分享：H13钢模块横向冲击功不合格原因

李永灯1,杨 娥2,周 杨2,廖 凯3 

(1.大冶特殊钢有限公司,黄石 435001;2.高品质特殊钢湖北省重点实验室,黄石 435001; 3.湖北省黄石市产品质量监督检验所,黄石 435001) 

摘 要:针对热作模具钢 H13模块横向冲击功未达到设计要求的问题,采用扫描电镜、显微镜 观察等方法对样品进行了分析。结果表明:冲击试样断口断裂源区呈沿晶断裂特征,退火态显微组 织为球粒状珠光体,局部可见球状碳化物呈链状分布,热处理状态下,局部可见碳化物呈网状分布; 网状碳化物是导致 模块的冲击性能。 H13钢模块冲击功未达到设计要求的主要原因,改善锻造工艺可提高 H13钢

关键词:沿晶断裂;网状碳化物;横向冲击功

中图分类号:TG115.5 文献标志码:B 文章编号:1001-4012(2022)02-0062-04

H13热作模具钢具有良好的热强性、抗冷热疲 劳性能及耐液态金属冲蚀性,被广泛用于热挤压模 具、铝合金压铸模具等各类模具中[1]。由于模具在 使用过程中需要承受较大的冲击力,因此冲击性能 决定了模具的使用寿命。随着汽车行业的发展,汽 车支架、离合器、油底壳等零部件的生产主要采用压 铸工艺[2-5]。高压和高速填充压铸模型腔是压铸的 两大特点,相对挤压模具来说,压铸模具在生产过程 中需要承受的冲击功更大,尤其是制造较大的零部 件时,对模具钢的质量要求更高。采用常规工艺生 产的 H13钢棒材及尺寸相对较小的模块制作挤压 模具,其寿命可以达到预期效果。 

某厂某批次 H13钢模块的生产工艺流程为铁 液预处理→20t电炉冶炼→LF 炉(钢包精炼炉)精 炼→VD炉(真空精炼炉)真空处理→浇铸成16t铸 棒→16t气体保护电渣炉重熔16t钢锭→钢锭退 火→加热(1180 ℃,20h)→45 MN 快锻开坯/成材 (断面规格为400 mm×500 mm)→退火→无损检 测→取样检验。在进行钢板的冲击功检验时,发现 冲击性能没有达到预期目标,为了找出冲击性能偏 低的原因,笔者对材料进行了分析,找出冲击功不合 格的原因,为后续的生产提供了改进依据。

1 理化检验 

1.1 化学成分分析

检测冲击功不合格 H13钢模块的化学成分,结 果如表1所示,满足 GB/T1299-2014《工模具钢》 标准的要求。

1.2 冲击性能检验 

选择横向无缺口的冲击试样进行冲击性能检 测。在模块中心部位取样,制成毛坯后再进行淬火、 回火处理,然后机加工至最终样品尺寸。检测3个 试样,冲击试样尺寸为 55 mm×10 mm×7 mm。 冲击性能好的试样的冲击功可达到300J以上,冲 击性能差的试样的冲击功不到100J。

1.3 冲击试样断口扫描电镜分析 

冲 击 试 样 经 过 超 声 波 清 洗 后,采 用 FEI QUANTA400F 型 扫 描 电 镜 对 其 断 口 进 行 分 析。 对于冲击功未达到预期目标的试样,其断口整体较 平整,放大观察后,发现断裂源区域可见不同程度的 沿晶断裂特征,冲击功较高的试样沿晶断裂区域面 积较小;反之,冲击功较低试样的沿晶断裂区域面积 较大。冲击功达到预期目标试样的断口微观形貌为 轫窝,未见沿晶开裂。断口未见大型夹杂物等缺陷。 冲击功较低和较高试样的断口微观形貌如图1,2所 示。一般来说,断口出现沿晶特征是晶界的一种表 现形式[6]。

1.4 金相检验

直接磨抛冲击试样断口面后,经硝酸酒精浸蚀, 采用金相显微镜观察,发现冲击功较低试样的局部 晶界明显,可见碳化物在晶界聚集和明显的带状特 征,未见大尺寸的一次碳化物。取冲击功较低的同 批次退火态试样,经磨抛、硝酸酒精浸蚀后,用金相 显微镜观察,组织为球粒状珠光体,局部可见球状碳 化物呈链状分布,未见明显碳化物聚集现象,说明冶 炼过程中的偏析处于正常水平,冲击功较低试样的 显微组织形貌如图3所示。

对于冲击功较高的试样,其淬回火态的组织为 均匀的回火马氏体组织,未见明显的晶界碳化物;对应的退火态组织为均匀的球粒状珠光体,未见碳化 物聚集成网状现象(见图4)。 

2 综合分析

通过电渣重熔冶炼的 H13钢的化学成分满足 标准 GB/T1299—2014要求,根据组织观察,发现 其没有明显的碳化物聚集及带状偏析现象,断口上 未见明显的非金属夹杂物,说明冶炼过程控制正常。 

根据冲击断口的微观形貌及金相组织分析,冲击功较低试样的断口呈现沿晶特征,组织中明显有 网状碳化物,冲击功较高试样的断口为韧窝形貌,组 织均匀。由于钢材晶界比较薄弱,因此承受冲击载 荷时会形成沿晶断口。二次碳化物沿晶界析出是冲 击韧性低的主要原因。研究表明[7],H13钢中碳化 物主要为 V8C7,Cr23C6 和Cr3C2(Cr2VC2)。受锻造 加热不充分、锻后冷却控制不当等因素的影响,这些 碳化物极易在晶界上聚集,弱化晶界,从而降低钢材 的冲击韧性。尽量避免二次碳化物沿晶界析出是提 高 H13钢冲击性能的关键因素。

只要严格控制锻造前加热温度及锻造后冷却速 度,就可 有 效 改 善 该 钢 种 网 状 碳 化 物 的 析 出[8-10]。 高温均匀化、增加锻造过程变形量、降低终锻温度等 可使钢中碳化物充分细化并弥散分布,有利于抑制 二次碳化物沿晶界析出。H13钢经过高温均匀化 处理后,冶炼凝固过程中形成的成分偏析能得到有 效改善,碳化物及杂质在晶界上偏聚倾向减弱。锻 后快速冷却工艺可有效预防钢材中粗大或者网状碳 化物的析出,避免组织中二次碳化物沿晶界析出形 成碳化物链。锻后快速冷却再退火工艺可使钢材形 成均匀的球粒状珠光体组织。只要增加锻造过程中 的变形量,并采用较大应力破碎粗大的铸态组织及 不稳定的共晶碳化物,就可改善钢材内部组织。条 件允许的话,可以采用镦拔锻造工艺来进一步改善 H13钢的组织,以提高其性能[11-12]。 3 结语及建议 (1)电渣重熔冶炼的 H13钢横向冲击性能达 不到预期目标的主要原因为锻造环节控制不当,经 过热处理后,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网,就可有效提 高 H13钢模块的横向冲击韧性。 (2)采用高温均匀化处理,增加锻造变形量、提 高锻后冷却速度等工艺,并尽量降低偏析、避免碳化 物沿晶界析出,可有效增强 H13钢的冲击韧性。

参考文献:

[1] 吴晓春,左鹏鹏.国内外热作模具钢发展现状与趋势 [J].模具工业,2013,39(10):1-9. [2] 李彦初,赵英亮,陈辉,等.美标 H13热作模具钢的锻 造工艺优化[J].山东冶金,2011,33(5):59-61. [3] 李勇,左秀荣,陈蕴博,等.国内外热作模具钢的研究 进展[J].特殊钢,2010,31(3):20-23. [4] 曹光明.H13热作模具钢的表面热处理[J].特殊钢, 2005,26(1):34-37. [5] 林林,张小岩,钱楚楚,等.中国压铸模具发展的现状 与展望[J].特 种 铸 造 及 有 色 合 金,2019,39(1):45- 48. [6] 钟群鹏,赵子华,张峥.断口学的发展及微观断裂机理 研究[J].机械强度,2005,27(3):358-370. [7] 宋雯雯,闵永安,吴晓春.H13钢中的碳化物分析及其 演变规 律 研 究 [J].材 料 热 处 理 学 报,2009,30(5): 122-126.

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