依據(jù)GB/T 3077—2015 《合金結(jié)構(gòu)鋼》的要求,在對(duì)42CrMoA圓鋼進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試前,需要對(duì)其樣坯進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理。對(duì)某鋼廠生產(chǎn)的直徑為65 mm的42CrMoA圓鋼樣坯進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理后發(fā)現(xiàn)少量樣坯表面出現(xiàn)開(kāi)裂現(xiàn)象,需重新制樣,延長(zhǎng)了鋼材的出廠時(shí)間。樣坯的調(diào)質(zhì)工藝為：(855±10) ℃,50 min,油冷＋(550±10) ℃,60 min,水冷。為了避免后續(xù)的樣坯發(fā)生熱處理開(kāi)裂,筆者對(duì)開(kāi)裂樣坯進(jìn)行一系列理化檢驗(yàn),找出其開(kāi)裂的原因,以避免該類問(wèn)題再次發(fā)生。

1. 理化檢驗(yàn)

1.1 宏觀形貌

調(diào)質(zhì)后開(kāi)裂樣坯的宏觀形貌如圖1所示。由圖1可知：樣坯表面存在單條的縱向直線裂紋,裂紋沿試樣軸向表面分布,總體貫穿試樣,筆直無(wú)分叉；裂紋由樣坯表面延伸至心部。

圖 1調(diào)質(zhì)后開(kāi)裂樣坯的宏觀形貌

1.2 化學(xué)成分分析

對(duì)開(kāi)裂樣坯取樣并對(duì)試樣進(jìn)行化學(xué)成分分析,結(jié)果如表1所示。由表1可知：開(kāi)裂樣坯的化學(xué)成分滿足GB/T 3077—2015對(duì)42CrMoA鋼的要求。

1.3 金相檢驗(yàn)

在樣坯開(kāi)裂處取金相試樣,利用光學(xué)顯微鏡觀察試樣,結(jié)果如圖2所示。由圖2可知：裂紋由表面向心部延伸,裂紋的開(kāi)口大、尾部小,且尾部出現(xiàn)分叉；裂紋尾部的裂縫中有少量氧化物,為中高溫回火所致；將試樣腐蝕后觀察裂紋兩側(cè),未見(jiàn)脫碳現(xiàn)象。依據(jù)裂紋的形貌特征和裂紋兩側(cè)的組織情況,可以確定該裂紋為淬火裂紋[1]。

圖 2樣坯開(kāi)裂處的金相檢驗(yàn)結(jié)果

在樣坯橫截面處取金相試樣,用光學(xué)顯微鏡觀察試樣,結(jié)果如圖3所示。由圖3可知：樣坯橫截面組織為回火索氏體和未溶碳化物[2],組織分布不均勻,存在明亮區(qū)；明亮區(qū)局部分布有細(xì)小的非金屬夾雜物,直徑為3～7μm；裂紋擴(kuò)展區(qū)組織不均勻,明亮區(qū)較多；另一側(cè)近表面區(qū)組織均勻。

圖 3樣坯橫截面處的顯微組織形貌

依據(jù)GB/T 10561—2005 《鋼中非金屬夾雜物含量的測(cè)定 標(biāo)準(zhǔn)評(píng)級(jí)圖顯微檢驗(yàn)法》對(duì)夾雜物進(jìn)行評(píng)定,結(jié)果如圖4所示。由圖4可知：未見(jiàn)大顆粒非金屬夾雜物,非金屬夾雜物級(jí)別較低,為A類細(xì)系1.0級(jí)、A類粗系1.0級(jí)、B類細(xì)系0.5級(jí)。

圖 4夾雜物的微觀形貌

在母材縱截面處取金相試樣,試樣的金相檢驗(yàn)結(jié)果如圖5所示。由圖5可知：試樣表面未見(jiàn)缺陷及異常大顆粒夾雜,近表面處組織相對(duì)均勻,組織為鐵素體＋珠光體；靠近心部的白色條帶狀組織明顯,為鐵素體＋珠光體＋貝氏體；貝氏體呈條帶分布。說(shuō)明開(kāi)裂樣坯裂紋源靠近母材心部。

圖 5母材縱截面處的金相檢驗(yàn)結(jié)

1.4 硬度測(cè)試

利用洛氏硬度計(jì)在開(kāi)裂樣坯的截面沿著裂紋方向進(jìn)行硬度測(cè)試,結(jié)果如表2所示。由表2可知：調(diào)質(zhì)后樣坯的平均硬度為37.2 HRC,硬度分布均勻。根據(jù)《熱處理工藝參數(shù)手冊(cè)》中合金結(jié)構(gòu)鋼的淬火與回火工藝參數(shù)可知,42CrMoA鋼經(jīng)熱處理后的硬度應(yīng)為38 HRC。根據(jù)GB/T 16924—2008 《鋼件的淬火與回火》可知,42CrMoA鋼樣坯洛氏硬度的偏差為±2 HRC,因此42CrMoA鋼樣坯熱處理后的洛氏硬度應(yīng)為36～40 HRC,開(kāi)裂樣坯的洛氏硬度滿足要求。

Table 2.開(kāi)裂樣坯截面的洛氏硬度測(cè)試結(jié)果

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利用顯微維氏硬度計(jì)對(duì)開(kāi)裂樣坯縱向組織進(jìn)行顯微硬度測(cè)試,結(jié)果如表3所示,不同測(cè)試位置的壓痕形貌如圖6所示。由表3和圖6可知：帶狀區(qū)的硬度明顯高于暗區(qū)。

圖 6壓痕位置的微觀形貌

1.5 掃描電鏡(SEM)及能譜分析

采用掃描電鏡及能譜儀對(duì)夾雜物進(jìn)行分析,結(jié)果如圖7所示。由圖7可知：夾雜物主要含有Mn、S、Cr等元素,為硫化物夾雜。

圖 7夾雜物SEM形貌及能譜分析結(jié)果

采用能譜儀對(duì)圖3c)明亮區(qū)進(jìn)行線掃描,結(jié)果如圖8所示。由圖8可知：明亮區(qū)存在Cr元素偏析,偏析的寬度約為0.01 mm,與帶狀區(qū)的寬度相當(dāng),說(shuō)明Cr元素偏析導(dǎo)致帶狀區(qū)的硬度升高。

圖 8明亮區(qū)的線掃描分析結(jié)果

2. 綜合分析

淬火加熱的經(jīng)驗(yàn)計(jì)算公式為t＝αKH,其中：t為保溫時(shí)間；α為保溫時(shí)間系數(shù)；K為裝爐方式修正系數(shù)；H為工件有效厚度。采用馬弗爐加熱42CrMoA合金鋼,α為1.2～1.5,根據(jù)現(xiàn)場(chǎng)實(shí)際裝爐方式,K為2,因此對(duì)于直徑為25 mm的樣坯,淬火保溫時(shí)間應(yīng)為60～75 min,而開(kāi)裂樣坯的實(shí)際淬火保溫時(shí)間只有50 min,保溫時(shí)間偏短。Cr、Mo等元素在奧氏體中的擴(kuò)散速率較慢[3],奧氏體均勻化需要的時(shí)間較長(zhǎng),保溫時(shí)間較短會(huì)使合金元素的均勻化程度不足,從而無(wú)法消除原材料的Cr元素成分偏析。

裂紋沿軸向分布,由工件表面向心部擴(kuò)展,裂紋較深、較長(zhǎng),裂紋兩側(cè)無(wú)脫碳現(xiàn)象。因此該裂紋為典型的縱向淬火裂紋,裂紋源靠近樣坯的心部。母材的組織存在顯微偏析,靠近心部的組織不均勻。鋼的原始狀態(tài)對(duì)淬火開(kāi)裂有很大影響,原始組織細(xì)小、均勻,淬火后得到的馬氏體細(xì)小,殘余應(yīng)力小,基體強(qiáng)度高,開(kāi)裂傾向小。母材靠近心部存在較多的貝氏體條帶非平衡組織,更易誘發(fā)淬火裂紋[4]。淬火時(shí),在熱應(yīng)力和組織應(yīng)力的共同作用下,當(dāng)瞬時(shí)應(yīng)力超過(guò)斷裂強(qiáng)度時(shí),材料就會(huì)開(kāi)裂。42CrMoA鋼在靜油中的淬火臨界直徑為40 mm,對(duì)于直徑為25 mm的柱狀樣坯,淬火時(shí)樣坯能被完全淬透,內(nèi)外均易得到馬氏體,因此淬火時(shí)是以組織應(yīng)力為主導(dǎo)。樣坯靠近母材心部的組織應(yīng)力比其他位置的應(yīng)力大,在表面拉應(yīng)力的作用下,母材心部先產(chǎn)生縱向裂紋。

帶狀組織內(nèi)存在Cr元素成分偏析和硫化物聚集。Cr元素為中強(qiáng)碳化物的形成元素,Cr元素含量較低時(shí),其溶于滲碳體中形成合金滲碳體,Cr元素含量較高時(shí),可能形成新的碳化物,因此Cr元素偏析區(qū)的硬度較高、脆性較大。Cr元素偏析區(qū)的馬氏體轉(zhuǎn)變溫度降低,淬火冷卻時(shí),該區(qū)域的馬氏體轉(zhuǎn)變速率較慢,增大了組織應(yīng)力,易形成裂紋。因此Cr元素成分偏析對(duì)淬火開(kāi)裂的影響較大。硫化物與基體的結(jié)合能力較弱,且硫化物的膨脹系數(shù)比基體大,當(dāng)鋼中存在夾雜物偏析或夾雜物沿晶界分布時(shí),淬火過(guò)程中夾雜物可能發(fā)生界面分離并形成裂紋。

3. 結(jié)論及建議

42CrMoA鋼樣坯經(jīng)調(diào)質(zhì)后形成的裂紋為典型淬火裂紋,開(kāi)裂源位于靠近母材心部一側(cè)的表面。原材料組織不均勻,存在Cr元素成分偏析,且淬火保溫時(shí)間短,最終導(dǎo)致樣坯發(fā)生淬火開(kāi)裂。

建議將淬火保溫時(shí)間延長(zhǎng)至60～75 min,使樣坯的奧氏體化更完全,有利于合金元素的均勻化。調(diào)質(zhì)處理前,可對(duì)樣坯進(jìn)行高溫均勻化退火,以消除其成分偏析和帶狀組織。

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