4Cr5MoSiV1钢制热作模具.docx

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4Cr5MoSiV1钢制热作模具

4Cr5MoSiV1钢制热作模具

摘要：

简述4Cr5MoSiV1钢的技术特性，对4Cr5MoSiV1钢制的压铸模和热挤压模的若干失效案例的分析，探讨4Cr5MoSiV1钢热作模具常见失效形式的应对方法。

简述了提高模具寿命的常用措施与新技术与新方法。

关键字：

模具；失效；4Cr5MoSiV1钢

1前言

中国GB标准4Cr5MoSiV1钢是一种中耐热韧性钢,由于钢中含有5%左右的铬,常称为5%铬型热作模具钢。

与美国ASTM标准H13钢、日本JIS标准SKD61钢、德国DIN标准1.2344钢或瑞典ASSAB8407钢等化学成分类同,属同类型热作模具钢。

人们往往习惯以H13钢统称之。

24Cr5MoSiV1钢的技术特性

4Cr5MoSiV1钢作为一种马氏体型热作模具钢，具有较高的韧性和耐冷热疲劳性能,中等的抗回火软化能力和耐熔损性等综合性能,属中耐热韧性钢,是一种比较理想的热作模具用钢。

目前,在制造业中普遍采用的铝合金压铸模多用4Cr5MoSiV1钢制作,因其不容易产生疲劳裂纹,即使出现疲劳裂纹也细而短，不容易扩展。

而且抗粘结力强,与熔融金属相互作用较小,从而保证压铸件能获得较好的外观质量。

由于这种钢也具有较高的热硬性,又常用于热挤压加工。

4Cr5MoSiV1钢退火后的组织主要为珠光体和少量的未溶碳化物,在珠光体转变区域过冷奥氏体相当稳定，该钢因含有较高的铬而具有很好的淬透性,钢中含有的1%以上的钼对钢的淬透性也起着重要作用。

钢中的钒由于能形成稳定的碳化物,实际上降低了钢的淬透性。

一般直径100mm的棒材在空冷淬火时也可以完全淬透,尺寸大于100mm模具则采用油冷淬火。

24Cr5MoSiV1钢制模具失效典型案例

2.1热挤压模

2.1.1铝型材热挤压模凸模

失效的铝型材挤压模凸模外观尺寸约为430mm130mm。

从模腔中切割出来的分析大样外观形貌如图1所示,从图可见一条沿模腔凹槽两侧弧面向下扩展的裂纹（见图中箭头所指）。

图1失效的铝型材挤压模凸模分析大样外观形貌

Fig.9Appearanceofbulksampleofextrusionmalediefor

thefailurealuminumextrudedsection

取自模腔凹槽裂纹处的轴向和径向金相磨面显微组织如图2（上两幅）和图2（下两幅）所示,其中图（a）和图（b）分属不同放大倍率和不同视场。

从上述图中可见,组织显得特别粗大,其组织形态呈网络状分布,而网孔大小不一。

图2

图2（上两幅）（a）所示为源自模面可见的裂纹向心部扩展的形貌,可见裂纹的走向大体上与模具近弧面部位的加工面垂直,裂纹具有沿晶走向特征;裂纹内部可见已挤入的铝合金,这是当模面萌生裂纹时,在挤压力的作用下,流动状态的铝合金挤入裂纹中这些铝合金就象金属楔子一样向模具内部挤入,由此造成高应力集中点的裂纹尖端向前发展。

在模具的服役过程中,这种情况加速了模具的开裂失效进程。

图中铝合金裂纹前端内部则未见挤入的铝合金,这种现象可能与金相制样时造成已挤入该处的铝合金脱落有关。

图2（下两幅）（a）所示同样为源自模面可见的裂纹向心部扩展的形貌,裂纹同样具有沿晶走向特征;裂纹中充满了挤入的铝合金;图中箭头所指处可见沿晶挤入的铝合金尖端正指向晶间空穴处。

图3所示为径向金相磨面某一视场的显微组织,可见有的晶界已成沟槽状的空穴,实际上形成了材料的内裂纹。

图3径向金相磨面某一视场的显微组织

Fig.12Microstructureofcertainfieldofthe

radiametallographicplane

从图2~3中均可观察到材料中的碳化物液析现象,这些共晶碳化物多带尖角,甚至呈长条尖刀状,有的呈堆集状见图2（上两幅）（b）,有的存留于晶界上见图2（下两幅）（b）。

综上所述,可见该铝型材挤压模凸模的材料冶金质量相当低劣,组织缺陷严重,马氏体组织和晶粒均特别粗大,甚至已出现内裂纹,形成了材料的致命伤。

这种组织缺陷导致材料的强韧性受到严重危害,易于发生脆性开裂。

液析碳化物有的存留于晶界上,不少呈长条尖刀状。

这些物质对基体起了弱化晶界和割裂组织的作用,降低了材料的抗裂纹扩展能力和冲击韧性,使得裂纹容易扩展。

组织的组成和形态严重影响力学性能,以致在挤压铝合金的工况条件下,模具表面发生脆性开裂而失效。

上述情况表明,该模具材料未经过有效精炼（如电渣重熔）,也未经过有效锻造成形。

组织缺陷对后续热处理加工造成严重影响,可能使不良组织得以遗传,也将导致应力进一步复杂化,严重削弱材料的强韧性。

2.2.2铝型材热挤压模凹模A

失效的铝型材挤压模凹模外观形貌如图4所示。

该模具在首次装机服役时即断裂成两半。

断裂面发生于沿凹模八角凹形的服役工作面与其所在的模腔垂直内壁面交汇转角处,并穿过附近两个销孔。

断口面可见宏观放射状台阶,裂纹以放射状向模具底面扩展,具有瞬间脆断的特征。

八角凹形工作面与模腔内壁面交汇转角处过渡圆角不明显。

图4失效的铝型材挤压模凹模外观形貌

Fig.13Appearanceofextrusionfemaledieforthe

failurealuminumextrudedsections

失效的铝型材挤压模凹模近模面部位的断口微观形貌如图5（上两幅）所示,其中图（b）为图（a）的局部放大。

从图（a）中可见模腔内壁上相互平行的、但又断续的与断口面垂直的清晰加工刀痕,断口面有粘附的表面已氧化的铝合金块状物和铝合金氧化薄膜。

图（b）清晰显示了解理断裂和沿晶二次裂纹脆断撕裂的微观形貌。

图5（下两幅）所示为距断裂起始区域约5mm部位的断口微观形貌,该处的形貌特征与图5（上两幅）所示类同。

图（a）同样显示了解理断裂和沿晶二次裂纹脆断撕裂的微观形貌特征,图中显示出块状的粗大的解理断裂和沿晶二次裂纹,还可见到其它区域形似韧窝的网孔状形貌、但仍具有解理脆性撕裂的特征。

图5图6

断口面上还存在模具断裂过程中因细小冶金夹杂物崩脱而残留的细小坑孔。

图中也显示了晶粒明显的不均匀。

图（b）显示断口上表征材料有冶金缺陷的胞状结构,可见胞状结构中存在沿胞状枝晶的二次裂纹,胞状结构的顶端孔洞中有夹杂物。

对胞状结构微区和胞状结构顶端孔洞中的夹杂物进行电子探针微区化学成分检测,胞状结构微区中的Cr和V元素明显偏析,胞状结构顶端孔洞中的夹杂物是以硅酸盐为主并有混合氧化物,这种情况属冶金夹杂。

因而可推断此胞状结构系模具材料中存在显微枝晶缩松所致。

失效模具显微组织如图6所示,其中图（a）所示为心部组织,图（b）所示组织为近模面组织。

从图（a）可见,存在带状偏析现象,同时可以观察到组织中的粗粒状夹杂物,其粒度尺寸约为0.03mm;显微组织为回火马氏体+回火托氏体+回火索氏体混合组织,属正常组织,说明模具的热处理工艺规范合适;但其粒度不均匀,这与成分偏析有关。

图（b）则表明,模具表面经过渗氮处理,渗层深度约为0.21mm,表面化合物层深度约0.01mm,扩散层存在断续的脉状组织,渗氮组织尚属正常。

综上所述,失效铝型材挤压模凹模的断裂属瞬间脆断撕裂。

模具材料存在粗大的脆性夹杂物和显微缩松现象、组织呈带状偏析以及晶粒不均匀等冶金缺陷和组织缺陷,以致影响材料的均匀性,内部应力复杂化,应力也增大,材料强韧性受到严重削弱,成为模具在服役受力时产生瞬间断裂的主要原因。

而模具服役工作面与其所在的模腔垂直内壁面交汇转角的过渡圆角过小,且加工粗糙,加上此部位的受力特点,转角处承受相当大的拉应力,形成应力集中现象,削弱了构件的强度,降低了构件的承载能力,引发裂纹源,成为该模具发生瞬间断裂的诱发因素。

2.2.3铝型材热挤压模凹模B

失效的铝型材挤压模凹模外观形貌如图7所示。

在模具刃口表面可观察到大片塌陷及表面局部剥落,模具凹槽内侧及缝状刃口也有局部剥落现象,但尚未见裂纹。

取自凹模刃口部位的轴向金相磨面显微组织如图8所示,其中图（b）为图（a）的局部放大。

该模具经渗氮处理。

渗氮层深度为0.425~0.68mm,不同视域渗氮层深度不均匀。

对渗氮层进行疏松度检测,发现渗氮层的化合物层中微孔密集,微孔占化合物层3/4以上厚度,部分微孔聚集成孔洞,且成片分布。

渗氮层疏松级别为5级。

渗氮扩散层中的脉状氮化物形成连续的网状分布,渗氮层氮化物为5级

图7图8

模具心部组织属正常淬火和回火组织,硬度42.5~43.5HRC。

根据上述检测结果,可以认为,该模具渗氮层中的化合物层疏松程度和扩散层的脉状氮化物组织均相当严重,甚至形成网状氮化物,这是引起模具发生早期局部剥落、开裂及塌陷而导致失效的主要原因。

考虑到该模具作为热挤压模使用,属于重要部件,这种渗氮组织当属不合格组织。

同时,模具的渗氮层深度偏厚,心部硬度也偏低,同样易于导致模具发生早期局部塌陷,上述情况均与渗氮工艺不当有关。

34Cr5MoSiV1钢制模具失效的对策探讨

模具的种类五花八门,其失效形式也千变万化,只有对实际发生的失效形式进行具体分析,及早发现问题,特别是对常见的失效形式,应采取相应的有效对策,可以尽量避免或减少损失,提高模具的使用质量,降低生产成本。

（1）选用真正优质的钢材

鉴于现时钢材市场的无序竞争,钢材以次充好、鱼龙混杂的现象时有发生,因而在下料制作模具之前,必须认真仔细选择适用的真正的优质钢材。

对于用来制造热作模具这类重要机件4Cr5MoSiV1钢来说,不仅仅是要求材料化学成分符合标准,而且要求材料的冶金质量符合要求。

钢中存在的非金属夹杂物易于在模具内部成为裂纹的起源,是引起模具失效的一种隐患。

脆性的氧化物和硅酸盐等在热加工中不会发生塑性变形,但会因脆性的碎裂而形成微裂纹。

如果硅酸盐夹杂物呈连续或半连续的链状分布,更易在钢中形成微裂纹。

在随后的热处理和服役过程中,这些裂纹在复杂的应力环境下还将进一步扩展,引起模具开裂。

此外,还必须注意到,大颗粒夹杂物的存在可能导致因模具磨削而剥落,形成表面空洞,从而影响模具的表面光洁度甚至报废。

钢中的非金属夹杂物是不可避免的,问题是它们的级别应该符合模具设计的要求。

电渣重熔方法可以大量去除钢中的非金属夹杂物,有效地提高钢的纯净度,减少材料中夹杂物的不良影响。

同时钢中的枝晶间距小,结晶结构好,组织均匀致密,碳化物细小均匀,质量好,也改善钢的横向塑性和冲击韧性,从而提高钢的等向性能，因而选用经电渣重熔或真空炉外精炼等二次精炼工艺的4Cr5MoSiV1钢制作模具是非常重要的。

（2）模具坯料必须经过有效的规范的锻造成形加工

模具坯料必须经过锻造加工,其目的有二,一是加工成形,二是改善材料中的组织形态。

但现时流行的做法却多是只顾其一,不顾其二,将坯料锻造成形即了事。

这固然与片面追求省时省工的生产效率有关,但也可能是缺乏对锻造加工可以改善材料中的组织形态的实质认识,也不否认有知其然而不为之的做法。

对于4Cr5MoSiV1钢来说,钢在冶炼后浇成铸锭时,因成分偏析可能导致组织偏析的现象,铸锭经过锻造和轧制,将使偏析沿锻轧方向分布而形成带状组织。

这种带状组织可以通过高温奥氏体化并快速冷却得到减轻或消除,但如果冷却速度较慢,带状组织会再次出现。

因而,采取加大锻造比（大于4）和采用六面锻造的工艺,能有效消除带状组织,这是提高材料组织和性能等向性的有效措施。

4Cr5MoSiV1钢因液析而形成的共晶碳化物,可能因偏聚导致材料微区化学成分偏析,使材料局部的组织和应力复杂化,因而易于诱发裂纹的产生。

也可能因共晶碳化物的尖角状或链状沿晶界分布而对基体形成割裂作用,甚至在模具破断前已形成裂纹源,削弱了基体的强度。

以至淬火时易于出现沿着碳化物分布的裂纹,模具在服役过程中如果裂纹进一步扩展,则造成模具的开裂失效。

对模具坯料采用合理的锻造工艺,在铸造后采用铸造余热淬火-高温回火,或将模坯进行高温固溶-短时间等温球化处理，都可以使碳化物不均匀分部得到改善。

只有对模具材料进行有效的规范的锻造,尽量消除或减少材料的不良组织,如组织偏析、液析碳化物以及粗晶组织等的遗传,提高材质的均一性,避免材料中应力的复杂化,才能为模具的最终热处理做好组织上的准备。

（3）防止模具表面脱碳

钢在锻造加工和退火时，可能由于加热温度过高、保温时间太长造成钢的表面脱碳,脱碳严重的钢材,在机加工后有时仍残留脱碳层;也可能由于热处理工艺规范不当或加热设备存在缺陷导致模具表面脱碳。

在这种情况下,进行热处理淬火时,由于内外层组织不同（表面脱碳层为铁素体，内部为珠光体）造成冷却速度不一致，表面形成拉应力状态，易于引致微裂纹产生，微裂纹的进一步扩展则导致模具表面开裂而报废。

模具表面脱碳时,表面硬度显著降低,也将造成早期磨损。

因而,对于坯料而言,必须选用较大断面的坯料,加大切削量,以保证坯料表面的脱碳层能全部被切削掉。

对于进行热处理淬火的模具，则必须选用真空热处理炉或保护气氛热处理炉之类的设备，执行合适的热处理工艺规范,避免发生表面脱碳的。

（4）避免因表面渗氮不当引起的失效

铝合金热挤压模在工作时由于经受冷热交替的作用,模具表面易于发生因热疲劳引起的龟裂,导致制品表面质量不符合要求,模具表面裂纹的扩展还会引起早期失效。

在模具表面渗氮,或硫氮碳共渗,以便在模具表面形成压应力状态,提高模具的热疲劳性能,有助于延长模具的工作寿命,这是一种常用的工艺方法。

但是如果渗氮工艺控制不当,则易于在模具表面形成过厚的白亮层,这层白亮层硬度高达950~1050HV,脆性较大,对微裂纹很敏感;而在渗氮层的次表层,还易出现脉状氮化物,脉状氮化物韧性低,易剥落。

因而,渗氮层的质量控制对提高模具表面的热疲劳性能有很大影响。

采用合理的渗氮工艺,避免渗氮层的氮浓度过高,获得合适的渗氮组织,才能有效提高模具的热疲劳性能。

而不当的渗氮工艺所产生的低劣渗氮层,反而会导致模具的早期失效。

（5）避免模具结构上因尖角的引起的失效

由于结构上的原因,模具型腔部分往往带有凸台或凹面,或其它过渡突变的结构,这些部位的过渡连接部分一般成尖角状,而尖角处往往是应力集中的地方,如果尖角处的圆弧曲率半径过小,则易出现"缺口敏感"现象,在模具热处理过程或服役过程中,因应力集中导致瞬间断裂或疲劳破坏而失效因此,在模具结构设计时,必须尽可能加大尖角处的圆弧曲率半径,避免该处应力的过度集中。

为防止热处理时出现裂纹,则宜采用分组淬火或等温淬火,减少冷却过程中产生的应力。

（6）避免模具因机械加工不当引起的失效

模具在制造过程中,需经过车、铇、钻、电加工和研磨等工序,在这些工序的加工中,可能会由于某种原因使模具早期失效。

车削刀痕引起的失效

模具在机加工时如因进刀太深而局部留下刀痕,将会造成严重的应力集中,出现缺口敏感现象。

当模具淬火时,在应力集中的部位易产生微裂纹,这种裂纹在模具使用过程中,进一步扩展,最后导致开裂而报废。

因此,在模坯加工的最后一道切削时,应尽量减小进刀量,提高模具表面光洁度,避免留下又粗又深的刀痕。

电加工引起的失效

模具在进行电加工时,放电产生的大量热能将加工部分加热到很高温度,热影响区会形成电加工

异常层。

在异常层的最表层,因高温而熔融,然后激冷很快地凝固,形成再凝固层。

再凝固层在显微镜下呈白亮色,内部有许多微细裂纹。

异常层的次表层是淬火层。

再往里由于热影响减弱,温度不高,则形成回火层。

模具在使用过程中,由于交变应力的反复作用,再凝固层中的微裂纹有可能进一步扩展为大的裂纹,最后导致模具开裂而报废。

对策是用机械加工方法除去异常层中的白亮层,尤其是微裂纹。

并建议在电加工后进行一次低温回火,使异常层稳定化,防止微裂纹扩展。

磨削加工造成的失效

模具在淬火回火后一般要进行研磨加工,以获得高的表面光洁度。

但在研磨加工时,由于磨削速

度过大、或进刀量太大、或砂轮颗粒过尖、或砂轮粒度过细、或冷却条件差等因素影响,都可能导致磨削面过热。

这时磨削热可能引起两种情况:

其一是磨削热不甚高,但会引起模具表面软化,硬度降低,以致模具在使用中磨损严重而早期失效。

其二是磨削热足够高,模具表层（一般约0.05mm）再次发生奥氏体化,并经急冷而发生马氏体转变,出现二次淬火现象。

此时模具表面应力叠加,脆性增大,极易出现磨削裂纹,以致模具疲劳强度降低,易于出现早期失效。

对策是必须控制合理的磨削速度,减少工件的送进量,选用粒度合适的砂轮,模具磨削加工后再经250~350回火,以消除磨削应力。

4模具寿命分析的新技术与新方法。

电火花表面强化技术是一种常用的提高模具寿命的新技术。

电火花表面强化特点：

电火花表面强化不仅有效地改善工件表面的性能,包括耐磨性,抗腐蚀性、硬度、导热、导电性能。

与常规表面化学热处理,电镀,激光熔覆,等离子弧热喷焊,热喷涂等表面强化工艺相比较,具有以下优点:

（1）电火花强化是在空气中进行,不需要特殊、复杂的处理装置和设备,如真空系统或特制的容器等,因此加工设备简单。

（2）热输入量小,被强化工件基体不产生退火或热变形,减少了原有工件尺寸和物性改变而造成的诸多后果,更好地适应现代工业零件拆装配套的要求。

（3）既可以对零件表面进行局部强化,也可以对一般几何形状的平面或曲面进行强化,比如模具、刀具和机械零件、对刃口和易磨损部位进行强化处理,就能达到提高硬度和耐磨性的目的。

（4）强化层与基体的冶金结合非常牢固,不会发生剥落。

因为强化层是电极和工件材料在放电时的瞬间高温高压条件下重新合金化形成的新合金层。

（5）强化层厚度、面粗糙度与脉冲电源的电气参数以及强化时间等有关,控制简单。

电火花强化处理后可作为最终工序,即使要求加工,余量也很小。

（6）电极材料选择范围广,容易实现异种材料强化层。

选用YG,YW类硬质合金、碳素钢和黄铜等材料,能形成高硬度、耐磨性、腐蚀的强化层。

这些电极材料来源比较广,耗量小。

（7）不会使工件退火或热变形。

电火花强化时虽然在放电瞬时能使材料熔化,以至形成汽化的高温。

由于放电时间很短,放电端点的面积又很小,因此放电的热作用只发生在工件表面的微小区域内。

（8）不需要复杂特殊的配套装置,操作简单、灵活,设备投资和运行费用低等。

（9）环保,经济,操作人员技术要求低等优势。