H13熱作模具鋼沖頭的早期斷裂原因

(上海海隆石油管材研究所，上海 200949)

0 引 言

H13鋼作為一種中碳熱作模具鋼，具有較高的高溫強度和硬度、良好的熱強性、優異的抗回火穩定性、較好的耐熱疲勞性能及耐高溫磨損性能，廣泛應用在錘鍛模、擠壓模、壓鑄模、模鍛模等模具領域中，是目前國內外應用最廣泛的模具鋼種之一[1]。但在冶煉、鍛造、熱處理等工藝因素影響下，H13鋼模具會存在疏松、夾渣等質量缺陷[2-3]。近年來，H13鋼模具在服役過程中早期失效的現象時有出現[4]。某公司在進行鉆桿管體管端加厚時，一支用于管端加厚的沖頭在管端鍛打成型后抽出時發生斷裂，且沖頭的一部分仍卡嵌在管端內。該失效沖頭材料為H13熱作模具鋼(國產牌號為4Cr5MoSiV1)，熱處理狀態為淬火+高溫回火，硬度要求為46～48 HRC。沖頭的結構與尺寸如圖1所示，由工作部位、擠推部位、法蘭盤、定位芯等4部分組成。沖頭在服役過程中與鉆桿管體內壁及端面發生擠壓接觸。工作部位與擠推部位主要承受擠壓、拉伸和沖擊等載荷，受到的壓力為911 MPa，服役溫度為1 150 ℃左右。在鍛打鉆桿管體作業完成后，沖頭表面需進行冷卻，隨后進行下一輪作業。經了解，該類沖頭的正常服役次數約為5 000次，而該斷裂沖頭僅服役了2 592次，約為正常服役次數的一半，為非正常早期失效。在此次斷裂失效發生后，停用了同批次的鉆桿加厚沖頭。為了找到該H13熱作模具鋼沖頭斷裂的原因，作者對其進行了失效分析。

圖1 沖頭的結構與尺寸Fig.1 Structure and size of punch

1 理化檢驗及結果

1.1 斷口宏觀形貌

由圖2可以看出：失效沖頭在工作區域斷裂，斷裂位置距擠推部位的端面約50 mm；沖頭工作部位與擠推部位因長期與高溫工件接觸，表面呈灰黑色。

圖2 失效沖頭的斷裂位置Fig.2 Fracture location of the failed punch

由圖3可以看出，失效沖頭斷口較為平整，呈金屬光澤，裂紋源區面積較小，裂紋擴展區和瞬斷區呈現準解理形貌，可以判斷出該沖頭的斷裂類型為脆性斷裂。失效沖頭的裂紋在沖頭工作部位外壁區域萌生，呈橫向擴展，形成了較大的扇形區域，源區裂紋面經高溫氧化呈暗黑色；裂紋源區在斷口中所占面積較小，與裂紋擴展區的分界線呈扇形，說明裂紋萌生后便快速進入裂紋擴展階段。裂紋擴展區和瞬斷區較為平整，沒有發生氧化。裂紋擴展區中部存在若干明顯的由不同裂紋面交匯形成的臺階面及一些撕裂棱；瞬斷區有明顯的撕裂棱，且邊緣存在部分剪切唇。失效沖頭斷口中的裂紋呈發散形式擴展，收斂于裂紋源區，當轉動斷口時，可以在其表面觀察到一些光亮的結晶點，可以初步推測該沖頭斷口大部分為結晶斷面，且由大量呈無規則取向的小刻面組成。斷口瞬斷區附近存在沿沖頭縱向擴展的二次裂紋，說明導致沖頭斷裂的部分裂紋已由之前的橫向擴展轉變為縱向擴展，且整個斷面呈一定斜度。根據裂紋擴展形貌可初步判斷出，裂紋萌生后便開始以發散形式快速失穩擴展。

圖3 失效沖頭斷口的宏觀形貌和斷口周邊形貌Fig.3 Macroscopic morphology of the failed punch fracture (a)and surrounding morphology of the fracture

1.2 化學成分

在斷口附近取樣，采用ARL 4460 OES型直讀光譜儀進行化學成分分析，結果見表1。由表1可以看出：失效沖頭中的硅、鉻、鉬、釩元素的含量遠低于標準值下限，錳元素的含量遠高于標準值上限，這表明該沖頭的化學成分不符合GB/T 1299—2014的要求。

表1 失效沖頭的化學成分(質量分數)

1.3 硬 度

采用600MRD型數顯洛氏硬度計對失效沖頭斷口附近的一橫截面進行硬度測試，載荷為1 471 N，保載時間為4 s。測得該失效沖頭表面的硬度為49.4,48.7，48.5,48.4,47.9 HRC,平均值為48.6 HRC；心部的硬度為47.0,46.3,46.1,46.0，46.2 HRC，平均值為46.2 HRC。由此可知，該失效沖頭的硬度略高于訂貨技術標準要求，且心部硬度比表面硬度低約2 HRC。

1.4 斷口微觀形貌

采用VEGA Ⅱ XMH型掃描電鏡(SEM)觀察斷口裂紋源區、裂紋擴展區、瞬斷區的微觀形貌。由圖4可以看出：裂紋源區較為平整，呈暗黑色，說明斷口近外壁裂紋源區發生高溫氧化，原始斷面已被破壞；近裂紋擴展區的裂紋源區呈現準解理形貌，但仍被部分氧化產物所覆蓋；裂紋擴展區和瞬斷區呈現準解理形貌，為脆性斷裂，且瞬斷區還存在一些由不同裂紋面擴展交匯形成的臺階面。

圖4 失效沖頭斷口SEM形貌Fig.4 SEM morphology of the failed punch fracture: (a) crack source zone near outer wall; (b) crack source zone near crack propagation zone; (c) crack propagation zone and (d) transient rupture zone

1.5 顯微組織及微區成分

在失效沖頭工作區域截取金相試樣，經打磨、拋光后,采用OLYMPUS GX51型光學顯微鏡觀察近外壁縱截面的夾雜物形貌，然后用體積分數4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，觀察心部橫截面的顯微組織。由圖5可以看出：失效沖頭工作區域心部橫截面中的碳化物彌散分布在基體上，晶界較為明顯；近外壁縱截面上內有超長C類夾雜物存在，尺寸可達1 000 μm以上，大尺寸的夾雜物的存在對沖頭韌性與疲勞性能的影響較大。

采用VEGA Ⅱ XMH型掃描電鏡(SEM)對失效沖頭裂紋源區近外壁區域的微觀形貌進行觀察后，發現該區域的晶界上均存在較多氣孔、疏松、塊狀夾雜物等缺陷，如圖6所示。鋼材在冶煉凝固過程中，其中的形核點以樹枝晶形態生長，但樹枝晶的相互交錯生長形態把還未來得及凝固的鋼液隔離成若干大小不等的小空間，而被隔開的鋼液將獨立結晶凝固，如得不到鋼液的及時補充，則會形成空隙，而夾雜物會填充在這種空隙內，從而形成上述夾雜物、氣孔、疏松的缺陷形貌[5-6]。采用INCA Energy IE350型能譜儀(EDS)對兩種典型塊狀夾雜物進行微區成分分析，由圖7可知，塊狀夾雜物1的主要成分為鉻、硅、釩、硫等元素，而塊狀夾雜物2的主要成分為鋁、鈰、氧等元素。分析可知，部分夾雜物是由釩、碳形成的共晶碳化物。其中釩是強碳化物形成元素，在合金凝固時易與碳結合形成硬度高、脆性大的VC，冶煉時VC會大量存在于模具內部并易成為裂紋源，因此VC對沖頭的韌性和塑性的影響較大[7]。部分疏松氣孔內還存在Al2O3、MnS或二者復合夾雜物[8]。Al2O3、MnS為鋼材中常見的夾雜物。Al2O3為硬脆相，呈尖銳狀，在鍛打加工時易破碎而呈串鏈狀分布，同時由于Al2O3的線膨脹系數較基體的小，與基體的接觸應力大，因此在Al2O3的界面處易萌生裂紋。在冶煉凝固過程時，硫元素易在樹枝晶的周圍富集，當錳、硫元素溶度積大于其平衡值時，在鋼材基體內會形成MnS夾雜物[9]。夾雜物中含有的稀土元素鈰為冶煉時使用的鐵礦石帶來的元素，具有脫氧、去硫作用。一部分稀土元素存在于夾雜物和金屬間化合物中，微量固溶在基體中，其余則優先富集在晶界等缺陷處。含鈰夾雜物一般密度較小，若冶煉時鋼液靜置時間足夠長，該夾雜物會上浮至鋼液表面，通過排渣工藝可以將其大部分去除。由上述分析可以初步判斷，在該失效沖頭的冶煉過程中，一些低熔點及密度較輕的夾雜物在電渣錠的最后凝固區富集從而形成一些疏松、氣孔缺陷，含鈰夾雜物則富集在氣孔、疏松等缺陷處；在后續的鍛造過程中，夾雜物沿主變形方向發生塑性變形，如MnS包裹著的Al2O3夾雜物呈條帶狀分布，但其不易隨鋼基體的變形而變形，從而造成應力集中[10]。

圖6 失效沖頭近外壁裂紋源區的微觀形貌Fig.6 Microscopic morphology of crack source zone near out wall of the failed punch: (a) view 1 and (b) view 2

圖7 失效沖頭近外壁裂紋源區的夾雜物形貌及EDS譜Fig.7 Morphology (a, c) and EDS spectrums (b, d) of inclusions in crack source near outer wall of the failed punch:(a-b) inclusion 1 and (c-d) inclusion 2

1.6 裂紋形貌

采用OLYMPUS GX51型光學顯微鏡對失效沖頭斷口裂紋源區附近外壁表面裂紋的截面形貌進行觀察。由圖8可以看出，失效沖頭表面萌生的微裂紋沿晶界擴展，且晶界上存在一些夾雜物，同時裂紋尖端也沿晶界擴展。

圖8 失效沖頭斷口裂紋源區附近外壁表面裂紋的截面形貌Fig.8 Surface crack sectional morphology of outer wall around crack source zone of the failed punch: (a) view 1 and (b) view 2

2 失效原因分析

由上述檢驗結果可知，失效沖頭的斷裂類型為疲勞斷裂。失效沖頭斷口裂紋起源于工作部位外壁熱裂紋，且呈橫向擴展，從而形成了較大的扇形區域。熱加工類沖頭中一旦出現橫向裂紋，便會嚴重縮短其使用壽命。鉆桿加厚沖頭在服役過程中因經歷多次熱脹冷縮過程而產生熱應力，從而導致其表面形成“龜裂狀”裂紋，這種裂紋一般多呈網狀結構，而且裂紋擴展的深度比較淺，該類沖頭當使用次數達到其壽命時，其中擴展較深的裂紋先發生快速擴展，最后導致沖頭斷裂。但該失效沖頭的使用壽命不到正常服役壽命的一半，說明該沖頭發生早期疲勞斷裂。在服役過程中，沖頭工作部位在打入鉆桿管內時主要受管體內壁的徑向與軸向的擠壓力，在完成鍛打拔出的過程中，該部位主要受軸向的摩擦拉應力，因此該區域的疲勞失效為拉-壓疲勞失效，而其中的拉應力為橫向裂紋萌生的關鍵外力因素。同時，沖頭在服役過程中不可能避免地會受到一定的彎曲載荷作用，當沖頭表面產生較大的橫向裂紋后，在彎矩的作用下該裂紋迅速擴展，并最終導致沖頭斷裂。可知，沖頭工作部位外壁區域存在大尺寸的VC、Al2O3、MnS等夾雜物，氣孔，疏松等缺陷處易產生應力集中而成為疲勞裂紋源，在熱應力、拉-壓應力和彎曲載荷的作用下，橫向微裂紋萌生并以發散形式迅速失穩擴展，最終導致沖頭的早期疲勞斷裂。由結果可知，該失效沖頭的化學成分不符合標準，其中硅、鉻、鉬、釩的含量遠低于標準值下限，而鉬、釩元素具有提高鋼的高溫力學性能的作用，這就會導致在實際使用過程中，沖頭的抗高溫蠕變能力降低，高溫下的持久強度降低，其疲勞壽命也隨之大大縮短，從而加速沖頭的斷裂。

3 結 論

H13熱作模具鋼沖頭斷裂的性質為疲勞斷裂；沖頭工作部位外壁區域存在的大尺寸Al2O3、MnS、VC等夾雜物，氣孔，疏松等缺陷處易產生應力集中而成為疲勞裂紋源，在熱應力、拉應力、壓應力和彎曲載荷作用下，橫向微裂紋萌生并以發散形式快速失穩擴展，最終導致沖頭斷裂；此外，沖頭的化學成分不符合標準要求，其中鉬、釩的含量遠低于標準值下限，導致沖頭的高溫力學性能降低，從而加速了沖頭的疲勞斷裂。