張 磊 張 鵬

(太原重工軌道交通設(shè)備有限公司技術(shù)中心，山西030032)

目前火車車輪大多采用鍛造和軋制聯(lián)合成形后加工。車輪在鍛造過程中，主要依賴模具來實(shí)現(xiàn)熱成形加工。車輪為批量連線鍛軋生產(chǎn)，模具的使用效率較高，模具發(fā)生異常磨損、斷裂、龜裂等形式的失效后，不僅影響車輪鍛件質(zhì)量，還會導(dǎo)致停產(chǎn)，增加燃?xì)鈸p耗，影響生產(chǎn)效率，造成較大的經(jīng)濟(jì)損失。因此，研究車輪鍛造用模具失效原因，剖析其失效機(jī)理，優(yōu)化制造工藝，對提高模具使用壽命，提高車輪鍛造生產(chǎn)效率，降低生產(chǎn)制造成本具有十分重要的意義。

(a)芯棒座斷裂尾部(b)芯棒座斷裂頭部

圖1 現(xiàn)場芯棒座斷裂實(shí)物
Figure 1 Mandrel fractured object on site

芯棒座為車輪鍛造的基礎(chǔ)模具，直徑?190 mm左右，長度約200 mm，材質(zhì)5CrMnMo，使用較為頻繁。采用的熱處理工藝為鍛造后調(diào)質(zhì)處理。在實(shí)際鍛造過程中，有一件新造芯棒座在鍛造約50片車輪時，發(fā)生了圖1所示的早期斷裂失效。

本文在斷裂芯棒座上截取相關(guān)試樣進(jìn)行化學(xué)成分、力學(xué)性能、金相檢測，找出產(chǎn)生早期斷裂失效的原因，以此對模具制造工藝進(jìn)行優(yōu)化指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)分析

1.1 現(xiàn)場宏觀分析

通過對宏觀斷口進(jìn)行觀察，斷裂位置為芯棒座變截面臺階處，斷口主斷面垂直軸線顏色呈淺灰色，斷口形態(tài)較粗糙。底座部分?jǐn)嗫诒Ｗo(hù)較好，頭部斷裂過程大致分為兩個階段：第一階段，首先在彎曲和拉壓復(fù)合應(yīng)力下在過渡圓角表面萌生裂紋，周向線源由外而內(nèi)擴(kuò)展，繼而呈人字紋花樣快速擴(kuò)展至整個圓周；第二階段，在表面環(huán)狀裂紋形成以后，以嚴(yán)重應(yīng)力集中型低周拉壓疲勞擴(kuò)展，直至斷裂。疲勞弧線非等間距分布，說明偏載，存在受力不均現(xiàn)象，宏觀形貌如圖2所示。

1.2 化學(xué)成分分析

在斷裂端截取試樣進(jìn)行化學(xué)成分分析，檢查結(jié)果如表1所示，結(jié)果表明化學(xué)成分符合材料標(biāo)準(zhǔn)要求。

1.3 力學(xué)試驗(yàn)分析

對橫截面試片由邊緣向中心進(jìn)行斷面布氏硬度試驗(yàn)，試驗(yàn)數(shù)據(jù)如圖3所示，布氏硬度實(shí)測值分布在398～452HBW，根據(jù)布氏硬度與洛氏硬度的換算經(jīng)驗(yàn)，硬度滿足圖紙要求40～45HRC，可以判定硬度在合格范圍內(nèi)。

1.4 低倍試驗(yàn)分析

截取橫截面低倍試片，經(jīng)熱酸浸檢測試驗(yàn)后，低倍檢驗(yàn)照片如圖4所示。試驗(yàn)結(jié)果為：一般疏松1級，中心疏松1級，錠型偏析0.5級，滿足要求，未發(fā)現(xiàn)其它肉眼可見宏觀缺陷。從低倍照片可看出，斷裂低倍組織致密度合格、均勻性良好，未發(fā)現(xiàn)異常。

(a)底座斷口(b)頭部斷口(c)裂源區(qū)(d)裂源區(qū)

圖2 裂紋宏觀形貌Figure 2 Macroscopic morphology of crack

圖3 斷面硬度測試Figure 3 Hardness test of section

圖4 低倍檢驗(yàn)照片
Figure 4 macroscopic inspection photo

1.5 金相檢驗(yàn)

1.5.1 基礎(chǔ)分析

通過顯微組織觀測，基體組織為回火馬氏體+回火屈氏體+上貝氏體+少量鐵素體，組織呈帶狀偏析不均勻。按照J(rèn)B/T 8420—2008對馬氏體級別進(jìn)行評定：馬氏體針最大長度0.050 mm，評級為6級。晶粒度7.0級(大部分視場7.0級，>90%；局部偏析區(qū)5.5級，<10%)。組織形貌如圖5所示。對基體非金屬夾雜物進(jìn)行檢測，結(jié)果為：A類0級，B類0級，C類0.5級，D類0.5級，DS類0級。

試驗(yàn)結(jié)果表明，芯棒座純凈度合格。組織呈帶狀，均勻性差，粗大馬氏體針屬過熱組織，說明熱處理淬火溫度偏高。

(a)帶狀偏析(b)晶粒度(c)組織(含鐵素體)(d)組織(含貝氏體)(e)組織(回火馬氏體)(f)組織(回火馬氏體)

圖5 金相組織Figure 5 Microstructure

圖6 斷口旁組織
Figure 6 Microstructure beside the fracture

1.5.2 斷口旁組織分析

裂源處垂直宏觀斷口取樣，斷口旁未見冶金缺陷，組織與基體組織無差異，如圖6所示。

1.5.3 顯微維氏硬度檢測

任意選取帶狀偏析區(qū)3處進(jìn)行顯微維氏硬度比對檢測，結(jié)果如表2。

試驗(yàn)結(jié)果表明，淺色區(qū)域硬度值均高于深色區(qū)域，淺色區(qū)域主要以回火馬氏體為主，深色區(qū)域主要以回火屈氏體、上貝氏體、鐵素體為主。

表2 帶狀偏析區(qū)維氏硬度檢測Table 2 Vickers hardness test in stripe segregation zone

2 討論與分析

芯棒座化學(xué)成分符合5CrMnMo材質(zhì)要求。鍛件純凈度合格、致密度合格；均勻性差，具體表現(xiàn)為雖然橫截面試片均勻性良好，但縱向呈帶狀偏析。5CrMnMo這類鋼在凝固時易產(chǎn)生樹枝狀偏析，鍛造時將沿著變形方向成為帶狀組織，由于合金元素在高溫時擴(kuò)散較慢，因此一般熱處理后，它將保持帶狀偏析，出現(xiàn)條帶分布的顯微組織，使鋼的力學(xué)性能具有方向性。為了改善這種缺陷，可將鋼坯充分鍛造，一般交替拔長和鐓粗至少進(jìn)行二、三次，然后退火處理予以消除。

另外，芯棒座調(diào)質(zhì)后組織狀態(tài)不良，馬氏體針粗大，出現(xiàn)上貝氏體組織。隨著淬火溫度的升高，基體組織會變粗大，馬氏體針變長。熱作模具鋼的馬氏體級別以2級～4級為宜，該芯棒座馬氏體6級屬不合格。5CrMnMo的等溫轉(zhuǎn)變曲線，在350～500℃等溫形成上貝氏體。淬火后具有較大的內(nèi)應(yīng)力，淬火加熱溫度偏高，組織粗大，淬火、回火后材料因粗大晶粒而呈脆性，使用過程中稍一承受應(yīng)力即開裂。

3 結(jié)論

(1)該芯棒座化學(xué)成分合格，純凈度、力學(xué)性能均合格。

(2)芯棒座開裂屬拉壓及彎曲應(yīng)力作用下疲勞開裂。開裂主要原因?yàn)榇慊鸺訜釡囟绕咴斐山M織粗大，材料脆性較大，不滿足使用過程的服役條件。

(3)芯棒座鍛造時增加鐓粗和拔長交替次數(shù)，加大鍛造比，增加鍛后退火熱處理可有效改善縱向帶狀偏析。