20CrMnMo凸轮轴渗碳后开裂原因分析

杨 静，胡华远，王永坤，薛 建，冉启燕，杨 欢，范希杰，商荣凯,2

(1.重庆红江机械有限责任公司，重庆 402162； 2.船舶与海洋工程动力系统国家工程实验室，重庆 402162)

某批20CrMnMo凸轮轴零件在渗碳空冷后均出现贯穿性裂纹，造成较大损失。为了找到裂纹产生的原因，同时为后续避免此类质量问题采取措施，对断口形貌、金相组织、能谱、硬度、化学成分等进行测试和研究，并结合热处理过程和经验进行综合分析。

1 问题概述

1.1 工艺流程

20CrMnMo材料凸轮轴产品加工工艺流程为：原材料→加工→600 ℃去应力→机加工→ 925 ℃渗碳→空冷→机加工→淬火→机加工。

1.2 渗碳工艺

渗碳采用传统井式渗碳炉，以甲醇作为载气，丙酮作为富化气。渗碳工艺曲线见图1，925 ℃渗碳后直接出炉空冷。

1.3 裂纹宏观形貌

问题产品宏观裂纹形貌如图2所示，产品表面出现了纵向贯穿性裂纹，裂纹粗细不均，走向刚直。将裂纹打开后观察，如图3所示，扩展深度均匀，裂纹深度约3 mm，整体断面较干净，氧化情况不严重。

图1 渗碳工艺曲线Fig.1 The curve of carburizing process

2 原因分析

2.1 断口形貌分析

在图3中两个位置截取试样进行裂纹断口形貌分析，并将样品加工成标准冲击样品进行冲击试验。位置1断口裂纹起始于表面，断口较平整，裂纹源处受到严重氧化，看不清断口真实形貌，疑似存在原始微裂纹，深度约0.25 mm，如图4所示。位置2断口较干净，裂纹源处主要为沿晶和撕裂的混合断裂，混合断裂区深度约为0.2 mm，与次表层断口存在明显界限，如图5所示。

图2 样品裂纹外观Fig.2 Crack appearance of the sample

图3 裂纹宏观形貌Fig.3 Macro appearance of crack

图4 位置1处断口形貌Fig.4 Fracture morphology at position 1

2.2 金相分析

2.2.1非金属夹杂物评定

非金属夹杂物评定级别分别为：硫化物1级(细系)；氧化铝类0.5级(细系)；硫酸盐类0.5级(细系)球状氧化物类0.5级(细系)；单颗粒球状夹杂物1级。

2.2.2晶界氧化

样品表层有网状晶界氧化现象，晶界氧化深度大约29 μm，氧化级别达5级，表面形态如图6所示。

图6 (a)裂纹处表面形态；(b)裂纹处内氧化Fig.6 (a) surface morphology of crack；(b) internal oxidation at the crack

2.2.3金相组织

样品渗碳层分为明显的三层，表层为脱碳层，距表面深度约为0.04 mm，组织主要为铁素体+块状碳化物；次表层组织为珠光体+网状铁素体+条状或块状碳化物，距表面深度约为0.16 mm；第三层为渗碳层内层，组织为片状珠光体+网状铁素体，距表面深度为3.4 mm。根据铁素体网法测得渗碳层晶粒度为6级，渗碳层总深度为3.6 mm，如图7所示。芯部组织为铁素体+珠光体+上贝氏体，根据铁素体网法晶粒度级别为6级，如图8所示。

2.3 元素分布

对图3中位置1处的裂纹源区进行能谱分析，谱图1、谱图2位置为疑似原始裂纹区表面，主要为O、Fe元素；谱图3位置为较为干净表面区域，主要为Fe元素，如图9和表1所示。

(a)渗碳层表层；(b)渗碳层次表层；(c)渗碳层内层图7 裂纹处金相组织(a)outer layer of carburizing layer; (b) subsurface layer of carburizing layer; (c)inner layer of carburizing layerFig.7 Microstructure of the crack

图8 样品芯部组织Fig.8 Microstructure of sample at the core

2.4 硬度

硬度值测试取三点平均值，渗碳层表层、次表层和内层硬度分别为155、349和 367 HV；未渗碳层芯部硬度为273 HV。

图9 能谱分析位置Fig.9 Position for energy spectrum analysis

表1 位置1处元素分布

2.5 化学成分

在断口附近取样进行化学成分分析，结果如表2所示。

表2 化学成分(质量分数，%)

3 分析与讨论

裂纹宏观形貌可以看出，样品渗碳后空冷，外表面颜色有一定程度发黄，并不是严重的氧化色。因此，不能简单判断裂纹是由于渗碳后空冷造成的氧化脱碳。

位置1的断口扫描电镜观察发现裂纹始于表面，裂纹源处有严重的氧化脱碳，深度约0.25 mm，疑似为原始裂纹。结合能谱分析，可知此裂纹源区主要为O、Fe元素，这可能是原始裂纹在渗碳后直接空冷过程中高温氧化所致。位置2的断口扫描电镜观察发现断口较为干净，裂纹源处为沿晶和撕裂混合断口。结合能谱分析，该区域主要为Fe元素，这应该为渗碳后出炉空冷过程中内应力较大造成的延伸裂纹。样品化学成分和非金属夹杂均符合要求，可以排除这方面因素的影响。

文献[1-2]指出，20CrMnMo钢制工件渗碳后空冷导致渗碳层出现不平衡的异常产物，造成次表层共析层为马氏体，马氏体体积膨胀使零件表面受拉应力，当组织应力超过强度极限σb时导致工件开裂。而本文对样品的开裂部位进行金相组织观察和能谱分析，并未发现前述文献指出的不平衡异常产物，次表层为珠光体+网状铁素体+条状或块状碳化物，碳化物较为严重，达4级。同时对渗碳层由表及里进行显微硬度测试，次表层硬度在350 HV1左右，内层硬度在370 HV1左右，均未达到马氏体硬度，因而次表层未出现马氏体组织。由此可以判断，本文发现的开裂现象与前述文献研究有所不同。

在表层发现有一定程度的内氧化现象，这是普通气体渗碳的常见现象，并不必然产生裂纹，但裂纹源处有严重的块状碳化物，达到4级，这是渗碳时碳势偏高所致，在一定条件下易造成零件开裂。

渗碳后直接出炉空冷存在一定的缺陷，会产生较大的热应力，同时会造成零件一定程度的氧化，易造成存在原始缺陷的零件开裂。

4 结论和建议

1)送检样品可能存在原始裂纹，在渗碳后出炉空冷过程中造成高温氧化，在热应力的作用下造成撕裂；

2)裂纹源处存在严重的块状碳化物，这对出现沿晶断裂起到促进作用；

3)建议后期原材料进厂应进行超声波探伤，渗碳时应降低碳势，以控制碳化物形态和级别，避免出现较严重的块状、网状等碳化物；

4)建议渗碳结束通入氮气随炉降温至500 ℃以下出炉空冷，以减小空冷过程中的氧化和热应力。