模具鋼熱處理十種組織缺陷分析及對策

1、模具鋼熱處理十種組織缺陷分析及對策王榮濱（南彎工具廠江西 330004摘 要 討論了模具鋼十種熱處理組織缺陷及消除方法，可產(chǎn)生明顯經(jīng)濟效益 和社會效益。關鍵詞模具鋼組織缺陷對策Abstract This paper analyzes ten kinds of microstruture defect of heat treatment moldsteel,and it also gives the relative solutions to avoid defects,which can obviously bringabout the econo mic ben efit.K eyw ord

2、s mold steel microstructure defect countermeasures鋼的物理性能、化學性能和力學性能決定鋼的熱處理組織，正常組織賦予 鋼產(chǎn)品優(yōu)異性能和高壽命；熱處理組織缺陷惡化鋼的性能，降低模具產(chǎn)品質(zhì)量和使用 壽命，甚至產(chǎn)生廢品和發(fā)生事故。因種種原因，鋼熱處理主要有十種組織缺陷，分析原 因，采取對策,提高模具使用壽命，有顯著技術經(jīng)濟效益。1奧氏體晶粒粗大鋼奧氏體晶粒定為13級,1級最粗,13級最細。13級為粗晶粒,46級為中等晶 粒,79級為細晶粒,1013級為超細晶粒。晶粒愈細，鋼的強韌性愈佳，淬火易得到隱 晶馬氏體；晶粒愈粗，鋼的強韌性愈差，淬火易得到脆性大

3、的粗馬氏體。實踐證明，奧 氏體形成后，隨著溫度升高和長時間保溫，奧氏體晶粒急劇長大。當加熱溫度一定時 快速加熱奧氏體晶粒細?。宦偌訜?，奧氏體晶粒粗大。奧氏體晶粒隨鋼中 W、 Mo、V元素增加而細化，隨鋼中C、Mn元素增加而增大。鋼最終淬火前未經(jīng)預處 理，奧氏體晶粒愈粗化，淬火得粗馬氏體，強韌性低,脆性大。儀表跑溫，晶粒粗化，降低 晶粒之間結(jié)合力，惡化力學性能。對策一合理選擇加熱溫度和保溫時間。加熱溫度過低，起始晶粒大，相轉(zhuǎn)變緩慢； 加熱溫度過高，起始晶粒細，長大傾向大，得到粗大奧氏體晶粒。加熱溫度應按鋼的臨 界溫度確定，嚴格儀表精密控溫，保溫時間按加熱設備確定。合理選擇加熱速度，根據(jù) 過熱度

4、對奧氏體形核率和長大速率影響規(guī)律，采用快速加熱和瞬時加熱方法細化奧 氏體晶粒，如鉛浴加熱、鹽浴加熱、高頻加熱、循環(huán)加熱、真空加熱和激光加熱 等。最終淬火前預處理細化奧氏體晶粒，如正火、退火、調(diào)質(zhì)處理等。選用細晶粒 鋼、電渣重熔鋼、真空精煉鋼制造模具等措施。2殘余奧氏體過量鋼件淬火冷卻時過冷奧氏體轉(zhuǎn)變成淬火馬氏體，過冷奧氏體不能100%轉(zhuǎn)變?yōu)榇?火馬氏體，未完全轉(zhuǎn)變的過冷奧氏體為殘余奧氏體。淬火馬氏體經(jīng)不同溫度回火后 轉(zhuǎn)變?yōu)椴煌鼗鸾M織，達到所需組織性能。殘余奧氏體在回火過程中可部分轉(zhuǎn)變?yōu)?馬氏體，但因材料和工藝不同，殘余奧氏體可多可少保留在使用狀態(tài)中。保留少量殘 余奧氏體有利增加鋼的強韌性、松

5、馳殘余應力、延緩裂紋擴展、減少變形等。但殘 余奧氏體過量將降低鋼的硬度、耐磨性、疲勞強度、屈服強度、彈性極限和引起組 織不穩(wěn)定，導致服役時發(fā)生尺寸變化等不利因素。因此，鋼中殘余奧氏體不宜過量。對策一按照模具服役條件，合理選擇淬火加熱溫度，因模具鋼含有大量降低馬氏 體點（Ms的合金元素，過高淬火加熱溫度會使鋼中碳和合金元素大量溶入高溫奧氏 體中,奧氏體合金化程度高，增加奧氏體穩(wěn)定性，使過冷奧氏體不易發(fā)生馬氏體相變，有 較多殘余奧氏體保留在淬火組織中，因此，淬火加熱溫度應適中。分級淬火和等溫淬 火保留較多殘余奧氏體，因此,采用中溫預回火和多次高溫回火，促使在高溫回火冷卻 過程中殘余奧氏體發(fā)生馬氏體

6、轉(zhuǎn)變。其次，淬火后經(jīng)短時低溫回火后進行- 60C120C零下冷處理,實質(zhì)是淬火的繼續(xù)，促使殘余奧氏體較充分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，溫 度越低，轉(zhuǎn)變量愈多。依據(jù)產(chǎn)品結(jié)構和模具特點采取不同方式按需控制殘余奧氏體 量,獲得滿意組織性能。3魏氏組織多發(fā)生含碳量 0.6%勺亞共析鋼，當鋼錠從10001200C高溫奧氏體狀態(tài)經(jīng)長時 間保溫和緩慢冷卻擴散退火時，游離鐵素體從奧氏體晶界及沿解理面以微細格子狀 或塊狀析出，形成具有一定位向的片狀組織,晶粒粗大，即是魏氏組織。魏氏組織存在 鋼中力學性能低劣，脆性轉(zhuǎn)變溫度升高。在鋼的臨界區(qū)形變后再結(jié)晶熱處理，也會形 成晶粒粗大的魏氏組織。先共析鐵素體呈網(wǎng)狀分布于晶界，呈塊狀分

7、布于晶內(nèi)或呈針狀沿奧氏體一定晶面分布也是魏氏組織，常規(guī)熱處理無法消除，它是典型的過熱組 織,保留在使用狀態(tài)中易發(fā)生突發(fā)事故，必須采取對策消除。對策一對鋼材進行改鍛，經(jīng)34次雙十字形鐓拔可擊碎網(wǎng)狀、塊狀、針狀鐵素 體,使之細化并均勻分布和充分溶解于高溫奧氏體中，得到在A1相變點處奧氏體微 細化結(jié)構。鍛熱固溶調(diào)質(zhì)預處理能顯著改善材料顯微組織結(jié)構，再經(jīng)正常熱處理達 到組織性能技術條件。輕微魏氏組織可采用完全退火或正火加以消除。嚴格原材料 入庫檢查，有魏氏組織鋼材不投產(chǎn)。在保護氣氛爐中加熱，避免熱處理時嚴重氧化脫 碳和在臨界區(qū)形變。提高鋼材純潔度，選用二次精煉鋼等措施。4碳化物不均勻度大碳化物硬而脆，

8、是脆性相，它的大小、形狀和分布直接影響鋼的性能，對模具性能 影響特大。碳化物不均勻分布，增加鋼的過熱敏感性。因碳和合金元素富集，降低碳 化物堆集處熔點，造成碳化物堆集處過熱、過燒、晶粒粗大和導致淬火組織粗化引 起應力集中，成為裂紋源，導致淬裂。碳化物不均勻分布，引起淬火晶粒粗細大小不均，因碳化物聚集處有大量未溶解碳化物 阻礙奧氏體晶粒長大，則晶粒細；非碳化物堆集處未溶解碳化物數(shù)量少，則無法阻礙奧 氏體晶粒長大，此處晶粒粗大。碳化物不均勻分布對基體起切割作用，破壞了金屬基 體連續(xù)性，使鋼的力學性能有明顯各向異性。在碳化物堆集處周圍的奧氏體淬火加 熱時溶解較多的碳化物和合金元素，使該處馬氏體轉(zhuǎn)變開

9、始點(Ms降低，為此，增加殘 余奧氏體量并易發(fā)生穩(wěn)定化作用，不易通過回火使殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，造成回 火不足。而碳化物堆集處附近晶粒粗大，降低機械強度，導致該處理組織應力增大，易 使堆集處碳化物剝落，造成模具早期失效。對策一采用擴散退火、高溫正火和鍛熱調(diào)質(zhì)固溶預處理，使碳化物溶解于奧氏 體中，達到再處理時重新呈細小、彌散析出而細化。對具有難溶解塊狀、大顆粒 狀、帶狀、網(wǎng)狀和堆集狀級別大的碳化物原材料進行改鍛，擊碎和細化碳化物，經(jīng)四鐓四拔雙十字形鐓拔鍛造，使合金碳化物形貌發(fā)生質(zhì)的飛躍,使之W3級,呈細、小、勻 分布于鋼基體并形成沿模具輪廓合理的纖維組織排列，改善顯微組織，細化晶粒，增加整體性

10、能，尤其是心部橫向性能、剛性，降低過熱敏感性，大幅度提高模具使用壽命。5孿晶碳化物析出鋼中碳化物的特點是呈平行直線狀析出，導致相同產(chǎn)品、相同工藝條件下出現(xiàn) 不同組織、硬度、性能且高低不一，相差懸殊。多發(fā)生在4Cr13等馬氏體不銹鋼中， 因鋼件超溫加熱，鋼中碳化物完全溶入奧氏體，導致奧氏體穩(wěn)定化，在隨后退火加熱過 程中，碳化物由奧氏體在孿晶界面沉淀，形成與孿晶界面完全相同穩(wěn)定的碳化物骨架， 沿著奧氏體退火孿晶共格或非共格界面析出平行直線狀孿晶碳化物，孿晶碳化物相當穩(wěn)定，最終淬火加熱時不能溶入奧氏體，保留在成品使用狀態(tài)中，造成力學性能低 劣。過高的鍛造加熱溫度是導致馬氏體不銹鋼孿晶碳化物析出的根本

11、原因。表1是孿晶碳化物對淬火、回火4Cr13馬氏體不銹鋼物理、化學性能影響。表13孿晶碳化物對淬火、回火4Cr13馬氏體不銹鋼物理、化學性能影響孿 晶碳化物形態(tài)性能(T bb (MPa f (mm a k (J /cr®蝕速度g/m 2? h外觀腐蝕程 度接觸疲勞 (N X0-6 磨 損(X10-3mm 3無孿晶碳化物 286228743123189610101002無腐蝕 1319141214131512較小孿晶碳化物 25492561211214587201015少量腐蝕點71881316151713粗大孿晶碳化物20152024019113131701021 大量腐蝕點 416

12、512171818153三組性能試樣平均值對策一鍛造加熱時精密控溫，采用下限加熱溫度與停鍛溫度和較大鍛造變 形量。實驗表明，在下限溫度始鍛和停鍛能使4Cr13等馬氏體不銹鋼奧氏體晶粒細 化至1011級，擊碎孿晶碳化物至W3級，呈細小均勻彌散于鋼基體，在后續(xù)退火過程中 聚集成球狀。宜采用多次高溫退火，因?qū)\晶碳化物非常穩(wěn)定，常規(guī)退火、淬火無法消 除，為此，將鋼件加熱至10001100C ,充分保溫后以3040C /h緩冷至 50，使孿晶 碳化物破碎，聚集成球狀，性能可達到無孿晶碳化物水準。也可將有孿晶碳化物鍛件 置于-190C液氮處理2h，消除原來共格和非共格孿晶界面，然后再進行正常退火，可 完全

13、消除孿晶碳化物。6混晶鋼在熱處理過程中形成晶粒大小不均勻的組織，個別特大的晶粒和特小的晶粒 及中等晶粒群組成，在體積中雜亂分布，形成混晶。試驗表明，混晶與均勻晶粒比，持久 強度降低10%15%、抗彎強度（T bb降低15%20%、延伸率S降低15%25%、沖 擊韌性a降低10%15%。力學性能大幅度降低，嚴重降低使用壽命，甚至出現(xiàn)突發(fā) 事故?；炀г诓讳P鋼中存在于選擇固溶處理溫度不當。如1Cr18Ni9Ti鋼固溶加熱溫度w 100©可獲得均勻細小晶粒，隨著溫度升高和保溫時間延長，混晶度增加，加熱至 1050C混晶度達到峰值。晶粒長大過程與鋼中強化相溶解有關，鋼中Cr23C6強化相 加熱

14、至850©固溶,起不到阻礙晶粒長大作用。TiN、CrN、TiC強化相需加熱至 1150© 1200©才固溶，在加熱至 115©時均起到阻礙晶粒長大作用。不繡鋼在臨 界區(qū)形變易形成混晶，中等速度固溶加熱較易產(chǎn)生混晶。對策一不同牌號不銹鋼有一最佳固溶處理溫度和快速加熱或慢速加熱可避免混 晶,避開混晶嚴重固溶處理溫度；選用真空電爐、保護氣氛電爐等固溶加熱設備或采 用高頻、激光快速加熱和固溶處理前的預形變應大于臨界變形等措施，能有效避免混晶組織產(chǎn)生，獲得均勻細小晶粒，提高材料物理、化學與力學性能，有效防止晶間腐 蝕、應力腐蝕和低溫、高溫脆性發(fā)生，提高使用壽命。7

15、非正常珠光體機械冷切削加工鋼材的正常組織為粒狀或球狀珠光體，它有良好切削加工性 能。但有時發(fā)現(xiàn)材料難加工，刀具易崩刃和熱處理易過熱，易畸變及力學性能低劣等 問題。這主要與珠光體形態(tài)有關 一非正常珠光體。過冷奧氏體在連續(xù)冷卻時，在較 高溫度下易形成粗片狀珠光體，在較低溫度下易形成細粒狀珠光體，粗細不均勻珠光 體導致機械性能不均勻，硬度偏高或超高，切削加工性能惡化，難加工。共析轉(zhuǎn)變形成 的珠光體是鐵素體與滲碳體機械混合物，當珠光體中的滲碳體是片狀分布時，硬度較 高220300HB，即片狀珠光體難加工、易過熱和畸變。當珠光體中滲碳體是球狀分 布時，硬度較低W200HB冷切削加工性能優(yōu)良，熱處理時不易

16、過熱和畸變，是理想的最 終淬火預處理組織，為正常的珠光體組織。當鋼材冶金質(zhì)量不良，雜質(zhì)含量偏高，鋼中 C、Mn、Mo等元素偏析嚴重和熱處理工藝或操作不當，造成組織性能差異懸殊，凡 是珠光體中的滲碳體不管呈粗片狀或細片狀均屬非正常珠光體組織，既惡化冷、熱加工性能又易造成模具最終淬火時過熱和畸變，必須消除。對策一嚴格原材料入庫檢查，原材料珠光體分為六級，一級和六級不合格，二、三、四、五級合格。高級別精密模具宜選用真空熔煉鋼或電渣重熔鋼。對不合格原 材料進行改鍛，擊碎鋼中片狀碳化物，達到所需級別。對已投產(chǎn)的不合格原材料進行 正火、等溫退火、擴散退火或調(diào)質(zhì)預處理消除片狀珠光體 ，確保獲得球狀珠光體，避

17、 免模具最終淬火時發(fā)生過熱、畸變和磨裂等缺陷。8屈氏體當鋼鐵零件加熱至高于Ac3或Acm時得到高溫奧氏體，在隨后冷卻時，因冷速 不足，導致與該鋼S曲線鼻子相碰，過冷奧氏體發(fā)生先共析轉(zhuǎn)變，形成屈氏體組織，剩 余過冷奧氏體冷至Ms點以下發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，因冷速不足形成屈體缺陷組織。屈氏體組織特征呈黑色網(wǎng) 狀或孤立團塊狀分布于奧氏體晶界或奧氏體晶內(nèi)，屈氏體由鐵素體與滲碳體組成的 彌散混合物。屈氏體強韌性低，冷切削加工性能差，脆性大，易腐蝕剝落。在所有鋼組 織中，最不耐腐蝕的是屈氏體，屈氏體保留在使用狀態(tài)中，服役時因化學反應和電化學 反應引起金屬從表至內(nèi)組織結(jié)構腐蝕破壞，產(chǎn)生應力腐蝕裂紋，導致斷裂事故發(fā)

18、生。 模具熱處理不希望得到此組織。但屈氏體并非無一好處，回火屈氏體彈性最好，可應用于特定條件下經(jīng)防銹處理的彈簧，因屈氏體最易腐蝕，應用于不受力的某種雕花模 具。對策一選用淬火冷卻介質(zhì)應符合該鋼 S曲線和淬透性曲線，淬火冷卻速度應 大于該鋼臨界淬火冷卻速度，合理選用鋼材,確保大件基體心部達到臨界淬火冷卻速 度，避免形成表面層為淬火馬氏體，內(nèi)層為屈氏體組織。對于淬透性較低的鋼件應避 免分級淬火，防止形成屈氏體。淬火鋼盡量回避在 350400C回火，因屈氏體常在此 溫度出現(xiàn)。加強對原材料金相組織檢查，對有塊狀屈氏體組織鋼材，因常規(guī)熱處理無 法消除，可進行改鍛或充分預處理消除。性能差的屈氏體與性能好的

19、索氏體象是孿 生兄弟，易魚目混珠，必須加強成品金相檢驗。對模具表面改性強化處理還可增強模 具抗蝕性。9石墨化鋼材軋制和退火時加熱溫度過高，保溫時間過長，冷卻緩慢使含Si鋼珠光體中 的滲碳體（Fe3C發(fā)生分解，F(xiàn)e3C_3Fe+C析出的自由碳（C即是石墨，石墨很軟與基體 不粘合，破壞了基體的連續(xù)性，力學性能急劇降低。石墨碳析出使周圍碳量減少，出現(xiàn) 大塊鐵素體組織，既淬不透，也淬不硬，形成軟塊,硬度很低，強韌性很差。具有石墨鋼 材,斷口呈灰黑色，是嚴重組織缺陷，正常熱處理無法消除。Si是石墨化元素，當鋼中 含Si量w 1.0%2.0%時細化晶粒，強化鐵素體 提高奧氏體穩(wěn)定性、鋼的淬透性、淬硬性、屈

20、強比（7 0.2/、c疲強比（/彈性極限等，有較好的固溶強化、沉淀強化和細晶強化效果，為此,冶煉鋼中加入Si元素較普遍。但當Si含量2.0%寸,存在較嚴 重的石墨化、脫碳和過熱敏感性傾向，升高脆性轉(zhuǎn)變溫度等缺陷，降低鋼的強韌性。 必須揚長避短，發(fā)揮Si元素優(yōu)化作用。對策一嚴格控制模具鋼材Si含量< 2.0%加強原材料化學成分檢驗和宏觀斷口 檢測,Si含量超標者不投產(chǎn)；鋼材退火溫度不宜過高，保溫時間不宜過長，冷卻速度 > 7©100C /h。實踐表明,采用亞溫等溫退火，能有效抑制石墨化析出，又有良好冷 切削加工性能。對已有石墨化鋼材，宜進行9801000C高溫短時擴散退火，

21、盡量使石 墨重新溶入奧氏體中，短時保溫后快冷，之后進行正常正火，細化晶粒，再按正常工序熱 處理等措施，確保模具鋼材質(zhì)量。10脫碳與氧化鋼材脫碳因氧化作用使鋼材表面碳量減少現(xiàn)象。當氧化速度比碳向金屬外層擴散速度小時則發(fā)生脫碳，反之，氧化速度比碳向金屬外層擴散速度大時則產(chǎn)生氧化，形 成氧化鐵皮。脫碳形成的鐵素體晶粒組織有柱狀晶粒脫碳和粒狀晶粒脫碳兩種形 式。鋼材脫碳和氧化是國內(nèi)鋼鐵熱處理普遍存在的問題，既浪費鋼材、能源、又嚴重影響著產(chǎn)品質(zhì)量和耐用度，而國外先進工業(yè)化國家已基本避免。主要是加熱設備 與工藝差距大，約落后十年。國內(nèi)約80%90%鋼鐵零件在引起氧化、脫碳空氣爐內(nèi) 加熱，導致淬火硬度低,形

22、成鐵素體軟點，降低耐磨性、抗疲勞強度及化學滲層易出現(xiàn) 性86 Die and Mould Techno logy No. 1 1999能差的黑色屈氏體組織，同時造成表層 與心部組織比容差異形成磨削裂紋，嚴重影響模具質(zhì)量與使用壽命，甚至產(chǎn)生廢 品。鋼鐵零件在空氣爐內(nèi)加熱時，爐中02、2、2 O等氣體與鋼中Fe發(fā)生化學 反應，使其表面氧CO H化生成氧化鐵皮剝落。反應式:2 Fe + O2 _ 2 FeO ; Fe + CO2 _ FeO + CO ; H2 O _ O + H2 ;3 Fe + 4 O Fe3 O4 ;2 Fe + 3 O _ Fe2 O3 ; Fe2 O3 + mH2 O Fe2 O3? 2 O mH鋼在爐氣作用下，