SKH51鎢鉬系韌性高速鋼具有優(yōu)異的力學(xué)性能,如碳化物顆粒細(xì)小均勻、韌性好、熱塑性好、切削性能優(yōu)良、耐磨性能優(yōu)異等[1]。SKH51高速鋼還可以抵抗600 ℃下的高溫軟化,淬火熱處理后其硬度可達(dá)約60 HRC,這些優(yōu)異的性能使其可作為某些零部件材料應(yīng)用在超超臨界機(jī)組中[2]。 

對(duì)軸套表面進(jìn)行強(qiáng)化改性,即在真空淬硬后進(jìn)行滲氮處理,以提高其耐磨性、耐腐蝕性和耐疲勞性[3-4]。在滲氮過程中,發(fā)現(xiàn)一部分軸套產(chǎn)生裂紋,甚至還有軸套發(fā)生開裂現(xiàn)象,裂紋位置均接近軸套凸臺(tái)。筆者采用一系列理化檢驗(yàn)方法對(duì)軸套開裂原因進(jìn)行分析,以避免該類問題再次發(fā)生。 

1.   理化檢驗(yàn)

1.1   宏觀觀察

圖1為開裂軸套的宏觀形貌。由圖1可知：軸套上端為裂紋起始區(qū)域,裂紋逐漸向軸套底座擴(kuò)展；軸套上端開裂位置位于凸臺(tái)附近,其中裂紋一端位于軸套內(nèi)側(cè)R角位置,另一端位于外側(cè)近凸臺(tái)位置。 

圖  1  開裂軸套的宏觀形貌

1.2   化學(xué)成分分析

利用火花發(fā)射光譜儀對(duì)開裂軸套試樣進(jìn)行化學(xué)成分分析,結(jié)果如表1所示。由表1可知：開裂軸套的化學(xué)成分符合JIS G4403—2005《高速工具鋼》的要求。 

1.3   硬度測試

根據(jù)GB/T 230.1—2018 《金屬材料 洛氏硬度試驗(yàn) 第1部分：試驗(yàn)方法》,在開裂軸套靠近裂紋區(qū)域和遠(yuǎn)離裂紋區(qū)域的淬硬層處取樣,利用數(shù)顯洛氏硬度計(jì)對(duì)試樣進(jìn)行硬度測試,結(jié)果如表2所示。由表2可知：靠近裂紋部位和遠(yuǎn)離裂紋部位的硬度差異較小,且均低于JIS G4403—2005的要求。 

1.4   金相檢驗(yàn)

在軸套裂紋擴(kuò)展位置取金相試樣,試樣的金相檢驗(yàn)結(jié)果如圖2所示。由圖2可知：試樣組織中共晶碳化物分布不均勻,沿裂紋擴(kuò)展方向可見較多白色條帶狀共晶碳化物,且細(xì)長的帶狀共晶碳化物與較寬的密集條帶共晶碳化物共存,且裂紋位于共晶碳化物密集處；按照ZB J36003—87 《工具熱處理金相檢驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)》,發(fā)現(xiàn)軸套的回火程度為1級(jí),但回火不充分,組織中存在一定量的殘余奧氏體。 

圖  2  開裂軸套的微觀形貌

1.5   掃描電鏡(SEM)分析

在軸套開裂處取樣,對(duì)試樣進(jìn)行SEM分析,結(jié)果如圖3所示。由圖3可知：軸套內(nèi)側(cè)R角位置為裂紋起始位置,隨后裂紋沿條帶狀分布不均勻的碳化物擴(kuò)展,直至軸套開裂；裂紋附近存在大量帶尖角、形狀不規(guī)則的塊狀共晶碳化物。 

圖  3  軸套開裂處SEM形貌

在軸套斷口處取樣,對(duì)試樣進(jìn)行SEM分析,結(jié)果如圖4所示。由圖4可知：裂紋源位于凸臺(tái)內(nèi)表面R角位置,整個(gè)斷口為解理斷口,呈脆性斷口特征；裂紋源附近可見沿橫向擴(kuò)展的微裂紋。 

圖  4  軸套斷口處SEM 形貌

2.   綜合分析

由上述理化檢驗(yàn)結(jié)果可知：開裂軸套基體中存在較為嚴(yán)重的沿軸向條帶狀共晶碳化物,且碳化物分布不均勻；裂紋附近的共晶碳化物呈帶尖角的不規(guī)則塊狀。在熱處理過程中,分布不均勻的共晶碳化物會(huì)使材料不同位置的組織轉(zhuǎn)變程度產(chǎn)生差異,從而引起不同位置的組織應(yīng)力產(chǎn)生較大差異。當(dāng)材料中存在帶尖角的塊狀共晶碳化物時(shí),碳化物周圍會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力集中,并形成與基體界面脫離的微小孔洞,在較小的外界應(yīng)力作用下,孔洞擴(kuò)展成微裂紋,最后導(dǎo)致軸套發(fā)生脆斷[5]。共晶碳化物的脆性較大,聚集的共晶碳化物易成為裂紋源,因此分布不均且呈條帶狀分布的共晶碳化物會(huì)使軸套的開裂傾向增大[6]。 

開裂軸套的回火程度為1級(jí),但回火不充分,組織中存在一定量的殘余奧氏體。在滲氮過程中,殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,會(huì)使材料產(chǎn)生組織應(yīng)力。此外,殘余奧氏體發(fā)生相變會(huì)誘導(dǎo)材料產(chǎn)生塑性效應(yīng),產(chǎn)生的脆性馬氏體導(dǎo)致材料萌生裂紋,相變馬氏體與基體的應(yīng)力和應(yīng)變不協(xié)調(diào),也會(huì)使材料發(fā)生脆性開裂[7-8]。 

該軸套開裂位置處R角半徑僅為0.5 mm,易產(chǎn)生應(yīng)力集中[9],分布不均且呈條帶狀分布的共晶碳化物增大了軸套的開裂傾向。 

3.   結(jié)論與建議

鍛造過程中,材料的變形不充分導(dǎo)致基體中共晶碳化物分布不均勻,在尺寸較大且?guī)Ъ饨堑膲K狀共晶碳化物周圍產(chǎn)生應(yīng)力集中,并形成與基體界面脫離的微小孔洞,在較小的外界應(yīng)力作用下,孔洞擴(kuò)展成微裂紋,最后導(dǎo)致軸套發(fā)生開裂。材料的回火不充分使組織中存在一定量的殘余奧氏體,在滲氮過程中,殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,使材料產(chǎn)生組織應(yīng)力,脆性馬氏體的存在使材料萌生裂紋并擴(kuò)展,且相變馬氏體與基體的應(yīng)力和應(yīng)變不協(xié)調(diào),也會(huì)使材料發(fā)生脆性開裂。軸套開裂位置處倒角過小,使材料產(chǎn)生了應(yīng)力集中,增大了軸套的開裂傾向。 

建議在鍛造過程中加大鍛造比,多次鐓拔使材料充分變形。制定合適的熱處理工藝,使材料充分回火。增大凸臺(tái)位置R角半徑,避免產(chǎn)生應(yīng)力集中。 

文章來源——材料與測試網(wǎng)