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轴坯校直断裂分析摘
G# j+ e! V7 U! j6 @要：材料为3Cr13钢的轴坯在进行机械校直时，有30％的轴坯发生了横向断裂。经分析，轴坯的化学成分符合技术条件要求。经宏、微观检验，发现轴坯的外表面有数条裂纹；其显微组织向明显的回火索氏体，裂纹表面有轻微的氧化脱碳；轴坯断口为萘状断口，其微观断裂途径为沿晶断裂。通过对断裂轴坯的表面裂纹的分析，认为轴坯表面裂纹分为两类：一类裂纹是由于轴坯原材料表面有较深的纵向划伤缺陷，热处理时沿缺陷处进一步扩展形成的；另一类裂纹是轴坯在淬火加热过程中由于温度偏高而形成的过热裂纹。因此，淬火加热时的过热导致轴坯在淬火冷却时形成表面裂纹，这样在轴坯机械校直时表面裂纹又诱发轴坯发生断裂。
/ S, {3 U6 {5 J. G0 O2 W6 I# k4 l( ?在某厂生产的材料为3Cr13钢的轴坯，生产工艺流程为：锻造à调质热处理（煤气炉1000～1050℃加热，5 B) H% q! e J5 I1 Y
空冷，620±20℃水冷）à机械校直à机伽成型。在进行校直时，有30％的轴坯发生横向断裂。
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对断裂轴坯的外表面进行检查，发现有数条裂纹，其表现形式大致可分为两种类型，第一种类型裂纹呈纵向分布，裂纹相对较宽，而且笔直，贯穿整个轴坯的长度；第二种类型是不规则的横、纵向交织一起的网状裂纹，裂纹纤细。轴坯断裂为横向裂纹，断口由裂纹源区和瞬间断裂区两部分组成，并且在断口上有三条垂直于轴坯外表面的纵向裂纹，裂纹内有氧化色，深度约9～10mm。裂源位于轴边缘，狐长约75mm，宽约10mm，呈现黑褐色的氧化色。瞬间断裂区为萘状断口，但已有向石状断口转变趋势。
* T+ ]$ p$ ~- W4 u7 t! i% e从断口附近取样进行化学成分分析，结果见表1，由表可见，轴坯化学成分符合技术条件要求。
8 Z. I$ y, C& W# d- q 表１ 失效轴坯的化学成分（质量分数）
- z9 @; R7 c% E, n（1）在轴坯表面第一种类型的裂纹（即垂直轴坯的裂纹）处取样，垂直于裂纹横向磨制金相试样。在Neophot－21光学显微镜下观察，裂纹口部较宽，两侧有轻微贫碳现象，随着裂纹向内延伸，裂纹变窄，其走向沿着原奥氏体晶界扩展，裂纹总深度约10mm。靠近口部裂纹两侧有高温氧化产物，此裂纹是由于轴坯原材料表面有较深的纵向划伤缺陷，热处理时沿缺陷处进一步扩展形成的。
6 B! X# _( E5 {. E4 s) r$ L（2）在轴坯表面第二种类型的裂纹（即不规则的网状裂纹）处取样，垂直于裂纹磨制。光学显徽镜下观察，裂纹起始于轴坯外圆表面，沿原奥氏体晶界呈锯齿状向基体内延伸扩展，裂纹两侧未见氧化脱碳现象。
$ u) ~5 U- o; I z（3）基体组织。轴坯基体组织为碳化物位向明显的回火索氏体，属正常轴坯调质态组织。基体非金属夹杂物按 GB/T10561-1989评定为A1.5，B3.0，C0和D0。
2.4 断口微观观察从轴坯断口处取样，经超声波振荡仪清洗后，在AMRAY-1000B型扫描电子显微镜上观察，裂源区与瞬间断裂区微观形貌均为沿晶断口，裂源区断口沿晶面上有氧化产物。该氧化物是轴坯在进行回火处理时，使已有的裂纹面发生氧化产生黑褐色氧化物
5 K, m, q' w% b& u7 J轴坯经化学成分分析，符合3Cr13钢化学成分技术条件要求。轴坯断口宏观观察为萘状断口，其微观断裂途径8 g# q$ b v9 I
则为沿晶断裂，证明轴坯具有过热特征。金相检验结果表明，轴坯组织为碳化物位向明显的回火索氏体，并且断 纹口部氧化脱碳较轻，符合淬火加热阶段时开裂特征，排除了锻造时有过热倾向。通过对断裂轴坯表面裂纹微观检查与分析，认为第一种类型的裂纹（即垂直轴坯的裂纹）是由于轴坯原材料表面有较深的纵向划伤缺陷，热处理时划伤缺陷进一步扩展形成的。第二种类型的裂纹（即不规则的网状裂纹）是轴坯在淬火加热过程中由于温度偏高而形成的过热裂纹。轴坯在进行回火处理时，使已有的裂纹面发生氧化产生黑褐色氧化物。
# S6 j- E5 w+ e/ X! r: p/ Y6 Z! s- S由于轴坯在淬火加热时产生过热，导致轴坯在淬火冷却时形成表面裂纹，轴坯在机械校直时表面裂纹进一步扩展，最终造成轴坯断裂。
/ [% w* ^ g1 y; Q! O2 A2 L- j（1）原材料投产时，应进行严格检验，杜绝有缺陷的原材料投产使用。
" x' t+ {. ]: X. h+ Z（2）在轴坯进行调质热处理时，严格控制淬火加热温度以及保温时间，防止材料产生过热。
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发表于 2007-12-1 14:45:10