70Cr3Mo鋼支承輥熱處理斷裂的原因分析

蔡鐵莊 王 文

(天津市天重江天重工有限公司理化檢測(cè)中心,天津 300400)

某廠有 70Cr3Mo支承輥(?1360mm×4880 mm,單重 29.15t)兩件,為電爐雙真空冶煉,80 MN水壓機(jī)鍛造成型。輥?zhàn)咏?jīng)鍛后退火、粗車(chē)、調(diào)質(zhì)處理后再精加工,最后熱處理為臺(tái)車(chē)爐快速加熱淬火、電爐回火。調(diào)質(zhì)工藝為:880℃油淬,560℃回火;最后熱處理工藝為:950℃×6h噴冷淬火,510℃×80h回火。處理后放置了大約 5天,由于輥身硬度偏高(要求 57～62HS,實(shí)測(cè) 66～69HS),擬裝爐做二次回火。在入爐約 2h爐溫剛到達(dá) 280℃時(shí),其中一件發(fā)生斷裂,見(jiàn)圖 1,圖2。

圖 1 斷裂的支承輥Figure 1 The cracked backing roll

1 觀察試驗(yàn)

1.1 斷口觀察

支承輥為橫向脆性斷裂,主斷裂面基本在輥身縱向正中間;斷口齊平,與軸線垂直。裂源在中心處;擴(kuò)展區(qū)斷口為結(jié)晶狀,有明顯放射狀撕裂嶺,面積較大;沿外圓瞬時(shí)破斷區(qū)深約 100mm,為瓷狀斷口,應(yīng)為最終熱處理淬硬層。從主裂紋上可見(jiàn)二次裂紋(圖 3,圖 4)。

圖 2 冒口側(cè)的次生裂紋Figure 2 The secondary crack side the riser

圖 3 支承輥主斷裂面結(jié)晶狀及瓷狀斷口Figure 3 The crystal and porcellaneous of main fracture surface

圖 4 擴(kuò)展區(qū)放射狀撕裂嶺背指向裂源Figure 4 The secondary tearing crack source point in the expanding rediatiform area

1.2 化學(xué)分析

經(jīng)直讀光譜分析,化學(xué)成分見(jiàn)表 1。

1.3 高倍檢測(cè)

輥身基體高倍顯微組織為回火索氏體 +碳化物(圖 5);部分晶粒較為粗大(約為 7級(jí)),晶界有析出物(圖 6,苦味酸腐蝕)。

淬硬層顯微組織為定向回火托氏體 +未溶碳化物 +少量殘余奧氏體(見(jiàn)圖 7,圖 8)。

1.4 淬層硬度梯度

淬層硬度分布情況見(jiàn)關(guān)系曲線。

表 1 70Cr3Mo支撐輥化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 1 The chemical composition of 70Cr3Mo backing rolls(mass fraction,%)

圖 5 基體顯微組織 750×Figure 5 The matrix microstructure

圖 6 基體晶界存在析出物 2000×Figure 6 The educts in the matrix grain boundary

圖 7 淬層組織(明顯針狀M形貌) 500×Figure 7 The quenching layer microstructure (evidence needle shaped M appearance)

圖 8 淬層組織(各種M形態(tài)) 1000×Figure 8 The quenching layer microstructure (various M appearance)

圖 9 硬度_距離關(guān)系曲線圖Figure 9 The relation curve of hardness and distance of the quenching layer

2 討論分析

2.1 熱處理開(kāi)裂

眾所周知,熱處理導(dǎo)致開(kāi)裂有兩種基本類型:熱應(yīng)力型和組織應(yīng)力型。對(duì)于熱處理軸類件而言,由單純熱應(yīng)力或單純組織應(yīng)力所導(dǎo)致的開(kāi)裂有不同之處,如:開(kāi)裂發(fā)生時(shí)間不同(前者多在加熱過(guò)程,后者多在冷卻過(guò)程),斷口方向不同(前者多為橫向開(kāi)裂,后者多為縱向開(kāi)裂);二者也有相同之處,如:兩種開(kāi)裂都是首先從低溫區(qū)(未及加熱區(qū)或先行冷卻區(qū))裂起的,或者說(shuō),兩種開(kāi)裂的裂源都在低溫區(qū) (由于低熔點(diǎn)析出物在晶界析出所造成的熱脆開(kāi)裂除外)。這主要是因?yàn)?處在較高溫度(≥500℃)下的材料對(duì)于一定大小的應(yīng)力具有足夠的協(xié)調(diào)能力,可以通過(guò)自身形變使應(yīng)力得到松弛、變向或消溶;而溫度較低的材料不具備這種協(xié)調(diào)能力,一旦這些應(yīng)力在低溫區(qū)超過(guò)材料許用應(yīng)力值,開(kāi)裂便告發(fā)生。

2.2 支承輥斷裂的特點(diǎn)

從支承輥的斷裂方向(橫向斷裂)似乎可以認(rèn)為是熱應(yīng)力斷裂。但是,從該輥斷裂的時(shí)間看,發(fā)生于淬回火幾天之后的二次回火開(kāi)始 2h,當(dāng)時(shí)爐內(nèi)溫度剛剛到達(dá) 280℃,工件內(nèi)外溫差不過(guò)200℃左右,完全不具備造成熱應(yīng)力斷裂的條件;而從淬硬層的顯微組織(表現(xiàn)為馬氏體針狀形態(tài)的定向托氏體 +未溶碳化物 +少量殘余奧氏體),可以看出熱處理組織應(yīng)力在這里的重要作用。經(jīng)過(guò)一次回火仍然顯現(xiàn)出來(lái)的粗大馬氏體形態(tài)的組織(定向托氏體)和少量殘余奧氏體,表明最后熱處理淬火溫度偏高。恰恰是這些殘余奧氏體,在一次回火后的長(zhǎng)時(shí)間低溫(冬季車(chē)間內(nèi)溫度應(yīng)低于 10℃,時(shí)間超過(guò) 100h)放置過(guò)程中要發(fā)生轉(zhuǎn)變,因而使輥身中心承受巨大的拉應(yīng)力。這顯然是殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變體積膨大所引發(fā)的組織應(yīng)力。這種工件在長(zhǎng)期放置過(guò)程中由于組織應(yīng)力所導(dǎo)致的開(kāi)裂,就是一般所謂的“置裂”[1],亦稱“時(shí)效開(kāi)裂”。顯而易見(jiàn),該支承輥開(kāi)裂是組織應(yīng)力與熱應(yīng)力疊加兩種應(yīng)力共同作用的結(jié)果,而其中組織應(yīng)力應(yīng)當(dāng)起主導(dǎo)作用。所以,這種置裂,其實(shí)質(zhì)是組織應(yīng)力導(dǎo)致的一種熱應(yīng)力型斷裂。

2.3 顯微組織

輥身基體較為粗大的晶粒以及晶界上明顯的析出物,將會(huì)消弱基體強(qiáng)度,增加材料脆性,使工件更容易發(fā)生脆性斷裂。尤其是晶界上明顯的析出物,會(huì)破壞材料的連續(xù)性,使材料在一定的應(yīng)力作用下,表現(xiàn)得更加脆弱,開(kāi)裂的敏感性明顯增大。淬硬層定向回火托氏體的粗大針狀形貌明確反映著回火之前淬火馬氏體的形態(tài)。不言而喻,如此粗大的針狀馬氏體會(huì)使材料脆性增加,易于發(fā)生開(kāi)裂。同時(shí),與粗大針狀馬氏體相伴而生的殘余奧氏體,不僅影響淬火效果,使非馬氏體相變產(chǎn)物增加,而且在以后的低溫情況下會(huì)誘發(fā)意外的應(yīng)力變化,引發(fā)變形或者開(kāi)裂。當(dāng)然,客觀地講,對(duì)于類似該支承輥這樣的大型工件而言,材料內(nèi)部存在某些冶金方面的原始缺陷,或者在熱加工過(guò)程中由于工藝失當(dāng)而產(chǎn)生某些后天缺陷,都是正常的、難免的,問(wèn)題在于這些缺陷的量,及其嚴(yán)重程度。根據(jù)高倍檢測(cè)結(jié)果,我們有理由確認(rèn),調(diào)質(zhì)處理的缺陷為該輥開(kāi)裂的發(fā)生奠定了基礎(chǔ),而最后熱處理工藝的失當(dāng)則啟動(dòng)了這一開(kāi)裂。

2.4 淬硬層深度

對(duì)于各種軋輥(冷、熱軋輥或支承輥),如何提高其淬硬層深度,歷來(lái)是備受關(guān)注的熱門(mén)話題之一。根據(jù)接觸疲勞理論[2～3],低于一定淬層深度的軋輥(尤其是冷軋工作輥)不能上機(jī)使用;只有達(dá)到或超過(guò)(考慮磨削量)這個(gè)深度才能上機(jī)。但是,事情都有其兩重性,軋輥淬硬層深度也是一把雙刃劍。例如該支承輥的情況,按一般標(biāo)準(zhǔn)或規(guī)范[4]推論,此輥淬硬層深度達(dá)到 60mm即可滿足使用要求。100mm的淬層深度理論上是好的,但必須是正常的熱處理效果才行。該輥由于最后熱處理加熱溫度偏高,淬火殘余奧氏體量較大,后來(lái)在放置過(guò)程中發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變,產(chǎn)生組織應(yīng)力而導(dǎo)致開(kāi)裂。在這種情況下,淬層深度越深,相應(yīng)的組織應(yīng)力也越大,也越容易發(fā)生開(kāi)裂。

2.5 淬火溫度與殘余奧氏體量

對(duì)于中高碳合金鋼而言,提高淬火溫度將導(dǎo)致殘余奧氏體量增多。資料[1]表明,對(duì)于一定的原始組織而言,提高奧氏體化溫度或延長(zhǎng)奧氏體化時(shí)間,將促使碳化物溶解、成分均勻和奧氏體晶粒長(zhǎng)大,使奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線右移,從而造成奧氏體穩(wěn)定性增加,淬火之后殘余奧氏體量增多。而這些殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變或消除是較為困難的,通過(guò)一次回火根本不能完全消除,有時(shí)要經(jīng)過(guò)多次回火甚至經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間低溫處理,才可以做到基本轉(zhuǎn)變或大部分消除。因此,大型高碳合金鋼軸(輥)類鍛件在最后熱處理之后,如果工件表層保留一定量的殘余奧氏體,在隨后的長(zhǎng)時(shí)間低溫放置過(guò)程中,發(fā)生置裂的可能性將是相當(dāng)大的。尤其是在熱處理不當(dāng)導(dǎo)致基體和淬層組織異常時(shí)更甚。同時(shí),從熱處理工藝方面講,偏高的淬火加熱溫度會(huì)造成淬硬層針狀馬氏體粗大,也是導(dǎo)致軋輥類工件產(chǎn)生剝落的重要原因之一。

3 結(jié)論及建議

3.1 結(jié)論

(1)70Cr3Mo支承輥實(shí)為組織應(yīng)力導(dǎo)致的熱應(yīng)力型斷裂,屬于“置裂”類型。斷裂的直接原因是工件內(nèi)部組織應(yīng)力和二次回火熱應(yīng)力疊加的結(jié)果。

(2)產(chǎn)生斷裂的主要原因是最后熱處理加熱溫度偏高,淬層馬氏體粗大而且保留較多殘余奧氏體;殘余奧氏體在放置過(guò)程中發(fā)生組織轉(zhuǎn)變,心部巨大的組織拉應(yīng)力導(dǎo)致開(kāi)裂發(fā)生。

(3)調(diào)質(zhì)處理造成機(jī)體晶粒較為粗大,部分晶界有析出物產(chǎn)生,這也是造成支承輥開(kāi)裂的重要原因。

3.2 建議

(1)修訂調(diào)質(zhì)工藝,防止基體產(chǎn)生粗大晶粒和晶界析出物。

(2)最后熱處理用異爐倒?fàn)t的“差溫”加熱法代替同爐快速加熱法,以便收到更好的熱處理效果。

(3)適當(dāng)降低最后熱處理淬火加熱溫度。淬火時(shí)適當(dāng)預(yù)冷。

(4)采取兩次回火,第一次回火可考慮空冷。

[1] 熱處理手冊(cè),第二分冊(cè).北京:機(jī)械工業(yè)出版社,P2-479.

[2] 馬鞍山鋼鐵設(shè)計(jì)院.中小型軋機(jī)設(shè)計(jì)與計(jì)算.北京:冶金工業(yè)出版社,P134.

[3] 仲?gòu)?fù)欣.大型重載齒輪的承載能力與材料和熱處理.礦山機(jī)械.1986,09.

[4] GB/T13314-91.鍛鋼冷軋工作輥通用技術(shù)條件.

[5] 劉云旭.金屬熱處理原理.北京:冶金工業(yè)出版社,P181.