S136钢塑胶外壳模具开裂失效分析

　　S136塑胶模具在工作过程中的受力和受热情况较复杂，在服役中容易产生开裂、疲劳、表面磨损和腐蚀等失效形式[‘es。生产实践证明，结构设计、材料的选用、成形与制造工艺、热处理工艺及表面强化是影响模具使用寿命的主要因素。136模具钢是改良的中碳高铬型马氏体不锈钢，钢材经过炉外精炼，再电渣重熔，材料组织纯洁细微，具有优良的防潮抗蚀性、镜面抛光性、耐磨性、淬透性和较好的韧性、延展性[3,，故适用于各种塑料模具。该钢在低温回火及抛光至镜面状态的时候，能表现出极高的耐腐蚀性[41，特别适宜制造与腐蚀介质接触的塑料模具。国产5136钢与我国GB/T 1220-2007新标准中牌号为40Cr13的不锈钢较接近，故国内模具市场上的40Cr13钢也常常被称为136钢，但两者在组分、热处理工艺、性能等方面却存在一定差别。 采用136钢制造的模具用于塑胶外壳的批量生产。该模具硬度要求为46一48 HRC，在进货后，经过机加工一去应力一表面抛光后投入试产。模具的正常加工寿命为50万次，而当模具试产不到6千件就发生开裂，给厂家造成了较大的经济损失。为此，笔者对136钢塑胶外壳模具开裂失效件，进行理化检验和分析。

　　1、宏观检查

　　失效模具的外观形状如图1所示，其整体外形尺寸为长200 mmx宽150 mmx厚60 mm，工作面由半径40 mm的2个半圆沉孔、直径16 mm的5个圆形沉孔及一段凸台组成，侧面含有多个大小不一的圆孔。开裂较宽处位于图1(a)所示的模具凸面中心的直角台阶根部。此处裂纹往两侧耳部方向及台阶侧面横向延展并收窄形成尾部。从模具直角台阶根部开裂处垂直方向、两侧耳部裂纹处水平方向及台阶侧面裂纹尾部4个部位取样，具体位置见图1(h)方框标记处，3(h)指示处。其中1号样用于化学成分检测、硬度测试、断口扫描和能谱测试分析，2,3号样主要用于观察和分析裂纹形成及扩张形貌，4号样用于显微组织检测和分析〕

图1 失效模具外观及取样部位

　　从模具检验提供的3D图纸(图2)可见，在塑胶外壳模具凸面中心的根部有一直角台阶，在台阶结合面处没有设计圆角过渡，即存在一“利角”。在模具服役时，每次合模模具凸面中心部位都要承受抽芯滑块的侧向冲击力，因而在直角台阶根部易于形成较大的应力集中。按照模具的设计规范，模具的结构设计应尽量避免存在尖角和半径过小的圆角，以防止注塑产品产生锋利边，同时避免模具磨损和形成应力集中，延长模具寿命。但一些厂家受限于加工条件或为了降低加工R角的难度，节约模具加工的时间和成本，往往采用“利角”。

图2 模具结构设计

　　如图3所示为模具失效件各处开裂的宏观形貌。由于模具开裂后放置时间较长，其表面覆盖着褐红色的氧化腐蚀层。从图3(a)可见直角台阶根部断面呈现应力集中开裂的多源台阶，表明裂纹由该处开始形成，初步推断为模具开裂的裂纹源。距离此处约8mm的右侧色泽较深处，出现第二次多源台阶，并呈现放射状快速扩展条纹。与该断面匹配的断口试样(1号样)显示，断面呈圆弧状并向下弯曲。同时图3(c) ,(d)所示模具两侧耳部开裂的断口也都清晰可见疲劳弧线、二次台阶和放射状条纹。疲劳弧线一般为模具服役时载荷循环而产生。裂纹台阶是裂纹前进时遇到的阻力不同，扩展方向偏离而在不同断裂面相交而形成。一次疲劳台阶形成于疲劳源区，二次疲劳台阶则产生于裂纹扩展区，呈放射状射线，并与疲劳弧线相垂直。由此推断裂纹首先在直角台阶根部萌生，逐渐转为弧形的疲劳推进线，继续向模具中心及左右两侧方向扩展。当疲劳裂纹扩展到一定程度，断面的强度急剧降低，应力集中显著增大，造成二次台阶的应力集中开裂，并使断口呈放射状快速扩展。

图3 失效模具断面的宏观样貌

　　2、检验结果与讨论

　　2.1化学成分分析

　　采用德国牛津FOUNDRY-MASTER PRO直读光谱仪，依据GB/T 1299-2014《工模具钢》对从模具直角台阶根部裂纹源处截取的试样(1号样)进行化学成分检测。参考瑞典一胜百钢铁公司的5136钢成分标准和GB/T1220 -2007《不锈钢棒》的规范要求，检测结果见表1所示。通过对比可知，失效模具的化学成分含量符合GB标准40Cr13钢的指标要求，但与瑞典一胜百提供的5136钢标准相比，存在一定偏差，尤其是Si的含量偏低。

　　2.2表面硬度检测

　　在1号样上不同部位均匀选取5个测试点，采用奥地利ONESS Q150R全自动数显洛氏硬度计进行硬度测试。检测结果见表2所示，表明材料硬度较均匀，实测硬度值符合客户要求。

　　2.3断口及显微组织分析

　　采用德国蔡司SIGMA 300扫描电子显微镜对模具凸面中心直角台阶根部的利角处(1号样)断口进行观察。从图4(a)可见断口呈现多源台阶条纹和二次裂纹。多源条纹体现应力集中开裂特征，可进一步确认该区域为断口起始的策源地。二次裂纹形成于模具服役时循环载荷作用下的多次组织分裂，是疲劳断裂的典型形貌特征。断面呈细晶状组织，表明材料脆性较大。裂纹扩展的终断区，断口呈粗大放射状条纹。在放射状条纹间同样存在二次裂纹，进一步表明材料脆性大如图4(h)。扫描电镜倍率经放大，断口多源台阶的起始区及放射状条纹的终断区，都呈现沿晶开裂的特征形貌，表明材料强度低且脆性大，并沿界面存在脆性第二相组织。由于模具开裂后放置时间较长，沿晶断口表面布满了大量电化学腐蚀产物如图4(c)、(d)

　　对断口沿晶表面组织及颗粒状第二相组织进行微区能谱测试。谱图1区域为断口沿晶表面组织如图5(a)，谱图2区域为颗粒状第二相组织如图5W。从图s }b}所示的能谱测试结果表明，断口沿晶表面含有C,O,F。等合金元素，提示含高氧高铁的成分，表明断口表面覆盖一层较厚的氧化物。图s(d)所示的谱图显示颗粒状第二相组织含有C,Cr,Fe等合金元素，颗粒直径约巧}.},m，提示高碳高铬高铁的成分，说明第二相组织为Cr,Fe构成的颗粒状碳化物

　　从材料的组织检验可见，组织分布不均匀、碳化物颗粒粗大，反映材料锻造及热处理工艺欠规范。由于钢材为Cr13型马氏体不锈钢，一般在低温回火马氏体或高温回火索氏体状态下使用，使C:固溶于基体组织中，以获得优良的耐蚀性[z}。而因富Cr碳化物聚集，易致使基体贫Cr，材料的耐腐蚀性变差，表3为能谱测试结果表、将裂纹尾部截取的样件(4号样)镶嵌后制成金相试样，经4%硝酸酒精侵蚀后，可观察到试样表面呈现大理石花纹如图6，表明材料组织偏析较严重。

　　对4号样金相试样浸蚀面进行扫描电镜检测，裂纹的尾部呈现曲折的沿晶开裂特征，在裂纹两侧存在沿晶开裂的二次裂纹如图7(a)。基体组织中布满颗粒状碳化物，裂纹延伸处呈封闭状的沿晶开裂。图7}h)所示中间一块较大晶粒已形成凸起，显示脆性剥落形态。沿晶粒的三角交界处，沿晶界析出薄片状碳化物，这是网状碳化物经高温固溶减薄后的残留组织，对材料的性能影响极大，极易造成组织的沿晶开裂如图7(c)。在碳化物带状分布区域，大量的颗粒状碳化物聚集，且颗粒碳化物的圆整度不佳。在图7(d)所示沿颗粒状碳化物周围，形成长条状分布的链状、网状碳化物。参考GB /T 18254-2002《高碳铬轴承钢》，对网状碳化物的级别评定为>2级。根据显微组织可推断，模具钢铸态组织中存在大量共晶碳化物，锻造没有消除链状及网状共晶碳化物。晶界结合力因沿晶界析出的碳化物而降低，增加了带状、网状碳化物附近萌生微裂纹的倾向[6es〕

　　(a)沿晶裂纹(500 X )

　　(b)沿晶裂纹(1000 X )

　　(c)薄片碳化物(5000 X )

　　(d)链状碳化物(2000 X )

　　对试样浸蚀面的颗粒状组织及基体组织进行微区能谱测试，测试区如图8所示，谱图1区域为表层颗粒状组织如图8(a)，谱图2区域为基体组织如图8(c)。能谱测试结果表明，谱图1区域含有C,Cr,Fe等合金元素，能谱测试结果显示高碳高铬的成分，颗粒状组织为Cr,Fe构成的颗粒状碳化物如图8(h>0见图8(d)所示的谱图区域含有C,Cr,Fe等合金元素，能谱测试结果显示基体中Cr含量明显降低。说明C,C:存在较严重的偏析。由于表层碳化物颗粒的形成和聚集，使基体组织中Cr含量降低[0。因Cr质量分数很高，在钢锭凝固末期，在选择结晶的作用下，易形成合金元素C:的偏析[A几C,C:元素富集，在达到共晶浓度时，将形成共晶碳化物。这种共晶碳化物脆性大、硬度高，若锻造不充分透彻，后期热处理将难以消除，从而使材料形成各向异性，显著降低钢的韧性，造成沿晶开裂。此外，富含铬的硬脆马氏体，由于相变应力也易于产生裂纹[91，能谱测试结果如表4所列。

　　尾部扩展的裂纹横穿密集的条带，呈刚直的扩展形貌。金相显微镜倍率放大至Zoo，由图9(}>,(a>可见拉长的条带由细小颗粒状碳化物组成，形成若干条宽窄不一的带状碳化物。严重的带状碳化物，可使材料的横向抗拉强度显著降低，形成上述横向开裂。同时沿碳化物条间应力分布不均匀，在热处理过程中极易造成材料的变形和开裂。由于严重的带状碳化物，使基体组织中合金元素显著降低。在加热过程中晶粒极易粗化，因此沿带状碳化物条间形成了图9(e)所示的粗针状回火马氏体。晶粒粗化带来淬火应力增大，晶界加宽促使晶间强度降低，造成了材料的沿晶开裂内裂纹如图9(f>。这与图7所示的扫描电镜检测结果是一致的。由此可判定裂纹是由于严重的带状、网状碳化物偏析使材料强度降低，脆性增加导致

　　3、结论

　　(1)模具开裂的主要原因，是由于受冲击力的直角台阶处设计上无R角，造成该处应力集中倾向严重，形成多源台阶裂纹源，裂纹进一步形成疲劳扩展。当疲劳裂纹扩展到一定程度，断面的强度急剧降低，应力集中显著增大，形成二次台阶的应力集中开裂，并使裂纹呈放射状向模具心部及两侧快速扩展，最后在两侧耳部的外表面开裂。

　　(3)模具钢材料中C,Cr偏析严重。富Cr碳化物的析出，降低了钢的耐蚀性，使模具表面出现电化学腐蚀。同时带状碳化物严重，使条间应力分布不均匀，降低了材料的横向抗拉强度，使材料抵抗裂纹萌生和扩展的能力弱化。带状碳化物中的薄片状及网状碳化物，以及带状碳化物条间的粗针状回火马氏体，增加了材料的缺口敏感性，促使材料组织产生沿晶开裂，加速裂纹的形成和扩展〕

　　4、改进建议

　　(1)进一步改善模具钢在轧制和锻造时的组织均匀性，保证材料的强韧性。由于钢种中铬含量高，变形应力大，在钢锭轧制时，须确保均热炉加热时内外部钢温均匀，控制好高温段均热时间，利用高温扩散改善成分偏析。锻造时控制好加热温度和保温时间，可采用大吨位锻锤使铸造组织变形充分，以破碎带状、链状及网状碳化物，优化锻后球化退火工艺，改善碳化物的圆整度和粒径分布的均匀性，使碳化物呈细圆颗粒状均匀分布。

　　(2)S136模具设计过程中，应该考虑受力部位的应力集中状态。特别是模具承受冲击载荷时，应力集中更为突出，应在直角台阶处加过渡圆角。此外，在考虑加工工艺的同时，应尽量避免尖角、圆角半径过小、凹槽、窄槽、截面突变、孔位不当等容易产生应力集中过大的结构，避免造成模具开裂。〕