42CrMoA圆钢样坯淬火开裂原因

吕孝光

(福建三钢集团有限责任公司 技术中心,三明 365000)

依据GB/T 3077—2015 《合金结构钢》的要求,在对42CrMoA圆钢进行力学性能测试前,需要对其样坯进行调质处理。对某钢厂生产的直径为65 mm的42CrMoA圆钢样坯进行调质处理后发现少量样坯表面出现开裂现象,需重新制样,延长了钢材的出厂时间。样坯的调质工艺为：(855±10) ℃,50 min,油冷+(550±10) ℃,60 min,水冷。为了避免后续的样坯发生热处理开裂,笔者对开裂样坯进行一系列理化检验,找出其开裂的原因,以避免该类问题再次发生。

1 理化检验

1.1 宏观形貌

调质后开裂样坯的宏观形貌如图1所示。由图1可知：样坯表面存在单条的纵向直线裂纹,裂纹沿试样轴向表面分布,总体贯穿试样,笔直无分叉;裂纹由样坯表面延伸至心部。

图1 调质后开裂样坯的宏观形貌

1.2 化学成分分析

对开裂样坯取样并对试样进行化学成分分析,结果如表1所示。由表1可知：开裂样坯的化学成分满足GB/T 3077—2015对42CrMoA钢的要求。

表1 开裂样坯的化学成分分析结果 %

1.3 金相检验

在样坯开裂处取金相试样,利用光学显微镜观察试样,结果如图2所示。由图2可知：裂纹由表面向心部延伸,裂纹的开口大、尾部小,且尾部出现分叉;裂纹尾部的裂缝中有少量氧化物,为中高温回火所致;将试样腐蚀后观察裂纹两侧,未见脱碳现象。依据裂纹的形貌特征和裂纹两侧的组织情况,可以确定该裂纹为淬火裂纹[1]。

图2 样坯开裂处的金相检验结果

在样坯横截面处取金相试样,用光学显微镜观察试样,结果如图3所示。由图3可知：样坯横截面组织为回火索氏体和未溶碳化物[2],组织分布不均匀,存在明亮区;明亮区局部分布有细小的非金属夹杂物,直径为3～7 μm;裂纹扩展区组织不均匀,明亮区较多;另一侧近表面区组织均匀。

图3 样坯横截面处的显微组织形貌

依据GB/T 10561—2005 《钢中非金属夹杂物含量的测定 标准评级图显微检验法》对夹杂物进行评定,结果如图4所示。由图4可知：未见大颗粒非金属夹杂物,非金属夹杂物级别较低,为A类细系1.0级、A类粗系1.0级、B类细系0.5级。

图4 夹杂物的微观形貌

在母材纵截面处取金相试样,试样的金相检验结果如图5所示。由图5可知：试样表面未见缺陷及异常大颗粒夹杂,近表面处组织相对均匀,组织为铁素体+珠光体;靠近心部的白色条带状组织明显,为铁素体+珠光体+贝氏体;贝氏体呈条带分布。说明开裂样坯裂纹源靠近母材心部。

图5 母材纵截面处的金相检验结果

1.4 硬度测试

利用洛氏硬度计在开裂样坯的截面沿着裂纹方向进行硬度测试,结果如表2所示。由表2可知：调质后样坯的平均硬度为37.2 HRC,硬度分布均匀。根据《热处理工艺参数手册》中合金结构钢的淬火与回火工艺参数可知,42CrMoA钢经热处理后的硬度应为38 HRC。根据GB/T 16924—2008 《钢件的淬火与回火》可知,42CrMoA钢样坯洛氏硬度的偏差为±2 HRC,因此42CrMoA钢样坯热处理后的洛氏硬度应为36～40 HRC,开裂样坯的洛氏硬度满足要求。

表2 开裂样坯截面的洛氏硬度测试结果 HRC

利用显微维氏硬度计对开裂样坯纵向组织进行显微硬度测试,结果如表3所示,不同测试位置的压痕形貌如图6所示。由表3和图6可知：带状区的硬度明显高于暗区。

表3 开裂样坯纵向组织的显微硬度测试结果

图6 压痕位置的微观形貌

1.5 扫描电镜(SEM)及能谱分析

采用扫描电镜及能谱仪对夹杂物进行分析,结果如图7所示。由图7可知：夹杂物主要含有Mn、S、Cr等元素,为硫化物夹杂。

图7 夹杂物SEM形貌及能谱分析结果

采用能谱仪对图3c)明亮区进行线扫描,结果如图8所示。由图8可知：明亮区存在Cr元素偏析,偏析的宽度约为0.01 mm,与带状区的宽度相当,说明Cr元素偏析导致带状区的硬度升高。

图8 明亮区的线扫描分析结果

2 综合分析

淬火加热的经验计算公式为t=αKH,其中：t为保温时间;α为保温时间系数;K为装炉方式修正系数;H为工件有效厚度。采用马弗炉加热42CrMoA合金钢,α为1.2～1.5,根据现场实际装炉方式,K为2,因此对于直径为25 mm的样坯,淬火保温时间应为60～75 min,而开裂样坯的实际淬火保温时间只有50 min,保温时间偏短。Cr、Mo等元素在奥氏体中的扩散速率较慢[3],奥氏体均匀化需要的时间较长,保温时间较短会使合金元素的均匀化程度不足,从而无法消除原材料的Cr元素成分偏析。

裂纹沿轴向分布,由工件表面向心部扩展,裂纹较深、较长,裂纹两侧无脱碳现象。因此该裂纹为典型的纵向淬火裂纹,裂纹源靠近样坯的心部。母材的组织存在显微偏析,靠近心部的组织不均匀。钢的原始状态对淬火开裂有很大影响,原始组织细小、均匀,淬火后得到的马氏体细小,残余应力小,基体强度高,开裂倾向小。母材靠近心部存在较多的贝氏体条带非平衡组织,更易诱发淬火裂纹[4]。淬火时,在热应力和组织应力的共同作用下,当瞬时应力超过断裂强度时,材料就会开裂。42CrMoA钢在静油中的淬火临界直径为40 mm,对于直径为25 mm的柱状样坯,淬火时样坯能被完全淬透,内外均易得到马氏体,因此淬火时是以组织应力为主导。样坯靠近母材心部的组织应力比其他位置的应力大,在表面拉应力的作用下,母材心部先产生纵向裂纹。

带状组织内存在Cr元素成分偏析和硫化物聚集。Cr元素为中强碳化物的形成元素,Cr元素含量较低时,其溶于渗碳体中形成合金渗碳体,Cr元素含量较高时,可能形成新的碳化物,因此Cr元素偏析区的硬度较高、脆性较大。Cr元素偏析区的马氏体转变温度降低,淬火冷却时,该区域的马氏体转变速率较慢,增大了组织应力,易形成裂纹。因此Cr元素成分偏析对淬火开裂的影响较大。硫化物与基体的结合能力较弱,且硫化物的膨胀系数比基体大,当钢中存在夹杂物偏析或夹杂物沿晶界分布时,淬火过程中夹杂物可能发生界面分离并形成裂纹。

3 结论及建议

42CrMoA钢样坯经调质后形成的裂纹为典型淬火裂纹,开裂源位于靠近母材心部一侧的表面。原材料组织不均匀,存在Cr元素成分偏析,且淬火保温时间短,最终导致样坯发生淬火开裂。

建议将淬火保温时间延长至60～75 min,使样坯的奥氏体化更完全,有利于合金元素的均匀化。调质处理前,可对样坯进行高温均匀化退火,以消除其成分偏析和带状组织。