【摘要】 Cr12MoV鋼制陶瓷模具正常失效方式為磨損。一批上模早期開裂失效的主要原因是回火不足，導(dǎo)致殘存的淬火組織應(yīng)力與熱應(yīng)力在后續(xù)磨削和線切割加工中產(chǎn)生機(jī)械應(yīng)力疊加后超過材料強(qiáng)度所致。改鍛和球化退火不充分，使Cr12MoV鋼共晶碳化物呈帶狀、網(wǎng)狀分布且顆粒粗大而帶尖角并促進(jìn)了裂紋的發(fā)展。模具結(jié)構(gòu)中尖角及其間的棱邊因應(yīng)力集中而成為眾多宏觀裂紋的起點(diǎn)和縱深發(fā)展地帶。經(jīng)補(bǔ)充回火的模塊在后續(xù)磨削和線切割成形中未發(fā)現(xiàn)微裂紋，從而在生產(chǎn)應(yīng)用中以磨損方式正常失效。
1 問題的由來
某陶瓷制品廠以Cr12MoV鋼為材料批量生產(chǎn)陶瓷制品模具。其中一種模具的上模采用如下工藝制造：①外購(gòu)已改鍛和球化退火的模塊毛坯，其尺寸為225mm×225mm×50mm，②機(jī)加工模塊至210mm×210mm×45mm，③外協(xié)淬火回火熱處理，硬度為62～58HRC，④平面磨削模塊的基準(zhǔn)平面和4個(gè)側(cè)面，⑤電火花線切割加工出模具的雙圓弧狀工作面，如圖1所示，⑥鉗工精整。
Cr12MoV鋼的熱處理強(qiáng)化由外協(xié)廠采用常規(guī)的低淬低回工藝即980～1000℃加熱油冷，180～230℃回火兩次，第二次回火溫度比第一次低10～20℃，硬度要求為58～62HRC，根據(jù)淬火后硬度，確定回火溫度、時(shí)間以達(dá)到所需硬度。
生產(chǎn)時(shí)下模內(nèi)腔填滿陶瓷原料后，上模自上而下加壓而制成陶瓷制品，隨后卸料托板從下模底平面向上頂出使陶瓷制品稍高出下模具頂面而被取走，見圖2。工作時(shí)模具承受陶瓷粒料的擠壓和摩擦作用而造成模具型面和側(cè)面的逐漸磨損，制品光潔度逐漸下降并產(chǎn)生飛邊，最終導(dǎo)致模具失效，因此磨損是這種模具的正常失效形式。
圖1 上模外形示意圖
圖2 生產(chǎn)過程示意圖
1.上模 2.下模 3.陶瓷原料 4.卸料托板 5.工作基底
然而有一批模具投入工作不久，其上模便發(fā)生開裂如圖1示，模塊兩主端面與線切割加工成型的雙圓弧面交接處存在多條宏觀裂紋，它們多源于交接的尖角部位A或B，裂紋向圖示AB方向擴(kuò)展。后來又發(fā)現(xiàn)經(jīng)平面磨削加工的模塊已有裂紋，這些裂紋要用10倍的放大鏡仔細(xì)觀察才可看到。該廠要求我們進(jìn)行失效分析以找出裂紋產(chǎn)生的原因，以便改進(jìn)模具的加工工藝和生產(chǎn)管理，提高模具工作壽命以增加經(jīng)濟(jì)效益。
2 理化檢驗(yàn)
由于外購(gòu)模塊已改鍛和球化退火，而且同批模塊均已外協(xié)淬火回火熱處理，故此不能對(duì)原材料及各工藝過程的模具試樣進(jìn)行逐一的金相組織分析。要發(fā)現(xiàn)裂紋起源及發(fā)展歷程，我們能夠做的檢驗(yàn)工作只可能是：①材料化學(xué)成分分析，②已失效模具的硬度測(cè)試和顯微組織分析，③經(jīng)外協(xié)淬火回火熱處理但尚未進(jìn)行后續(xù)加工的模塊，后簡(jiǎn)稱為待用模塊，對(duì)其進(jìn)行硬度測(cè)試和顯微分析［2，5］。
2.1 材料化學(xué)成分定量分析
從失效模具和待用模具取樣進(jìn)行化學(xué)成分定量分析，其綜合結(jié)果是1.55％C，11.75％Cr，0.41％Mo，0.23％V，0.34％Si，0.22％Mn，0.02％P，0.019％S，成分符合Cr12MoV鋼的國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)要求［3］。
2.2 硬度檢測(cè)
用HR-150A型洛氏硬度計(jì)對(duì)失效模具進(jìn)行硬度檢測(cè)，模具各面各處硬度值大體一致，略高于61HRC，符合62～58HRC的技術(shù)要求，對(duì)待用模塊測(cè)試亦有相似的結(jié)果。
2.3 失效模具的顯微分析
（1） 共晶碳化物分布、形貌、大小分析 共晶碳化物分布不均勻，圖3反映鑄造的殘余樹枝狀偏析［1］，圖4則是網(wǎng)帶狀共晶碳化物分布，對(duì)照GB1299－85合金技術(shù)條件，其不均勻度為4～5級(jí)［3］。圖5表明共晶碳化物大部分呈長(zhǎng)條狀、塊狀等形狀，且常帶有易產(chǎn)生應(yīng)力集中的尖角，碳化物最長(zhǎng)方向與帶狀分布方向一致，僅少量共晶碳化物近似球狀且尺寸也較小，但比回火時(shí)析出的二次碳化物顆粒仍大幾倍，粗大的共晶碳化物尺寸為0.04～0.66mm。而JB／T 7713－95高碳高合金鋼制冷作模具顯微組織檢驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定模塊碳化物≯3級(jí)，即碳化物最大尺寸≯0.017mm，故本例共晶碳化物尺寸過大，不符合要求。
圖3 失效模具試樣殘留鑄態(tài)樹枝狀偏析 ×40
圖4 失效模具試樣網(wǎng)帶狀共晶碳化物 ×100
圖5 失效模具試樣共晶碳化物呈長(zhǎng)條狀 ×400
由上述分析可得到如下結(jié)論：原材料中共晶碳化物呈帶狀、網(wǎng)狀不均勻分布，相當(dāng)多粗大且?guī)Ъ饨堑牟灰?guī)則碳化物在改鍛和球化退火中未有明顯改善，而且外購(gòu)的原225mm×225mm×50mm模塊很可能是外協(xié)廠家用長(zhǎng)度為225mm的φ180mm圓棒鍛成截面積與225mm×50mm相當(dāng)?shù)拿鳎K幾何尺寸雖符合要求，但原棒料呈帶、網(wǎng)狀分布的碳化物仍較完整地保留在模塊中。
（2） 奧氏體晶粒大小 圖6的金相組織為回火馬氏體＋殘留奧氏體＋共晶碳化物＋二次碳化物，基體不容易侵蝕，這是未回火或回火不足的馬氏體通常出現(xiàn)的情況，而原奧氏體晶界十分明顯。從圖6可見原奧氏體晶粒不粗大，也沒發(fā)現(xiàn)黑色組織，說明鍛造、球化退火、淬火操作中沒有過燒、過熱、欠熱和淬火冷卻不足的情況。
2.4 待用模塊的顯微分析
圖6中失效模具金相試樣基體不易侵蝕可能是淬火馬氏體回火不足所致，回火不足使工件保留高的組織應(yīng)力和熱應(yīng)力，與隨后的平面磨削機(jī)加工的機(jī)械應(yīng)力疊加使總內(nèi)應(yīng)力增大而超過材料強(qiáng)度時(shí)，會(huì)在先前工藝隱患的薄弱部位產(chǎn)生微裂紋，為了排除回火不足因素對(duì)分析造成的干擾，對(duì)測(cè)試的待用模塊進(jìn)行補(bǔ)充回火處理。
用電火花線切割將一待用模塊分成幾大塊，編號(hào)后進(jìn)行不同工藝的補(bǔ)充回火處理，再取樣作顯微分析。第20號(hào)試樣無補(bǔ)充回火，21號(hào)試樣補(bǔ)充195℃×3h回火1次，22號(hào)試樣進(jìn)行195℃×3h＋185℃×3h補(bǔ)充回火，其金相組織依次見圖6和圖7a、7b。基體侵蝕從難到易，馬氏體細(xì)針也從難以辨認(rèn)到清晰可見，殘留奧氏體量也越來越少。平面磨削加工后，未補(bǔ)充回火試樣表面用放大鏡可看到微裂紋，而經(jīng)補(bǔ)充回火的兩試樣經(jīng)400倍金相觀察，沒有發(fā)現(xiàn)微裂紋。由此看來造成模具開裂失效的微裂紋可能是回火不足引起的。
圖6 失效模具試樣大裂紋邊緣的
二次裂紋沿晶擴(kuò)展 ×400
圖7 試樣補(bǔ)充回火后的金相組織 ×40
（a）細(xì)針回火馬氏體 （b）回火馬氏體
2.5 裂紋金相分析
（1） 磨削表面微裂紋 圖8為模塊磨削表面存在大量顯微裂紋，它是模具回火不足而產(chǎn)生的組織應(yīng)力和熱應(yīng)力使模具表面處于高應(yīng)力狀態(tài)，磨削加工的機(jī)械應(yīng)力疊加使總應(yīng)力增大，超過材料強(qiáng)度而產(chǎn)生的。
圖8 模塊磨削表面微裂紋 ×400
（2） 電火花線切割加工表面微裂紋 電火花線切割時(shí)產(chǎn)生極高溫度使加工表面薄層重新加熱急冷淬火而生成白亮層，如圖9所示。白亮層組織為淬火馬氏體＋大量殘留奧氏體，厚度為0.01mm［2］，不算太嚴(yán)重，而且放電加工是不可避免的，圖9中有一裂紋從白亮層開始往內(nèi)沿晶發(fā)展。因重新加熱且急冷淬火使白亮層及附近區(qū)域產(chǎn)生很高的組織應(yīng)力和熱應(yīng)力，并與基體原有應(yīng)力疊加，而類似磨削表面也產(chǎn)生了微裂紋。
白亮層裂紋處及附近區(qū)域、磨削表面裂紋產(chǎn)生處及附近區(qū)域，沒有發(fā)生氧化脫碳現(xiàn)象，排除了改鍛、球化退火、淬火加熱不當(dāng)造成過熱、過燒、脫碳等引起微裂紋的因素。
（3） 失效模具心部裂紋 圖10中清晰可見裂紋平行于共晶碳化物帶狀分布的方向沿長(zhǎng)條狀粗大碳化物長(zhǎng)度方向擴(kuò)展。而從圖6中的大裂紋邊緣可看到二次裂紋沿晶界擴(kuò)展。
圖9 電火花線切割產(chǎn)生的白亮層 ×400
圖10 裂紋沿條狀碳化物方向擴(kuò)展 ×400
3 模具補(bǔ)充回火后的生產(chǎn)試驗(yàn)
將庫(kù)存的經(jīng)外協(xié)淬火回火熱處理的模塊在電熱鼓風(fēng)干燥箱中進(jìn)行補(bǔ)充回火，工藝為195℃×3h＋185℃×3h，回火后硬度由原稍高于61HRC降低至60～60.5HRC。之后進(jìn)行后續(xù)的平面磨削，電火花線切割加工成型，模具精整后投入生產(chǎn)應(yīng)用。結(jié)果表明，經(jīng)補(bǔ)充回火的上模以磨損失效而不是開裂異常失效，事實(shí)進(jìn)一步說明原上模開裂失效的原因是回火不足。
4 結(jié)論及建議
（1） Cr12MoV鋼制陶瓷模具的正常失效形式為磨損。
（2） 陶瓷模具上模異常開裂失效是回火不足所致，改鍛和球化退火不充分留下的冶金組織缺陷加速了裂紋的發(fā)展。模具結(jié)構(gòu)中的尖角和曲面交線造成應(yīng)力集中成為眾多宏觀裂紋的起點(diǎn)和發(fā)展地帶。
（3） 對(duì)外協(xié)熱處理廠家除要求嚴(yán)格執(zhí)行淬火回火工藝制度外，將模具硬度要求的62～58HRC的上限降低1～1.5HRC，可達(dá)到強(qiáng)制外協(xié)廠保證較充分的回火時(shí)間的目的。
（4） 對(duì)外購(gòu)模塊，除要求廠家保證模塊外形尺寸合格外，還應(yīng)使冶金組織缺陷在改鍛和球化退火中得到充分的改善，可尋求模塊兩方面質(zhì)量均保證的新的供應(yīng)商。
Failure Analysis of Abnormal Cracking on Ceramic Die of Cr12MoV Steel
Lu Guohui（Department of Mechanical Engineering，Guangdong Industrial University，Guangzhou 510643）
【Abstract】 The wear is taken as normal failure in the ceramic die of Cr12MoV steel．Early cracking of the top die is due to lacking in tempering，which causes the residual structure stress and thermal stress and additional mechanical stress during grinding and linear cutting beyond the materials strength．When the forging and spheroidizing annealing are insufficient，the eutectic carbides of the steel bring about network and banded distribution and accelerate development of the cracks．The wedge angle and edge stress concentration in the die become starting point and zone developed in depth for the macrocracks.After additional tempering ，any microcracks on the dies are not found during grinding and linear cutting．
Key words：ceramic die，heat treatment，failure analysis
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