熱處理淬火裂紋和磨削裂紋

1、熱處理淬火裂紋和磨削裂紋齒輪生產(chǎn)中常常產(chǎn)生淬火裂紋及磨削裂紋， 最終導(dǎo)致產(chǎn)品報(bào)廢， 所以分析研究裂紋產(chǎn)生的原 因、影響因素及其克服的辦法是重要而有意義的。1、淬火裂紋1.1 淬火裂紋的類型 淬火裂紋的類型，或特征與淬火內(nèi)應(yīng)力密切相關(guān)（圖1 ）。圖 1 淬火裂紋類型及形成裂紋的內(nèi)應(yīng)力 其中特別應(yīng)指出的是最為常見的縱向裂紋和橫向裂紋。（1）縱向裂紋（見圖中的左上） 這類裂紋主要發(fā)生在淬透工件，以組織應(yīng)力為主在表面形成拉應(yīng)力，而且三向應(yīng)力中切 向應(yīng)力大于軸向應(yīng)力（圖 2 ）（2）橫向裂紋（見圖中的左上第二圖） 這類裂紋主要發(fā)生在未淬透工件， 最終在表面形成壓應(yīng)力， 而在層下相應(yīng)存在一定的拉應(yīng)力， 而

2、且三向應(yīng)力中軸向應(yīng)力大于切向應(yīng)力（圖 3 ）1.2 淬火裂紋的裂面特征 淬火裂紋的裂痕面無雜色。水淬時(shí)可能有紅銹斑，油淬時(shí)有油漬。圖3 含3（ C） 1% , 3 （ V） 0.2%鋼圓柱試樣（18mm）自800 C水淬后未淬透的心部大小對(duì)殘留應(yīng)力的影響因?yàn)榇慊鹆鸭y發(fā)生在 250 C以下（Ms點(diǎn)以下），因而裂痕面不會(huì)有氧化。若裂痕面有氧化 或脫碳，則應(yīng)視為鍛造裂紋，或淬火前就存在的裂紋，在淬火后加深、擴(kuò)大。1.3 淬火裂紋的影響因素（ 1 ）合金元素合金元素的影響見圖 4。C、Cr、Mo及Mn元素含量到一定程度即易引起淬火裂紋，P是最強(qiáng)的影響元素。（2）鋼的淬透性圖 5 是鋼淬裂傾向與淬透性的

3、關(guān)系，即隨著淬透性的提高，淬裂傾向增大。（3）鋼的 Ms 點(diǎn)當(dāng)鋼材的Ms點(diǎn)大于320 C,幾乎不產(chǎn)生淬火裂紋（圖 6）,這是因?yàn)樵诒容^高的溫度發(fā)生 的馬氏體轉(zhuǎn)變立即得到回火，組織應(yīng)力被降低。（ 4）淬火溫度 通常，淬火溫度越高越容易產(chǎn)生裂紋， 然而，此現(xiàn)象與淬火深度亦即工件大小有密切的關(guān)系。 從圖 7 來分析三種情況：a、第I區(qū)，小工件淬火溫度越高， 淬火裂紋越易發(fā)生。 這是因?yàn)樾」ぜ囟仍礁?，心部越容易淬硬?組織應(yīng)力 型占主導(dǎo)，表面拉應(yīng)力增大。b、第n區(qū)，大工件淬火溫度越高， 越不容易產(chǎn)生淬火裂紋， 這是因?yàn)閷?duì)大工件， 心部淬不透， 所以其溫度越高， 能淬硬的心部體積增大，硬度提高，使表面

4、壓應(yīng)力降低，相應(yīng)，過渡區(qū)的拉應(yīng)力也下降。c、第川區(qū)，中等尺寸工件 隨著淬火溫度升高，裂紋的發(fā)生率下降，達(dá)到某一溫度范圍便不產(chǎn)生裂紋，溫度再度升高， 又會(huì)產(chǎn)生裂紋，這是因?yàn)閷?duì)中型工件，淬火溫度低時(shí)成為心部淬不透型（n）,而溫度較高 時(shí)，工件變成穿透淬火型（I）。（5）工件尺寸大小 對(duì)于淬透的工件，存在一淬裂危險(xiǎn)尺寸，見圖8。當(dāng)尺寸小于危險(xiǎn)尺寸時(shí)，心部和表面溫差小，相應(yīng)淬火應(yīng)力小，不易產(chǎn)生裂紋； 當(dāng)尺寸大于危險(xiǎn)尺寸時(shí)，淬火應(yīng)力雖然大，但拉應(yīng)力峰值離表面較遠(yuǎn)，淬裂傾向也就減小。 對(duì)于危險(xiǎn)截面尺寸，拉應(yīng)力值較大，而且靠近表面，所以容易產(chǎn)生淬火裂紋。（6）淬火冷卻通常認(rèn)為， 淬火冷卻越激烈，越容易產(chǎn)生淬

5、火開裂。其實(shí)不然，因?yàn)榇慊痖_裂與工件最終的 淬火拉應(yīng)力大小有關(guān)，而拉應(yīng)力的大小決定于淬火熱應(yīng)力和組織應(yīng)力的迭加。 分析一下淬火過程的應(yīng)力形成與冷卻速度的關(guān)系：在 Ms 點(diǎn)以上，冷速越大，產(chǎn)生的壓應(yīng)力（熱應(yīng)力）越大；在MsMf區(qū)間，冷速越小，產(chǎn)生的拉應(yīng)力（組織應(yīng)力）越小。從圖 9 可以看到，在一般情況下采用油淬，使組織轉(zhuǎn)變產(chǎn)生的拉應(yīng)力減?。辉谔厥馇闆r下， 采用鹽水或噴水淬火是為了提高淬火熱應(yīng)力（壓應(yīng)力），最終效果是盡量減小拉應(yīng)力， 從而克服淬火裂紋的產(chǎn)生。（ 7 ）表面脫碳 當(dāng)工件表面產(chǎn)生脫碳時(shí)，在淬火過程中表面形成的 M 或 B 組織的比容比表層以下轉(zhuǎn)變所產(chǎn) 生的 M 比容小，所以在表面會(huì)產(chǎn)生

6、更大的拉應(yīng)力，見圖 10。當(dāng)表面脫碳嚴(yán)重而形成 P 時(shí)，層下 M 轉(zhuǎn)變對(duì)表面層產(chǎn)生的拉應(yīng)力會(huì)因 P 的塑性變形而松馳， 于是不會(huì)產(chǎn)生裂紋。所以有一個(gè)殘?zhí)剂拷缦拗?，通常?0.30% 。（8）關(guān)于鋼的碳含量 鋼的淬火開裂與其含碳量關(guān)系十分密切。從圖5，當(dāng)含碳量V 0.3%，鋼淬火不會(huì)產(chǎn)生開裂；從圖 6，當(dāng)含碳量V 0.4%，也不會(huì)有淬 裂的現(xiàn)象產(chǎn)生；再從工件表面脫碳，當(dāng)表面脫碳到 0.3% 以下亦不會(huì)產(chǎn)生裂紋。綜合以上，對(duì)于鋼材含碳量V 0.35%，在各種情況下都不會(huì)產(chǎn)生淬裂。2、磨削裂紋2.1 磨削裂紋的特征 磨削裂紋的特征通常表現(xiàn)為以下兩種形態(tài)（圖 11）。圖 11 磨削裂紋的形態(tài) 近來齒輪

7、采用成形磨削，其裂紋形態(tài)發(fā)生變化，大致與磨削方向平行或呈銳角。2.2 磨削裂紋的影響因素（ 1）碳化物過多并形態(tài)不良數(shù)量較多、 且碳化物形態(tài)不良， 如網(wǎng)狀、 爪狀、 塊狀碳化物， 在磨削過程中由于受力而壓碎， 或由于磨削產(chǎn)生的高熱造成與基體的膨脹不一致而產(chǎn)生裂紋。（ 2 ）殘余奧氏體過多 過量的殘余奧氏體會(huì)因在磨削過程中產(chǎn)生的高熱和力的作用下發(fā)生M 轉(zhuǎn)變而產(chǎn)生裂紋。（3）淬火溫度過高淬火溫度高使 M 針粗大，容易產(chǎn)生磨削裂紋。（ 4）回火不足 回火溫度偏低，回火時(shí)間不足，使應(yīng)力消除不充分，容易產(chǎn)生磨削裂紋。（5）磨削規(guī)范不當(dāng)由于砂輪的硬度、 粒度選擇不當(dāng)， 或者由于磨削速度及進(jìn)給量不當(dāng)而導(dǎo)致大

8、量熱產(chǎn)生， 又不 能及時(shí)被磨粒及冷卻液帶走，這樣便容易產(chǎn)生磨削裂紋。2.3 磨削裂紋產(chǎn)生的力學(xué)分析（ 1 ）磨削過程中熱的作用鋼在奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體時(shí)發(fā)生體積膨脹， 而馬氏體在回火過程中的碳化物析出又將使體積 產(chǎn)生收縮（圖12 ）。當(dāng)鋼材淬火后回火加熱到100 C時(shí)，馬氏體脫溶析出&碳化物，體積收縮 L1，溫度繼續(xù)升高到300 C附近，會(huì)進(jìn)一步析出碳化物， 體積發(fā)生第二次較大的收縮 L2。工件在磨削過程產(chǎn)生的熱使體積發(fā)生收縮與圖示相似，這種表面的收縮將產(chǎn)生拉應(yīng)力。 另方面，鋼中存在的殘余奧氏體在高于一定的溫度（200 C）,尤其再受力的作用將會(huì)發(fā)生相變， 轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，并伴隨體積膨脹， 局部的

9、體積膨脹便會(huì)在相鄰區(qū)產(chǎn)生拉應(yīng)力。當(dāng)這一 新產(chǎn)生的馬氏體再次遭受回火時(shí)，又會(huì)再次因析出碳化物而產(chǎn)生體積收縮形成拉應(yīng)力。（2）磨削裂紋產(chǎn)生的力學(xué)條件從以上應(yīng)力產(chǎn)生過程的分析表明， 表面拉應(yīng)力主要與 M 的過飽和度及殘余奧氏體含量有關(guān)， 而這又直接與鋼的含碳量，實(shí)質(zhì)上是鋼中 M 的含碳量有關(guān)。鋼的含碳量影響 Ms 點(diǎn)及相應(yīng) Ar 含量，同時(shí)影響馬氏體形態(tài)（圖 13） 。具有不同形態(tài)的板 條馬氏體和孿晶馬氏體的強(qiáng)韌性是不同的，圖 14 是馬氏體含碳量對(duì)強(qiáng)韌性的影響。從圖看 出，當(dāng)馬氏體含碳量大于 0.43% ，其正斷抗力 Sk 急劇地下降，這正是鋼具有很大磨裂傾向 的原因。2.4 減小和防止熱處理裂紋

10、的措施 在熱處理實(shí)踐中有無數(shù)防止熱處理裂紋的方法，這里只集中討論與馬氏體特性有關(guān)的方法。（ 1 ）淬火顯微裂紋 馬氏體是滲碳層的基本組織。許多人對(duì)滲碳鋼中的馬氏體與淬火微裂紋進(jìn)行了深入的研究。AISI8620鋼試樣在1700 F、碳勢(shì)為1.0%的氣氛中滲碳6小時(shí)，然后按以下淬火工藝處理：A直接淬火927 C6小時(shí)滲碳t油冷B一次加熱淬火927 C6小時(shí)滲碳t慢冷843 C1 小時(shí)加熱 t 油冷C兩次加熱淬火927 C6小時(shí)滲碳t慢冷843 C1 小時(shí)加熱 t 油冷780 C1 小時(shí)加熱 t 油冷經(jīng)以上三種不同方式處理后得以如下結(jié)果； 直接淬火和一次加熱淬火的試樣中， 馬氏體為片 狀，并有大量的

11、顯微裂紋和殘余奧氏體。 其中一次淬火的馬氏體片較直接淬火的要小些 （前 者的原奧氏體晶粒度為 ASTM45級(jí)，后者則為13級(jí)）；而兩次淬火得到的馬氏體非常 細(xì)小，但仍然存在著相當(dāng)數(shù)量的顯微裂紋， 并且這些微裂紋的長(zhǎng)度遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過了此時(shí)的馬氏體 片長(zhǎng)度。很明顯，這些裂紋是在滲碳后冷卻以及中間一次加熱淬火中形成的。 三種不同淬火規(guī)范所得到的顯微裂紋數(shù)量和分布見圖 15 。顯微裂紋產(chǎn)生與 A 晶粒度，亦即 與馬氏體片長(zhǎng)度的關(guān)系還可通過圖 16 明顯地表現(xiàn)出來。由以上可以得出，通過控制淬火溫度，使 A 晶粒變細(xì)，同時(shí)使 M 中的含碳量（固溶度）降 低，這便可有效防止顯微裂紋產(chǎn)生（表 1 ）。同時(shí)也控制了形

12、成宏觀裂紋的潛在因素。（2）淬火宏觀裂紋和磨削裂紋從圖 14 和表 1 看到， M 中含碳量過高會(huì)降低 M 的韌度和正斷抗力，因而具有淬裂和磨裂 的傾向，控制 M 中的含碳量是降低開裂敏感性的有效措施。表 1 馬氏體含碳量與顯微裂紋的關(guān)系奧氏體化溫度 F 奧氏體中 C% 馬氏體正方 度 C/a 奧氏體轉(zhuǎn)變量%滲碳體含量% SVmm-118501.391.06366.5-1816551.301.054783.91716001,211.0488561315751.181.046876.5915001.051.04488121014701.011.04292154.514150.921.035911

13、7.51.513500.831.03494200.15對(duì)于高碳鋼和滲碳后的鋼，有各種通過調(diào)整碳化物含量來達(dá)到控制i ）降低淬火溫度表 2 是通過適當(dāng)降低淬火溫度的方法來控制 M 中的含碳量。表 2 淬火溫度與鋼中未溶碳化物和基體合金量的關(guān)系鋼種 處理規(guī)范 未溶碳化物基體成分（ % ）重量（ % ） 類型 C W Mo Cr VM 中含碳量的方法。SKH2（18-4-1 ）1100 C油淬1200 C油淬1100 C油淬21.218.915.9 M6CM6CM6C 0.340.450.57 5.26.68.74.54.54.5 0.350.651.0SKH9( 8-5-4-2 )1050 C油淬

14、1150 C油淬1250 C油淬16.515.013.5M6C、MCM6C 、MCM6C 、MC0.330.420.530.91.32.11.51.82.4 4.34.34.4 1.11.51.8ii）四步熱處理工藝滲碳鋼的 “四步熱處理 ”法（圖 17 ）是通過滲碳淬火后高溫回火和快速加熱來調(diào)整滲碳層中的 碳化物數(shù)量， 改善碳化物的分布， 以獲得較細(xì)的奧氏體晶粒度及合適的馬氏體含碳量。 如果 從盡量減少馬氏體中微裂紋的角度來看， 這種工藝可以改為在高溫奧氏體化之后采用等溫貝 氏體淬火或索氏體化處理會(huì)更好。iii）循環(huán)球化退火高碳工具鋼和軸承鋼采用圖 18 和 19 的循環(huán)球化工藝可有效地消除

15、淬火裂紋，這是由于通 過調(diào)整鋼中碳化物的形態(tài)和數(shù)量，從而使馬氏體的過飽度降低而提高了正斷抗力和韌度。iv）滲碳后高溫索氏體化20Cr2Ni4等高NiCr滲碳鋼滲碳空冷后隨即進(jìn)行 650 C回火索氏體化可有效防止淬、回火后 磨削裂紋的產(chǎn)生。通過試驗(yàn)表明，滲碳后空冷存在一個(gè)臨界冷速，約2040 C /h，低于此冷卻速度會(huì)產(chǎn)生針狀碳化物。 高溫回火后的冷卻過程也會(huì)產(chǎn)生針狀碳化物， 同樣存在一個(gè)臨 界冷速，約 20 C /h 左右。其它某些高合金鋼冷卻時(shí)形成不良鏈狀碳化物也存在一個(gè)臨界冷速（圖20）。圖 20 35Cr3Mo3W2V 鋼冷至不同溫度時(shí)鏈狀碳化物形成的臨界冷速曲線v）緩和的淬火冷卻淬火冷

16、卻對(duì)高碳合金鋼馬氏體含碳量的影響見表3。在可能的條件下等溫淬火或熱由分級(jí)淬火對(duì)降低 M 碳的過飽和度有好的效果。表 3 9CrSi 、 CrWMn 和 Cr 鋼淬火冷卻條件與馬氏體含碳量的關(guān)系（試樣尺寸為 1015mm圓棒）鋼 號(hào) 淬火溫度 /C冷卻介質(zhì) 硬度（ HRC ） 馬氏體中碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)（ %）9CrSi 87520 C 的水30 C的油170 C的硝鹽，空冷 6463.5630.750.650.58CrWMn840 20 C 的水30 C的油170 C的硝鹽，空冷 63.56362 0.820.550.43Cr 85020 C 的水30 C的油170 C的硝鹽，空冷 646363 0

17、.700.500.30vi) 充分的回火 鋼淬火后的回火是對(duì)減少淬火裂紋的發(fā)生和克服磨削裂紋的有效工序。表 4 是滲碳鋼淬火后回火對(duì)殘余奧氏體含量的影響。 對(duì)高 NiCr 滲碳鋼一次回火的效果有限， 最好是增加一次回火。表 4 滲碳鋼淬火后和不同次數(shù)回火后表面殘余奧氏體量試塊編號(hào) 鋼號(hào) 熱處理工藝 淬火后殘余奧氏體量 ( %)一次回火工藝一次回火后殘余奧氏體量 ( %)二次回火工藝 二次回火后殘余奧氏體量 ( %) 7 20CrMnTi 控制碳勢(shì) 1.2%910 C滲碳，850 C淬火6.98160 C3h 6.45-8 20CrMnTi 不控制碳勢(shì)910 C滲碳，850 C淬火11.97160 C3h 6.54-23 12Cr2Ni4A 控制碳勢(shì) 1.2% 1.25%910 C滲碳，740 C淬火12.81160 C105min 11.4282 18Cr2Ni4WA910 C滲碳，840 C淬火5.733h 4.86-89 18Cr2Ni4WA840 C淬火 18.693h 17.29-811 18Cr2Ni4WA840 C淬火 20.89105min 15.2945min 12.27160 C控制碳勢(shì) 1.2% 1.25%160 C910 C滲碳，160 C910 C滲碳，160 C160