金林奎１ ２,黄持伟１ ２,阮育煌３,欧海龙１ ２,邹文奇１ ２

(１．广东省东莞市质量监督检测中心,东莞 ５２３８０８;２．国家模具产品质量监督检验中心,东莞 ５２３８４６;

３．东莞市奕东电子有限公司,东莞 ５２３１２７)

摘 要:采用宏观分析、硬度检测、化学成分分析、断口分析以及金相检验等方法,对某２５１０钢塑料模具滑块座端面开裂剥落失效原因进行了分析.结果表明:滑块座螺纹孔螺牙部位经过电加工产生了白亮色的变质层,该变质层脆性较大,易于产生微裂纹及剥落成为疲劳裂纹源,在螺栓弹簧推动的交变应力作用下裂纹沿螺纹孔四周呈同心圆弧线向外推进和延伸,从而导致滑块座端面开裂剥落失效;同时滑块座基体组织中带状及网状碳化物分布严重,降低了材料强度,加快了滑块

座疲劳开裂剥落失效的进程.

关键词:模具;滑块座;开裂剥落;电加工变质层;带状碳化物;网状碳化物;疲劳开裂

中图分类号:TG１４７文献标志码:B文章编号:１００１Ｇ４０１２(２０１７)０８Ｇ０５９０Ｇ０５

某家电公司塑料模具用滑块座发生开裂失效,其材料为２５１０钢,相当于国产材料９CrWMn冷作模具钢.零件经过热加工锻造、球化退火处理,然后进 行 淬、回 火 热 处 理,硬 度 技 术 要 求 为 ５４~６０HRC,硬度实测值在５７~５８HRC.滑块座在服役时发生 早 期 开 裂 剥 落 失 效,其 设 计 服 役 寿 命 为６个月,实际服役时间只有１５d(天),目测失效件开裂位于螺纹孔的端面,如图１所示.笔者对该失效滑块座进行了检验和分析,以查明其开裂原因,并据此提出了改进建议.

１ 理化检验

１．１ 宏观分析

滑块座开裂处断口以螺纹孔为中心,形成同心圆的疲劳扩展贝纹线向前推进.疲劳扩展的区域约占整个断口面积的７０％,然后向四周快速扩展至最终断裂,如图２所示.图２中上侧及左侧可见快速扩展的放射状条纹,下侧边缘可见细条状终断剪切唇.由于滑块座端面表层布满蚀刻的花纹,在上侧及左侧的终断区只能看到缺口状的断面,这种形貌特征容易与应力集中的多台阶条纹相混淆,因此必须加以区分.

沿滑块座断口中心的螺纹孔部位垂直截取样块,由于该螺纹孔较深,未能截取到螺纹孔的底部,只保留从端面向里５个螺牙.图３中右侧为螺纹孔的外端面,其端面的断口扩展部位已经被线切割加工去除.由图３可见,外层４个螺牙的齿顶已经断裂,而里层第５个螺牙的齿顶完好无损.

１．２ 硬度检测

采用奥地利 QnessＧQ１５０型全自动数显洛氏硬度计对失效滑块座表面进行硬度检测,结果如下:５７．０,５７．０,５７．５,５８．０,５７．０ HRC,符合技术要求的５４~６０HRC.

１．３ 化学成分分析

从失效滑块座上取样进行化学成分分析,试样尺寸 为 ２５ mm×２５ mm×１５ mm,检 测 设 备 FOUNDRYMASTERPRO 全谱直读光谱仪,检测依据为 GB/T１２９９－２０１４«工模具钢».由表１可见,滑块座材料的各元素含量均符合 GB/T１２９９－２０１４对９CrWMn冷作模具钢成分的技术要求.

１．４ 扫描电镜断口分析

使用蔡司 EVO LS１５扫描电子显微镜对滑块座断口微观形貌进行观察.由图４可见:疲劳推进线呈波浪形向前推进,并与螺纹孔边缘平行;由于材料脆性开裂较为严重,因而疲劳开裂的形貌特征不明显.疲劳扩展至应力峰值处快速扩展的放射状条纹更为显著,放射状棱线呈断续分布,见图５.

１．５ 能谱分析

对断口试样进行微区成分能谱分析,结果表明晶界处无磷、砷、锑、锡等低熔点夹杂物析出,表明夹杂第二相组织不是由回火脆造成的,可以排除回火脆的影响;沿晶亦无硫、锰等元素存在,因而也可以排除锻

造过热缓冷造成 MnS沿晶析出的可能,见图６.

１．６ 金相检验

１．６．１ 非金属夹杂物检验

非金属夹杂物级别的高低对钢材强度及韧性有较大影响,级别越低表明材料具有越高的纯净度,即具有更高的强度和韧性.依据 GB/T１０５６１－２００５«钢中非金属夹杂物含量的测定———标准评级图显微检验法»对滑块座非金属夹杂物含量进行检验,同时依据 GB/T１２９９－２０１４进行判定.由表２可见,滑块座材料的非金属夹杂物级别均满足标准技术要求.

１．６．２ 显微组织检验

失效滑块座螺纹孔外面４个螺牙均沿齿顶中法线的垂直部位断裂,且断裂均沿带状碳化物条带方向扩展,断口附近存在严重的带状碳化物[１Ｇ２],图７所示为距螺纹孔里层第４个螺牙齿顶沿带状碳化物的断裂形貌;而第５个螺牙齿顶完整保留,如图８所示.由图７和图８还可见,螺牙周边均包裹明显的白亮层.经调查核实,该白亮层为螺纹内孔经过电加工造成的变质层.螺纹孔端口处,图９所示左侧为断口扩展的起始部位,在断口与螺牙底槽连接处呈圆弧状,齿槽下方的带状碳化物也呈圆弧状分布,可以推断螺牙齿槽经过挤压成型.齿槽表层凹凸不平,由于带状碳化物以及电加工变质层的脆性影响,该处已经产生表面剥落.螺纹孔内螺牙表面经过了电加工,经测量电加工变质层深达０．０５mm,见图１０.该变质层属于高温加热甚至熔化后的快速冷却淬火层,其硬度高且脆性大,极易造成缺陷表面拉向开裂[３].

螺栓与螺纹孔配合后,经过外层螺母的拧紧,在螺栓的最外侧几扣螺牙处将产生极大的拉向应力,螺纹孔的端口处螺牙将承受占整体拉向应力６５％以上的拉应力.由外向里螺栓与螺纹孔螺牙所承受的拉向应力逐渐减小,第５个螺牙向里所承受的拉应力可能只有不到整体拉向应力的１０％.此为外层４个螺牙断裂,而里层螺牙完好无损的原因[４].在螺纹孔螺牙的底槽部位,存在两处表层拉向应力的显微裂纹,并由表面电加工变质层向基体内部扩展,裂 纹 呈 直 线 状 穿 晶 开 裂,裂 纹 深 度 约 为０．１０mm,见图１１和图１２.

端面 开 裂 的 螺 纹 孔 内 螺 牙 齿 顶 高 度 约 为０．８０mm,与齿顶高度方向垂直分布的带状碳化物严重,见图１３.断口附近未开裂的螺纹孔内螺牙齿顶高度只有０．４０mm 左右,且带状碳化物的条带宽度也相对减小,见图１４.螺牙齿顶高度的降低,会使其抗弯强度大幅度提高;带状碳化物条带宽度的减小,则会使材料的抗拉强度得到提升,因而未发生螺牙齿顶断裂现象[５].

经测量,基体显微组织中带状碳化物条带宽度达０．１７mm,见图１５,依据 GB/T１４９７９－１９９４«钢的共晶碳化物不均匀度评定法»中合金工具钢的第四评级图评定,带状碳化物的级别达４级以上,带状级别严重.基体显微组织中连续网状碳化物亦普遍存在,见图１６,依据 GB/T１２９９－２０１４«工模具钢»中的网状碳化物规定评定为３级以上,属于不合格级别[６].带状和网状碳化物的大量存在,使材料的强度降低,脆性增大.

２ 分析与讨论

带状碳化物是由高碳钢钢液凝固时形成的枝晶偏析引起的,在各枝晶之间和晶体二次轴之间富集碳和合金元素,从而引起材料成分和组织的不均匀性.这种钢锭或连铸坯经热轧后,高碳、高合金元素区域沿轧制方向被拉长,在钢材中形成了带状碳化物.带状碳化物是从奥氏体中析出的二次碳化物,超标的带状碳化物对钢的组织和力学性能均有严重危害,淬火后材料组织和硬度不均匀,力学性能呈现出明显的各向异性.在电加工的瞬时高温和工作液的快速冷却作用下,零件表面经线切割后形成变质层,增加了表面拉应力,并产生显微裂纹等缺陷,严重影响模具的制造质量和使用寿命.

电加工是利用瞬间放电能量的热效应,使工件材料熔化、蒸发达到尺寸要求的加工方法.由于电加工的工作液多采用具有介电作用的液体,因此在电加工过程中还伴有一定的电解作用.电加工时的热效应和电解作用,通常使加工表面产生一定厚度的变质层,变质层的厚度随脉冲电流的增大而变厚,从而导致电加工的模具容易发生早期开裂失效,缩短模具的使用寿命.由于带状碳化物的影响,螺纹孔距端面的４个螺牙齿顶都已经断裂.在螺栓拧紧的拉向应力以及服役过程中弹簧产生的交变应力作用下,螺纹孔端口螺牙底槽处的电加工变质层首先产生剥落,成为疲劳裂纹源.在弹簧推动的交变应力作用下,疲劳裂纹沿螺纹孔的四周扩展延伸,形成同心圆疲劳贝壳纹推进线,当其扩展到应力峰值时,裂纹便会快速扩展直至螺纹孔端面发生整体开裂[７].

３ 结论及建议

该２５１０钢塑料模具滑块座表面失效模式为疲劳开裂;开裂的原因是材料中的带状及网状碳化物分布较严重,使材料强度显著降低,脆性明显增大,特别是螺纹孔螺牙部位经过电加工,产生了白亮色的脆性变质层,最终造成滑块座于螺纹孔端面处发生开裂剥落失效.对模具 的 原 材 料 必 须 严 格 执 行 进 货 检 验 制度.对于高 碳 工 具 钢 材 料,还 必 须 检 验 原 材 料 的共晶碳化物 不 均 匀 度,各 项 指 标 均 检 验 合 格 后 方可接受.

为了改善模具材料性能和产品质量,还必须对材料进行充分揉锻,尽可能打碎带状及块状碳化物;并控制好锻后冷却速率,避免产生沿晶脆性的网状碳化物.对于采用电加工的零件,应进行低温回火,消除电加工变质层的脆性及零件表面的拉向应力,延长零件的疲劳寿命.

文章来源：材料与测试网