文／耿志宇，王金業(yè)·二十二冶集團(tuán)精密鍛造有限公司

多向模鍛沖頭斷裂原因探討

文／耿志宇，王金業(yè)·二十二冶集團(tuán)精密鍛造有限公司

耿志宇，工程師，碩士，二十二冶集團(tuán)精密鍛造有限公司理化檢驗(yàn)中心副主任，主要負(fù)責(zé)鍛件熱處理工藝的制定、力學(xué)性能檢驗(yàn)和金相檢驗(yàn)等工作。

為了研究多向模鍛生產(chǎn)中沖頭斷裂的原因，通過金相顯微技術(shù)、沖擊試驗(yàn)、化學(xué)分析和掃描電鏡等方法，分析了沖頭材料的金相組織、沖擊韌性、化學(xué)成分和夾雜物形貌。結(jié)果表明，材料化學(xué)成分合格，沖頭縱向存在帶狀組織，且沖頭組織沒有完全轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹚魇象w組織，材料的沖擊吸收功低于標(biāo)準(zhǔn)要求。因此，沖頭材料組織不合格是導(dǎo)致沖頭斷裂的主要原因。

在實(shí)際生產(chǎn)中，材質(zhì)為H13的沖頭在投入使用不超過72h即發(fā)生了斷裂。沖頭斷裂導(dǎo)致生產(chǎn)中斷，產(chǎn)生了不必要的經(jīng)濟(jì)損失。本文通過金相試驗(yàn)、沖擊試驗(yàn)、化學(xué)分析和掃描電鏡等方法對(duì)斷裂沖頭的材料進(jìn)行了分析，最終成功找出沖頭斷裂失效的原因，避免了類似事故再次發(fā)生。

圖1 H13沖頭失效分析取樣圖

取樣及成分檢測(cè)

H13沖頭失效分析取樣如圖1所示，取樣主要分為A區(qū)和B區(qū)。B區(qū)取樣位置如圖2所示。其中，A2和B6試樣進(jìn)行金相組織觀察，B1、B2、B3、B4四個(gè)試樣加工成沖擊試樣測(cè)試其沖擊韌性，B5試樣用作化學(xué)成分測(cè)試。

圖2 B區(qū)域試樣切割示意圖

表1 沖頭材料化學(xué)成分與標(biāo)準(zhǔn)要求

對(duì)沖頭材料進(jìn)行化學(xué)成分檢測(cè)，結(jié)果如表1所示。由結(jié)果可見，沖頭材料的化學(xué)成分符合《GB/T 1299-2000合金工具鋼》標(biāo)準(zhǔn)要求。

沖擊韌性試驗(yàn)分析

取試樣B1、B2、B3進(jìn)行V型口夏比沖擊試驗(yàn)，并按照標(biāo)準(zhǔn)要求制成沖擊試樣，試驗(yàn)結(jié)果如表2所示。

表2 沖擊試驗(yàn)結(jié)果

從H13沖頭的沖擊試驗(yàn)斷口觀察材料屬脆性斷裂，斷口平整。沖擊韌度平均值5.5J/cm2，標(biāo)準(zhǔn)要求一般H13材料的沖擊韌度為10～13.5J/cm2，高質(zhì)量H13材料的沖擊韌度為13.5～16.875J/cm2。由此可見，斷裂的H13沖頭沖擊性能偏低。

金相組織分析

所有金相試樣經(jīng)金相砂紙打磨、拋光機(jī)拋光后對(duì)拋光面進(jìn)行侵蝕以觀察金相組織。所用的侵蝕劑為4%硝酸酒精溶液，侵蝕時(shí)間約4s。侵蝕完成后采用密封袋密封，準(zhǔn)備觀察金相組織。觀察金相組織所用的顯微鏡為蔡司Axiovert200金相顯微鏡。

沖頭頭部縱向金相組織

首先觀察100倍的金相組織，試樣B6的取樣位置及放大100倍組織如圖3所示。

圖3 B6試樣金相組織（100×）

由圖3可見，B6試樣中部存在明顯的帶狀組織，方向沿沖頭豎直方向；試樣頭部組織較中部均勻，帶狀組織不明顯。為進(jìn)一步觀察組織形貌，對(duì)B6試樣放大500倍的金相組織進(jìn)行觀察，如圖4、圖5所示。

圖4 B6試樣中部金相組織（500×）

試樣中部放大500倍組織如圖4所示。由圖4可見，帶狀組織呈明顯的組織不均勻特征，這種特征可能是由于碳和合金元素沿鍛造方向的偏析所引起的。圖4中灰白色的區(qū)域?yàn)楹辖鹪仄鰠^(qū)域，因?yàn)槠鰩е刑己秃辖鹪剌^高，淬火馬氏體細(xì)而且耐回火性高，侵蝕偏析帶呈灰白色；黑色區(qū)域?yàn)楹辖鹪睾康偷膮^(qū)域，組織形貌為回火馬氏體+回火屈氏體組織。因?yàn)楹辖鹪睾康?，淬火易得到馬氏體，回火后根據(jù)回火程度的不同得到了回火馬氏體+回火屈氏體組織。另外，在灰白色區(qū)域觀察到了可塑性夾雜，夾雜的存在很可能是沖頭失效的原因之一。

在鋼錠冷卻時(shí)，鋼液中分配系數(shù)小于1的合金元素和雜質(zhì)元素不斷從樹枝晶析出，因而這類元素在樹枝晶間區(qū)域的濃度明顯高于樹枝晶內(nèi)的濃度。由于這種微觀結(jié)晶偏析，在枝晶間最后凝固的部分富集著碳和合金元素，凝固后形成大量的碳化物，在鍛軋過程中它逐步沿?zé)峒庸し较蜓由斐蓭?。帶狀偏析?duì)H13鋼的使用性能有一定的影響。由于帶狀組織相鄰帶的馬氏體條粗細(xì)不同，淬火、回火后在帶之間會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力集中。帶狀偏析的存在會(huì)造成鋼材的沖擊韌性、斷裂韌性和塑性等降低，并具有明顯的各向異性，而且碳化物集聚區(qū)域(高碳馬氏體區(qū))最易成為疲勞裂紋源。因此，H13材料要嚴(yán)格控制碳化物帶狀偏析。由于合金元素偏析，不同部位合金元素和碳含量不同，導(dǎo)致侵蝕出的組織不同。

圖5 B6試樣頭部金相組織（500×）

試樣頭部放大500倍組織如圖5所示。由圖5可見，頭部組織的偏析程度較中部有所減輕，但是依然存在灰白色的偏析區(qū)域。沖頭頭部在工作時(shí)與坯料接觸，生產(chǎn)過程中，沖頭頭部在工作時(shí)的溫度已經(jīng)達(dá)到奧氏體轉(zhuǎn)變溫度。在高溫下工作的沖頭頭部區(qū)域受熱影響，偏析產(chǎn)生的帶狀組織得到擴(kuò)散，從而減輕了組織的帶狀程度。

另外，對(duì)B6試樣測(cè)試了其洛氏硬度，所用設(shè)備為HRC-150硬度計(jì)。測(cè)試結(jié)果顯示，沖頭頭部硬度為25HRC左右，而中部硬度為50HRC以上，這也是沖頭頭部工作溫度過高的結(jié)果。H13鋼沖頭的最高工作溫度約為600℃，因?yàn)樵?00℃以下，H13回火時(shí)產(chǎn)生的二次硬化碳化物呈細(xì)小彌散分布，這也是H13鋼具有高硬度的原因。工作溫度超過600℃后碳化物可能聚集長(zhǎng)大，內(nèi)部組織應(yīng)力充分釋放，特別是溫度超過奧氏體轉(zhuǎn)變溫度后部分碳化物有可能溶解，這樣就導(dǎo)致H13鋼的硬度急劇下降。

沖頭中部縱向金相組織

對(duì)A2試樣進(jìn)行了金相組織觀察，分別觀察了試樣中部和邊緣的金相組織，如圖6和圖7所示。

圖6 A2試樣中部金相組織（100×）

圖7 A2試樣邊緣金相組織（100×）

由上圖可見，沖頭中部也存在帶狀組織，方向與B6試樣觀察到的帶狀組織相同。進(jìn)而對(duì)試樣A2放大500倍的金相組織進(jìn)行了觀察，如圖8所示。

同樣的，圖8中灰白色區(qū)域是合金元素偏析區(qū)域，深灰色區(qū)域是合金元素含量較低，淬火后得到特征明顯的馬氏體組織，回火后得到回火馬氏體組織。

圖8 A2試樣中部金相組織（500×）

夾雜物觀察

對(duì)B6試樣和A2試樣進(jìn)行了夾雜物觀察，經(jīng)過掃描電子顯微鏡觀察可見，試樣表面存在夾雜物，如圖9所示。

圖9 H13夾雜物觀察

對(duì)圖9中部分夾雜物進(jìn)行能譜分析。經(jīng)分析，圓形夾雜物為Al2O3，夾雜物的直徑為14.5μm；長(zhǎng)條狀?yuàn)A雜物為VO2和少量氮化物雜質(zhì)，夾雜物最大長(zhǎng)度為41.8μm。

由以上觀察分析可見，H13鋼中的夾雜物主要有Al2O3和VO2，鋼中的氧化物夾雜硬度高、塑性差，在鋼進(jìn)行塑性變形時(shí)，夾雜物容易脆裂，使鋼的韌性降低，脆性增大，在使用過程中易發(fā)生開裂，并且夾雜物切斷了沖頭基體的連續(xù)性，沖頭在使用過程中極易引起應(yīng)力集中，造成早期開裂。

結(jié)束語

綜上，上沖頭存在的問題主要有：

⑴原材料純凈度低。在掃描電鏡和金相組織圖片中可清晰觀察到非金屬夾雜，可能會(huì)降低模具塑性、韌性，脆性增大，易導(dǎo)致開裂。并且夾雜物切斷了沖頭基體的連續(xù)性，沖頭在使用過程中極易引起應(yīng)力集中，造成早期開裂。

⑵材料的沖擊功低。一般H13的沖擊韌度為10～13.5J/cm2，而上沖頭沖擊韌度平均值5.5J/cm2，韌性較差。

⑶上沖頭材料組織偏析，存在帶狀組織。這是由于合金元素在鍛造時(shí)沿與鍛造垂直的方向偏析所致，嚴(yán)重的帶狀組織會(huì)導(dǎo)致鋼內(nèi)部產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力，增加脆性。

⑷使用過程中，局部溫度過高，可能引起材料的失效。

可采用的解決辦法：

⑴消除鋼中的氧化物等夾雜，提高鋼的潔凈度，保持基體的連續(xù)性；

⑵增加模具材料的鍛造次數(shù)和鍛造比，結(jié)合充分的擴(kuò)散退火，以消除合金元素的偏析，這樣得到均勻的組織，在后續(xù)熱處理和使用過程中才能充分發(fā)揮材料的性能。