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5CrMnMo钢大型热锻模淬火开裂失效分析
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5CrMnMo热作模具钢,其名义成分(质量分数,%)为:0.5～0.6C,1.2Mn,≤0.35Si,0.5～0.8Cr,0.15～0.2Mo,由于成本较低,性能适中,是目前国内广泛应用的热作模具钢,已有的一些研究主要集中在如何提高模具的使用寿命方面[1～3],对模具的淬火开裂报导相对较少,然而,后者是实际生产中常见的一个问题,一旦发生,模具就会报废。本文对一例典型的5CrMnMo钢热作模具淬火开裂现象进行了研究。 1 现场调查 5CrMnMo钢大型锻模为长方实心体,尺寸为1090mm×510mm×310mm。热处理工艺为:860℃加热,保温7h,然后用热油淬火,540℃加热回火,保温12h。加热设备为箱式电阻炉,发热元件在电炉的侧壁及底部,测温热电偶安装在炉子的上部(中间部位),按淬火加热的记录曲线,锻件自入炉后实际加热总时间为14h以上。锻模工作面朝下放在一铁制的搁板上,为防止脱碳,搁板上铺一层碎碳块和铸铁末,同时在锻模上部盖着碎碳块及粘土,以防止加热时表面脱碳或氧化。出炉后将表面铺盖的黄泥及碳块等清理后,立即浸入热油中淬火,油温一般为60℃左右。模块整体浸入油池中停留30min,将锻模整体提出油面空冷,利用余热对锻模燕尾部分进行回火处理,时间为50min左右,将锻模工作面仍浸在油中冷却,直至其降到油温。然后放在冷铁板上冷却,冷至室温,在箱式电阻炉中回火,回火后,空冷至室温。热处理后变形较大,中部凸肚现象很严重,锻模表面存在肉眼可见的淬火裂纹。裂纹深度达30mm以上,导致锻模报废。 2 材料的检验 2.1 合金成分检验 对裂纹多处进行光谱分析,材料的化学成分与5CrMnMo钢的技术标准基本一致。 2.2 金相组织观察 图1为锻模淬火裂纹处的金相组织,右侧为表面金相组织,片状马氏体十分粗大;左侧为距表面27mm的内部金相组织,片状马氏体相对较细。图2为扫描电子显微镜下观察到的5CrMnMo钢淬火裂纹附近区域的显微组织,为粗大的片状回火马氏体和粗大的板条回火马氏体混合组织。其中夹杂物的形状接近圆形,直径2～5μm,主要是铁的氧化物,其中富集Cr、Si、Mn等;还有氧化铝夹杂物,其中富集Mg、Si、S、Ca、Mn、Fe。粗大的片状马氏体说明钢材表面加热温度偏高,且淬火冷却速度太快。同时淬火后,回火温度过低,使片状马氏体形态得以完全保留。 图1 锻模内部(a)与表面(b)的金相组织 ×200 图2 模具裂纹附近区域的显微组织 2.3 硬度测定 锻模热处理后左侧较细的片状马氏体组织的平均硬度为4315HRC,而右侧较粗的片状马氏体组织的平均硬度为4415HRC。结果显示钢材的淬火硬度过高。其主要与回火温度过低有关。 2.4 断口检验 观察断口发现,裂纹是从锻模的一侧棱边处起裂,向内扩展,最初的开裂区比较平整细致,后来逐渐发展为粗糙不平的快速断裂区。整个断面呈圆弧状,断口表面呈黑灰色,断口较粗糙的部分为黑色,表明断口表面已充分高温氧化,表面开裂发生在锻模高温淬火之后,断口的高温氧化主要是在锻模的回火过程中完成的。 图3为模具断口靠近裂纹起源处的高倍像,由图3可见,断口表面为典型的氧化膜结构,已完全失去了新鲜断口原有的特征。图4为断口表面裂纹稳定扩展区的微观形貌。电子探针表面成分分析表明,即使在裂纹稳定扩展区,断口表面仍有一层铁的氧化物,其中Cr和Si明显偏高,这是由于含铬钢在高温下长时间氧化过程中,基体中的铬在氧化表面相对富集引起的。 断口表面还存在一些微小的氧化物夹杂颗粒,尺寸为5～10μm,类球形,电子探针成分分析结果表明,这种微小颗粒主要是氧化铁,如图4a所示。除了表面氧化层外,还可见到原先解理断裂的一些特征,见图4b,它间接说明,裂纹扩展时,材料本身仍然是脆性的,即在回火软化之前,锻模中淬火裂纹就已形成和扩展。断口中没有发现沿晶断口的任何特征。 图3 模具裂纹源附近的表面氧化膜 3 结果分析 3.1 材料成分与夹杂物 检测结果显示,钢材化学成分在规定的技术标准之内,杂质元素P、S含量(质量分数,下同)分别为0.023%和0.021%,均小于允许的最大含量0.03%。 夹杂物的存在可能影响钢材的强韧性,但钢中夹杂物数量不多,尺寸很小,形状近似圆型,对淬火裂纹的形成仅起次要的作用。 3.2 不当的热处理工艺的影响 (1)淬火加热中未预热 由于模具尺寸较大,5CrMnMo钢中含Mn量较高,导热性相对较差,淬火加热前未经预热,直接装入高温加热炉中,表层金属很快热膨胀,而钢材内部传热慢,温度较低,热膨胀跟不上表面材料膨胀速度,在钢材内部产生拉应力。拉应力易引发淬火裂纹。因此,对5CrMnMo钢大型锻模淬火加热前要预热以减小热应力。 图4 模具裂纹稳定扩展区的断口形貌 (a)氧化物及夹杂 (b)解理特征 (2)淬火加热温度过高 5CrMnMo钢的正常淬火温度为830～850℃[4],对于大型热锻模,淬火温度应取下限,甚至820℃加热即可。此锻模淬火温度为860℃,加热保温时间比正常加热保温时间几乎多一倍,不但增加了生产成本,而且钢的原始奥氏体晶粒长大,原始奥氏体稳定性增加,易于形成粗大的片状马氏体组织,见图1,诱发显微淬火裂纹。特别是锻模在炉中放置位置是工作面朝下,而测温热电偶在炉子的上方,炉底有发热元件,锻模表面加热的实际温度更高。 文献[1]认为5CrMnMo钢加热到900℃,钢的原始奥氏体晶粒并未长大,因此适当提高淬火加热温度可以促使原始奥氏体成分均匀化,减少局部高碳区,获得更多的板条马氏体组织,从而获得较高的断裂韧性和热疲劳抗力。由于5CrMnMo钢的主要失效形式是塌陷变形,因此目前国内一些研究者认为,提高淬火温度对提高热锻模寿命有利[1～3]。但这些研究主要是采用小型试样,加热时间很短,而实际大型热锻模,传热较慢,加热时间较长,若淬火温度偏高,易产生淬火裂纹。 (3)淬火冷却前无预冷 此锻模淬火用油冷,模块工作面一直置于油中,淬火引起的残余应力很大,形成的粗大片状马氏体产生显微淬火裂纹,是引起淬火裂纹的主要原因。为了减小淬火时产生的变形,锻模应先预冷到760℃～780℃,再油淬到200～300℃出油,出油后立即放入350～400℃炉中均热,热透后再升温至回火温度回火,这一步操作十分关键,否则极易淬裂。模具淬火后,应立即回火,不能冷到室温,更不能放在冷铁上冷却,以防开裂。 (4)未及时回火 淬火后锻模中部鼓起属于典型的热应力变形,裂纹断口表面的氧化色表明裂纹形成期在淬火之后,回火之前。即淬火应力过大,引起钢材表面开裂,而开裂的位置恰好在冷却最快的锻模工作面,原因是淬火时浸油时间太长,出油温度过低造成的,淬火后可能将锻模工作面置于冷铁上放置,没有及时回火。 4 改进措施及效果 (1)增加预热工序,预热温度600～650℃,保温时间为3～4h(016min/mm)。 (2)淬火加热温度调整为830℃,测温热电偶尽量靠近锻模的工作面(工作面朝上放置或锻模工作面向下放置时,将测温热电偶置于加热炉的底部);淬火加热保温时间调整为4～5h(018～1min/mm)。 (3)淬火前预冷至760℃时油冷;并严格控制出油温度在200℃以上,另外锻模淬火后应放置在200℃以上的炉内,禁止放在冷铁或车间地面上。 (4)淬火后应立即高温回火,在200℃以上出油缓冷,减小锻模中的热应力。 (5)采取上述措施后,该锻模热处理再未发生淬火开裂现象,实际使用效果较好。 |
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