H13鋼是一種新型的中合金鉻系熱作模具鋼,該鋼既具有較高的強度,又能在較高的強度下保持較高的韌性,淬透性較好,可以滿足熱作模具的使用要求[1－2]。在高溫作用下,H13鋼具有抗軟化能力,但是當溫度高于540 ℃時,其硬度會出現迅速下降的現象[3－4],所以在熱模鍛造過程中,通常規定了合理的鍛造成型和脫模時間,可避免H13鋼模具在高溫斷件內部溫度較高,造成模具的整體力學性能下降。由于設備操作不當,某公司H13鋼模具沖頭在高溫鍛件內的停留時間過長,靠近沖頭的端部發生了早期斷裂。該模具沖頭加工的鉆桿接頭規格為NC40,主要用于接頭螺紋端內孔成型。將鉆桿接頭粗鍛成毛坯后的溫度約為1 050 ℃,再將接頭放入模鍛設備內進行接頭的中部孔成型。接頭內部的模具沖頭結構如圖1所示,左側為母接頭的螺紋端,右側為接頭焊徑端,兩端同時有一個沖頭對接頭進行內孔成型,斷裂的沖頭為螺紋端沖頭。筆者采用一系列理化檢驗和熱模擬分析方法研究了該沖頭發生早期斷裂的原因,并提出了改進建議,以防止該類問題再次發生。

圖 1接頭內部的模具沖頭結構示意

1. 理化檢驗

1.1 宏觀觀察

模具沖頭材料為4Cr5MoSiV1鋼,沖頭試樣宏觀形貌如圖2所示,該沖頭尺寸如圖3所示。沖頭斷裂位置靠近小徑端,距離法蘭根部約155 mm。斷裂沖頭與實際尺寸相比,在距離法蘭約102 mm位置發生了縮頸,該位置的直徑為54 mm,從該處開始直徑急劇降低,直至發生縮頸斷裂,斷口正面宏觀形貌如圖1b)所示,斷面直徑為17 mm,原始直徑為52 mm,縮頸率為88%。據此,可以初步判斷沖頭發生了塑性斷裂。

圖 2沖頭試樣宏觀形貌

圖 3沖頭尺寸示意

該沖頭用于模鍛母接頭,靠近導向的區域在接頭毛坯外,未受高溫的影響,依然保留著金屬光澤,而沖頭擴孔錐面及尖端表面呈黑色,說明這些區域受到明顯的高溫氧化作用。

1.2 化學成分分析

在沖頭上截取試樣,用直讀光譜儀對試樣進行化學成分分析,結果如表1所示。由表1可知：該沖頭材料符合GB/T 1299—2000 《合金工具鋼》對H13鋼的規定。

1.3 掃描電鏡(SEM)分析

清洗斷口試樣,先用洗潔精洗掉表面的油污,然后在超聲波中用丙酮清洗試樣,將試樣清洗完畢后吹干,再將其置于SEM下觀察,結果如圖4所示。由圖4可知：整個斷口主要以韌窩形貌為主,靠近斷口邊緣的韌窩嚴重傾斜變形,說明沖頭斷裂時發生了嚴重的變形現象。

圖 4斷口局部區域SEM形貌

1.4 硬度測試

在靠近導向未變形區域截取15 mm厚的片狀試樣,將試樣編號為Y1；在距離導向未變形區域約102 mm的輕微變形區域截取15 mm厚的片狀試樣,將試樣編號為Y2。Y1和Y2的取樣位置在圖3中標出。對這兩個試樣分別進行洛氏硬度測試,其中測點5為心部,測點1～4為半徑中部,測點6～9為靠近外壁,采點位置如圖5所示,測試結果如表2所示。由表2可知：試樣Y1的平均硬度為48.9 HRC,試樣Y2的平均硬度為23.8 HRC；試樣Y1的硬度符合技術協議規定,試樣Y2的硬度不符合技術協議規定。

圖 5硬度測試采點位置示意

1.5 金相檢驗

在試樣Y1上截取部分區域作為金相試樣,觀察面為橫截面,用體積分數為4%的硝酸乙醇溶液腐蝕試樣,再將試樣置于光學顯微鏡下觀察,結果如圖6a)所示。由圖6a)可知：心部及靠近外壁的組織為回火馬氏體,尤其是靠近外壁的組織還保留部分馬氏體位向,晶界較為明顯,說明碳化物析出偏聚在晶界上,組織呈低溫回火形貌,所以其硬度較高,平均硬度為48.9 HRC。

圖 6不同區域試樣的微觀形貌

在試樣Y2上截取部分區域作為金相試樣,觀察面為橫截面,同樣用體積分數為4% 的硝酸乙醇溶液腐蝕試樣,再將其置于光學顯微鏡下觀察,結果如圖6b)所示。由圖6b)可知：心部及靠近外壁的組織為回火索氏體,組織較為均勻,馬氏體位向已經被消除,晶界不明顯,碳化物在整個組織上彌散分布；組織呈高溫回火形貌,所以其硬度較低,平均硬度為23.8 HRC。

對沖頭進行非金屬夾雜物評價,得到夾雜物等級分別為A0.5,B0,C0,D0.5級。該結果符合NADCA 207－90 《壓力鑄造模具用高級H13鋼的驗收標準》中的規定。

2. 綜合分析

熱作模具鋼H13具有較高的熱強度和硬度,高的耐磨性和韌性,較好的耐冷熱疲勞性能。該斷裂沖頭的服役時間短,靠近沖頭的端部位置發生斷裂,靠近斷裂位置發生了嚴重的塑性變形,斷口的微觀形貌主要以韌窩為主,呈拉拔塑性斷裂特征。沖頭發生早期斷裂主要與沖頭的材料、顯微組織、尺寸、服役環境等因素有關[5－6]。

2.1 材料

該沖頭材料符合GB/T 1299—2000對H13鋼的規定,材料中的非金屬夾雜物評定級別也符合NADCA207－90的規定,具有較好的純凈度,因此可以排除由材料原因引起的沖頭早期斷裂的可能性。

2.2 環境溫度

模具沖頭的熱處理工藝為整體調質熱處理,熱處理環境及條件都是一樣的,獲得的組織及硬度也是相當的[7－9],但是靠近導向部位的組織為回火馬氏體,碳化物聚集在晶界上,馬氏體位向明顯,呈低溫回火的組織形貌,硬度為48.9 HRC。靠近斷口部位的組織為回火索氏體,碳化物彌散分布在整個組織上,為高溫回火組織,硬度為23.8 HRC?；鼗饻囟葘13鋼產品硬度的影響較大,取該沖頭的剩余試樣進行熱處理試驗,加熱到試驗溫度,保溫30 min,再分別取樣,對試樣進行洛氏硬度測試,回火溫度對H13鋼硬度的影響如圖7所示。當加熱溫度超過550 ℃后,其硬度急劇下降,當溫度升高至750 ℃時,其硬度只有23 HRC。

圖 7回火溫度對H13鋼硬度的影響

在模具沖頭服役過程中,要對接頭毛坯進行內孔成型模鍛,接頭毛坯入模前的溫度約為1 000 ℃,用沖頭對毛坯進行內孔成型時,沖頭的溫度急劇升高,一般情況下,沖孔成型在20 s內完成,此時沖頭的溫度一般不大于500 ℃,該溫度對H13鋼沖頭的硬度影響較小。由于設備存在故障,接頭內孔成型后,沖頭未能及時拉出來,在高溫接頭內部停留時間長達120 s以上,該期間沖頭的溫度會進一步升高,現場技術人員肉眼觀察發現沖頭端部已經為櫻紅色,溫度在700 ℃以上,此時沖頭受高溫回火的作用,硬度會急劇下降。沖頭端部在接頭內部,受溫度場的作用,升溫現象較為明顯,而靠近導向部位的區域在接頭外部,溫度不會升高很多,所以試樣Y1還保持著較高的硬度。

2.3 沖頭的熱模擬有限元分析

為了進一步分析模具沖頭在高溫接頭內部的溫度情況,根據工況特點,對沖頭進行了熱模擬分析。模具經過多次模鍛,設置模具自身溫度為200 ℃,然后模擬分析沖頭在高溫接頭內部的溫度分布及升溫情況。模具沖頭在高溫接頭內部的模擬結構如圖8所示,圖8中紅色為高溫接頭,設置初始溫度為1 050 ℃,將模具初始溫度設置為200 ℃。接頭內孔成型后沖頭的溫度分布如圖9所示。沖頭外表層與模具沖頭的接觸溫度升至492 ℃,中部溫度依然維持在200 ℃；沖頭在接頭內部的時間延長至40 s,沖頭的溫度會進一步升高,外表層的溫度升高至587 ℃,心部的溫度為400 ℃；沖頭在接頭內部的時間延長至60 s,沖頭的溫度最高升至680 ℃,并且在距離沖頭端部約50 mm位置,心部溫度和外表層溫度基本一致,其他位置的溫度略低；沖頭在接頭內部的時間延長至120 s,沖頭的整體溫度升高至714 ℃。

圖 8模具沖頭在高溫接頭內部的模擬結構示意

圖 9接頭內孔成型后沖頭的溫度分布

模具沖頭的熱模擬有限元分析結果表明：接頭內孔成型后,在60 s左右,沖頭斷點附近心部位置溫度就達到680 ℃以上,該區域材料的力學性能在高溫回火狀態下最先開始降低,隨著溫度的進一步升高,其力學性能繼續降低。然后隨著時間的延長,該區域溫度進一步升高,力學性能降低程度越嚴重,在該區域發生斷裂的可能性最大,這與實際的斷裂位置相對應。沖頭在高溫接頭毛坯內停留時間過長,接頭毛坯溫度也相繼下降,內徑會發生冷縮,將沖頭卡住,當接頭毛坯出模時,設備對沖頭有一個拉拔的作用力,而此時沖頭端部在高溫回火的作用下,硬度已經急劇下降至23.8 HRC,在較小的拉力作用下,沖頭發生了塑性變形,直至縮頸到一定程度,沖頭發生斷裂。

3. 結論與建議

3.1 結論

(1) 送檢沖頭的化學成分和硬度符合標準要求。

(2) 送檢沖頭斷裂性質為塑性斷裂。斷裂的主要原因是：沖頭端部在高溫接頭毛坯內停留時間過長,導致接頭端部溫度升高到700 ℃以上,此時沖頭的硬度急劇下降,強度降低,在起模時發生了塑性斷裂。

3.2 建議

(1) 合理控制模具沖頭在接頭毛坯內部的時間,將沖模成型至起模的時間控制為30 s以內。

(2) 檢查模具內部的石墨粉狀態,適時補充石墨粉,增強沖頭與模具內部的潤滑作用,減少阻力。

文章來源——材料與測試網