金林奎, 黃持偉, 阮育煌, 歐海龍, 鄒文奇

(1. 廣東省東莞市質(zhì)量監(jiān)督檢測中心, 東莞 523808; 2. 國家模具產(chǎn)品質(zhì)量監(jiān)督檢驗中心, 東莞 523846; 3. 東莞市奕東電子有限公司, 東莞 523127)

2510鋼塑料模具滑塊座端面開裂剝落失效分析

金林奎1,2, 黃持偉1,2, 阮育煌3, 歐海龍1,2, 鄒文奇1,2

(1. 廣東省東莞市質(zhì)量監(jiān)督檢測中心, 東莞 523808; 2. 國家模具產(chǎn)品質(zhì)量監(jiān)督檢驗中心, 東莞 523846; 3. 東莞市奕東電子有限公司, 東莞 523127)

采用宏觀分析、硬度檢測、化學(xué)成分分析、斷口分析以及金相檢驗等方法，對某2510鋼塑料模具滑塊座端面開裂剝落失效原因進(jìn)行了分析。結(jié)果表明：滑塊座螺紋孔螺牙部位經(jīng)過電加工產(chǎn)生了白亮色的變質(zhì)層，該變質(zhì)層脆性較大，易于產(chǎn)生微裂紋及剝落成為疲勞裂紋源，在螺栓彈簧推動的交變應(yīng)力作用下裂紋沿螺紋孔四周呈同心圓弧線向外推進(jìn)和延伸，從而導(dǎo)致滑塊座端面開裂剝落失效；同時滑塊座基體組織中帶狀及網(wǎng)狀碳化物分布嚴(yán)重，降低了材料強(qiáng)度，加快了滑塊座疲勞開裂剝落失效的進(jìn)程。

模具；滑塊座；開裂剝落；電加工變質(zhì)層；帶狀碳化物；網(wǎng)狀碳化物；疲勞開裂

某家電公司塑料模具用滑塊座發(fā)生開裂失效，其材料為2510鋼，相當(dāng)于國產(chǎn)材料9CrWMn冷作模具鋼。零件經(jīng)過熱加工鍛造、球化退火處理，然后進(jìn)行淬、回火熱處理，硬度技術(shù)要求為54～60 HRC，硬度實測值在57～58 HRC。滑塊座在服役時發(fā)生早期開裂剝落失效，其設(shè)計服役壽命為6個月，實際服役時間只有15 d(天)，目測失效件開裂位于螺紋孔的端面，如圖1所示。筆者對該失效滑塊座進(jìn)行了檢驗和分析，以查明其開裂原因，并據(jù)此提出了改進(jìn)建議。

圖1 失效滑塊座宏觀形貌Fig.1 Macro morphology of the failure slider block

1 理化檢驗

1.1 宏觀分析

滑塊座開裂處斷口以螺紋孔為中心，形成同心圓的疲勞擴(kuò)展貝紋線向前推進(jìn)。疲勞擴(kuò)展的區(qū)域約占整個斷口面積的70%，然后向四周快速擴(kuò)展至最終斷裂，如圖2所示。圖2中上側(cè)及左側(cè)可見快速擴(kuò)展的放射狀條紋，下側(cè)邊緣可見細(xì)條狀終斷區(qū)剪切唇。由于滑塊座端面表層布滿蝕刻的花紋，在上側(cè)及左側(cè)的終斷區(qū)只能看到缺口狀的斷面，這種形貌特征容易與應(yīng)力集中的多臺階條紋相混淆，因此必須加以區(qū)分。

圖2 滑塊座開裂處斷口宏觀形貌Fig.2 Macro morphology of fracture of the slider block cracking position

圖3 螺紋內(nèi)孔樣塊宏觀形貌Fig.3 Macro morphology of the internal thread hole sample

沿滑塊座斷口中心的螺紋孔部位垂直截取樣塊，由于該螺紋孔較深，未能截取到螺紋孔的底部，只保留從端面向里5個螺牙。圖3中右側(cè)為螺紋孔的外端面，其端面的斷口擴(kuò)展部位已經(jīng)被線切割加工去除。由圖3可見，外層4個螺牙的齒頂已經(jīng)斷裂，而里層第5個螺牙的齒頂完好無損。

1.2 硬度檢測

采用奧地利Qness-Q150型全自動數(shù)顯洛氏硬度計對失效滑塊座表面進(jìn)行硬度檢測，結(jié)果如下：57.0,57.0,57.5,58.0,57.0 HRC，符合技術(shù)要求的54～60 HRC。

1.3 化學(xué)成分分析

從失效滑塊座上取樣進(jìn)行化學(xué)成分分析，試樣尺寸為25 mm×25 mm×15 mm，檢測設(shè)備為FOUNDRY-MASTER PRO全譜直讀光譜儀，檢測依據(jù)為GB/T 1299-2014《工模具鋼》。由表1可見，滑塊座材料的各元素含量均符合GB/T 1299-2014對9CrWMn冷作模具鋼成分的技術(shù)要求。

表1 滑塊座的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

1.4 掃描電鏡斷口分析

使用蔡司EVO LS15掃描電子顯微鏡對滑塊座斷口微觀形貌進(jìn)行觀察。由圖4可見：疲勞推進(jìn)線呈波浪形向前推進(jìn)，并與螺紋孔邊緣平行；由于材料脆性開裂較為嚴(yán)重，因而疲勞開裂的形貌特征不明顯。疲勞擴(kuò)展至應(yīng)力峰值處快速擴(kuò)展的放射狀條紋更為顯著，放射狀棱線呈斷續(xù)分布，見圖5。

圖4 源區(qū)放射狀條紋形貌Fig.4 Morphology of radial stripes of the source area

圖5 快速擴(kuò)展區(qū)放射狀棱線形貌Fig.5 Morphology of radial ridges of the rapidly expanding area

1.5 能譜分析

對斷口試樣進(jìn)行微區(qū)成分能譜分析，結(jié)果表明晶界處無磷、砷、銻、錫等低熔點夾雜物析出，表明夾雜第二相組織不是由回火脆造成的，可以排除回火脆的影響；沿晶亦無硫、錳等元素存在，因而也可以排除鍛造過熱緩冷造成MnS沿晶析出的可能，見圖6。

圖6 晶界能譜分析結(jié)果Fig.6 Energy spectrum analysis results of the grain boundary

1.6 金相檢驗

1.6.1 非金屬夾雜物檢驗

非金屬夾雜物級別的高低對鋼材強(qiáng)度及韌性有較大影響，級別越低表明材料具有越高的純凈度，即具有更高的強(qiáng)度和韌性。依據(jù)GB/T 10561-2005《鋼中非金屬夾雜物含量的測定——標(biāo)準(zhǔn)評級圖顯微檢驗法》對滑塊座非金屬夾雜物含量進(jìn)行檢驗，同時依據(jù)GB/T 1299-2014進(jìn)行判定。由表2可見，滑塊座材料的非金屬夾雜物級別均滿足標(biāo)準(zhǔn)技術(shù)要求。

表2 滑塊座非金屬夾雜物檢驗結(jié)果

圖7 斷齒截面形貌Fig.7 Sectional morphology of the fractured tooth

圖8 完整齒截面形貌Fig.8 Sectional morphology of the intact tooth

1.6.2 顯微組織檢驗

失效滑塊座螺紋孔外面4個螺牙均沿齒頂中法線的垂直部位斷裂，且斷裂均沿帶狀碳化物條帶方向擴(kuò)展，斷口附近存在嚴(yán)重的帶狀碳化物[1-2]，圖7所示為距螺紋孔里層第4個螺牙齒頂沿帶狀碳化物的斷裂形貌;而第5個螺牙齒頂完整保留，如圖8所示。由圖7和圖8還可見，螺牙周邊均包裹明顯的白亮層。經(jīng)調(diào)查核實，該白亮層為螺紋內(nèi)孔經(jīng)過電加工造成的變質(zhì)層。

螺紋孔端口處，圖9所示左側(cè)為斷口擴(kuò)展的起始部位，在斷口與螺牙底槽連接處呈圓弧狀，齒槽下方的帶狀碳化物也呈圓弧狀分布，可以推斷螺牙齒槽經(jīng)過擠壓成型。齒槽表層凹凸不平，由于帶狀碳化物以及電加工變質(zhì)層的脆性影響，該處已經(jīng)產(chǎn)生表面剝落。螺紋孔內(nèi)螺牙表面經(jīng)過了電加工，經(jīng)測量電加工變質(zhì)層深達(dá)0.05 mm，見圖10。該變質(zhì)層屬于高溫加熱甚至熔化后的快速冷卻淬火層，其硬度高且脆性大，極易造成缺陷表面拉向開裂[3]。

圖9 螺牙底槽表面剝落形貌Fig.9 Morphology of surface spalling of the thread end groove

圖10 螺牙表面電加工變質(zhì)層形貌Fig.10 Morphology of electric precessing affected layer of the thread surface

螺栓與螺紋孔配合后，經(jīng)過外層螺母的擰緊，在螺栓的最外側(cè)幾扣螺牙處將產(chǎn)生極大的拉向應(yīng)力，螺紋孔的端口處螺牙將承受占整體拉向應(yīng)力65%以上的拉應(yīng)力。由外向里螺栓與螺紋孔螺牙所承受的拉向應(yīng)力逐漸減小，第5個螺牙向里所承受的拉應(yīng)力可能只有不到整體拉向應(yīng)力的10%。此為外層4個螺牙斷裂，而里層螺牙完好無損的原因[4]。

在螺紋孔螺牙的底槽部位，存在兩處表層拉向應(yīng)力的顯微裂紋，并由表面電加工變質(zhì)層向基體內(nèi)部擴(kuò)展，裂紋呈直線狀穿晶開裂，裂紋深度約為0.10 mm，見圖11和圖12。

圖11 電加工變質(zhì)層裂紋1形貌Fig.11 Morphology of crack 1 of the electric processing affected layer

圖12 電加工變質(zhì)層裂紋2形貌Fig.12 Morphology of crack 2 of the electric processing affected layer

端面開裂的螺紋孔內(nèi)螺牙齒頂高度約為0.80 mm，與齒頂高度方向垂直分布的帶狀碳化物嚴(yán)重，見圖13。斷口附近未開裂的螺紋孔內(nèi)螺牙齒頂高度只有0.40 mm左右，且?guī)钐蓟锏臈l帶寬度也相對減小，見圖14。螺牙齒頂高度的降低，會使其抗彎強(qiáng)度大幅度提高；帶狀碳化物條帶寬度的減小，則會使材料的抗拉強(qiáng)度得到提升，因而未發(fā)生螺牙齒頂斷裂現(xiàn)象[5]。

圖13 開裂螺紋孔的螺牙高度Fig.13 The tooth height of the cracked thread hole

圖14 未開裂螺紋孔的螺牙高度Fig.14 The tooth height of the uncracked thread hole

經(jīng)測量，基體顯微組織中帶狀碳化物條帶寬度達(dá)0.17 mm，見圖15，依據(jù)GB/T 14979-1994《鋼的共晶碳化物不均勻度評定法》中合金工具鋼的第四評級圖評定，帶狀碳化物的級別達(dá)4級以上，帶狀級別嚴(yán)重。基體顯微組織中連續(xù)網(wǎng)狀碳化物亦普遍存在，見圖16，依據(jù)GB/T 1299-2014《工模具鋼》中的網(wǎng)狀碳化物規(guī)定評定為3級以上，屬于不合格級別[6]。帶狀和網(wǎng)狀碳化物的大量存在，使材料的強(qiáng)度降低，脆性增大。

圖15 帶狀碳化物形貌Fig.15 Morphology of the banded carbide

圖16 網(wǎng)狀碳化物形貌Fig.16 Morphology of the network carbide

2 分析與討論

帶狀碳化物是由高碳鋼鋼液凝固時形成的枝晶偏析引起的，在各枝晶之間和晶體二次軸之間富集碳和合金元素，從而引起材料成分和組織的不均勻性。這種鋼錠或連鑄坯經(jīng)熱軋后，高碳、高合金元素區(qū)域沿軋制方向被拉長，在鋼材中形成了帶狀碳化物。帶狀碳化物是從奧氏體中析出的二次碳化物，超標(biāo)的帶狀碳化物對鋼的組織和力學(xué)性能均有嚴(yán)重危害，淬火后材料組織和硬度不均勻，力學(xué)性能呈現(xiàn)出明顯的各向異性。

在電加工的瞬時高溫和工作液的快速冷卻作用下，零件表面經(jīng)線切割后形成變質(zhì)層，增加了表面拉應(yīng)力，并產(chǎn)生顯微裂紋等缺陷，嚴(yán)重影響模具的制造質(zhì)量和使用壽命。電加工是利用瞬間放電能量的熱效應(yīng)，使工件材料熔化、蒸發(fā)達(dá)到尺寸要求的加工方法。由于電加工的工作液多采用具有介電作用的液體，因此在電加工過程中還伴有一定的電解作用。電加工時的熱效應(yīng)和電解作用，通常使加工表面產(chǎn)生一定厚度的變質(zhì)層，變質(zhì)層的厚度隨脈沖電流的增大而變厚，從而導(dǎo)致電加工的模具容易發(fā)生早期開裂失效，縮短模具的使用壽命。

由于帶狀碳化物的影響，螺紋孔距端面的4個螺牙齒頂都已經(jīng)斷裂。在螺栓擰緊的拉向應(yīng)力以及服役過程中彈簧產(chǎn)生的交變應(yīng)力作用下，螺紋孔端口螺牙底槽處的電加工變質(zhì)層首先產(chǎn)生剝落，成為疲勞裂紋源。在彈簧推動的交變應(yīng)力作用下，疲勞裂紋沿螺紋孔的四周擴(kuò)展延伸，形成同心圓疲勞貝殼紋推進(jìn)線，當(dāng)其擴(kuò)展到應(yīng)力峰值時，裂紋便會快速擴(kuò)展直至螺紋孔端面發(fā)生整體開裂[7]。

3 結(jié)論及建議

該2510鋼塑料模具滑塊座表面失效模式為疲勞開裂；開裂的原因是材料中的帶狀及網(wǎng)狀碳化物分布較嚴(yán)重，使材料強(qiáng)度顯著降低，脆性明顯增大,特別是螺紋孔螺牙部位經(jīng)過電加工，產(chǎn)生了白亮色的脆性變質(zhì)層，最終造成滑塊座于螺紋孔端面處發(fā)生開裂剝落失效。

對模具的原材料必須嚴(yán)格執(zhí)行進(jìn)貨檢驗制度。對于高碳工具鋼材料，還必須檢驗原材料的共晶碳化物不均勻度，各項指標(biāo)均檢驗合格后方可接受。

為了改善模具材料性能和產(chǎn)品質(zhì)量，還必須對材料進(jìn)行充分揉鍛，盡可能打碎帶狀及塊狀碳化物;并控制好鍛后冷卻速率，避免產(chǎn)生沿晶脆性的網(wǎng)狀碳化物。

對于采用電加工的零件，應(yīng)進(jìn)行低溫回火，消除電加工變質(zhì)層的脆性及零件表面的拉向應(yīng)力，延長零件的疲勞壽命。

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[2] 樊東黎,徐躍明,佟曉輝.熱處理工程師手冊[M].北京:機(jī)械工業(yè)出版社,2011.

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[7] 劉昌祺,藏鎖海,范洪云.模具的熱處理和表面硬化技術(shù)[M].北京:機(jī)械工業(yè)出版社,1992.

Reason Analysis on End Cracking and Spalling of a 2510 Steel Plastic Mold Slider Block

JIN Linkui1,2, HUANG Chiwei1,2, RUAN Yuhuang3, OU Hailong1,2, ZOU Wenqi1,2

(1. Guangdong Dongguan Quality Supervision Testing Center, Dongguan 523808, China; 2. National Mold Product Quality Supervision and Inspection Center, Dongguan 523846, China; 3. Dongguan Yidong Electronics Co., Ltd., Dongguan 523127, China)

The reasons of end cracking and spalling of a 2510 steel plastic mould slider block were analyzed by means of macro analysis, hardness testing, chemical composition analysis, fracture analysis, metallographic examination and so on. The results show that white and bright deterioration layer produced at the thread surface during electric processing thread hole of the slider block. Because the deterioration layer was very brittle, micro cracks and spalling easily formed here and became the fatigue crack source. Under the action of alternating stress caused by the bolt spring, the cracks propagated outwards and extended along the concentric arc line around the thread hole, and finally resulted in the end cracking and spalling failure of the slider block. At the same time, the serious banded and network carbides reduced the material strength, which accelerated the fatigue cracking and spalling failure process of the slide block.

mold; silder block; cracking and spalling; electric processing affected layer; banded carbide; network carbide; fatigue cracking

10.11973/lhjy-wl201708012

2016-08-05

東莞市東城街道產(chǎn)學(xué)研合作資助項目

金林奎(1966-)，男，高級工程師，本科，主要從事金屬材料失效分析工作,jlk@gddqt.com

TG147

B

1001-4012(2017)08-0590-05