(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(yōu)異的抗回火穩(wěn)定性、較好的耐熱疲勞性能及耐高溫磨損性能，廣泛應(yīng)用在錘鍛模、擠壓模、壓鑄模、模鍛模等模具領(lǐng)域中，是目前國內(nèi)外應(yīng)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(zhì)量缺陷[2-3]。近年來，H13鋼模具在服役過程中早期失效的現(xiàn)象時有出現(xiàn)[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(fā)生斷裂，且沖頭的一部分仍卡嵌在管端內(nèi)。該失效沖頭材料為H13熱作模具鋼(國產(chǎn)牌號為4Cr5MoSiV1)，熱處理狀態(tài)為淬火+高溫回火，硬度要求為46～48 HRC。沖頭的結(jié)構(gòu)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(nèi)壁及端面發(fā)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(yè)完成后，沖頭表面需進行冷卻，隨后進行下一輪作業(yè)。經(jīng)了解，該類沖頭的正常服役次數(shù)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(shù)的一半，為非正常早期失效。在此次斷裂失效發(fā)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(jié)構(gòu)與尺寸Fig.1 Structure and size of punch

1 理化檢驗及結(jié)果

1.1 斷口宏觀形貌

由圖2可以看出：失效沖頭在工作區(qū)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(qū)面積較小，裂紋擴展區(qū)和瞬斷區(qū)呈現(xiàn)準(zhǔn)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(qū)域萌生，呈橫向擴展，形成了較大的扇形區(qū)域，源區(qū)裂紋面經(jīng)高溫氧化呈暗黑色；裂紋源區(qū)在斷口中所占面積較小，與裂紋擴展區(qū)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(qū)和瞬斷區(qū)較為平整，沒有發(fā)生氧化。裂紋擴展區(qū)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(qū)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(fā)散形式擴展，收斂于裂紋源區(qū)，當(dāng)轉(zhuǎn)動斷口時，可以在其表面觀察到一些光亮的結(jié)晶點，可以初步推測該沖頭斷口大部分為結(jié)晶斷面，且由大量呈無規(guī)則取向的小刻面組成。斷口瞬斷區(qū)附近存在沿沖頭縱向擴展的二次裂紋，說明導(dǎo)致沖頭斷裂的部分裂紋已由之前的橫向擴展轉(zhuǎn)變?yōu)榭v向擴展，且整個斷面呈一定斜度。根據(jù)裂紋擴展形貌可初步判斷出，裂紋萌生后便開始以發(fā)散形式快速失穩(wěn)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(xué)成分

在斷口附近取樣，采用ARL 4460 OES型直讀光譜儀進行化學(xué)成分分析，結(jié)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(biāo)準(zhǔn)值下限，錳元素的含量遠高于標(biāo)準(zhǔn)值上限，這表明該沖頭的化學(xué)成分不符合GB/T 1299—2014的要求。

表1 失效沖頭的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

1.3 硬 度

采用600MRD型數(shù)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(shù)標(biāo)準(zhǔn)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(qū)、裂紋擴展區(qū)、瞬斷區(qū)的微觀形貌。由圖4可以看出：裂紋源區(qū)較為平整，呈暗黑色，說明斷口近外壁裂紋源區(qū)發(fā)生高溫氧化，原始斷面已被破壞；近裂紋擴展區(qū)的裂紋源區(qū)呈現(xiàn)準(zhǔn)解理形貌，但仍被部分氧化產(chǎn)物所覆蓋；裂紋擴展區(qū)和瞬斷區(qū)呈現(xiàn)準(zhǔn)解理形貌，為脆性斷裂，且瞬斷區(qū)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(qū)成分

在失效沖頭工作區(qū)域截取金相試樣，經(jīng)打磨、拋光后,采用OLYMPUS GX51型光學(xué)顯微鏡觀察近外壁縱截面的夾雜物形貌，然后用體積分?jǐn)?shù)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(qū)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(nèi)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(qū)近外壁區(qū)域的微觀形貌進行觀察后，發(fā)現(xiàn)該區(qū)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(tài)生長，但樹枝晶的相互交錯生長形態(tài)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(jié)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(nèi)，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(qū)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(jié)合形成硬度高、脆性大的VC，冶煉時VC會大量存在于模具內(nèi)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(nèi)還存在Al2O3、MnS或二者復(fù)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(shù)較基體的小，與基體的接觸應(yīng)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(dāng)錳、硫元素溶度積大于其平衡值時，在鋼材基體內(nèi)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(yōu)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(qū)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(xù)的鍛造過程中，夾雜物沿主變形方向發(fā)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(yīng)力集中[10]。

圖6 失效沖頭近外壁裂紋源區(qū)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(qū)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(xué)顯微鏡對失效沖頭斷口裂紋源區(qū)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(qū)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(jié)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(qū)域。熱加工類沖頭中一旦出現(xiàn)橫向裂紋，便會嚴(yán)重縮短其使用壽命。鉆桿加厚沖頭在服役過程中因經(jīng)歷多次熱脹冷縮過程而產(chǎn)生熱應(yīng)力，從而導(dǎo)致其表面形成“龜裂狀”裂紋，這種裂紋一般多呈網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，而且裂紋擴展的深度比較淺，該類沖頭當(dāng)使用次數(shù)達到其壽命時，其中擴展較深的裂紋先發(fā)生快速擴展，最后導(dǎo)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(fā)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(nèi)時主要受管體內(nèi)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(yīng)力，因此該區(qū)域的疲勞失效為拉-壓疲勞失效，而其中的拉應(yīng)力為橫向裂紋萌生的關(guān)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(dāng)沖頭表面產(chǎn)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(dǎo)致沖頭斷裂?？芍?，沖頭工作部位外壁區(qū)域存在大尺寸的VC、Al2O3、MnS等夾雜物，氣孔，疏松等缺陷處易產(chǎn)生應(yīng)力集中而成為疲勞裂紋源，在熱應(yīng)力、拉-壓應(yīng)力和彎曲載荷的作用下，橫向微裂紋萌生并以發(fā)散形式迅速失穩(wěn)擴展，最終導(dǎo)致沖頭的早期疲勞斷裂。由結(jié)果可知，該失效沖頭的化學(xué)成分不符合標(biāo)準(zhǔn)，其中硅、鉻、鉬、釩的含量遠低于標(biāo)準(zhǔn)值下限，而鉬、釩元素具有提高鋼的高溫力學(xué)性能的作用，這就會導(dǎo)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(jié) 論

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