孫雪盼

(北方重工集團有限公司熱處理分公司，遼寧 沈陽 110141)

40Cr鋼是機械制造業(yè)使用最廣泛的鋼之一，調質處理后具有良好的綜合力學性能，良好的低溫沖擊韌性和低的缺口敏感性[1-2]。經調質并表面淬火后用于制造要求有高的表面硬度及耐磨性而無很大沖擊的零件。

某公司采用40Cr鋼制造鏈輪，其生產流程為：下料→鍛造毛坯→粗車→探傷→調質→精車→銑齒→中頻感應淬火→回火→精加工內孔→成品。鏈輪中頻淬火要求硬度為45～50 HRC，要求2～3 mm淬硬層深，回火后轉到加工車間，在精加工內孔時產生明顯的貫穿基體的連續(xù)裂紋，其宏觀形貌如圖1(a)所示，裂紋跨過內孔凸出的臺肩，橫穿了表面淬火的齒溝位置，鏈輪報廢處理。為查清問題的原因，筆者針對該開裂件進行理化檢驗和分析。

1 試樣制備及方法

在鏈輪的裂紋附近選取沒有氧化皮的潔凈位置鉆取一定量的鐵屑粉末，利用高頻紅外碳硫儀、電感耦合等離子體發(fā)射光譜對開裂鏈輪進行化學成分分析。在斷口附近且平行于斷口，切取低倍檢測試樣一塊；在表面淬火位置切取金相試樣一塊，用OLYMPUSGX51金相顯微鏡觀測鏈輪表面淬火的表面層、過渡層和芯部顯微組織。采用MH-5L顯微硬度計測試鏈輪表面淬火硬化層的硬度梯度。

2 檢測結果與分析

2.1 成分檢測

鏈輪裂紋附近的成分檢測結果如表1所示。開裂鏈輪各元素含量與國標GB/T 3077—2015《合金結構鋼》要求作對比，從表1中可以看出，各元素含量均符合國標GB/T 3077—2015中對40Cr鋼的要求。

表1 開裂鏈輪化學成分(質量分數，%)

2.2 斷口分析

從圖1(a)中可以看出，裂紋在內孔的端面處相對比較平直，在經表面淬火的齒溝附近呈不規(guī)則的鋸齒狀。采用線切割切下裂紋斷口部位，如圖1(b)所示。從斷口的宏觀形貌來看，無明顯塑性變形，斷口整體平齊，呈亮灰色，具有脆性斷口形貌特征[3]，一方面說明了鏈輪在開裂時承受了較大應力，另一方面也說明了材料的脆性較大。另外，在鏈輪表面淬火的齒溝附近有裂紋擴展紋路，對應圖1(a)中鋸齒狀裂紋位置，裂紋源位置不是很明顯。

圖1 40Cr鋼鏈輪裂紋宏觀形貌(a)和斷口形貌(b)Fig.1 Crack macro morphology (a) and fracture morphology (b) of 40Cr steel sprocket

2.3 齒溝感應淬火層深檢測

根據GB/T 5617—2005《鋼的感應淬火或火焰淬火后有效硬化層深度的測定》的規(guī)定，零件表面到硬度值等于極限硬度的垂直距離，為有效硬化層深度。極限硬度一般為零件表面所要求的最低硬度(HV)的0.8倍，根據鏈輪表面淬火要求計算出的極限硬度為348.8 HV，從試樣的表面測試到硬度為348.8 HV處即為鏈輪齒溝處有效硬化層深。對垂直于感應淬火表面的截面進行有效硬化層深度的測定，所用載荷為1 kg，保壓時間5 s，結果如圖2所示，

圖2 表面淬火區(qū)顯微硬度曲線Fig.2 Curve of micro-hardness on surface of quenching area

鏈輪表面淬火有效硬化層深為2.3 mm，滿足鏈輪表面淬硬層深的技術要求。另外，試樣的表面硬度低于技術要求，而后硬度值突然上升，硬度梯度值過急造成表淬齒溝處強度較弱。圖3為顯微硬度壓痕照片，壓痕尺寸大小與硬度值有著較好的對應。

圖3 試樣顯微硬度壓痕Fig.3 Indentation of micro-hardness on sample

2.4 非金屬夾雜物評級

鋼中的非金屬夾雜物會破壞鋼基體的連續(xù)性，增加鋼組織和性能的不均勻性，降低鋼的綜合性能。試樣經磨拋后未侵蝕檢驗非金屬夾雜物，根據GB/T 10561—2005《鋼中非金屬夾雜物含量的測定標準評級圖顯微檢驗法》評定非金屬夾雜物為：D>3，夾雜物有些超標，一般鋼中夾雜物要求D<3。見圖4。

2.5 顯微組織檢測

對鏈輪開裂處表面淬火的表層、過渡層和芯部的顯微組織分別進行觀察，如圖5所示。在圖5(a)上，鏈輪表面淬火的表層顯微組織為細針狀馬氏體，依據JB/T 9204—2008《鋼件感應淬火金相檢驗》評定顯微組織級別為5級。馬氏體形態(tài)的變化是由相變形成的奧氏體晶粒大小和馬氏體轉變的冷卻速度決定的，試樣表層形成細針狀馬氏體是由于表層奧氏體晶粒細小且冷卻速度極快造成的。鏈輪齒溝感應淬火時，采用齒溝仿形感應器，使齒溝表面很快達到淬火溫度，感應器隨即沿著齒溝行走并噴水冷卻，由于加熱時間短，奧氏體晶粒只能長大到一定尺寸，在隨后的噴水冷卻過程中，因形成很大的溫度梯度，冷卻速度極快，能夠形成大量細小的針狀馬氏體。在圖5(b)上，鏈輪表面淬火的過渡層組織為針狀馬氏體、未溶鐵素體+少量屈氏體，該區(qū)域淬火溫度低，冷卻溫度梯度小，有部分先共析鐵素體殘留，形成少量屈氏體。在圖5(c)上，鏈輪芯部組織為索氏體及沿晶界分布的鐵素體，網狀鐵素體產生的原因主要包括：1)鋼件淬火溫度不足，奧氏體轉變不完全，導致鋼中原有的網狀鐵素體未消除[4]；2)鋼件出爐轉移到冷卻池的時間過長，淬火冷卻速度較慢，導致鐵素體沿晶界析出形成網狀。

圖4 斷口夾雜物照片Fig.4 Iinclusions photo in fracture

(a) 表層；(b) 過渡層；(c)芯部圖5 鏈輪表面淬火硬化層顯微組織(a) surface; (b)transition layer; (c) coreFig.5 Microstructure of surface quenching hardening layer of sprocket

2.6 低倍檢驗

斷口低倍試樣經熱酸洗后進行低倍檢驗，結果如圖6所示，從圖中可以看到低倍試樣的中心處存在較多發(fā)紋狀小裂紋。鏈輪在調質后沒有開裂現象，齒溝表面淬火時也沒有裂紋產生，鏈輪是在精加工內孔時發(fā)生開裂的。開裂的鏈輪存在以下特征：1)斷口附近沒有明顯的宏觀塑性變形，所以是一種低應力脆性斷裂；2)鏈輪的斷裂是在精加工內孔時出現的，而精車加工的應力不會導致工件開裂；3)裂紋在鏈輪內孔端面的走向平直，沒有樹枝狀分叉；4)氫脆通常表現為應力作用下的延遲斷裂現象，內應力較大時，有些工件在酸洗時便產生裂紋[5]。從鏈輪開裂的特征來看，其與氫脆斷裂現象很相似。

圖6 鏈輪斷口低倍照片Fig.6 Fracture macrostructure photo of the sprocket

3 結論

1)鏈輪非金屬夾雜較重，破壞了金屬基體的連續(xù)性，降低了金屬基體的強度，受力時易于產生裂紋；

2)鏈輪齒溝表面淬火區(qū)域硬度梯度值過急，存在較大的組織應力，降低鏈輪齒溝表面強度，易于裂紋擴展；

3)鏈輪芯部組織存在網狀鐵素體，降低了鋼的基體強度和塑性，極易變形開裂；

4)從鏈輪斷口低倍組織和開裂時間來看，鏈輪開裂的主要原因應是氫脆引起的延遲斷裂。