張翔 歐亞明

摘要：某3Cr2W8V齒輪坯熱鍛模服役壽命偏低，為找出其早期開裂失效原因，進(jìn)行了宏觀斷口檢查、斷口微觀形貌分析、化學(xué)成分分析、金相顯微組織分析、硬度檢測(cè)和沖擊試驗(yàn)。測(cè)試結(jié)果表明：該模具材料的帶狀組織偏析嚴(yán)重，碳化物分布不均勻，存在較多大塊島鏈狀碳化物，未溶碳化物直徑較大，導(dǎo)致模具基體組織不均勻，產(chǎn)生局部應(yīng)力集中，造成模具早期脆性斷裂失效。

關(guān)鍵詞：3Cr2W8V;熱鍛模具;開裂;碳化物;失效分析

中圖分類號(hào)：TG721? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? 文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼：A? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? 文章編號(hào)：1674-957X（2021）11-0125-02

0? 引言

某3Cr2W8V熱鍛模生產(chǎn)20CrMnTiH齒輪坯鍛件，在400噸模鍛機(jī)上的服役平均壽命僅為600件/模，低于2000-3000件/模的正常壽命。該模具主要制造工藝流程為：鍛造—退火—開粗—成型加工—真空熱處理—精加工。技術(shù)要求為熱處理后硬度48-52HRC，其熱處理工藝為：分級(jí)加熱650±10℃（150min）—分級(jí)加熱850±10℃（120min）—1100-1120℃（100min）—預(yù)冷油淬—590±10℃（4h）回火3次—油冷。經(jīng)過該真空油淬工藝熱處理后，模具在實(shí)際使用約60次后發(fā)生開裂，從模具外側(cè)向內(nèi)部有一條貫通長(zhǎng)裂紋，造成模具早期失效，如圖1-圖2所示。

1? 檢驗(yàn)內(nèi)容與結(jié)果

1.1 斷口宏觀檢查

對(duì)開裂模具沿著斷口方向切割取樣，經(jīng)丙酮清洗油污+超聲波清洗吹干后，其斷口整體形貌如圖3所示：斷口較為整齊，斷面比較粗糙，顏色一致并呈灰黑色，裂紋呈現(xiàn)人字形，有明顯的放射棱線指向模具心部，表明裂紋源形成于模具心部;圖4為斷口局部的放大形貌，可觀察到斷口上有凹坑和撕裂棱，局部有呈現(xiàn)金屬光澤的小平面。斷口上無疲勞輝紋，呈快速斷裂特征，這表明該模具是短時(shí)間內(nèi)發(fā)生的脆性斷裂。

1.2 斷口微觀檢查

用掃描電鏡對(duì)斷口表層、斷口心部進(jìn)行觀察，結(jié)果見圖5-圖6所示。圖5的撕裂棱明顯，為河流狀或大理石狀花紋，有解理臺(tái)階，具備解理斷裂失效的典型特征;圖6中出現(xiàn)的較深孔洞直徑約50um，均伴隨較多的球狀碳化物（直徑約3-10um）。

1.3 化學(xué)成分分析

在失效的模具上取樣，用直讀式光譜儀測(cè)定模具的化學(xué)成分，結(jié)果見表1，失效模具的元素含量在技術(shù)要求范圍內(nèi)。

1.4 金相顯微組織分析

對(duì)模具斷口處取樣，經(jīng)過金相制備后采用4%硝酸酒精腐蝕，使用金相顯微鏡進(jìn)行觀察，如圖7所示，模具基體的帶狀偏析較為嚴(yán)重，為3.5級(jí);圖8所示的為大塊島鏈狀碳化物+細(xì)小顆粒狀未溶碳化物。其金相組織為：回火索氏體+回火屈氏體+共晶碳化物+未溶碳化物，未見明顯非金屬夾雜物。

1.5 硬度檢測(cè)

對(duì)失效模具的型腔取樣進(jìn)行洛氏硬度檢測(cè)，測(cè)試結(jié)果為：48.5 HRC、49HRC、49HRC，符合技術(shù)要求。

1.6 沖擊試驗(yàn)

對(duì)失效模具的斷口處取3個(gè)標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣，采用V型缺口，在常溫下進(jìn)行夏比擺錘沖擊試驗(yàn)。檢測(cè)結(jié)果表明，失效試樣沖擊功AKV平均值為4J，遠(yuǎn)低于正常件的沖擊功AKV平均值20J。沖擊試驗(yàn)的斷口整齊，顏色一致，呈細(xì)瓷狀脆性斷口特征。

2? 開裂原因分析

3Cr2W8V鋼屬于高耐熱性熱作模具鋼，該鋼的相變溫度較高，抵抗冷熱交變的耐熱疲勞性良好，含有形成碳化物的鎢、鉻等元素，因此在高溫下有較高的強(qiáng)度和硬度，但其韌性和塑性較差，淬透性優(yōu)良。一般說來，熱鍛模鋼有兩個(gè)重要的服役特性：一是工作時(shí)反復(fù)受到較大沖擊負(fù)荷，因此對(duì)其力學(xué)性能要求較高，尤其是對(duì)塑性變形抗力及高溫韌性要求較高;二是熱鍛模的截面尺寸一般較大（通常<400mm），為了保證全部模具組織和性能的均勻一致性，因此對(duì)模具鋼的淬透性要求很高。

斷口的宏觀檢查和微觀檢查均表明，該模具斷口較平坦，無明顯的裂紋擴(kuò)展停頓線，宏觀無塑性變形和剪切唇，是短時(shí)間內(nèi)發(fā)生的脆性斷裂，夏比擺錘沖擊試驗(yàn)結(jié)果也進(jìn)一步證實(shí)了這一點(diǎn)。金相顯微組織觀察表明：該失效模具的帶狀偏析較為嚴(yán)重（圖7），共晶碳化物聚集成大塊島鏈狀分布（圖8），未溶碳化物顆粒的最大直徑為10um（圖6），遠(yuǎn)遠(yuǎn)超出正常碳化物的直徑<1um。

3Cr2W8V鋼的含鉻量相對(duì)不高，原始組織中碳化物以M6C型為主，較難固溶到奧氏體中。該類型碳化物會(huì)造成鋼錠元素偏析嚴(yán)重，形成碳和合金元素富集區(qū)，造成貧碳和富碳的不均勻組織，甚至在晶界附近達(dá)到共晶成分，出現(xiàn)共晶碳化物。如果在軋制、鍛造、退火等后續(xù)加工過程不能有效消除之，會(huì)在基體中形成較多帶狀分布的碳化物，甚至在局部形成碳化物聚集。這種碳化物硬而脆，其熱膨脹系數(shù)與模具鋼的基體不同，加之熱鍛模在服役過程中，經(jīng)常受到較大載荷沖擊，比較容易造成脆性斷裂，這是造成該模具發(fā)生早期開裂失效的主要原因。

3? 結(jié)果和討論

①綜上所述，該3Cr2W8V熱鍛模具材料帶狀組織偏析嚴(yán)重，碳化物分布不均勻，存在較多大塊島鏈狀碳化物，未溶碳化物直徑較大，導(dǎo)致模具基體組織不均勻，產(chǎn)生局部應(yīng)力集中，造成模具早期脆性開裂失效。②為了改善模具材料性能，建議在熱處理前對(duì)材料進(jìn)行充分鍛打，盡可能打碎共晶碳化物，改變其不均勻分布狀態(tài)，并控制好鍛后冷卻速度，避免產(chǎn)生沿晶脆性的網(wǎng)狀碳化物。③可以在熱處理時(shí)采用固溶細(xì)化—高溫回火工藝，使鋼中碳化物細(xì)化和分布均勻，提高模具基體組織的強(qiáng)韌性，從而進(jìn)一步延長(zhǎng)該模具的使用壽命。

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