圖 1調質后開裂樣坯的宏觀形貌
依據GB/T 3077—2015 《合金結構鋼》的要求,在對42CrMoA圓鋼進行力學性能測試前,需要對其樣坯進行調質處理。對某鋼廠生產的直徑為65 mm的42CrMoA圓鋼樣坯進行調質處理后發(fā)現少量樣坯表面出現開裂現象,需重新制樣,延長了鋼材的出廠時間。樣坯的調質工藝為：(855±10) ℃,50 min,油冷＋(550±10) ℃,60 min,水冷。為了避免后續(xù)的樣坯發(fā)生熱處理開裂,筆者對開裂樣坯進行一系列理化檢驗,找出其開裂的原因,以避免該類問題再次發(fā)生。
1. 理化檢驗
1.1 宏觀形貌
調質后開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,筆直無分叉；裂紋由樣坯表面延伸至心部。
1.2 化學成分分析
對開裂樣坯取樣并對試樣進行化學成分分析,結果如表1所示。由表1可知：開裂樣坯的化學成分滿足GB/T 3077—2015對42CrMoA鋼的要求。
Table 1.開裂樣坯的化學成分分析結果
1.3 金相檢驗
在樣坯開裂處取金相試樣,利用光學顯微鏡觀察試樣,結果如圖2所示。由圖2可知：裂紋由表面向心部延伸,裂紋的開口大、尾部小,且尾部出現分叉；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,未見脫碳現象。依據裂紋的形貌特征和裂紋兩側的組織情況,可以確定該裂紋為淬火裂紋[1]。
圖 2樣坯開裂處的金相檢驗結果
在樣坯橫截面處取金相試樣,用光學顯微鏡觀察試樣,結果如圖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)局部分布有細小的非金屬夾雜物,直徑為3～7μm；裂紋擴展區(qū)組織不均勻,明亮區(qū)較多；另一側近表面區(qū)組織均勻。
圖 3樣坯橫截面處的顯微組織形貌
依據GB/T 10561—2005 《鋼中非金屬夾雜物含量的測定 標準評級圖顯微檢驗法》對夾雜物進行評定,結果如圖4所示。由圖4可知：未見大顆粒非金屬夾雜物,非金屬夾雜物級別較低,為A類細系1.0級、A類粗系1.0級、B類細系0.5級。
圖 4夾雜物的微觀形貌
在母材縱截面處取金相試樣,試樣的金相檢驗結果如圖5所示。由圖5可知：試樣表面未見缺陷及異常大顆粒夾雜,近表面處組織相對均勻,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。說明開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結
1.4 硬度測試
利用洛氏硬度計在開裂樣坯的截面沿著裂紋方向進行硬度測試,結果如表2所示。由表2可知：調質后樣坯的平均硬度為37.2 HRC,硬度分布均勻。根據《熱處理工藝參數手冊》中合金結構鋼的淬火與回火工藝參數可知,42CrMoA鋼經熱處理后的硬度應為38 HRC。根據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為36～40 HRC,開裂樣坯的洛氏硬度滿足要求。
Table 2.開裂樣坯截面的洛氏硬度測試結果
利用顯微維氏硬度計對開裂樣坯縱向組織進行顯微硬度測試,結果如表3所示,不同測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)。
Table 3.開裂樣坯縱向組織的顯微硬度測試結果
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夾雜物進行分析,結果如圖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形貌及能譜分析結果
采用能譜儀對圖3c)明亮區(qū)進行線掃描,結果如圖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,說明Cr元素偏析導致帶狀區(qū)的硬度升高。
圖 8明亮區(qū)的線掃描分析結果
2. 綜合分析
淬火加熱的經驗計算公式為t＝αKH,其中：t為保溫時間；α為保溫時間系數；K為裝爐方式修正系數；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,根據現場實際裝爐方式,K為2,因此對于直徑為25 mm的樣坯,淬火保溫時間應為60～75 min,而開裂樣坯的實際淬火保溫時間只有50 min,保溫時間偏短。Cr、Mo等元素在奧氏體中的擴散速率較慢[3],奧氏體均勻化需要的時間較長,保溫時間較短會使合金元素的均勻化程度不足,從而無法消除原材料的Cr元素成分偏析。
裂紋沿軸向分布,由工件表面向心部擴展,裂紋較深、較長,裂紋兩側無脫碳現象。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)對淬火開裂有很大影響,原始組織細小、均勻,淬火后得到的馬氏體細小,殘余應力小,基體強度高,開裂傾向小。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,在熱應力和組織應力的共同作用下,當瞬時應力超過斷裂強度時,材料就會開裂。42CrMoA鋼在靜油中的淬火臨界直徑為40 mm,對于直徑為25 mm的柱狀樣坯,淬火時樣坯能被完全淬透,內外均易得到馬氏體,因此淬火時是以組織應力為主導。樣坯靠近母材心部的組織應力比其他位置的應力大,在表面拉應力的作用下,母材心部先產生縱向裂紋。
帶狀組織內存在Cr元素成分偏析和硫化物聚集。Cr元素為中強碳化物的形成元素,Cr元素含量較低時,其溶于滲碳體中形成合金滲碳體,Cr元素含量較高時,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)的馬氏體轉變溫度降低,淬火冷卻時,該區(qū)域的馬氏體轉變速率較慢,增大了組織應力,易形成裂紋。因此Cr元素成分偏析對淬火開裂的影響較大。硫化物與基體的結合能力較弱,且硫化物的膨脹系數比基體大,當鋼中存在夾雜物偏析或夾雜物沿晶界分布時,淬火過程中夾雜物可能發(fā)生界面分離并形成裂紋。
3. 結論及建議
42CrMoA鋼樣坯經調質后形成的裂紋為典型淬火裂紋,開裂源位于靠近母材心部一側的表面。原材料組織不均勻,存在Cr元素成分偏析,且淬火保溫時間短,最終導致樣坯發(fā)生淬火開裂。
建議將淬火保溫時間延長至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。調質處理前,可對樣坯進行高溫均勻化退火,以消除其成分偏析和帶狀組織。
文章來源——材料與測試網