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齿轮生产中常常产生淬火裂纹及磨削裂纹，最终导致产品报废，所以分析研究裂纹产生的原因、影响因素及其克服的办法是重要而有意义的。0 H! R9 w: x5 e9 l( j+ D
1、淬火裂纹 W( c* Y' O" d- Z$ p$ ]0 S9 }
1.1 淬火裂纹的类型
5 b. y9 ?' m0 Z0 |, j淬火裂纹的类型，或特征与淬火内应力密切相关（图1）。
' f/ q8 u: y( r3 o& h0 e: d- d图1 淬火裂纹类型及形成裂纹的内应力
( e1 Y8 Y8 J; a \% h其中特别应指出的是最为常见的纵向裂纹和横向裂纹。2 ~1 W1 P! o; }: i
（1）纵向裂纹（见图中的左上）- q/ g: G( M4 G, _7 x: J {
这类裂纹主要发生在淬透工件，以组织应力为主在表面形成拉应力，而且三向应力中切向应力大于轴向应力（图2）
# C$ T0 b3 M% L: i7 k （2）横向裂纹（见图中的左上第二图）1 P; ~5 Q6 ?. I: m. M @
这类裂纹主要发生在未淬透工件，最终在表面形成压应力，而在层下相应存在一定的拉应力，而且三向应力中轴向应力大于切向应力（图3）6 x A6 C. I( U; h# @3 @# C
1.2 淬火裂纹的裂面特征
1 q! o7 U; L7 U6 {! t5 t) S) F; b5 s淬火裂纹的裂痕面无杂色。水淬时可能有红锈斑，油淬时有油渍。; S6 l. t. A5 D# _
图3 含ω（C）1%，ω（V）0.2%钢圆柱试样（Ф18mm）- g: |% b$ d6 _# f6 Y! G
自800℃水淬后未淬透的心部大小对残留应力的影响8 |+ Q; I# e( y* ^8 G
因为淬火裂纹发生在250℃以下（Ms点以下），因而裂痕面不会有氧化。若裂痕面有氧化或脱碳，则应视为锻造裂纹，或淬火前就存在的裂纹，在淬火后加深、扩大。
8 @; f% [! ~4 x, s+ q' r4 L; h1.3 淬火裂纹的影响因素, w q6 h5 A- ^) k
（1）合金元素6 N& W( N5 P9 A' K" d+ n
合金元素的影响见图4。C、Cr、Mo及Mn元素含量到一定程度即易引起淬火裂纹，P是最强的影响元素。
3 Q/ _. r* ?! ~7 L# K- x（2）钢的淬透性
; N8 D, y2 f! h% F2 I8 b) }图5是钢淬裂倾向与淬透性的关系，即随着淬透性的提高，淬裂倾向增大。
7 S4 b/ X0 H# s# \, @: r（3）钢的Ms点
Y" C! i5 ]0 ]! W9 g当钢材的Ms点大于320℃，几乎不产生淬火裂纹（图6），这是因为在比较高的温度发生的马氏体转变立即得到回火，组织应力被降低。
2 M& y q' _# i" A& @, B/ l（4）淬火温度% o! ]; {# G) B" d# z/ w
通常，淬火温度越高越容易产生裂纹，然而，此现象与淬火深度亦即工件大小有密切的关系。
4 I2 d3 z& S$ n: @/ }从图7来分析三种情况：" Y$ @3 Q: `% q0 B' R
a、第Ⅰ区，小工件
( h$ j! G! Y, ]8 p; n3 U( H淬火温度越高，淬火裂纹越易发生。这是因为小工件温度越高，心部越容易淬硬，组织应力型占主导，表面拉应力增大。& \2 I E$ |; B1 G+ M8 u4 P0 E
b、第Ⅱ区，大工件
( I# h) c: M0 N4 R$ ~淬火温度越高，越不容易产生淬火裂纹，这是因为对大工件，心部淬不透，所以其温度越高，能淬硬的心部体积增大，硬度提高，使表面压应力降低，相应，过渡区的拉应力也下降。; H' S8 _" t: K2 {
c、第Ⅲ区，中等尺寸工件& H7 U% V- l7 O% G9 \* D
随着淬火温度升高，裂纹的发生率下降，达到某一温度范围便不产生裂纹，温度再度升高，又会产生裂纹，这是因为对中型工件，淬火温度低时成为心部淬不透型（Ⅱ），而温度较高时，工件变成穿透淬火型（Ⅰ）。/ Z" L/ `, m( c& l7 _2 T. ]$ f: W
（5）工件尺寸大小
) I# U( B( U; F3 W- @. b6 B对于淬透的工件，存在一淬裂危险尺寸，见图8。+ o0 K" B& }/ L4 Q
当尺寸小于危险尺寸时，心部和表面温差小，相应淬火应力小，不易产生裂纹；
3 K8 E( S) y- }0 o- D当尺寸大于危险尺寸时，淬火应力虽然大，但拉应力峰值离表面较远，淬裂倾向也就减小。0 w4 h9 i) \" y) u! c) G5 _. N
对于危险截面尺寸，拉应力值较大，而且靠近表面，所以容易产生淬火裂纹。
1 s4 j9 i) p# x7 T（6）淬火冷却6 M b4 ]) p0 O8 a
通常认为，淬火冷却越激烈，越容易产生淬火开裂。其实不然，因为淬火开裂与工件最终的淬火拉应力大小有关，而拉应力的大小决定于淬火热应力和组织应力的迭加。
; t& p$ k; O6 u, w, J( g: c+ Y分析一下淬火过程的应力形成与冷却速度的关系：
$ T7 @. @( U$ O- p8 s在Ms点以上，冷速越大，产生的压应力（热应力）越大；* m4 {( R& R( ~+ Z0 p, }
在Ms～Mf区间，冷速越小，产生的拉应力（组织应力）越小。
0 {4 r6 x$ o7 E7 J从图9可以看到，在一般情况下采用油淬，使组织转变产生的拉应力减小；在特殊情况下，采用盐水或喷水淬火是为了提高淬火热应力（压应力），最终效果是尽量减小拉应力，从而克服淬火裂纹的产生。
0 E/ q. @/ d2 m' N( Q" @4 N- G1 b（7）表面脱碳; k6 b0 ]6 g! \ X5 i' i8 K
当工件表面产生脱碳时，在淬火过程中表面形成的M或B组织的比容比表层以下转变所产生的M比容小，所以在表面会产生更大的拉应力，见图10。9 H9 b* Q9 g( ~ _3 N% `# F& z% |
当表面脱碳严重而形成P时，层下M转变对表面层产生的拉应力会因P的塑性变形而松驰，于是不会产生裂纹。所以有一个残碳量界限值，通常为0.30%。! @- Q4 G5 W* l& C- B- A$ h. y' u
（8）关于钢的碳含量
2 L8 X3 Z- b# L: M钢的淬火开裂与其含碳量关系十分密切。
o% I4 O: q/ i4 R* W从图5，当含碳量＜0.3%，钢淬火不会产生开裂；从图6，当含碳量＜0.4%，也不会有淬裂的现象产生；再从工件表面脱碳，当表面脱碳到0.3%以下亦不会产生裂纹。
; f$ M; K4 H3 \综合以上，对于钢材含碳量＜0.35%，在各种情况下都不会产生淬裂。, F8 K# B1 S* d9 }1 U
2、磨削裂纹
8 P- b4 J* l" }6 u7 E3 A* ~2.1 磨削裂纹的特征8 q' n: ~2 w/ {1 v
磨削裂纹的特征通常表现为以下两种形态（图11）。
2 f: ]& m A/ M7 W) o0 c图11 磨削裂纹的形态
7 D% k4 n4 `) q' M1 X) `8 h3 }近来齿轮采用成形磨削，其裂纹形态发生变化，大致与磨削方向平行或呈锐角。
0 S2 b3 y0 H1 G9 H' t7 U2.2 磨削裂纹的影响因素
! {1 e3 w* ?/ f% ^1 f! r @- [ （1）碳化物过多并形态不良
9 |9 ]8 J5 W. O: H* W9 a) T2 a数量较多、且碳化物形态不良，如网状、爪状、块状碳化物，在磨削过程中由于受力而压碎，或由于磨削产生的高热造成与基体的膨胀不一致而产生裂纹。
- v7 o" K, b; B* ~/ y: o（2）残余奥氏体过多
7 _9 c1 q) e* a2 M- O8 t过量的残余奥氏体会因在磨削过程中产生的高热和力的作用下发生M转变而产生裂纹。% G8 [: q- b! ^/ F, z: Z
（3）淬火温度过高
* R+ b( u1 T3 r2 h1 q) N淬火温度高使M针粗大，容易产生磨削裂纹。 w& u$ H/ Y$ J) I
（4）回火不足# U' c) V# ~' O) Q0 J
回火温度偏低，回火时间不足，使应力消除不充分，容易产生磨削裂纹。
) ~0 d9 E: p: c$ u0 K- M（5）磨削规范不当
8 P' ]# W a( }. X5 z7 W4 J4 p! i由于砂轮的硬度、粒度选择不当，或者由于磨削速度及进给量不当而导致大量热产生，又不能及时被磨粒及冷却液带走，这样便容易产生磨削裂纹。3 r6 Q1 |8 i) o0 u: y. ]
2.3 磨削裂纹产生的力学分析
" Z- Z* |- R3 @1 z- P （1）磨削过程中热的作用4 t% m1 H+ P: T- r9 z/ r% D
钢在奥氏体转变成马氏体时发生体积膨胀，而马氏体在回火过程中的碳化物析出又将使体积产生收缩（图12）。当钢材淬火后回火加热到100℃时，马氏体脱溶析出ε碳化物，体积收缩△L1，温度继续升高到300℃附近，会进一步析出碳化物，体积发生第二次较大的收缩△L2。+ S' i6 G3 e e' S, T* ]$ D S
工件在磨削过程产生的热使体积发生收缩与图示相似，这种表面的收缩将产生拉应力。另一方面，钢中存在的残余奥氏体在高于一定的温度（＞200℃），尤其再受力的作用将会发生相变，转变为马氏体，并伴随体积膨胀，局部的体积膨胀便会在相邻区产生拉应力。当这一新产生的马氏体再次遭受回火时，又会再次因析出碳化物而产生体积收缩形成拉应力。$ _' I A% J; I5 _
（2）磨削裂纹产生的力学条件
# J1 K0 z; w4 s$ K从以上应力产生过程的分析表明，表面拉应力主要与M的过饱和度及残余奥氏体含量有关，而这又直接与钢的含碳量，实质上是钢中M的含碳量有关。
, q: ^, x& ]: x; y; G) |钢的含碳量影响Ms点及相应Ar含量，同时影响马氏体形态（图13）。具有不同形态的板条马氏体和孪晶马氏体的强韧性是不同的，图14是马氏体含碳量对强韧性的影响。从图看出，当马氏体含碳量大于0.43%，其正断抗力Sk急剧地下降，这正是钢具有很大磨裂倾向的原因。
, [ ]9 h. S3 B2.4 减小和防止热处理裂纹的措施* u" }, a! Y& }' Q
在热处理实践中有无数防止热处理裂纹的方法，这里只集中讨论与马氏体特性有关的方法。5 n6 t9 f) a m: _- Y6 z
（1）淬火显微裂纹
a+ F- O5 l$ U5 T8 ~; I% C马氏体是渗碳层的基本组织。许多人对渗碳钢中的马氏体与淬火微裂纹进行了深入的研究。
) o! b( B' r" s+ F2 c& n; ^8 a4 lAISI8620钢试样在1700℉、碳势为1.0%的气氛中渗碳6小时，然后按以下淬火工艺处理：
- w: x$ F3 A4 \& G2 P- JA 直接淬火 927℃ 6小时渗碳→油冷$ `# d' c8 ~0 R! D9 X4 _. P
B 一次加热淬火 927℃ 6小时渗碳→慢冷4 d! ~% M* V8 z
843℃ 1小时加热→油冷: y' u7 G; l# c1 T
C 两次加热淬火 927℃ 6小时渗碳→慢冷9 ~& S5 u6 c4 @& x( `, `
843℃ 1小时加热→油冷
- M+ ~3 u) C" Y 780℃ 1小时加热→油冷
; L. \, t7 d/ _- N2 N' C/ z7 v% p! _" f' t1 v5 c" N; \
经以上三种不同方式处理后得以如下结果；直接淬火和一次加热淬火的试样中，马氏体为片状，并有大量的显微裂纹和残余奥氏体。其中一次淬火的马氏体片较直接淬火的要小些（前者的原奥氏体晶粒度为ASTM4～5级，后者则为1～3级）；而两次淬火得到的马氏体非常细小，但仍然存在着相当数量的显微裂纹，并且这些微裂纹的长度远远超过了此时的马氏体片长度。很明显，这些裂纹是在渗碳后冷却以及中间一次加热淬火中形成的。/ a8 I6 B7 Q) |3 A+ ~8 {3 E
三种不同淬火规范所得到的显微裂纹数量和分布见图15。显微裂纹产生与A晶粒度，亦即与马氏体片长度的关系还可通过图16明显地表现出来。6 Q, t) C6 n1 T+ ^; P. Z
由以上可以得出，通过控制淬火温度，使A晶粒变细，同时使M中的含碳量（固溶度）降低，这便可有效防止显微裂纹产生（表1）。同时也控制了形成宏观裂纹的潜在因素。
( s3 e1 R# ~1 |- Q（2）淬火宏观裂纹和磨削裂纹
9 D5 ?# b- d: k& ]从图14和表1看到，M中含碳量过高会降低M的韧度和正断抗力，因而具有淬裂和磨裂的倾向，控制M中的含碳量是降低开裂敏感性的有效措施。3 l, ~2 [1 J% N# X
表1 马氏体含碳量与显微裂纹的关系
, w! b4 L u# B9 Q0 [8 @奥氏体化3 Y) L, v1 n+ V4 K0 ~: ^! t
温度 ℉ 奥氏体中% k- X1 d L$ [& a% R% K) V- _
C% 马氏体正方
% a4 c r' {# i! y( `度 C/a 奥氏体; O2 [+ `+ ~+ k7 @' k- M' x
转变量 % 渗碳体含量
7 e8 N4 F) t% c( y8 g% SV mm-1$ [9 ]* _- d o6 G$ P
1850 1.39 1.063 66.5 - 18
" z. z# x' L# U! A- \8 G: W1655 1.30 1.054 78 3.9 17
4 E# ?) |* u1 j/ @# a1600 1,21 1.048 85 6 137 w# |3 E4 U' ~8 _$ |) H; n0 K, A: ?
1575 1.18 1.046 87 6.5 9# o6 H, @' J* p
1500 1.05 1.044 88 12 102 l# j& H& j Q9 E) \
1470 1.01 1.042 92 15 4.5' j# Y2 r- m% f4 n* v
1415 0.92 1.035 91 17.5 1.5- a( m0 W0 c$ E- k: Y
1350 0.83 1.034 94 20 0.15" O2 i9 G* i: j. J, z
对于高碳钢和渗碳后的钢，有各种通过调整碳化物含量来达到控制M中含碳量的方法。$ ?5 \0 \* g- U( _# ^* l
ⅰ) 降低淬火温度
9 a1 P# {4 N5 Z5 {2 r' j7 \; e7 @表2是通过适当降低淬火温度的方法来控制M中的含碳量。
. P& G0 `# ^1 x! v表2 淬火温度与钢中未溶碳化物和基体合金量的关系" H3 G1 N( C9 }2 O; E' i) ^
钢种 处理规范 未溶碳化物 基体成分（%）
" B- P3 f F2 U& _" q 重量（%） 类型 C W Mo Cr V! v6 f5 A' H! Q! E3 }0 O( ~8 d+ P! H
SKH2
% v3 r1 P' u4 P! I1 B! c, g3 u& g（18-4-1） 1100℃油淬9 `( W% T/ O8 Z1 s+ V
1200℃油淬
/ S0 m' g- p) t) A1100℃油淬 21.2' j& n- \! f& h( K5 p+ R- M9 O
18.90 X( T" U+ z3 F' @1 M& A
15.9 M6C' f6 J* R' c1 I: J( U$ ?
M6C
( Z1 w' R# X1 ~+ M0 {6 K9 _: V+ x- kM6C 0.34! r% ^9 \' C. o* {
0.45# C. j4 Y0 l+ M& d/ w' m5 M, a) p
0.57 5.2
5 X* k! K1 q/ h" T6.6 H" @$ D& F# c2 C* W, o
8.7 4.5' {& i" P7 _. }; \! ~* R* d
4.5
+ p5 a) C0 j6 K) J8 Q4.5 0.35- r+ ^) \+ m0 t
0.655 c+ |7 z$ J9 {: d3 V
1.0
. j6 ^# @- S1 V7 Z iSKH93 ]6 P/ F) C' C' `6 c
（8-5-4-2） 1050℃油淬
6 u+ q' _. v4 k# X1150℃油淬( d- T. a/ ^# Q. H) v4 J) V: U
1250℃油淬 16.5
5 W7 V2 |% h7 ~+ q- D" E15.0
' l9 {- }7 ?. R: T+ M/ D13.5 M6C、MC1 T$ u: n! E& }3 w
M6C、MC- ]# @- I1 O1 p
M6C、MC 0.334 Q, }/ [+ S9 w1 a: B, c1 |
0.42
* o5 L/ v( S, |* ~" L" r$ c0.53 0.9& ^2 W/ ~ }2 ^1 \' m8 k
1.31 k8 i2 f0 W* }' ~+ Z
2.1 1.5
/ S- g$ r* x+ }2 N4 P3 a& q1.8: o( ]7 H) M% x% M: I6 |
2.4 4.31 Z( t/ H6 j; G; p$ C. O2 }
4.3% X' q0 Q7 M- F+ S2 e8 G9 z
4.4 1.1 d7 J1 e$ @$ N. ]% t5 B6 R. t
1.5
* W% k9 U" l5 i& L) Z; Z1.8( I9 o, @ c* O9 M) s* p. L8 {
ⅱ）四步热处理工艺* g2 e1 X7 O& K. d9 b0 Y
渗碳钢的“四步热处理”法（图17）是通过渗碳淬火后高温回火和快速加热来调整渗碳层中的碳化物数量，改善碳化物的分布，以获得较细的奥氏体晶粒度及合适的马氏体含碳量。如果从尽量减少马氏体中微裂纹的角度来看，这种工艺可以改为在高温奥氏体化之后采用等温贝氏体淬火或索氏体化处理会更好。
- x: L: S3 O7 X F ?7 hⅲ）循环球化退火
! s# B( s+ Z& q$ |高碳工具钢和轴承钢采用图18和19的循环球化工艺可有效地消除淬火裂纹，这是由于通过调整钢中碳化物的形态和数量，从而使马氏体的过饱度降低而提高了正断抗力和韧度。
2 F$ ?! J+ D: o) e& P. g ⅳ）渗碳后高温索氏体化
3 y9 \$ z: X. b8 S+ @6 V7 F20Cr2Ni4等高NiCr渗碳钢渗碳空冷后随即进行650℃回火索氏体化可有效防止淬、回火后磨削裂纹的产生。通过试验表明，渗碳后空冷存在一个临界冷速，约20～40℃/h，低于此冷却速度会产生针状碳化物。高温回火后的冷却过程也会产生针状碳化物，同样存在一个临界冷速，约20℃/h左右。1 n/ n5 I, ~0 g- w/ b9 h
其它某些高合金钢冷却时形成不良链状碳化物也存在一个临界冷速（图20）。
* p: H, I' C3 N( D图20 35Cr3Mo3W2V钢冷至不同温度时链状碳化物形成的临界冷速曲线1 P+ u3 W" M% P, {# J
ⅴ）缓和的淬火冷却
: F3 z9 L! ~" T. d* @: C$ ?淬火冷却对高碳合金钢马氏体含碳量的影响见表3。在可能的条件下等温淬火或热由分级淬火对降低M碳的过饱和度有好的效果。
1 J: w7 h# Z7 l- f; d% K( K/ ]表3 9CrSi、CrWMn和Cr钢淬火冷却条件与马氏体含碳量的关系0 h, z0 F; g( ? G
（试样尺寸为Ф10～15mm圆棒）& \& k& o2 a6 e( {5 q7 S! r
钢 号 淬火温度/℃ 冷却介质 硬度（HRC） 马氏体中碳的质量分数（%）3 b1 B+ s) b* \, b" y
9CrSi 875 20℃的水
; @( [0 h* |/ N5 D6 p# P30℃的油! s" @+ ~, e& L+ E* C2 M
170℃的硝盐，空冷 64
' q& o( M" ?' L5 }" v+ ]; K( Y& B63.56 Y- V# I! j7 }$ ~
63 0.755 M3 x( X S: M1 h
0.656 \: |4 V6 a) W0 O2 c. t$ K
0.588 p, l" \+ n* {! @' o
CrWMn 840 20℃的水
' u: x l/ Y+ K. D' h& e30℃的油
( h! j. l( a$ Q- N$ K170℃的硝盐，空冷 63.5
8 ^! d# `1 ?: {- n, k' h63
( P7 u: T, H/ H) p1 i- v62 0.827 L; | F3 S V. q- l
0.55
0 j! h2 e% `* ~7 G+ M# F8 Y0.43
0 a8 `: ~" S- ACr 850 20℃的水* x% _# e4 Y$ c) g
30℃的油
+ y- L: j- z+ ]* C! M* T3 G; {170℃的硝盐，空冷 649 S" N& U' I* p1 [7 m3 b m
63' t: r( I) ?* o6 D( J2 e
63 0.706 G& s/ V# Z: Y$ P+ `: V+ Q
0.50
/ V9 j5 ~2 Z" W" ]5 G" B0.30; l% _: E# O0 {( Z& H
ⅵ）充分的回火
0 ~& C- P% ^/ Y1 `" V钢淬火后的回火是对减少淬火裂纹的发生和克服磨削裂纹的有效工序。
. ]3 [. w4 X7 Y% _! A# A表4是渗碳钢淬火后回火对残余奥氏体含量的影响。对高NiCr渗碳钢一次回火的效果有限，最好是增加一次回火。 |
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发表于 2007-9-19 12:22:21
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