎn),相對擠壓模具來說,壓鑄模具在生產(chǎn)過程 中需要承受的沖擊功更大,尤其是制造較大的零部 件時,對模具鋼的質(zhì)量要求更高。采用常規(guī)工藝生 產(chǎn)的 H13鋼棒材及尺寸相對較小的模塊制作擠壓 模具,其壽命可以達(dá)到預(yù)期效果。

某廠某批次 H13鋼模塊的生產(chǎn)工藝流程為鐵 液預(yù)處理→20t電爐冶煉→LF 爐(鋼包精煉爐)精 煉→VD爐(真空精煉爐)真空處理→澆鑄成16t鑄 棒→16t氣體保護(hù)電渣爐重熔16t鋼錠→鋼錠退 火→加熱(1180 ℃,20h)→45 MN 快鍛開坯/成材 (斷面規(guī)格為400 mm×500 mm)→退火→無損檢 測→取樣檢驗(yàn)。在進(jìn)行鋼板的沖擊功檢驗(yàn)時,發(fā)現(xiàn) 沖擊性能沒有達(dá)到預(yù)期目標(biāo),為了找出沖擊性能偏 低的原因,筆者對材料進(jìn)行了分析,找出沖擊功不合 格的原因,為后續(xù)的生產(chǎn)提供了改進(jìn)依據(jù)。

1 理化檢驗(yàn)

1.1 化學(xué)成分分析

檢測沖擊功不合格 H13鋼模塊的化學(xué)成分,結(jié) 果如表1所示,滿足 GB/T1299-2014《工模具鋼》 標(biāo)準(zhǔn)的要求。

1.2 沖擊性能檢驗(yàn)

選擇橫向無缺口的沖擊試樣進(jìn)行沖擊性能檢 測。在模塊中心部位取樣,制成毛坯后再進(jìn)行淬火、 回火處理,然后機(jī)加工至最終樣品尺寸。檢測3個 試樣,沖擊試樣尺寸為 55 mm×10 mm×7 mm。 沖擊性能好的試樣的沖擊功可達(dá)到300J以上,沖 擊性能差的試樣的沖擊功不到100J。

1.3 沖擊試樣斷口掃描電鏡分析

沖 擊 試 樣 經(jīng) 過 超 聲 波 清 洗 后,采 用 FEI QUANTA400F 型 掃 描 電 鏡 對 其 斷 口 進(jìn) 行 分 析。 對于沖擊功未達(dá)到預(yù)期目標(biāo)的試樣,其斷口整體較 平整,放大觀察后,發(fā)現(xiàn)斷裂源區(qū)域可見不同程度的 沿晶斷裂特征,沖擊功較高的試樣沿晶斷裂區(qū)域面 積較小;反之,沖擊功較低試樣的沿晶斷裂區(qū)域面積 較大。沖擊功達(dá)到預(yù)期目標(biāo)試樣的斷口微觀形貌為 軔窩,未見沿晶開裂。斷口未見大型夾雜物等缺陷。 沖擊功較低和較高試樣的斷口微觀形貌如圖1,2所 示。一般來說,斷口出現(xiàn)沿晶特征是晶界的一種表 現(xiàn)形式[6]。

1.4 金相檢驗(yàn)

直接磨拋沖擊試樣斷口面后,經(jīng)硝酸酒精浸蝕, 采用金相顯微鏡觀察,發(fā)現(xiàn)沖擊功較低試樣的局部 晶界明顯,可見碳化物在晶界聚集和明顯的帶狀特 征,未見大尺寸的一次碳化物。取沖擊功較低的同 批次退火態(tài)試樣,經(jīng)磨拋、硝酸酒精浸蝕后,用金相 顯微鏡觀察,組織為球粒狀珠光體,局部可見球狀碳 化物呈鏈狀分布,未見明顯碳化物聚集現(xiàn)象,說明冶 煉過程中的偏析處于正常水平,沖擊功較低試樣的 顯微組織形貌如圖3所示。

對于沖擊功較高的試樣,其淬回火態(tài)的組織為 均勻的回火馬氏體組織,未見明顯的晶界碳化物;對應(yīng)的退火態(tài)組織為均勻的球粒狀珠光體,未見碳化 物聚集成網(wǎng)狀現(xiàn)象(見圖4)。

2 綜合分析

通過電渣重熔冶煉的 H13鋼的化學(xué)成分滿足 標(biāo)準(zhǔn) GB/T1299—2014要求,根據(jù)組織觀察,發(fā)現(xiàn) 其沒有明顯的碳化物聚集及帶狀偏析現(xiàn)象,斷口上 未見明顯的非金屬夾雜物,說明冶煉過程控制正常。

根據(jù)沖擊斷口的微觀形貌及金相組織分析,沖擊功較低試樣的斷口呈現(xiàn)沿晶特征,組織中明顯有 網(wǎng)狀碳化物,沖擊功較高試樣的斷口為韌窩形貌,組 織均勻。由于鋼材晶界比較薄弱,因此承受沖擊載 荷時會形成沿晶斷口。二次碳化物沿晶界析出是沖 擊韌性低的主要原因。研究表明[7],H13鋼中碳化 物主要為 V8C7,Cr23C6 和Cr3C2(Cr2VC2)。受鍛造 加熱不充分、鍛后冷卻控制不當(dāng)?shù)纫蛩氐挠绊?這些 碳化物極易在晶界上聚集,弱化晶界,從而降低鋼材的沖擊韌性。盡量避免二次碳化物沿晶界析出是提 高 H13鋼沖擊性能的關(guān)鍵因素。

只要嚴(yán)格控制鍛造前加熱溫度及鍛造后冷卻速 度,就可 有 效 改 善 該 鋼 種 網(wǎng) 狀 碳 化 物 的 析 出[8-10]。 高溫均勻化、增加鍛造過程變形量、降低終鍛溫度等 可使鋼中碳化物充分細(xì)化并彌散分布,有利于抑制 二次碳化物沿晶界析出。H13鋼經(jīng)過高溫均勻化 處理后,冶煉凝固過程中形成的成分偏析能得到有 效改善,碳化物及雜質(zhì)在晶界上偏聚傾向減弱。鍛 后快速冷卻工藝可有效預(yù)防鋼材中粗大或者網(wǎng)狀碳 化物的析出,避免組織中二次碳化物沿晶界析出形 成碳化物鏈。鍛后快速冷卻再退火工藝可使鋼材形 成均勻的球粒狀珠光體組織。只要增加鍛造過程中 的變形量,并采用較大應(yīng)力破碎粗大的鑄態(tài)組織及 不穩(wěn)定的共晶碳化物,就可改善鋼材內(nèi)部組織。條 件允許的話,可以采用鐓拔鍛造工藝來進(jìn)一步改善 H13鋼的組織,以提高其性能[11-12]。

3 結(jié)語及建議

(1)電渣重熔冶煉的 H13鋼橫向沖擊性能達(dá) 不到預(yù)期目標(biāo)的主要原因?yàn)殄懺飙h(huán)節(jié)控制不當(dāng),經(jīng) 過熱處理后,二次碳化物沿晶界析出,弱化了晶界。 只要避免二次碳化物沿晶界析出成網(wǎng),就可有效提 高 H13鋼模塊的橫向沖擊韌性。

(2)采用高溫均勻化處理,增加鍛造變形量、提 高鍛后冷卻速度等工藝,并盡量降低偏析、避免碳化 物沿晶界析出,可有效增強(qiáng) H13鋼的沖擊韌性。

參考文獻(xiàn):

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<文章來源> 材料與測試網(wǎng) > 期刊論文 > 理化檢驗(yàn)－物理分冊 > 58卷 > 2期 (pp:62-65)>