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1、新型非调质塑料模具钢 P120M一、前言传统塑料模具钢采用预硬型P20、718钢，冶金厂通过控轧、控冷及预硬化热处理，使硬度达到模具最终使用状态要求，模具厂不再进 行热处理，直接加工成模具后使用。近年来，随着非调质钢的成熟 及发展，在机械、汽车等行业得到了广泛应用，目前，模具行业也 在积极推广使用，这种非调质型塑料模具钢具有成本低、性能优等 特点，是预硬型塑料模具钢的替代钢种，具有广阔的市场前景。二、化学成分及特点P120M钢的化学成分见下表 1,可见，该钢采用 V进行微合金化， 含量，同时，提高 Mn含量，并含有一定量的 Si和Cr。表1 :化学成分%钢种CMnSiCrVPSP120 M三、
2、生产工艺1. 工艺路线超高功率电炉初炼（UHP）-钢包精炼（LF）-真空脱气处理（VD），模铸3t 锭-八五O初轧机开坯-WF5-40精轧机成材。2. 工艺控制该钢生产工艺控制通过优化成分设计，采取控轧、控冷工艺，使钢 材组织和性能特别是硬度达到模具最终使用状态要求。 优化成分设计，合理确定微合金化元素V含量，同时适当调整Mn、Si、Cr含量，保证通过控轧、控冷能够获得理想的显微组织和硬度。 冶炼采用钢包精炼及真空脱气处理，减少钢中非金属夹杂物含量，降低钢中气体含量，提高钢的纯洁度。 轧制采用控轧、控冷工艺，控制终轧温度和轧后冷却方式，以获 得理想的显微组织和硬度。四、质量水平1 .低倍组织该
3、钢生产采用3t锭，总加工比大，钢材低倍组织致密，中心疏松及 锭型偏析均w极。2.非金属夹杂物采用精炼及真空脱气处理，该钢非金属夹杂物少，纯洁度高，见下表2。表2:非金属夹杂物水平/级别A细A粗B细B粗C细C粗D细D粗”000003. 脱碳因该钢属非调质型塑料模具钢，直接加工成模具后使用，故要求脱碳严格。通过工艺控制，该钢脱碳属较好水平，脱碳层深度0.50mm 见照片1、2。4. 显微组织该钢生产采取控温轧制、控制冷却工艺，以获得理想的显微组织， 从而保证硬度，满足模具使用状态的硬度要求。结果该钢的显微组 织控制较好，为细片状珠光体 +极断续网状铁素体。见照片3、4。5. 硬度为保证塑料模具具有
4、高的耐磨性和使用寿命，一般硬度要求 HB285330。该非调质型塑料模具钢通过微合金化及采取控轧、控 冷工艺，硬度控制较好，HB300320中上限范围。五、讨论分析所谓非调质钢是在中碳钢中添加微量合金元素（V、Ti、Nb、N等）,通过控温轧制（锻制）、控温冷却，在铁素体和珠光体中弥散析出碳（氮）化物为强化相，使之在轧制（锻制）之后不经调质处理，即 可获得调质处理后的性能。研制的P120M钢，从化学成分上看，采用 V进行微合金化，提高Mn含量，并含有一定量的 Si和Cr，属铁素体-珠光体型非调质钢。 该钢V含量，在钢中形成细小的 V （ CN）化合物弥散分布在铁 素体基体上，起沉淀强化作用，从而
5、提高钢的强度和硬度。提高Mn含量为，可增加钢中珠光体量，提高钢的强度和硬度。加入的Cr，溶入铁素体中产生固溶强化，进一步提高钢的强度和硬度。含的Si,可增加钢中铁素体的体积分数，使晶粒变细，在保证强 度和硬度的前提下，有利于改善钢的韧性。对于非调质钢，只有通过合金化与控轧、控冷相结合，才能充分发挥合金元素的作用，获得理想的显微组织，从而达到最侍的性能效果。研制的P120M钢，通过V微合金化及适当的 Mn、Si、Cr含量， 并采用控轧、控冷工艺，结果获得了理想的显微组织，为细片状珠 体+极断续网状铁素体， 且珠光体量较多，因而保证了该钢具有很高 的硬度，达HB300320,完全可满足模具使用状态
6、的硬度要求。六、结论研制的非调质型塑料模具钢 P120 M，通过V微合金化及调整 Mn、Si、Cr含量，冶炼采用钢包精炼和真空脱气处理，加工采取控轧、 控冷工艺，该钢纯洁度高，低倍组织致密，显微组织为细片状珠光 体+极断续网状铁素体，特别是硬度HB300320，完全可满足塑料模 具使用状态的要求，是一种新型的、具有广阔市场前景的塑料模具 钢。D2系列钢共晶碳化物不均匀度水平的研究/D2钢具有高硬度和高耐磨性及良好的抗回火稳定性，是一种广泛应用于冲裁和冷成形模具的高碳高铬型冷作模具钢，其主要性能指标 共晶碳化物的分布形态，对钢材综合性能起着至关重要的作用。但 世界各国标准中对共晶碳化物不均匀度指
7、标的要求却相差很大，如 美国标准中对D2（德国标准，日本标准 SKD11）共晶碳化物不均匀度 水平不作要求。东北特钢集团抚顺生产基地 D2类冷作模具钢产量居 国内前列，但对产品实物共晶碳化物不均匀度水平没有全面、系统 的资料介绍，为全面了解东北特钢集团抚顺生产基地 D2系列钢共晶 碳化物不均匀度实物水平，对D2系列钢共晶碳化物总体水平有一个 具体直观的认识，用来指导今后的科琪、订货及生产方向坚东北特 钢集团抚顺生产基地 D2系列共晶碳化物不均匀度水平进行了全面 的解剖分析。一、取样钢种D2钢各国标准中成分有微略的差别，但不会对其碳化物水平有很大的影响，所以取样钢种包括：国标Cr12MoV、Cr
8、12Mo1V1，美国标准D2、D2M0D，德国标准，日本标准 SKD11及国外进口钢料两块 （美国）、Cr12MoVS（伯乐公司）。二、试验方法为全面具体的反应情况，根据东北特钢集团抚顺生产基地生产的尺 寸规格，对所取钢料进行了详细的分类。扁钢1. 电炉精炼扁钢：以宽度为依据分为三个等级305 （255）、205、100mm宽，然后各级别再按厚度取料。2. 电渣扁钢：由于生产量较小，仅取到二个规格。D2MOD扁钢。圆钢圆钢均按国标要求分四个级别取料，具体规格见表4。1. 电炉精炼圆钢。2. 电渣圆钢。进口钢料。（美国），尺寸20*40mm ; Cr12MoVS （伯乐公司），试 样块。/试验结
9、果及分析三、从本次试验结果总体来看，按GB/T1299-2000标准，扁钢实物共晶碳化物不均匀度水平按国标评级图片小于等于4级（实物试片视场与评级图片有一定的差异），但整体水平与国外同类产品实 物还有一定的差距。研究表明，影响钢材共晶碳化物不均匀的因素有钢的化学成分、冶 炼工艺、锻造加工比及加工工艺路线等因素，分析东北特钢集团抚 顺生产基地扁钢生产工艺，可以看出锻造加工比是影响共晶碳化物 不均匀度水平的直接因素。因为我们所采取的冶炼及加工工艺都是 同种工艺，所选用锭型只有及700方两种锭型，因此不同尺寸的成品材所获得的锻造加工比是直接影响共晶碳化物水平的关键因素。东北特钢集团抚顺生产基地生产的
10、圆钢共晶碳化物实物水平均好于 国家标准。1. 扁钢实物水平及分析通过研究表明，在其它生产工艺基体一致的前提下，锻造加工比对钢材共晶碳化物水平有直接的影响，经实验研究，我们得出表1的结论。表1:钢材锻造加工比与共晶碳化物级别的关系钢材锻造加工比共晶碳化物不均匀度级别/(级)、V 5/56512/35 12 /23东北特钢集团抚顺生产基地所生产的精轧扁钢厚度均在1090mm范围内，宽度大致可分为三个范围， 即大于255mm宽、150250mm 宽及小于130mm宽。国内材及出口材均以精炼钢为主， 电渣钢生产 较少，所以试验以精炼扁钢为主。试验结果见表 2、3。表2:精轧精炼扁钢共晶碳化物实物水平扁
11、钢宽度(mm)扁钢厚度(mm)锻造加工比共晶碳化物不均匀度级别(级)生产锭型305204081023255112059105913700方3054090 8342552059 10589700方表3:精轧电渣扁钢共晶碳化物实物水平扁钢尺寸锻造加工共晶碳化物不均生产锭型(mm)比匀度级别（级）305*506V 4(网)400205*383（带）、360注：共晶碳化物不均匀度级别按GB/T1299-2000评级图片及有关规定评定从表2、3中试验结果可以看出，扁钢实物水平与理论研究基体相符。 但是实物显微视场与国标评级图片有一定的差异，完全按照国标评 级图片评定扁钢共晶碳化物不均匀度级别有一定的难度
12、。实物水平 见照片1-3。2. D2M0D钢实物水平本批D2MOD钢为供美国克鲁次勃公司的电渣扁钢，其尺寸规格均 小于115*40mm，该钢客户要求其共晶碳化物不均匀度级别按伯乐 公司（BOHLER ）评级图片检验，合格级别大致敬相当于国标1-2级，但其结碳化物带席及颗粒大小的要求要严于国标要求。本批钢材产生选用360锭型，其锻造加工比大于，共晶碳化物不均 匀度水平按GB/T1299-2000标准评定为1-2级，其实物水平见照片 4。3. 圆钢实物水平东北特钢集团抚顺生产基地所生产的圆钢尺寸范围为8450mm ,根据GB/T1299-2000标准中所规定的合格级别，选择了相应的圆钢 作为代表，
13、试验结果见表4。表4:圆钢共晶碳化物实物水平GB/T1299-2000精炼钢电渣钢标准钢材截I组实物圆钢锻造实物圆钢锻造面尺寸合格级别截面加工级别截面加工(mm)级别直径比直径比()(mm)(mm) 151220、30 13 507042355、70 1370125411010003495、 9 M100 1206418010004155642187530186456从表4中可以看出，东北特钢集团抚顺生产基地生产的D5系列圆钢，共晶碳化物不均匀度水平均优于或达到国家标准中较严格的I组要求。4. 国外钢料实物水平本次解剖的进口料共计两块，一块为来自美国的，扁钢尺寸 20*40mm ;另一块为试样
14、块，无法了解其具体外形尺寸，分析其化 学成分，确定此钢种为 Cr12MoVS，较D2钢的区别为硫含量达 % , 为伯乐公司钢料。钢料解剖分析后可各，其共晶碳化物不均度水平较好，按GB/T1299-2000标准评级，为1-2级水平。实物水平见照片 5、6。四、结论1. 东北特钢集团抚顺生产基地生产的D2系列精轧扁钢，共晶碳化物不均匀度实物水平均不大于4级（按GB/T1299-2000标准评级）。由于受锻造加工比的影响，厚度大于40mm的扁钢实物水平在34级，厚度在40mm以下的扁钢实物水平可达 23级。2. 东北特钢集团抚顺生产基地生产的D2系列圆钢，共晶碳化物不均匀度实物水平均优于或达到国家标
15、准中较严格的I组要求。3. 扁钢系列实物较国外先进水平还有一定的差距，与国外实物的对比，从伯乐公司的评级图片与国标评级图片合格级别的具体规定及碳化物颗粒、带宽的表现形式上都可看出。为增加耐磨性而研发的工具钢（CPM10V）一、CPM冶金工艺CPM为粉末钢，与传统冶金工艺相比独到之处在于成锭过程，经过 精炼的钢水通过一个喷嘴，高速气体的冲击使其雾化成为微小的球 形液滴，快速冷却形成微粒粉末，并在雾化塔底部收集起来。实质 上，可以将每个微小的球状粉末颗粒都视为一个微小的钢锭，由于 冷却速度极高，从而阻止了偏析的形成，每个粉末颗粒的化学元素 成分是十分均匀的。细微的粉末颗粒尺寸和极高的冷却速度使沉淀
16、 碳化物的尺寸非常微小，CPM钢细微的碳化物在此后的加工过程中 能持久地保持，直至最终产品。粉末微粒经过筛分，置于包套中并抽真空和密封，然后在相等于锻 造温度的条件下进行热等静压压制（HIP），使其成为完全致密、组织结构均匀、晶粒度细小的钢锭，高碳钢则呈现出极为均匀的碳化 物分布状态。尽管钢锭是经过热等静压压制成型的，以后的加工工 艺完全同传统钢锭一样采用锻造、轧制等通用手段进行加工。但是 材料最终性能的改善是巨大的。二、CMP消除偏析高合金钢在结晶过程中合金元素会出现偏析的倾向，一般来说，由 于钢锭的中心需要数小时才能结晶，同几分钟就会结晶的表层相比 合金元素含量更高，晶体结构更粗大。高碳工
17、具钢在结晶时，碳化 物会大量析出沉淀至晶间，形成网状碳化物，必须对钢进行热处理 和热加工才能使这样的铸造组织得到均匀化处理来破碎碳化物网， 改善机械性能合计加工性能。以传统工艺生产的工具钢，无论经过 多少的压力加工，都无法消除不均匀的铸造组织残留碳化物，从而 对工具钢的制造和性能产生负面的影响。CPM钢是将微小的金属粉末颗粒经过热等静压（ HIP ）工艺固化在 一起，每个颗粒具有相同的化学成分和分布非常均匀的细小碳化物。由于粉末颗粒不存在合金元素偏析问题，所以气压制品也就没有偏 析问题。热等静压（HIP）过程是在抑制生成大量碳化物的温度条件 下，使微粒间扩散散合，从而形成一个整体。分布均匀的微
18、小碳化 物颗粒也起到了防止晶粒长大的作用，所以最终组织的晶粒是非常均匀细小的。三、下面两幅图片说明了 CPM产品细小均匀分布的央化物和传统 产品粗大而不规则的碳化物之间的明显区别：传统工艺t冶炼t铸锭t偏析t常规加工工艺t制成品t传统工艺制品组织结构CPM工艺T穷化制粒t粉末颗粒t热等静压制t制成品tCPM产品组织结构四、CPM10V的耐磨性耐磨性=硬度+碳化物CPM10V耐磨性的提升源自较高的精细的钒的碳化物含量。工具钢的耐磨性取决于热处理硬度和金相结构中坚硬的合金碳化物的数量 及类型，在同样的硬度条件下，D2比A2的耐磨性更好，其主要原因是D2中铬的碳化物含量更高一些。工具钢中最硬和最耐磨
19、的碳化物为钒的碳化物，CPM冶金技术将CPM10V钢中钒的含量提高到 10%，从而使钢中钒的碳化物含量达到%，使其大大超过传统制钢工期艺所能充许的钒含量上限，CPM10V已经广泛地被认同为耐磨钢的标准而应用在全新一领域，已经成为CPM高钒钢的杰出代表钢种。 兆悟恒抚顺特钢公司已引进了 CPM系列工具钢，来满足客户对耐磨性的不同需要。下图为 A(5%Cr)、D2(12%Cr)、CPM10V(10%V)铬碳化物、钒碳化物数量分布金相图五、关于耐磨性和韧性的关系一般说来，耐磨性的提高就意味着要损失韧性、加工性能和使用性能。CPM工具钢中发现最硬的碳化物之一是钒的碳化物，而又采用 粉末冶金技术，因此与
20、传统的工具钢不同，CPM工具钢在具备高耐磨性的同时，仍然保持良好的韧性。左图为不同钢种耐磨性和韧性对比六、CPM10V的应用化学成分：C %、Cr %、V %、Mo %由于钒含量达到10%，所以CPM10V的耐磨性超过 D2和CPMM4， 一般用来做筒衬、回止阀组件、模芯和制粒机刀片，用来加工摩擦 性较强的塑料。H13模具钢低倍偏析的成因分析一、前言H13钢相当于4Cr5MoSiV1，是一种典型的热作模具钢。 在低倍检验 中经常出现不同程度的偏析，影响钢材的质量。偏析严重达到6级以上，为此，有必要对偏析的形成原因进行分析，以便提高H13钢的低倍水平。1. 试样选择、/H13钢是采用是电炉初炼+
21、VHD精炼的双联工艺冶炼成锭，后经锻 造加工形成不同尺寸的棒材。 试验用料是从140mm棒材上取下的， 化学成分如下：元素CMnSiSPNiCrWVMoCr成分按规定部位从棒材上取低倍试片，腐蚀后偏析为67级。试验用样品就是从此低倍试片上按扫描电镜的试样尺寸切取。试样上包括偏 析带和基体，以便进行比较分析。试验首先用金相显微镜和扫描电 镜观察偏析形态，夹杂物特征，而后用扫描电镜作元素分析及夹杂 物定性，从中找出偏析产生的原因。2. 试验结果 偏析的形态特征低倍试片腐蚀后的宏观特征如照片1。从照片看出，试样左侧有较重的偏析带，呈现出较明显的黑色条带，右侧偏析较轻，其中颜色较 浅的为基体。用扫描电
22、镜在不同放大倍数下，观察偏析带和基体的确良微观特征。照片2就是扫描电镜的二次电子像。左侧为偏析带，右侧为基体。从2-1照片看，偏析带上类似网状的白色区域几乎连成一片，黑色区域很少。基体上白色网状明显减少，呈断续开头黑区占多数。白 色类似网状的就是低倍试片上易受腐蚀的区域，所以在低倍试片上 偏析带表现出较深的颜色。照片2-2是较高倍数的特征。为叙述方便，二次电子像中的白区称为A区，黑区称为B区。就是说，偏析带上A区远多于B区，基体相反。所以只要测试出A区和B区的 差异，就可知偏析带与基体的差异。为此我们做了两个区域的元素分析。 元素分析选择视场如照片 3左上角的二次电子像，大约放大130倍，照片
23、上的白线就是电子束线扫描的位置，包括二个A区和二个B区。试验条件显示在照片 3右上角。试样移动的距离为04mm。元素分析结果如照片3中六条曲线，分别显示白线位置上 Mn、Si、Mo、C、Cr、 V六元素的变化。由此看出，A区的C、Mo、Cr、V明显高于B区， 而且这些元素在 A区的分布不是均匀连续的，有不同程度的波动， 特别是C、Mo、V更为明显。由引此推测这些兀素多是以颗粒状的 形式存在。用半定量粗略估计：B区中的C约为A区的56%, Cr约为84%, V约为68%, Mo约为62%, Si、Mn在两区间无差异。 由此可知，偏析带是 C、Cr、Mo、V元素的富聚形成的。为了进一 步搞清楚这些
24、元素在偏析带及基体中的存在形式及分布状态，我们 又做了组织观察和部分定性分析。 组织观察及定性I .一次相和夹杂物的特征及定性磨抛好的金相样品不腐蚀，观察一次相及夹杂物在偏析带和基体上 的分布。观察发现：样品上一次相有明显的边界，有一定形状，如 四方、三角、长条等，而且在显微镜下呈淡黄色，这些相在偏析带 上的数量明显多于基体。样品中还有黑色夹杂物点状，数量明显少 于一次相，分布较均匀。如照片4。另外，在观察中变换焦距隐隐约 约看到小颗粒聚集分布，但是不易分辩偏析带与基体的区别。为了确定一次相及夹杂物点状中所包含的元素，对此作了元素面扫 描：成分相中黑色一次相是（V、Ti） （C、N ），但是，
25、在不同的一次相颗粒中，所含元素的含量不是一样的，有的可相差很大，有的 颗粒中还有明显的 Mo。夹杂物点状的面扫描是 C、0、Mo、Al、Ti、V六元素的面扫结果。 上边黑颗粒是 Al、Mg的氧化物，外边包着 V、Ti的碳化物（合金 中不是所有的氧化物周围都有V、Ti的碳化物），左图颗粒是近似四方形，是（V、Ti）（C、N）。n .组织特征磨抛好的金相样品，用苦味酸试剂腐蚀后， 观察组织为球状珠光体， 如照片5,左侧为偏析带组织，右侧为基体。从照片5-1可明显看出： 偏析带上以渗碳体为主的小颗粒密集区。为了解小颗粒密集区与低 倍偏析带上A区、B区的关系，我们把金相样品作了深腐蚀，在金 相显微镜中
26、进行对比，结果如照片5-2。从5-2看出，小颗粒密集区容易受腐蚀而变黑。 偏析带上的黑区明显多于基体。在低倍腐蚀时，小颗粒密集区同样会优先腐蚀，如照片5-3，其规律与金相相似。只是金相，低倍腐蚀条件有差别，低倍的腐蚀力远大于金相，虽都优 先腐蚀，腐蚀程度不同，表现出的特征也稍有差异，可以说是大同 小异。所以金相试样中小颗粒密集区就是低倍试片上的A区，非密集区就是B区。 硬度测定从以上的分析可知， 偏析带是Cr、Fe渗碳体小颗粒和一次碳氮化物 密集的地方，这样偏析带与基体的硬度应有差别。为此，我们在腐 蚀后的金相试样上打魏氏硬度，结果是：偏析带测量5点的平均值为154,基体平均值为143。由此可
27、见：偏析带的魏氏硬度高出基体（HV 10=11）三、讨论以上的测试结果可知，H13合金低倍试片的组织为球状珠光体。珠光体中Cr、Fe渗碳体小颗粒在合金中是不均匀分布，出现渗碳体小颗粒密集区，非密集区。合金中还有具有一定形状，如四方、三角 形等，有明显边界，呈淡黄色的一次碳氮化物为（V、Ti、Mo ） （C、N），而在这些碳氮化物中各元素的含量有明显的差别。碳氮化物在 合金中的分布是不均匀的，与渗碳体小颗粒的分布状态相一致，即 渗碳体小颗粒的密集区中，碳氮化物也多。合金名点状夹杂物为 Al、 Mg氧化物，有的在其外边由V、Ti碳氮化物包围着，其分布较均匀。 偏析条带的组织和基体相比有明显的差别，
28、偏析带上的渗碳体小颗 粒密集区明显多于基体，一次碳氮化物也多于基体，硬度稍高于基 体。金相的深腐蚀试验证明，渗碳体小颗粒是易受腐蚀优先变黑， 低倍同样道理，只是低倍的腐蚀能力大于金相，所以显示出比金相 更黑，受腐蚀面大的特征。另外，从低倍偏析带上A、B两区的元素分析特征来看，各元素的峰值是对应相应的颗粒。H13钢在低倍检验中都有不同程度的偏析出现，这与该钢种的合金 化与生产工艺有关。改善偏析的根本办法是有合理的冶炼，加工工 艺，并选择适当的退火工艺可改善偏析状况，减轻偏析级别。四、结论 H13钢低倍试片的组织为球状珠光体，渗碳体中主要元素是Cr、Fe，次相碳氮化物为（V、Ti、Mo）（C、N）
29、，点状夹杂物为 Al、 Mg氮化物，有的外边由 V、Ti碳化物包围着。 H13钢低倍偏析带是由于合金中出现C、Cr、V、Mo、Ti等元素偏析，从而形成渗碳体小颗粒，一次相碳氮化物的偏聚，低倍腐蚀时，它们优先腐蚀，形成偏析带。合金成分确定后，选择合理的冶炼，加工工艺及退火工艺，可减 轻偏析级别。参考文献：显微分析编辑级、显微分析技术资料汇编、科学出版社，1978陈世朴、王永瑞，金属电子显微分析，机械工业出版社，1982D2钢“黑斑点”属性的研究一、 前言在对工具钢D2进行宏观检验时，发现在横向酸浸低倍片半径 1/2处， 偏析处及中心部位，出现比基体颜色深的“黑斑点” ，如图1、图2。 以往，常将
30、“黑班点”做为点状偏析来评定，严加控制，因此，严重影响了出口材的成材率和正常交货，为了确保D2钢的质量，又为人为造成不必要的损人，我们对“黑斑点”的属性进行了研究。试验结果1. 宏观检验将酸浸后的低倍片，在充足的光线下，用肉眼或借助放大镜进行观 察，如图1。这种过去被判为“点状偏析”的“黑斑点”与38CrMoAI 钢的点状偏析的特征、点的大小、分布状态有所不同，而与结构钢 的一般疏松相似。2. 断口检验将有“黑斑眯”横向低倍处上的“黑斑点”处打断口，进行断口观 察，如图3。在低倍片上有“黑斑点”处的断口上有一条比基体组织颜色略暗一 些的条带，但无夹杂物和裂纹等缺陷。断口为正常纤维状断口。3.
31、金相检验从退火材黄向低倍试片上有中心疏松、“黑斑点”、正常基体处各取一块金相试样，磨平，抛光，腐蚀后进行观察。从图中可以看出：中心疏松（图4）和“黑斑点”（图5）处的碳化物都比较密集，而且碳化物的块都比较大，基体均为粒状珠光体； 正常基体处（图6）的碳化物的块比较细小， 数量也比中心疏松和“黑 斑点”处的要少些，基体为粒状珠光体，三都无明显区别。将上述三个试样进行淬火观察，如图（中心疏松）、图8 （黑斑点）、图9 （正常基体）。从图中可以看出：与退火组织相比，碳化物块的 尖锐程度有所减轻；而且细小的碳仳物明显少于退火态，这是由于 在淬火加热过程中，低倍点碳化物溶入奥氏体中的缘故。中心疏松和“黑
32、斑点”处的碳化物大小、数量基体差不多，但都比正常基体处的碳化物的数量要多，而且块也大。三者基体均为 M+少量残余A4. 硬度检验从退火态的低倍片上的同一圆周上的不同位置的“黑斑点”和正常 基体进行硬度测试，测试结果和中心疏松处的硬度比较如下表。检验位置中心疏松正常基体黑斑点硬度 HB197195198从测试结果来看，各处的硬度基体差不多，中心疏松和“黑斑点”处硬度略高一些，这是由于碳化物相对多一些的结果。二、结果分析从“黑斑点”处的宏观断口，金相组织来看，“黑斑点”处无夹杂物，“黑斑点”处的金相组织与中心疏松和正常基体处的金相组织相比， 中心疏松和“黑斑点”处的碳化物大小、数量差不多，但都比正
33、常 基体处的碳化物块要大些，数量多些。除此之外，没什么区别。 我们知道，“黑斑点”是试片在酸浸过程中，碳化物剥落而形成的低 倍片上的宏观表现。对于工具钢的低倍组织检验，一些国家都没有 明确的规定，只在美国对合金工具钢在这一方面有一定的标准。在 ASTM561-78中对低倍组织检验时，对下列缺陷：缩管、炸裂、碳 化物、合金偏析、非金属夹杂集中情况、疏松、内裂纹、白点、方 偏有明确要求，其中对中心疏松识别依据的描述是：被浸蚀出的碳 化物或废金属夹杂物等有关集中微小控、坑，可按中心疏松评定。“黑斑点”是分散在试片上的集中碳化物在酸浸过程中剥落形成的微小蚀坑，与中心疏松的性质相同，故可评为一般疏楹。我
34、们知道，对于D2钢，由于碳含量较高，其结晶温度间隔较大，在 结晶过程中，等轴晶的树枝状分枝极为发达，造成母液被分割，树 枝晶间富集的碳化物不能及时与尚未凝固的大量钢液充分均匀化， 而在随后的凝固过程中被固定下来，形成一般疏松。当钢锭冷却条 件好时，冷却速度极大，柱状晶发达，不易形成碳化物富集，故不 易形成一般疏松；而随着钢锭尺寸增大，冷却速度相对缓慢，不利 于柱状晶发展，而等轴晶特别发达，故极易形成一般疏松；而当钢 锭进一步增大，冷却速度相当缓慢，是凝固界面前富集的碳化物等 及时扩散到尚未凝固的钢液中，就可减轻一般疏松的形成。由此可见，一般疏松的形成主要有 D2钢的本身化学成分决定的， 即 含碳量高，合金含量高；其次便是钢锭的结晶条件不好。介于此， 我们为了减轻D2钢的一般疏松，可以从以下几个方面解决：1. 对于小尺寸锭应加大冷速，即提高浇注温度，降低浇注速度。2. 对于尺寸大锭型，采用降低冷却速度的方法。3. 设计合理的定性，满足冷却速度，使凝固界面前富集物及时扩 散到尚未凝固的钢液中。参考文献：1. 碱性电弧炉炼钢，抚顺钢厂2. 38CrMoAI钢点状偏析试验小结，大冶钢厂3. 金属热加工原理，陕西人民出版社，郝石坚 主编