火车轮锻造用芯棒座断裂失效分析

张 磊 张 鹏

(太原重工轨道交通设备有限公司技术中心，山西030032)

目前火车车轮大多采用锻造和轧制联合成形后加工。车轮在锻造过程中，主要依赖模具来实现热成形加工。车轮为批量连线锻轧生产，模具的使用效率较高，模具发生异常磨损、断裂、龟裂等形式的失效后，不仅影响车轮锻件质量，还会导致停产，增加燃气损耗，影响生产效率，造成较大的经济损失。因此，研究车轮锻造用模具失效原因，剖析其失效机理，优化制造工艺，对提高模具使用寿命，提高车轮锻造生产效率，降低生产制造成本具有十分重要的意义。

(a)芯棒座断裂尾部(b)芯棒座断裂头部

图1 现场芯棒座断裂实物
Figure 1 Mandrel fractured object on site

芯棒座为车轮锻造的基础模具，直径∅190 mm左右，长度约200 mm，材质5CrMnMo，使用较为频繁。采用的热处理工艺为锻造后调质处理。在实际锻造过程中，有一件新造芯棒座在锻造约50片车轮时，发生了图1所示的早期断裂失效。

本文在断裂芯棒座上截取相关试样进行化学成分、力学性能、金相检测，找出产生早期断裂失效的原因，以此对模具制造工艺进行优化指导。

1 实验分析

1.1 现场宏观分析

通过对宏观断口进行观察，断裂位置为芯棒座变截面台阶处，断口主断面垂直轴线颜色呈浅灰色，断口形态较粗糙。底座部分断口保护较好，头部断裂过程大致分为两个阶段：第一阶段，首先在弯曲和拉压复合应力下在过渡圆角表面萌生裂纹，周向线源由外而内扩展，继而呈人字纹花样快速扩展至整个圆周；第二阶段，在表面环状裂纹形成以后，以严重应力集中型低周拉压疲劳扩展，直至断裂。疲劳弧线非等间距分布，说明偏载，存在受力不均现象，宏观形貌如图2所示。

1.2 化学成分分析

在断裂端截取试样进行化学成分分析，检查结果如表1所示，结果表明化学成分符合材料标准要求。

1.3 力学试验分析

对横截面试片由边缘向中心进行断面布氏硬度试验，试验数据如图3所示，布氏硬度实测值分布在398～452HBW，根据布氏硬度与洛氏硬度的换算经验，硬度满足图纸要求40～45HRC，可以判定硬度在合格范围内。

1.4 低倍试验分析

截取横截面低倍试片，经热酸浸检测试验后，低倍检验照片如图4所示。试验结果为：一般疏松1级，中心疏松1级，锭型偏析0.5级，满足要求，未发现其它肉眼可见宏观缺陷。从低倍照片可看出，断裂低倍组织致密度合格、均匀性良好，未发现异常。

(a)底座断口(b)头部断口(c)裂源区(d)裂源区

图2 裂纹宏观形貌Figure 2 Macroscopic morphology of crack

图3 断面硬度测试Figure 3 Hardness test of section

图4 低倍检验照片
Figure 4 macroscopic inspection photo

1.5 金相检验

1.5.1 基础分析

通过显微组织观测，基体组织为回火马氏体+回火屈氏体+上贝氏体+少量铁素体，组织呈带状偏析不均匀。按照JB/T 8420—2008对马氏体级别进行评定：马氏体针最大长度0.050 mm，评级为6级。晶粒度7.0级(大部分视场7.0级，>90%；局部偏析区5.5级，<10%)。组织形貌如图5所示。对基体非金属夹杂物进行检测，结果为：A类0级，B类0级，C类0.5级，D类0.5级，DS类0级。

试验结果表明，芯棒座纯净度合格。组织呈带状，均匀性差，粗大马氏体针属过热组织，说明热处理淬火温度偏高。

(a)带状偏析(b)晶粒度(c)组织(含铁素体)(d)组织(含贝氏体)(e)组织(回火马氏体)(f)组织(回火马氏体)

图5 金相组织Figure 5 Microstructure

图6 断口旁组织
Figure 6 Microstructure beside the fracture

1.5.2 断口旁组织分析

裂源处垂直宏观断口取样，断口旁未见冶金缺陷，组织与基体组织无差异，如图6所示。

1.5.3 显微维氏硬度检测

任意选取带状偏析区3处进行显微维氏硬度比对检测，结果如表2。

试验结果表明，浅色区域硬度值均高于深色区域，浅色区域主要以回火马氏体为主，深色区域主要以回火屈氏体、上贝氏体、铁素体为主。

表2 带状偏析区维氏硬度检测Table 2 Vickers hardness test in stripe segregation zone

2 讨论与分析

芯棒座化学成分符合5CrMnMo材质要求。锻件纯净度合格、致密度合格；均匀性差，具体表现为虽然横截面试片均匀性良好，但纵向呈带状偏析。5CrMnMo这类钢在凝固时易产生树枝状偏析，锻造时将沿着变形方向成为带状组织，由于合金元素在高温时扩散较慢，因此一般热处理后，它将保持带状偏析，出现条带分布的显微组织，使钢的力学性能具有方向性。为了改善这种缺陷，可将钢坯充分锻造，一般交替拔长和镦粗至少进行二、三次，然后退火处理予以消除。

另外，芯棒座调质后组织状态不良，马氏体针粗大，出现上贝氏体组织。随着淬火温度的升高，基体组织会变粗大，马氏体针变长。热作模具钢的马氏体级别以2级～4级为宜，该芯棒座马氏体6级属不合格。5CrMnMo的等温转变曲线，在350～500℃等温形成上贝氏体。淬火后具有较大的内应力，淬火加热温度偏高，组织粗大，淬火、回火后材料因粗大晶粒而呈脆性，使用过程中稍一承受应力即开裂。

3 结论

(1)该芯棒座化学成分合格，纯净度、力学性能均合格。

(2)芯棒座开裂属拉压及弯曲应力作用下疲劳开裂。开裂主要原因为淬火加热温度偏高造成组织粗大，材料脆性较大，不满足使用过程的服役条件。

(3)芯棒座锻造时增加镦粗和拔长交替次数，加大锻造比，增加锻后退火热处理可有效改善纵向带状偏析。