金林奎１ ２,黃持偉１ ２,阮育煌３,歐海龍１ ２,鄒文奇１ ２

(１．廣東省東莞市質量監(jiān)督檢測中心,東莞 ５２３８０８;２．國家模具產品質量監(jiān)督檢驗中心,東莞 ５２３８４６;

３．東莞市奕東電子有限公司,東莞 ５２３１２７)

      摘 要:采用宏觀分析、硬度檢測、化學成分分析、斷口分析以及金相檢驗等方法,對某２５１０鋼塑料模具滑塊座端面開裂剝落失效原因進行了分析.結果表明:滑塊座螺紋孔螺牙部位經過電加工產生了白亮色的變質層,該變質層脆性較大,易于產生微裂紋及剝落成為疲勞裂紋源,在螺栓彈簧推動的交變應力作用下裂紋沿螺紋孔四周呈同心圓弧線向外推進和延伸,從而導致滑塊座端面開裂剝落失效;同時滑塊座基體組織中帶狀及網狀碳化物分布嚴重,降低了材料強度,加快了滑塊

座疲勞開裂剝落失效的進程.

關鍵詞:模具;滑塊座;開裂剝落;電加工變質層;帶狀碳化物;網狀碳化物;疲勞開裂

中圖分類號:TG１４７ 文獻標志碼:B 文章編號:１００１Ｇ４０１２(２０１７)０８Ｇ０５９０Ｇ０５

ReasonAnalysisonEndCrackingandSpallingofa２５１０Steel

PlasticMoldSliderBlock

JINLinkui１,２,HUANGChiwei１,２,RUANYuhuang

３,OUHailong

１,２,ZOU Wenqi１,２

(１．GuangdongDongguanQualitySupervisionTestingCenter,Dongguan５２３８０８,China;

２．NationalMoldProductQualitySupervisionandInspectionCenter,Dongguan５２３８４６,China;

３．DongguanYidongElectronicsCo．,Ltd．,Dongguan５２３１２７,China)

    Abstract:Thereasonsofendcrackingandspallingofa２５１steelplasticmouldsliderblockwereanalyzedby

meansofmacroanalysis,hardnesstesting,chemicalcompositionanalysis,fractureanalysis,metallographicexaminationandsoon．Theresultsshowthatwhiteandbrightdeteriorationlayerproducedatthethreadsurfaceduringelectricprocessingthreadholeofthesliderblock．Becausethedeteriorationlayerwasverybrittle,microcracksandspallingeasilyformedhereandbecamethefatiguecracksource．Undertheactionofalternatingstresscausedbytheboltspring,thecracks

propagatedoutwardsandextendedalongtheconcentricarclinearoundthethreadhole,andfinallyresultedintheendcrackingandspallingfailureofthesliderblock．Atthesametime,theseriousbandedandnetworkcarbidesreducedthematerialstrength,whichacceleratedthefatiguecrackingandspallingfailureprocessoftheslideblock．

Keywords:mold;silderblock;crackingandspalling;electricprocessingaffectedlayer;bandedcarbide;

networkcarbide;fatiguecracking

    某家電公司塑料模具用滑塊座發(fā)生開裂失效,其材料為２５１０鋼,相當于國產材料９CrWMn冷作模具鋼.零件經過熱加工鍛造、球化退火處理,然后進 行 淬、回 火 熱 處 理,硬 度 技 術 要 求 為 ５４~６０HRC,硬度實測值在５７~５８HRC.滑塊座在服役時發(fā)生 早 期 開 裂 剝 落 失 效,其 設 計 服 役 壽 命 為６個月,實際服役時間只有１５d(天),目測失效件開裂位于螺紋孔的端面,如圖１所示.筆者對該失效滑塊座進行了檢驗和分析,以查明其開裂原因,并據此提出了改進建議.

１ 理化檢驗

１．１ 宏觀分析

    滑塊座開裂處斷口以螺紋孔為中心,形成同心圓的疲勞擴展貝紋線向前推進.疲勞擴展的區(qū)域約占整個斷口面積的７０％,然后向四周快速擴展至最終斷裂,如圖２所示.圖２中上側及左側可見快速擴展的放射狀條紋,下側邊緣可見細條狀終斷剪切唇.由于滑塊座端面表層布滿蝕刻的花紋,在上側及左側的終斷區(qū)只能看到缺口狀的斷面,這種形貌特征容易與應力集中的多臺階條紋相混淆,因此必須加以區(qū)分.

    沿滑塊座斷口中心的螺紋孔部位垂直截取樣塊,由于該螺紋孔較深,未能截取到螺紋孔的底部,只保留從端面向里５個螺牙.圖３中右側為螺紋孔的外端面,其端面的斷口擴展部位已經被線切割加工去除.由圖３可見,外層４個螺牙的齒頂已經斷裂,而里層第５個螺牙的齒頂完好無損.

１．２ 硬度檢測

    采用奧地利 QnessＧQ１５０型全自動數顯洛氏硬度計對失效滑塊座表面進行硬度檢測,結果如下:５７．０,５７．０,５７．５,５８．０,５７．０ HRC,符合技術要求的５４~６０HRC.

１．３ 化學成分分析

    從失效滑塊座上取樣進行化學成分分析,試樣尺寸 為 ２５ mm×２５ mm×１５ mm,檢 測 設 備 FOUNDRYMASTERPRO 全譜直讀光譜儀,檢測依據為 GB/T１２９９－２０１４«工模具鋼».由表１可見,滑塊座材料的各元素含量均符合 GB/T１２９９－２０１４對９CrWMn冷作模具鋼成分的技術要求.

１．４ 掃描電鏡斷口分析

     使用蔡司 EVO LS１５掃描電子顯微鏡對滑塊座斷口微觀形貌進行觀察.由圖４可見:疲勞推進線呈波浪形向前推進,并與螺紋孔邊緣平行;由于材料脆性開裂較為嚴重,因而疲勞開裂的形貌特征不明顯.疲勞擴展至應力峰值處快速擴展的放射狀條紋更為顯著,放射狀棱線呈斷續(xù)分布,見圖５.

１．５ 能譜分析

    對斷口試樣進行微區(qū)成分能譜分析,結果表明晶界處無磷、砷、銻、錫等低熔點夾雜物析出,表明夾雜第二相組織不是由回火脆造成的,可以排除回火脆的影響;沿晶亦無硫、錳等元素存在,因而也可以排除鍛

造過熱緩冷造成 MnS沿晶析出的可能,見圖６.

１．６ 金相檢驗

１．６．１ 非金屬夾雜物檢驗

    非金屬夾雜物級別的高低對鋼材強度及韌性有較大影響,級別越低表明材料具有越高的純凈度,即具有更高的強度和韌性.依據 GB/T１０５６１－２００５«鋼中非金屬夾雜物含量的測定———標準評級圖顯微檢驗法»對滑塊座非金屬夾雜物含量進行檢驗,同時依據 GB/T１２９９－２０１４進行判定.由表２可見,滑塊座材料的非金屬夾雜物級別均滿足標準技術要求.

１．６．２ 顯微組織檢驗

    失效滑塊座螺紋孔外面４個螺牙均沿齒頂中法線的垂直部位斷裂,且斷裂均沿帶狀碳化物條帶方向擴展,斷口附近存在嚴重的帶狀碳化物[１Ｇ２],圖７所示為距螺紋孔里層第４個螺牙齒頂沿帶狀碳化物的斷裂形貌;而第５個螺牙齒頂完整保留,如圖８所示.由圖７和圖８還可見,螺牙周邊均包裹明顯的白亮層.經調查核實,該白亮層為螺紋內孔經過電加工造成的變質層.螺紋孔端口處,圖９所示左側為斷口擴展的起始部位,在斷口與螺牙底槽連接處呈圓弧狀,齒槽下方的帶狀碳化物也呈圓弧狀分布,可以推斷螺牙齒槽經過擠壓成型.齒槽表層凹凸不平,由于帶狀碳化物以及電加工變質層的脆性影響,該處已經產生表面剝落.螺紋孔內螺牙表面經過了電加工,經測量電加工變質層深達０．０５mm,見圖１０.該變質層屬于高溫加熱甚至熔化后的快速冷卻淬火層,其硬度高且脆性大,極易造成缺陷表面拉向開裂[３].

    螺栓與螺紋孔配合后,經過外層螺母的擰緊,在螺栓的最外側幾扣螺牙處將產生極大的拉向應力,螺紋孔的端口處螺牙將承受占整體拉向應力６５％以上的拉應力.由外向里螺栓與螺紋孔螺牙所承受的拉向應力逐漸減小,第５個螺牙向里所承受的拉應力可能只有不到整體拉向應力的１０％.此為外層４個螺牙斷裂,而里層螺牙完好無損的原因[４].在螺紋孔螺牙的底槽部位,存在兩處表層拉向應力的顯微裂紋,并由表面電加工變質層向基體內部擴展,裂 紋 呈 直 線 狀 穿 晶 開 裂,裂 紋 深 度 約 為０．１０mm,見圖１１和圖１２.

    端面 開 裂 的 螺 紋 孔 內 螺 牙 齒 頂 高 度 約 為０．８０mm,與齒頂高度方向垂直分布的帶狀碳化物嚴重,見圖１３.斷口附近未開裂的螺紋孔內螺牙齒頂高度只有０．４０mm 左右,且?guī)钐蓟锏臈l帶寬度也相對減小,見圖１４.螺牙齒頂高度的降低,會使其抗彎強度大幅度提高;帶狀碳化物條帶寬度的減小,則會使材料的抗拉強度得到提升,因而未發(fā)生螺牙齒頂斷裂現象[５].

    經測量,基體顯微組織中帶狀碳化物條帶寬度達０．１７mm,見圖１５,依據 GB/T１４９７９－１９９４«鋼的共晶碳化物不均勻度評定法»中合金工具鋼的第四評級圖評定,帶狀碳化物的級別達４級以上,帶狀級別嚴重.基體顯微組織中連續(xù)網狀碳化物亦普遍存在,見圖１６,依據 GB/T１２９９－２０１４«工模具鋼»中的網狀碳化物規(guī)定評定為３級以上,屬于不合格級別[６].帶狀和網狀碳化物的大量存在,使材料的強度降低,脆性增大.

２ 分析與討論

    帶狀碳化物是由高碳鋼鋼液凝固時形成的枝晶偏析引起的,在各枝晶之間和晶體二次軸之間富集碳和合金元素,從而引起材料成分和組織的不均勻性.這種鋼錠或連鑄坯經熱軋后,高碳、高合金元素區(qū)域沿軋制方向被拉長,在鋼材中形成了帶狀碳化物.帶狀碳化物是從奧氏體中析出的二次碳化物,超標的帶狀碳化物對鋼的組織和力學性能均有嚴重危害,淬火后材料組織和硬度不均勻,力學性能呈現出明顯的各向異性.在電加工的瞬時高溫和工作液的快速冷卻作用下,零件表面經線切割后形成變質層,增加了表面拉應力,并產生顯微裂紋等缺陷,嚴重影響模具的制造質量和使用壽命.

    電加工是利用瞬間放電能量的熱效應,使工件材料熔化、蒸發(fā)達到尺寸要求的加工方法.由于電加工的工作液多采用具有介電作用的液體,因此在電加工過程中還伴有一定的電解作用.電加工時的熱效應和電解作用,通常使加工表面產生一定厚度的變質層,變質層的厚度隨脈沖電流的增大而變厚,從而導致電加工的模具容易發(fā)生早期開裂失效,縮短模具的使用壽命.由于帶狀碳化物的影響,螺紋孔距端面的４個螺牙齒頂都已經斷裂.在螺栓擰緊的拉向應力以及服役過程中彈簧產生的交變應力作用下,螺紋孔端口螺牙底槽處的電加工變質層首先產生剝落,成為疲勞裂紋源.在彈簧推動的交變應力作用下,疲勞裂紋沿螺紋孔的四周擴展延伸,形成同心圓疲勞貝殼紋推進線,當其擴展到應力峰值時,裂紋便會快速擴展直至螺紋孔端面發(fā)生整體開裂[７].

３ 結論及建議

     該２５１０鋼塑料模具滑塊座表面失效模式為疲勞開裂;開裂的原因是材料中的帶狀及網狀碳化物分布較嚴重,使材料強度顯著降低,脆性明顯增大,特別是螺紋孔螺牙部位經過電加工,產生了白亮色的脆性變質層,最終造成滑塊座于螺紋孔端面處發(fā)生開裂剝落失效.對模具 的 原 材 料 必 須 嚴 格 執(zhí) 行 進 貨 檢 驗 制度.對于高 碳 工 具 鋼 材 料,還 必 須 檢 驗 原 材 料 的共晶碳化物 不 均 勻 度,各 項 指 標 均 檢 驗 合 格 后 方可接受.

    為了改善模具材料性能和產品質量,還必須對材料進行充分揉鍛,盡可能打碎帶狀及塊狀碳化物;并控制好鍛后冷卻速率,避免產生沿晶脆性的網狀碳化物.對于采用電加工的零件,應進行低溫回火,消除電加工變質層的脆性及零件表面的拉向應力,延長零件的疲勞壽命.

（文章來源：材料與測試網-理化檢驗－物理分冊 > 2017年 > 8期 > pp.590）