看看这个H13金相，隔壁搬来的

孤鸿踏雪

aaron01 发表于 2014-4-16 15:05
球化退火条件当然是铁素体+碳化物，GCr15不是这样吗？

          当然是，但这里的铁素体似乎应该是基体

aaron01

孤鸿踏雪 发表于 2014-4-16 15:12
当然是，但这里的铁素体似乎应该是基体

当然是基体，怎么了？

孤鸿踏雪

aaron01 发表于 2014-4-16 15:09
我在想的问题是，
1，这个条状的碳化物可能是锻造冷却的时候形成的,，冷却太慢，碳化物沿晶析出。
2，球退 ...

         关于这些碳化物的存在原因问题，要看是什么类型的碳化物了。

         假如原帖楼主的H13采用较低的奥化温度淬火，里面残存一定数量的未溶碳化物是在正常不过了

孤鸿踏雪

aaron01 发表于 2014-4-16 15:15
当然是基体，怎么了？

       在一定的奥氏体化温度下，如果大面积的铁素体基体都溶解了，会有多大可能残留一部分未溶的铁素体？相反，在这个特定的奥氏体温度下，残留一部分未溶碳化物却毋庸置疑。

吉祥如意

H13碳化物不均匀性及共晶碳化物都有出现的可能。

aaron01

孤鸿踏雪 发表于 2014-4-16 15:15
关于这些碳化物的存在原因问题，要看是什么类型的碳化物了。

         假如原帖楼主的H13采用 ...

1040C奥氏体化哦，不低的。
我觉得淬火时候在晶界析出网状碳化物，不大可能，这个材料碳化物析出倾向很小，更何况是油淬！
如果是碳化物的话，可能是锻后冷却的时候出的问题，遗留了下来，在这种情况下，淬火时需要更多时间来实现碳扩散，来解决化学成分不均匀的情况，才能完全溶解。只有这样才能解释为什么在1040C还不能充分奥氏体化。

孤鸿踏雪

aaron01 发表于 2014-4-16 15:20
1040C奥氏体化哦，不低的。
我觉得淬火时候在晶界析出网状碳化物，不大可能，这个材料碳化物析出倾向很小 ...

       我不认为它是淬火时的析出碳化物，而我认定那是未溶碳化物。

      今晚回家可以继续找证据

孤鸿踏雪

aaron01 发表于 2014-4-16 15:20
1040C奥氏体化哦，不低的。
我觉得淬火时候在晶界析出网状碳化物，不大可能，这个材料碳化物析出倾向很小 ...

          H13的合金化特点决定了它的碳化物是多元化的，不是任何碳化物都能在1040°C就能溶解的。何况，楼主并没有讲明它的淬火奥氏体化温度是多高。

aaron01

吉祥如意 发表于 2014-4-16 15:19
H13碳化物不均匀性及共晶碳化物都有出现的可能。

这个问题确实很头大，那个形态却不像碳化物哦，我白圈圈出的几个地方。
所以我在想的是，成分很不均匀的情况会怎么样。
没准材料搞错了？买了垃圾材料？

孤鸿踏雪

aaron01 发表于 2014-4-16 15:20
1040C奥氏体化哦，不低的。
我觉得淬火时候在晶界析出网状碳化物，不大可能，这个材料碳化物析出倾向很小 ...

         就像这个http://www.rclhome.net/forum.php ... 11300&fromuid=8帖子，对H13采用960°C淬火，能溶解多少种、多少含量的碳化物？

孤鸿踏雪

孤鸿踏雪 发表于 2014-4-16 15:27
H13的合金化特点决定了它的碳化物是多元化的，不是任何碳化物都能在1040°C就能溶解的。何况， ...

        惭愧，1040°C淬火，我的确没看到。但即便是1040°C奥氏体化，我还是肯定有未溶碳化物存在。

aaron01

孤鸿踏雪 发表于 2014-4-16 15:27
H13的合金化特点决定了它的碳化物是多元化的，不是任何碳化物都能在1040°C就能溶解的。何况， ...

这个也不像共晶碳化物形态啊。
如果是碳化物，我更倾向于是二次渗碳体，沿晶析出形态。
但淬火又不会出现，所以我倾向是锻后缓冷，或者做了不恰当的退火造成的。

孤鸿踏雪

aaron01 发表于 2014-4-16 15:32
这个也不像共晶碳化物形态啊。
如果是碳化物，我更倾向于是二次渗碳体，沿晶析出形态。
但淬火又不会出现 ...

        抱歉，我的表达可能有问题：我说的“碳化物是多元化的”是指Cr、Mo、V的碳化物。而这些不同的碳化物开始溶解的温度和溶解完毕的时间会一致吗？

aaron01

孤鸿踏雪 发表于 2014-4-16 15:36
抱歉，我的表达可能有问题：我说的“碳化物是多元化的”是指Cr、Mo、V的碳化物。而这些不同的碳 ...

Mo和V的碳化物很细小，应该不符合这个特征。

孤鸿踏雪

aaron01 发表于 2014-4-16 15:38
Mo和V的碳化物很细小，应该不符合这个特征。

       我以前看到过一个资料，是介绍W、Cr、Mo、V等不同碳化物、及不同类型碳化物的高温溶解情况的，晚上回家再找找那本书（仿佛是《合金钢及热处理工艺学》）

孤鸿踏雪

aaron01 发表于 2014-4-16 15:38
Mo和V的碳化物很细小，应该不符合这个特征。

         这里先以Cr12型钢为例，谈谈碳化物的溶解情况：

         有资料介绍，经X射线衍射分析：Cr12经退火、淬火后的Cm都属于（Cr，Fe）7C3型，有时有少量（Cr，Fe）3C。而Cr12MoV在退火状态除（Cr，Fe）7C3外，还有Cr23C6型存在，而淬火后只有（Cr,Fe）7C3。
　　　Cm的硬度，研究报告指出：（Cr,Fe）7C3型为： 2300HV；（Cr，Fe）23C6型为1500HV。
　　　Cr12型钢经淬火处理后，其Cm变化不大，而基体中的C和Cr则有所增加，如淬火温度为950~1000℃时，C含量约为0.5%，Cr含量约为4~5%。
　　　Cr12型钢在一般淬火温度下，实际只溶解少量的Cm，退火后的Cm总量约为17%，经1040℃加热高温下仍可保留14%左右，Cr7C3的硬度为2300HV，远非马氏体硬度可比，高硬度的Cr7C3质点存在，使得钢具有极高的耐磨性。

aaron01

孤鸿踏雪 发表于 2014-4-16 15:59
这里先以Cr12型钢为例，谈谈碳化物的溶解情况：

         有资料介绍，经X射线衍射分析：Cr12 ...

没有可比性，C12含碳量太高了。看看这个三元相图，在870C以上，H13是在奥氏体单相区的。

孤鸿踏雪

aaron01 发表于 2014-4-16 16:01
没有可比性，C12含碳量太高了。看看这个三元相图，在870C以上，H13是在奥氏体单相区的。

         当然没有可比性，H13只能算作中碳中合金热作模具钢，而Cr12型钢那可是高碳高合金莱氏体冷作模具钢啊。如果拿Cr12模具钢淬火、回火后的金相图片相比，那碳化物数量一定相当可观

aaron01

孤鸿踏雪 发表于 2014-4-16 16:06
当然没有可比性，H13只能算作中碳中合金热作模具钢，而Cr12型钢那可是高碳高合金莱氏体冷作模具 ...

通常H13淬火组织，光镜下很难看到碳化物滴。

孤鸿踏雪

aaron01 发表于 2014-4-16 16:09
通常H13淬火组织，光镜下很难看到碳化物滴。

        很难看到≠不能看到吧？以下是JUNSHI以前发给我的所谓Cr12Mo1V1，实际上我取样化验的结果（％）为：1.47C，0.46Si，0.59Mn，0.022S，9.80Cr，0.75Mo，V未做。

         附件是JUNSHI给我的试样所做的金相图片

aaron01

孤鸿踏雪 发表于 2014-4-16 16:15
很难看到≠不能看到吧？以下是JUNSHI以前发给我的所谓Cr12Mo1V1，实际上我取样化验的结果（ ...

我说的是保守说法，不想把马氏体里析出碳化物混淆。
其实，870C以上H13钢在奥氏体单相区的话，淬火后是不可见碳化物的。

搬运工

个人认为：
断续网状及块状碳化物是淬火前工序所遗留的缺陷组织， 正常淬火加热条件下是不能全部溶解这些碳化物的，如果通过提高淬火加热温度去溶解这些碳化物，后果必将是淬火组织粗大。
因此，根本就没有理由说这个H13零件淬火加热严重不足。
另，说不够格评级也是无稽之谈。

搬运工

过共析钢原材料中的碳化物。

aaron01

搬运工 发表于 2014-4-17 07:06
个人认为：
断续网状及块状碳化物是淬火前工序所遗留的缺陷组织， 正常淬火加热条件下是不能全部溶解这些碳 ...

你的想法和我很接近，这个不是淬火析出的碳化物，而是前道工序奥氏体化后缓冷时析出的，由于已经析出了沿晶碳化物，淬火奥氏体化时按照正常的温度和时间，来不及把碳化物全溶掉，于是在淬火组织里出现了这样的未溶碳化物。问题出在淬火前面的工序。

孤鸿踏雪

        有资料介绍：铬（Cr）的碳化物900°C开始溶解，到1100°C时几乎全部溶于奥氏体中；钒（V）的碳化物在900~1000°C几乎不溶解，只有到1000~1200°C时才开始溶解；钨（W）的碳化物，在950~1150°C开始溶解，在1150°C以上时，（Fe，W）6C型碳化物迅速溶解，但到1300°C还不能完全溶解。

钢铁医生

材料问题。。退货吧。。这个咋处理

搬运工

钢铁医生 发表于 2014-4-17 09:59
材料问题。。退货吧。。这个咋处理

我认为这个还不属于原材料问题。
只要施以合理的锻造，并做好相应的预备热处理，组织完全可以得到改善。

钢铁医生

搬运工 发表于 2014-4-17 10:08
我认为这个还不属于原材料问题。
只要施以合理的锻造，并做好相应的预备热处理，组织完全可以得到改善。
...

H13碳含量不高的。这种碳化物形态我只有在高速钢看过。你要锻造多少次才能把碳化物分布均匀啊

aaron01

是的，如果是共晶碳化物，那无疑是材料问题，可这个明显是二次渗碳体，是不恰当的预处理造成的，似乎不属于原材料问题。

aaron01

钢铁医生 发表于 2014-4-17 10:10
H13碳含量不高的。这种碳化物形态我只有在高速钢看过。你要锻造多少次才能把碳化物分布均匀啊 ...

合适的奥氏体化过程，把二次渗碳体是可以溶掉的。
渗碳的时候，出现网状碳化物，不是也可以返工溶掉吗？

孤鸿踏雪

           以下这些文字叙述（注：不是老孤杜撰的）对理解本主题的碳化物应该有所帮助：

           为了减少氧化脱碳，退火最好在可控气氛退火炉中进行。退火温度下保温时间为25mm/h，退火后以不大于25℃/h的冷却速度冷至550℃然后空冷。退火组织为珠光体和6～12%（质量）的合金碳化物。

          由于钢的退火组织中有一定数量的合金碳化物，要求钢在淬火温度下进行较长时间的保温，以使合金碳化物溶入奥氏体组织中，由于钢的淬透性好，一般采用空冷或油冷淬火。

          对于较大截面的锻件，当停锻温度过高，锻后冷速缓慢时，可能沿奥氏体晶界析出大量的链状合金碳化物，这种碳化物采用一般退火和淬火工艺不能消除，会影响淬、回火以后的组织和性能，因之对于产生这种组织的模具，在淬火以前应在高于淬火温度50℃左右进行一次加热和快速冷却，以消除链状碳化物组织。然后再进行淬火处理。淬火以后，可以得到细晶粒组织（一般晶粒度为8～10级）保留有少量的过剩M6C和MC型合金碳化物和一定数量的A′。

         4Cr5MoSiVl的抗回火稳定性略高。这是由于该钢的钒含量较高。当回火温度高于500℃时，含钒量高的钢会析出更多的MC型弥散Crn，使二次硬化效果更显著。

孤鸿踏雪

          再看看这个附件（截图）的内容

搬运工

孤鸿踏雪 发表于 2014-4-17 15:08
再看看这个附件（截图）的内容

这是说的最终热处理前零件经过了球化退火处理时的情况。
而1楼图片已经说明该件最终热处理前组织中有断网碳化物与块状碳化物。
说这个零件严重加热不足没有任何依据，属于个人臆断。

孤鸿踏雪

搬运工 发表于 2014-4-17 18:31
这是说的最终热处理前零件经过了球化退火处理时的情况。
而1楼图片已经说明该件最终热处理前组织中有断网 ...

          我从不认为这个产品的碳化物是因加热不足（欠热）而存在！

汤大郎

目前市场混乱，H13就有差不多七八种，在下遇到离谱的所谓H13，化学成分尽然只比40Cr，含Cr量稍高点，说不定是此类材料了

zzggww

这个有点像脱碳层组织，深磨后白色是否会消失