圖 1 開裂軸套的宏觀形貌
分享：滲氮過程中軸套開裂原因
SKH51鎢鉬系韌性高速鋼具有優(yōu)異的力學性能,如碳化物顆粒細小均勻、韌性好、熱塑性好、切削性能優(yōu)良、耐磨性能優(yōu)異等[1]。SKH51高速鋼還可以抵抗600 ℃下的高溫軟化,淬火熱處理后其硬度可達約60 HRC,這些優(yōu)異的性能使其可作為某些零部件材料應用在超超臨界機組中[2]。
對軸套表面進行強化改性,即在真空淬硬后進行滲氮處理,以提高其耐磨性、耐腐蝕性和耐疲勞性[3-4]。在滲氮過程中,發(fā)現(xiàn)一部分軸套產(chǎn)生裂紋,甚至還有軸套發(fā)生開裂現(xiàn)象,裂紋位置均接近軸套凸臺。筆者采用一系列理化檢驗方法對軸套開裂原因進行分析,以避免該類問題再次發(fā)生。
1. 理化檢驗
1.1 宏觀觀察
圖1為開裂軸套的宏觀形貌。由圖1可知：軸套上端為裂紋起始區(qū)域,裂紋逐漸向軸套底座擴展；軸套上端開裂位置位于凸臺附近,其中裂紋一端位于軸套內(nèi)側R角位置,另一端位于外側近凸臺位置。
1.2 化學成分分析
利用火花發(fā)射光譜儀對開裂軸套試樣進行化學成分分析,結果如表1所示。由表1可知：開裂軸套的化學成分符合JIS G4403—2005《高速工具鋼》的要求。
Table 1. 開裂軸套的化學成分分析結果
| 項目 | 質(zhì)量分數(shù) | |||||||||
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| C | Si | Mn | p | S | Cr | Mo | W | V | Cu | |
| 實測值 | 0.86 | 0.32 | 0.33 | 0.001 2 | 0.003 | 4.18 | 4.80 | 6.23 | 2.02 | 0.089 |
| 標準值 | 0.80~0.88 | ≤0.45 | ≤0.40 | ≤0.030 | ≤0.030 | 3.80~4.50 | 4.70~5.20 | 5.90~6.70 | 1.70~2.10 | ≤0.089 |
1.3 硬度測試
根據(jù)GB/T 230.1—2018 《金屬材料 洛氏硬度試驗 第1部分：試驗方法》,在開裂軸套靠近裂紋區(qū)域和遠離裂紋區(qū)域的淬硬層處取樣,利用數(shù)顯洛氏硬度計對試樣進行硬度測試,結果如表2所示。由表2可知：靠近裂紋部位和遠離裂紋部位的硬度差異較小,且均低于JIS G4403—2005的要求。
Table 2. 軸套裂紋部位的硬度測試結果
| 項目 | 測點1 | 測點2 | 測點3 | 測點4 | 測點5 | 平均值 |
|---|---|---|---|---|---|---|
| 近裂紋區(qū)實測值 | 59.9 | 60.1 | 60.1 | 60.2 | 60.4 | 60.1 |
| 遠裂紋區(qū)實測值 | 58.7 | 59.4 | 59.6 | 60.0 | 60.1 | 59.6 |
| 標準值 | >64 | |||||
1.4 金相檢驗
在軸套裂紋擴展位置取金相試樣,試樣的金相檢驗結果如圖2所示。由圖2可知：試樣組織中共晶碳化物分布不均勻,沿裂紋擴展方向可見較多白色條帶狀共晶碳化物,且細長的帶狀共晶碳化物與較寬的密集條帶共晶碳化物共存,且裂紋位于共晶碳化物密集處；按照ZB J36003—87 《工具熱處理金相檢驗標準》,發(fā)現(xiàn)軸套的回火程度為1級,但回火不充分,組織中存在一定量的殘余奧氏體。
圖 2 開裂軸套的微觀形貌
1.5 掃描電鏡(SEM)分析
在軸套開裂處取樣,對試樣進行SEM分析,結果如圖3所示。由圖3可知：軸套內(nèi)側R角位置為裂紋起始位置,隨后裂紋沿條帶狀分布不均勻的碳化物擴展,直至軸套開裂；裂紋附近存在大量帶尖角、形狀不規(guī)則的塊狀共晶碳化物。
圖 3 軸套開裂處SEM形貌
在軸套斷口處取樣,對試樣進行SEM分析,結果如圖4所示。由圖4可知：裂紋源位于凸臺內(nèi)表面R角位置,整個斷口為解理斷口,呈脆性斷口特征；裂紋源附近可見沿橫向擴展的微裂紋。
圖 4 軸套斷口處SEM 形貌
2. 綜合分析
由上述理化檢驗結果可知：開裂軸套基體中存在較為嚴重的沿軸向條帶狀共晶碳化物,且碳化物分布不均勻；裂紋附近的共晶碳化物呈帶尖角的不規(guī)則塊狀。在熱處理過程中,分布不均勻的共晶碳化物會使材料不同位置的組織轉(zhuǎn)變程度產(chǎn)生差異,從而引起不同位置的組織應力產(chǎn)生較大差異。當材料中存在帶尖角的塊狀共晶碳化物時,碳化物周圍會產(chǎn)生應力集中,并形成與基體界面脫離的微小孔洞,在較小的外界應力作用下,孔洞擴展成微裂紋,最后導致軸套發(fā)生脆斷[5]。共晶碳化物的脆性較大,聚集的共晶碳化物易成為裂紋源,因此分布不均且呈條帶狀分布的共晶碳化物會使軸套的開裂傾向增大[6]。
開裂軸套的回火程度為1級,但回火不充分,組織中存在一定量的殘余奧氏體。在滲氮過程中,殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,會使材料產(chǎn)生組織應力。此外,殘余奧氏體發(fā)生相變會誘導材料產(chǎn)生塑性效應,產(chǎn)生的脆性馬氏體導致材料萌生裂紋,相變馬氏體與基體的應力和應變不協(xié)調(diào),也會使材料發(fā)生脆性開裂[7-8]。
該軸套開裂位置處R角半徑僅為0.5 mm,易產(chǎn)生應力集中[9],分布不均且呈條帶狀分布的共晶碳化物增大了軸套的開裂傾向。
3. 結論與建議
鍛造過程中,材料的變形不充分導致基體中共晶碳化物分布不均勻,在尺寸較大且?guī)Ъ饨堑膲K狀共晶碳化物周圍產(chǎn)生應力集中,并形成與基體界面脫離的微小孔洞,在較小的外界應力作用下,孔洞擴展成微裂紋,最后導致軸套發(fā)生開裂。材料的回火不充分使組織中存在一定量的殘余奧氏體,在滲氮過程中,殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,使材料產(chǎn)生組織應力,脆性馬氏體的存在使材料萌生裂紋并擴展,且相變馬氏體與基體的應力和應變不協(xié)調(diào),也會使材料發(fā)生脆性開裂。軸套開裂位置處倒角過小,使材料產(chǎn)生了應力集中,增大了軸套的開裂傾向。
建議在鍛造過程中加大鍛造比,多次鐓拔使材料充分變形。制定合適的熱處理工藝,使材料充分回火。增大凸臺位置R角半徑,避免產(chǎn)生應力集中。
文章來源——材料與測試網(wǎng)
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