鋼材熱處理之: 大型零件淬火裂紋案例分析

1.大型零件淬火裂紋的形成

（1）大型零件淬火殘余應力為熱應力型  淬火介質的冷卻能力越強、截面尺寸越大、加熱溫度越高,淬火殘余應力越大。

    （2）應力作用方式與開裂原因  冷卻末期，外層金屬已冷到低溫，內部金屬的溫度必然高于外層。當其繼續降溫時，因伴隨體積收縮受到外層金屬的強力約束，而在中心部位產生三維拉應力，最大拉應力作用在截面的中心處。金屬力學性能理論表明，金屬在三維拉應力作用下，大大約束了塑性變形能力，使其轉變為脆性狀態，極易產生低應力脆性斷裂；這就是具有珠光體組織的大件心部金屬，在熱應力型應力作用下形成裂紋的根本原因。

    （3）斷口特征

1）短圓柱型  常為縱向裂開，當高度為直徑的兩倍左右時，有橫斷現象。多見于碳素工具鋼，這些零件中心往往存在網狀滲碳體，降低鋼的強度并沿其擴展。

2）軸類  當軸向與切向最大拉應力超過零件中心處材料的強度時，首先在該處開裂。隨后在淬火應力的作用下，裂紋分別沿縱向和橫向由內向外擴展，直到在外表面露出裂紋。但是裂紋也可能終止于內部某處成為內裂。當殘余應力足夠大時，可能在淬火末期自行完全斷開。然而更多時候是在露出零件表面裂紋的基礎上，通過機加工等辦法而顯現。在長度遠大于直徑的時候，橫斷比縱裂更多見，而且同一零件上可能產生多處橫斷或縱裂。裂紋源通常位于截面中心處，當截面中心附近區域存在冶金缺陷時，裂紋源才可能偏離截面中心處。

3）齒圈類  一般為中碳鑄鋼制造，只能形成徑向裂紋。裂源為橫斷面的幾何中心處或鑄造的熱節點處，并由此通過齒圈中心的徑向面，由里向外擴展，最終裂開。

4）炸裂的內裂：

    炸裂是有傷害危險的開裂，應注意防范。炸裂發生在冷卻末期以后。

5）斷口特征  斷裂面平齊，無明顯塑性變形發生，呈典型的脆性斷口。

    （4）內部冶金缺陷的作用大件截面中心及其附近，是熱應力型應力的最大拉應力存在和作用的位置，這里又是許多冶金缺陷產生或存在的部位。這些缺陷是重要的促裂、誘裂因素，也是大件淬裂的天然裂源和直接原因。由于種種原因的制約與影響，目前我國大型鑄鍛件的綜合冶金質量還很不理想，因而成為影響大件淬裂的最重要的實際因素之一。

    應當注意的是：存在于大型零件表面上的一切能引起應力集中效應的因素，在淬火過程中，決無誘發和促進裂紋作用。故此，熱處理之前不必要清除大型鑄鍛件的表面缺陷。

 2.大件淬裂的預防措施

（1）利用熱處理基本應力的交互作用和雙重作用特征，設計或改進大件的淬火工藝；

（2）利用預冷降溫的方法；

（3）淬火冷卻不進行到低溫；

（4）及時回火注意回火冷卻方法。

大件淬裂案例分析--頂尖淬火開裂原因分析

1）橫向裂紋  2）縱向裂紋

圖7-48頂尖表面裂紋形貌

 萬能工具磨床用大頂尖，在一批80多個的淬火中，有幾個出水后聽見較大的異常聲響，有的直接發現了裂紋，有的磨削后裂紋才顯露出來。追溯頂尖熱處理的歷史，在不同批次的淬火中，每次出水后都能聽見異常聲響，隨后就會發現幾個頂尖出現位置和特征相類似的裂紋，如圖7-48所示；

還出現了垂直于軸線完全斷裂的特征，如圖7-49（2）所示。

頂尖材料為T10鋼，加工路線為：下料→退火→機加→淬火→機加。熱處理工藝要求為：780±10℃×15s，大端入鹽爐至2/3部分進行局部加熱淬火，160℃×1h回火，硬度≥61HRC，用銼刀檢驗頂尖硬度，打滑時說明淬火硬度合格。實際淬火加熱800±10℃×20min出爐后預冷5s左右，把加熱的2/3部分入CaCl₂溶液30s左右淬火，然后全部入溶液浸兩下約1s出水。為了尋找頂尖淬火開裂原因，提高熱處理質量，采用宏觀檢驗、微觀檢驗、掃描電鏡等方法對頂尖進行分析。

 1.檢驗方法與結果

（1）宏觀檢驗  經調查可知，在幾乎所有出現裂紋的頂尖上，均出現縱、橫兩個方向的裂紋。沿軸線在表面相對位置各有一條細而長的縱向裂紋，長度在35mm～75mm之間，如圖7-48箭頭2所示；有的已裂至大端表面，如圖7-48（1）所示；對3個表面存在裂紋的頂尖用線切割機切取金相

1）橫向裂紋  2）縱向裂紋

圖7-48頂尖表面裂紋形貌

試樣，發現縱向裂紋已裂至零件中心且互相連接，有明顯的中間粗兩邊細特征，如圖7-48（2）所示；用鎯頭輕輕敲擊試樣，沿縱向形成縱劈，斷口成木紋狀，近中心的凹槽應是縱裂的源區，如圖7-50（1）所示。離大端1/3左右的縱向裂紋兩側有沿圓周一圈垂直于軸線并和縱向裂紋相交的弧形裂紋，如圖7-48箭頭1所示?；⌒瘟鸭y在工件心部和縱向裂紋相連，從里向外由粗變細，縱向裂紋明顯粗于橫向，如圖7-49（3）所示；有的已完全開裂形成橫斷特征，斷裂面比較平齊，無明顯的塑性變形，中心附近有收斂于一點的放射狀花樣，放射點應為橫斷的源區，如圖7-50（2）所示。

從以上特征可以推斷，頂尖開裂主裂紋是縱向且起裂于工件中心，說明工件心部顯微組織或原材料存在著缺陷。橫截面斷口熱酸蝕后，參照GB1979-80宏觀低倍缺陷評定為中心疏松2級。橫斷背面中心的裂紋，應為未露出表面的縱裂，如圖7-50（3）所示。

 （2）微觀檢驗  對包含縱、橫兩個方向裂紋的試樣進行制備，觀察未侵蝕的表面，縱向裂紋開口度明顯比弧形裂紋粗。根據GB/T10561-2005，在縱、橫兩個截面裂紋兩側分別觀察3個視場，通過測量夾雜物大小及長度，對非金屬夾雜物評定為A1.5、C1.5、D1e、DS1.5。

對3個破損頂尖解剖并制備試樣，宏觀可以看到中心有不同大小的灰白色區域，如圖7-51所示。

顯微組織極不均勻，表面有極薄馬氏體層，從表至里依次為馬氏體+殘余奧氏體→托氏體+少量粒狀碳化物→心部為細片狀珠光體+大量粒狀碳化物。光鏡下灰白色區域碳化物聚集嚴重，存在棱角狀碳化物，過剩二次碳化物呈斷續網狀，部分呈針狀向晶內伸展，如圖7-52所示。

橫截面上縱裂紋末梢沿網狀碳化物擴展，周圍的晶粒特別粗大，斷續網狀碳化物顯示了晶粒的大小，在顯微鏡100×下裂紋兩側晶粒度評為1.5級；500倍下和標準圖譜進行比較，網狀碳化物評定為3級，如圖7-53所示。

根據GB1298-86《碳素工具鋼技術條件》“截面≤60mm的碳素工具鋼以不大于2級網狀為合格”，顯然頂尖中心的網狀碳化物已不符合標準?？v截面上的碳化物有帶狀特征，塑性夾雜物沿帶狀分布，縱向裂紋和帶狀方向相同，如圖7-54所示。

（3）淬硬層深度的測定  用顯微硬度法測定淬硬層深度，結果如表7-5?？煽闯?，淬硬層極薄。

表7-5 頂尖表面淬硬層深度HV_0.1kg

（4）掃描電鏡分析  通過掃描電鏡對縱、橫截面進行檢驗，源區斷口具有準解理特征，孔洞有可能是疏松，也有可能是熱酸蝕時非金屬夾雜物脫落所形成并沿晶界分布，如圖7-55所示。

    2.分析與討論

    （1）原材料的影響  由宏觀、金相檢驗可知，頂尖中心原材料存在著疏松、非金屬夾雜物等缺陷組織。原材料中疏松、非金屬夾雜物的存在，割裂了基體的連續性，使有效承載面積減小，在缺陷的尖角處還會產生應力集中，使隨后熱處理淬火出現裂紋的機率增大。

（2）不均勻碳化物的影響  由金相檢驗可知，顯微組織極不均勻，心部碳化物聚集比較嚴重，有帶狀、斷續網狀、針狀和多角狀。帶狀碳化物的存在，與原材料化學成分偏析程度有關。因為鋼錠最后凝固區，是合金元素及硫磷等雜質富集的地方，也是碳化物和非金屬夾雜物最為聚集的區域，它和非金屬夾雜物一樣，都會降低工件的有效受力面積。隨著碳化物帶狀偏析的加劇，高低碳帶之間的顯微硬度差增大，熱處理裂紋敏感性增強，還將影響工件的接觸疲勞壽命。斷續網狀、針狀這種呈魏氏組織分布的碳化物是鍛后空冷時已經形成的，在后續熱處理球化退火和淬火時是很難消除的，多角狀碳化物是原材料退火溫度過高造成的。網狀、針狀、多角狀碳化物以及粗大晶粒的存在，嚴重減小晶粒間的結合力，割裂基體的連續性，增加應力集中傾向，鋼的脆性明顯增大，脆斷強度大大降低，裂紋傾向顯著增加。

（3）淬火應力與心部組織的影響  由宏觀檢驗可知，頂尖的裂紋形式應屬于縱劈和橫斷。這是因為頂尖淬火冷卻后期，外層金屬先于內部冷至低溫，這時，內部的溫度不同程度的高于外層，當心部隨后繼續冷卻時，因體積收縮受到外層金屬的強力約束，在中心部分產生三向拉應力。根據實際熱處理工藝可知，頂尖整體加熱溫度過高，保溫時間過長，生產中為了獲得較高的硬度，淬火時采用了冷卻能力較強的CaCl₂水溶液，加大了零件截面內外溫差，淬火時心部又未發生馬氏體轉變，因此淬火冷卻后頂尖心部所受拉應力是溫差引起體積收縮所形成的熱應力型三向拉應力。金屬在三向拉應力作用下，大大約束了塑性變形能力，使其轉變為脆性狀態。而頂尖中心粗大的網狀碳化物、疏松及非金屬夾雜物，嚴重削弱了鋼的抗斷強度，成為工件開裂的萌生處和裂紋的擴展路徑；淬火時心部所得到的片狀珠光體，也使心部金屬強度大大降低，因此頂尖淬火時當熱應力中的切向和軸向最大拉應力超過材料的脆斷強度時，就產生了低應力脆性斷裂，形成縱劈和橫斷。而且熱應力型三向拉應力的最大值，主要作用在零件的截面中心處。

（4）工件尺寸的影響  由淬硬層測定結果可知，頂尖淬硬層深度與其直徑之比很小，根據形狀尺寸其符合短圓柱式大型非淬透件的條件。在各種材料制造的短圓柱式大型非淬透件中，以碳素工具鋼件的淬裂傾向最大。

3.結論

綜合以上分析可知，頂尖淬火開裂具有熱應力型殘余應力引起大型非淬透件縱劈和橫斷的特征，主要是頂尖中心部位存在著疏松、非金屬夾雜物以及網狀碳化物引起的，而中心帶狀碳化物和細片狀珠光體加速了裂紋的擴展。有可能是下料時，料頭切的太少，導致少量存在較多缺陷的工件在淬火時發生開裂。