多向模鍛沖頭斷裂原因探討

文／耿志宇，王金業·二十二冶集團精密鍛造有限公司

多向模鍛沖頭斷裂原因探討

文／耿志宇，王金業·二十二冶集團精密鍛造有限公司

耿志宇，工程師，碩士，二十二冶集團精密鍛造有限公司理化檢驗中心副主任，主要負責鍛件熱處理工藝的制定、力學性能檢驗和金相檢驗等工作。

為了研究多向模鍛生產中沖頭斷裂的原因，通過金相顯微技術、沖擊試驗、化學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、化學成分和夾雜物形貌。結果表明，材料化學成分合格，沖頭縱向存在帶狀組織，且沖頭組織沒有完全轉變為回火索氏體組織，材料的沖擊吸收功低于標準要求。因此，沖頭材料組織不合格是導致沖頭斷裂的主要原因。

在實際生產中，材質為H13的沖頭在投入使用不超過72h即發生了斷裂。沖頭斷裂導致生產中斷，產生了不必要的經濟損失。本文通過金相試驗、沖擊試驗、化學分析和掃描電鏡等方法對斷裂沖頭的材料進行了分析，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生。

圖1 H13沖頭失效分析取樣圖

取樣及成分檢測

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

圖2 B區域試樣切割示意圖

表1 沖頭材料化學成分與標準要求

對沖頭材料進行化學成分檢測，結果如表1所示。由結果可見，沖頭材料的化學成分符合《GB/T 1299-2000合金工具鋼》標準要求。

沖擊韌性試驗分析

取試樣B1、B2、B3進行V型口夏比沖擊試驗，并按照標準要求制成沖擊試樣，試驗結果如表2所示。

表2 沖擊試驗結果

從H13沖頭的沖擊試驗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，標準要求一般H13材料的沖擊韌度為10～13.5J/cm2，高質量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

所有金相試樣經金相砂紙打磨、拋光機拋光后對拋光面進行侵蝕以觀察金相組織。所用的侵蝕劑為4%硝酸酒精溶液，侵蝕時間約4s。侵蝕完成后采用密封袋密封，準備觀察金相組織。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。為進一步觀察組織形貌，對B6試樣放大500倍的金相組織進行觀察，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中灰白色的區域為合金元素偏析區域，因為偏析帶中碳和合金元素較高，淬火馬氏體細而且耐回火性高，侵蝕偏析帶呈灰白色；黑色區域為合金元素含量低的區域，組織形貌為回火馬氏體+回火屈氏體組織。因為合金元素含量低，淬火易得到馬氏體，回火后根據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，鋼液中分配系數小于1的合金元素和雜質元素不斷從樹枝晶析出，因而這類元素在樹枝晶間區域的濃度明顯高于樹枝晶內的濃度。由于這種微觀結晶偏析，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熱加工方向延伸成帶狀。帶狀偏析對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不同，淬火、回火后在帶之間會產生應力集中。帶狀偏析的存在會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，而且碳化物集聚區域(高碳馬氏體區)最易成為疲勞裂紋源。因此，H13材料要嚴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域。沖頭頭部在工作時與坯料接觸，生產過程中，沖頭頭部在工作時的溫度已經達到奧氏體轉變溫度。在高溫下工作的沖頭頭部區域受熱影響，偏析產生的帶狀組織得到擴散，從而減輕了組織的帶狀程度。

另外，對B6試樣測試了其洛氏硬度，所用設備為HRC-150硬度計。測試結果顯示，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果。H13鋼沖頭的最高工作溫度約為600℃，因為在600℃以下，H13回火時產生的二次硬化碳化物呈細小彌散分布，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大，內部組織應力充分釋放，特別是溫度超過奧氏體轉變溫度后部分碳化物有可能溶解，這樣就導致H13鋼的硬度急劇下降。

沖頭中部縱向金相組織

對A2試樣進行了金相組織觀察，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。進而對試樣A2放大500倍的金相組織進行了觀察，如圖8所示。

同樣的，圖8中灰白色區域是合金元素偏析區域，深灰色區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B6試樣和A2試樣進行了夾雜物觀察，經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

對圖9中部分夾雜物進行能譜分析。經分析，圓形夾雜物為Al2O3，夾雜物的直徑為14.5μm；長條狀夾雜物為VO2和少量氮化物雜質，夾雜物最大長度為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，在鋼進行塑性變形時，夾雜物容易脆裂，使鋼的韌性降低，脆性增大，在使用過程中易發生開裂，并且夾雜物切斷了沖頭基體的連續性，沖頭在使用過程中極易引起應力集中，造成早期開裂。

結束語

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，可能會降低模具塑性、韌性，脆性增大，易導致開裂。并且夾雜物切斷了沖頭基體的連續性，沖頭在使用過程中極易引起應力集中，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沿與鍛造垂直的方向偏析所致，嚴重的帶狀組織會導致鋼內部產生內應力，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，保持基體的連續性；

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