锤锻模具失效分析

2、工作条件
锤锻模是在模锻锤上使用的热成
形模具，它在成形过程中的机械 负荷主要是冲击力和摩擦作用， 热负荷主要是交替受热和冷却。
3、失效形式

锤锻模承受机械负荷和热负荷较重的部分是型 腔，其基本失效形式是型腔部分的模壁断裂， 型腔表面热疲劳、塑性变形、磨损等。锤锻模 具的燕尾部分产生冲击负荷且有应力集中，因 而燕尾开裂是常见的基本失效形式。
宏观分析

以上结果表明，在前述硬度条件下， HM1模对应力集中较5CrMnMo模敏 感及裂纹扩展抗力较低，因此有较深 的底角裂纹。底角裂纹为模具断裂的 裂纹源。间距较大的疲劳条纹说明了 裂纹扩展速率较大。
显徽硬度实验与热影响分析
锻模与热坯料在加压状态下接触，其热传导 系数为非加压接触条件下的16倍，因此型腔 表面温度较高，形成热影响区，使表面产生回 火软化和强度性能指标明显下降。 将截取的试样分别在不同温度 (500, 600, 650, 700, 750℃)下进行2.5小时回火。回火后测出 硬度平均值，绘出硬度与回火温度关系曲线。 曲线表明HM1钢的抗回火能力较5C rMnMo高。
改进措施与建议
采取表面处理工艺 提高冶金、锻造质量和改进热处理工艺

提高冶金和锻造质量，减少纵横向差值;在退火之前增加一道正火工艺， 以尽量消除链状碳化物的影响;降低硬度。

选用合适的润滑剂
文献介绍，与机油加二硫化钼及机油石墨相比，采用水剂石墨润剂可提高 模具寿命50%～100%。
BACK
案例三 半轴伞齿轮精锻模失效分析
模具齿型大头塌陷的分析
失效形式主要表现为的高 度下降，尖角变圆，并在 端面上局部凸起形成“倒 锥度”
微观分析
将该模具的一个 齿型的大头在距 端面5mm处切 下，再纵剖为两 半，进行微观分 析，剖面的形状 以及显微硬度和 金相拍照的位臵 见图。
失效模具齿型大头附近的硬度
表层在服役过程 中已发生软化， 软化层深度约4 mm。
生产过程

锻坯为50 x 92mm热轧圆钢，重量1.4hg，经 滚筒清理氧化皮后，中频感应加热，一火两锻 成形，始锻温度1150～1200℃，终锻温度 850-v9009C o模具工作之前用红铁预热，服 役过程中喷水基石墨冷却润滑。
模具服役寿命和失效形式
模具有3种失效形式:齿型大头塌陷、齿型顶部开裂和 齿型大失环裂。模具的主要失效形式是齿型大头塌陷， 占抽样模具总数的77.3%，其次是齿型预部开裂，比例 是18.2%。

BACK
案例四 锤锻模起重孔裂纹分析
概述

锤锻模的燕尾裂纹和起重孔裂纹是影响锻模使 用寿命的重要因素之一。起重孔裂纹常常会与 扩展的燕尾根部裂纹连在一起，使得燕尾根部 的截面强度极大削弱，从而发生燕尾与模体突 然分离的缎模失效现象。因此，起重孔裂纹对 锻模的使用非常不利，所引起的经济损失也相 当大。
宏观分析

在取试样前，进行洛氏硬度测量。5CrMnMo钢锻 模硬度为HRC38。HM1钢锻模硬度为HRC54。对 HM1模具断一面进行宏观断口观察，断面上明显 可见间距较大的疲劳条纹，仔细观察可见疲劳源 位于型槽底部拐角处。5CrMnMo模具存在严重的 热疲劳裂纹，最深为0.9mm。两种钢材的模具都 有较深的底角裂纹，尤以HM1为甚，深达7.5 mm， 裂纹前端细而尖，以沿晶方式扩展。5CrMnMo的 底角裂纹深2mm，裂纹前端粗而纯。粗而纯的裂 纹前端，说明裂纹扩展需要较大的塑性变形功， 即裂纹扩展抗力较高。
宏观检验
模具型腔的凹 槽部位的表面 形貌特征如图 所示，凹槽表 面一侧粗糙， 存在热疲劳裂 纹沟槽，但靠 近裂纹源一侧 表面较光滑， 两者之间有一 波浪形的裂缝。
微观断口
扫描电镜观察发 现，裂纹源区 (三角形深色区) 有疲劳扩展的痕 迹(图5)，裂纹 快速断裂区的形 貌为解理+少量 撕裂棱+二次裂 纹，局部有沿晶 开裂现象(图6)。
金相组织

由于5CrMnMo钢锻模的主要失效形式为磨损， 因此下贝氏体对锻模失效影响不大。金相组织 的组成与硬度梯度曲线是相吻合的。HM1材料 各部位的组织差异不是太大，都为回火马氏体 加回火屈氏体和回火索氏体。组织中存在有链 状碳化物。这种链条状的碳化物成为模具的疲 劳源，使低周疲劳裂纹过早产生而造成模具的 早期破裂。
金相分析
下图是齿型大头表层及心部的电子金相组织， 分别是高温回火索氏体(HRC26.5)和回火屈氏 体+回火索氏体(HRC45.5 )。由此可见，表层 硬度下降的原因是过回火。
金相分析
如图是齿型大头端 面局部凸起的扫描电 镜照片，塑性流变的 痕迹清晰可见，流线 方向与炽热金属流动 的方向基本一致。经 测定，凸起处硬度为 HRC26.0，组织 是高温回火索氏体。
锤锻模具失效案例分析
---材料11101班第四组
一、锤锻模具介绍
工作特点 工作条件 失效形式 提高措施
案例分析
1、工作特点

1、坯料温度高 在高温下变形和成型。温度高。 模具极易软化，产生塑性变形。 2、冲击力大 易引起应力集中，而造成塑性变 形和断裂 3、摩擦剧烈 4、急冷急热 循环热应力，是模具出现疲劳磨 损和疲劳断裂
金相分析

由以上检验结果我们认为，齿型大头表层在 服役过程中工作温度曾超过模具的回火温度， 但尚未达到模具钢的Ac1相变点，所以只有过 回火软化层而无二次淬火硬化层。从硬度和组 织的变化可以估计，齿型大头的局部工作温度 曾高达650～700℃。
齿型顶部开裂的机制
齿型顶部开裂的机制是热疲劳。 在成形过程中，由于模膛与炽热坯料直接接触并 剧烈摩擦，齿型表层温度一迅速升高，在内约束 的作用下，产生很大的压缩热应力。而脱模后情 况相反，由于喷水基石墨，模膛温度度迅邃下降， 在齿型表层出现拉伸热应力。于是，每打击一次， 齿型就经受一个热应力循环。当局部交变热应力 的水平达到或超过材料的屈服极限时，便引起周 期性的塑性变形，逐渐造成损伤积累，最终导致 热疲劳裂纹萌生与扩展。
概况
本案例分析的失效模具为前桥终锻模具，外形 尺寸为2 000 mm x 486 mm x 340 mm,其加工 工艺为下料—锻造—退火—粗加工—超声探伤— 热处理—模腔成型。 热处理工艺为680℃x2h+920℃x9h油冷淬火， 540℃x12h+500℃x8h回火。 技术要求模具硬度为38～44 HRC，设计寿命 为≥ 50 000件，但该模具仅锻制前桥毛坯 7200件即发生破裂。
BACK
案例二 连接臂热锻模失效分析
使用条件

模具采用5 Cr1MnMo及HM1钢制造。其加工 工艺路线为:开坯—锻造—退火—机加工—淬、回 火。
失效形式

5CrMnMo钢锻模最终失效形式为冲刷磨损沟 槽、局部压塌和较严重的热疲劳龟裂。HM1钢 锻模寿命比SCrMnIVso的还低，仅达1800件左 右，其失效形式为断裂。

在裂纹源处截取金相试样观察，侵蚀后表层显微 组织为铁素体+少量珠光体，柱状晶粒和等轴晶 粒交替存在(图8 a)，硬度仅为220 HV;次表层组织 为马氏体，硬度为489 HV。表层组织与马氏体层 间有肉眼可见的孔洞，马氏体层内有多条横向和 纵向的沿晶界扩展的裂纹(图8b)。基体组织为回 火屈氏体，硬度为40. 7 H RC。由此可以判定， 型腔凹槽经过堆焊修补处理，焊条为低碳钢焊条。 裂纹源区处于焊接部位并存在未焊透形成的孔洞 和焊接冷裂纹。
金相组织

在图8所示A方向，观察从表面到心部的显微组织 情况，并隔一定距离拍摄金相照片。5CrMnMo表 面硬化区(在0.15mm以内)呈深黑色，组织为回火 马氏体加回火屈氏体。距表面0.2mm处组织为较 多的回火索氏体加较少的回火屈氏体和少量的回 火马氏体。距表面1.0mm处的组织为回Fra Baidu bibliotek马氏体 加回火屈氏体。距表面4.0mm处的组织为回火屈 氏体加少量回火马氏体和下贝氏体。心部的组织 为下贝氏体加少量上贝氏体和少量回火屈氏体。
模具的制造
半轴伞齿轮精 锻模用 3Cr2W8V钢制 造，其外形尺 寸见图1。
模具的制造工艺流 程是:下料—锻造— 退火—粗车成形— 淬火及回火—精车 成形—电火花加 工—入库。
模具热处理工艺

850℃井式炉滴乙醇保护预热2h, 1050～ 1100℃盐炉加热20min,淬油冷却到150℃左右 后转510℃硝盐炉回火，回火2次，每次2h， 回火后空冷。最终硬度是HRC 45～49。
结语与建议


模具材料符合4Cr2MoVN i钢的成分要求。模具型腔堆 焊层内的焊接缺陷对模具的早期断裂起了促进作用。 组织粗大，晶粒粗大，模具韧性不足是导致模具断裂 的主要原因。 在生产过程中应严格控制模具的热处理工艺。淬火加 热规范决定了奥氏体的实际晶粒度，从而对马氏体的 形态及回火后的性能有显著影响，因而要控制淬火加 热温度，细化晶粒以提高模具的强度和韧性。另外在 修补模具时，为保证堆焊层的硬度及较高的耐冷热疲 劳性能，应选用与模具材料相近的堆焊焊条，焊后应 进行热处理以消除焊接应力，防止产生裂纹。
化学成分
冲击试验
在断口附近沿纵向取样，制成夏比U型缺口试 样(10mm x10 mm x55mm), 4件试样的室温冲 击功A kU平均值为23 ,冲击断口的宏观形貌为 脆性断口，未见明显的塑性变形，为解理断裂， 并存在大量的二次裂纹及少量的沿晶界开裂现 象，其形貌与模具快速断裂区形貌类似。
显微组织及硬度

显徽硬度实验与热影响分析
显徽硬度实验与热影响分析

用测量显微镜硬度的方法来确定热影响区。在 图8所示部位1与部位2的A方向打显微硬度， 所得硬度分别如图9、图10所示。
GO1 GO2
显徽硬度实验与热影响分析
显徽硬度实验与热影响分析

实验结果表明:5CrMnMo钢锻模棱角部位(部位1) 热影响区最大范围达4mm。表层0.12mm以内发 现一较高硬度区域，是由于该部位受热部分奥氏 体化，随后锻件脱模后水冷时，该部位又部分形 成马氏体组织，并且受模块内部余热自行回火得 到回火马氏体，所以得到了高硬度层。此外，由 于转变为马氏体而伴随的体积增加，又使得热疲 劳条件下应力增加，加快了热疲劳裂纹的荫生与 扩展。宏观分析也表明该区域的热疲劳裂纹较其 它区域严重。
显微组织及硬度
back
显微组织及硬度
图( a)所示的模具基体的显微 组织为粗大的保持马氏体位 向的回火屈氏体，按JB /T8420-1996《热作模具钢 显微组织评级》评定为5级， 模具晶粒粗大，晶粒度级别 为5级，见图( b) 。
检验结果分析

从检验结果可以看出，虽然模具硬度合格，但模 具组织粗大，晶粒度级别大于标准要求的范围， 粗大的组织和晶粒度导致模具的韧性下降。冲击 试验的结果说明，模具韧性只有正常模具的1/4 脆性极大。同时，型腔凹槽处的堆焊也存在问题。 该模具型腔凹槽处只是堆焊了一层低碳钢，与基 体硬度相差甚大，同时焊接时焊缝附近基体温度 升至相变温度以上，发生了马氏体相变，由于相 变应力的存在，在堆焊处产生焊接冷裂纹。这些 裂纹和未焊透形成的孔洞等缺陷直接导致此处成 为裂纹源。模具工作时，以该处为起点，产生脆 性断裂，导致模具早期破裂。

宏观检验
上下模块叠 放在一起， 其中上模块 的一角破裂
宏观检验
断口宏观形貌 如图,断面上 有明显的人字 形放射条纹, 箭头所指位臵 为人字形条纹 汇集处,此处 位于模具型腔 的一凹槽内, 凹槽附近断口 在存放过程中 生锈。
宏观检验
将破裂下来的一部分模块断口清洗除锈， 断口形貌见图。可见放射条纹收敛于图 中箭头所指的三角形深色区，此处断面 已氧化成黑色，氧化物较难清除。同时 三角形断面处可见宏观疲劳扩展的痕迹。

影响因素：锻件、锻模、模锻工艺、设备
4、提高措施
1、合理选择模具材料 2、合理选择模具硬度 3、进行表面强化 4、正确使用与维护
二、案例分析
4Cr2MoVNi钢汽车前桥锤 锻模失效分析 连接臂热锻模失效分析
半轴伞齿轮精锻模失效分析
锤锻模起重孔裂纹分析
案例一 4Cr2MoVNi钢汽车前桥锤锻模失 效分析

齿型顶部开裂的防止
既然齿型顶部开裂的机制是热疲劳，那么防止或 推迟产生这种失效的主要途经应当 （1）减小齿型顶部承受的交变热应力。 （2）提高模具材料的热疲劳抗力。 具体对策有: （1）改进情锻工艺，如适当降低始锻温度，改 善模具的预热和冷却等，以减小交变热应力。 （2）改进模具热处理工艺，适当提高淬火加热 温度，以增大模具钢的热疲劳抗力。