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(xiàn)迅速下降的現(xiàn)象[3－4],所以在熱模鍛造過程中,通常規(guī)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(fā)生了早期斷裂。該模具沖頭加工的鉆桿接頭規(guī)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(fā)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(fā)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(fā)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(fā)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(jù)此,可以初步判斷沖頭發(fā)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(qū)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(qū)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(guī)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(fā)生了嚴重的變形現(xiàn)象。

圖 4斷口局部區(qū)域SEM形貌

1.4 硬度測試

在靠近導向未變形區(qū)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(qū)域約102 mm的輕微變形區(qū)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(xié)議規(guī)定,試樣Y2的硬度不符合技術協(xié)議規(guī)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(qū)域作為金相試樣,觀察面為橫截面,用體積分數(shù)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(qū)域試樣的微觀形貌

在試樣Y2上截取部分區(qū)域作為金相試樣,觀察面為橫截面,同樣用體積分數(shù)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(jīng)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(guī)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(fā)生斷裂,靠近斷裂位置發(fā)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(fā)生早期斷裂主要與沖頭的材料、顯微組織、尺寸、服役環(huán)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(guī)定,材料中的非金屬夾雜物評定級別也符合NADCA207－90的規(guī)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(huán)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(huán)境及條件都是一樣的,獲得的組織及硬度也是相當?shù)?/span>[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?？拷鼣嗫诓课坏慕M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(chǎn)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(xiàn)場技術人員肉眼觀察發(fā)現(xiàn)沖頭端部已經(jīng)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(xiàn)象較為明顯,而靠近導向部位的區(qū)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(jù)工況特點,對沖頭進行了熱模擬分析。模具經(jīng)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(qū)域材料的力學性能在高溫回火狀態(tài)下最先開始降低,隨著溫度的進一步升高,其力學性能繼續(xù)降低。然后隨著時間的延長,該區(qū)域溫度進一步升高,力學性能降低程度越嚴重,在該區(qū)域發(fā)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(fā)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(jīng)急劇下降至23.8 HRC,在較小的拉力作用下,沖頭發(fā)生了塑性變形,直至縮頸到一定程度,沖頭發(fā)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(fā)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(tài),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(wǎng)