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摘 要：本文主要分析40Cr钢汽车半轴件，该工件用于载重汽车的传动部位，有很强的牵引力和扭矩力。工件经调质处理及中频淬火，在校直时发现杆部开裂。这批工件数量共有234只，除去这2根校直开裂件，其它工件都没有问题。对两只失效件中的其中一件进行金相分析，检测结果表明，校直开裂的原因是工件在调质处理的高温回火后，水冷时间太短，引起高温回火脆性[1]。
关键词：调质处理 中频淬火 回火脆性
中图分类号：U463.3 文献标识码：A 文章编号：1672-3791（2014）05（b）-0066-02
1 状态说明
（1）工件材质为40Cr中碳调质钢，工艺流程为：圆钢下料—两端花键及法兰锻造—高温正火—调质热处理—压床校直—杆部及花键中频感应淬火—油封磨削加工—浸油包装。
（2）正火处理工艺采用高温台车炉加热，920 ℃保温3 h出炉风冷。调质处理工艺采用调质生产线加工，850 ℃保温2 h，淬入5%聚乙稀醇淬火介质，然后620 ℃保温2 h出炉水冷。
（3）工件调质处理及中频感应处理后，对热处理变形件进行压床校直，在校直过程中有两只工件的杆部发生开裂现象。在垂直于裂纹的部位线切割截取样块，进行理化检测分析。
2 化学成分
在样块上截取长15 mm×宽15 mm×厚10 mm的试样，进行化学成分检测，检测设备为Labspark5000精密直读火花光谱仪，检查结果表明化学成分符合材料标准要求[2]。
化学成分的检查结果（见表1）。
3 金相检验
（1）试样经过镶嵌、预磨、抛光后，4%的硝酸酒精表面浸蚀，用1E-200M型金相显微镜进行观察。金相组织显示裂纹垂直于工件表面，裂纹深度为10 mm左右，裂纹尾部与中频淬火过渡区的白亮区交接，由此确定裂纹深度与工件表面淬硬层相当（见图1）。
（2）重新抛光未浸蚀观察，试样表面显示出倾斜45°角的裂纹，倾斜裂纹的垂直深度为0.50 mm（见图2）。出现这种倾斜裂纹状态特征有两种可能性：第一种属于疲劳裂纹的裂纹源区，但是疲劳裂纹必须经过较长时间，循环交变应力的周期才能形成。第二种属于拉伸和冲击裂纹的瞬断区，是裂纹经过纤维状区、放射状区后期瞬间断裂的剪切唇[3]。当然第一种断裂形式是不可能形成的，如果属于第二种断裂状态特征，那么裂纹的萌生必定从材料的内层向表层开裂，工件内层一定存在非常严重的组织缺陷。金相观察，裂纹的端部及中部显示为穿晶裂纹，裂纹的尾部显示为沿晶裂纹。我们推断材料组织有可能出现了回火脆性。
（3）将抛光的试样采用回火脆性试剂浸蚀，对金相组织进行进一步的检查。回火脆性试剂的配方是，10 g苦味酸+100 ml二甲苯+10 ml乙醇。对回火脆性试剂浸蚀后的组织进行观察，在淬硬层内，裂纹显示为穿晶开裂的形貌特征。裂纹两侧及淬硬层内其它部位，均未发现显示回火脆性的黑色网状组织，说明淬硬层内没有回火脆性。由于采用回火脆性试剂进行浸蚀，材料的带状组织显得较明显。特别说明，裂纹两侧的黑斑是用回火脆性试剂长时间浸蚀后，裂纹两侧腐蚀相对严重，在轻抛时浸蚀斑未完全去除。如果抛光时间较长，就有可能看不到黑色网状组织，所以只能保留裂纹两侧的黑斑。（见图3）。在调质基体组织内，裂纹显示为沿晶开裂的形貌特征，裂纹两侧的黑色网状组织明显分布，由此说明材料基体组织内有较严重的回火脆性（见图4）。
（4）淬硬层内显示无黑色网状组织，但带状组织分布较明显。其原因是因为二次回火脆性是可逆的，工件经过重新奥氏体化感应淬火加热，原有的回火脆性现象消除，回火脆性试剂也就显示不出黑色网状组织。图片显示材料的带状组织较严重（见图5）。
（5）在感应淬火过渡层以外的调质基体组织中，有较明显的黑色网状组织，回火脆性较明显。但组织的晶粒细小均匀，由此推断调质加热温度正常[4]。（见图6）。
（6）试样重新抛光，用4%的硝酸酒精浸蚀后金相组织观察，材料的带状组织较严重，在铁素体旁存在较多量的塑性非金属夹杂物[5]，经组织鉴定为硫化物，硫化物夹杂在基体内呈长条状分布，分布方向与块状铁素体拉长的方向一致。可见这种特征的带状组织，是由于原材料夹杂物偏析，然后材料经轧制加工形成的。这种带状组织通过一般的正火处理难以改善，只能通过扩散退火才能消除。这种缺陷组织对热处理性能影响较大（见图7、图8）。
4 结论分析
（1）工件校直开裂的主要原因是热处理高温回火脆性引起的。带状组织及非金属夹杂物，进一步降低材料的强度和韧性。
（2）工件开裂的过程是在压床校直时，在材料强度最薄弱的淬硬层过渡区，首先形成裂纹源，然后向两端扩展。向内层为沿晶扩展的形貌特征，由于内层的校直应力相对较小，于是沿晶扩展的深度较浅。向外层为穿晶扩展的形貌特征，扩展至表面0.50 mm处，转变为倾斜45°角的瞬间断裂剪切唇。
（3）回火脆性产生的原因，当时分析可能是由于调质处理过程中，高温回火后水冷时水温过高，或者是出水速度过快，甚至没有进行水冷。在回火后缓慢冷却过程中，脆性低熔点夹杂物，如磷、砷、锑、锡等合金元素沿晶界析出，显著降低材料的强度和韧性[6]。
（4）在失效件检测的同时，生产部门对这次热处理事故进行调查。调查结果表明，调质生产线的操作工，为了赶下班时间，违反操作规程，在高温回火后水冷时提前出料转序，使工件回火后未能得到充分冷却，因而使材料组织产生回火脆性。提前出料数量与校直开裂数量相等，事故发生的原因与检查结果相同。
参考文献
[1] 资格鉴定委员会.金相检验[M].上海科普出版社，2003：44-45.
[2] 资格鉴定委员会.化学分析[M].上海科普出版社，2003：324-326.
[3] 林际熙.金属力学性能[M].冶金工业出版社，1999：25-26.
[4] 夏立芳.金属热处理工艺学[M].哈尔滨工业大学出版社，2002：66-68.
[5] 屠令海.金属材料理化测试全书[M].化学工业出版社，2006：38-40.
[6] 樊东黎.热处理工程师手册[M].机械工业出版社，2004：813-814.
关键词：调质处理 中频淬火 回火脆性
中图分类号：U463.3 文献标识码：A 文章编号：1672-3791（2014）05（b）-0066-02
1 状态说明
（1）工件材质为40Cr中碳调质钢，工艺流程为：圆钢下料—两端花键及法兰锻造—高温正火—调质热处理—压床校直—杆部及花键中频感应淬火—油封磨削加工—浸油包装。
（2）正火处理工艺采用高温台车炉加热，920 ℃保温3 h出炉风冷。调质处理工艺采用调质生产线加工，850 ℃保温2 h，淬入5%聚乙稀醇淬火介质，然后620 ℃保温2 h出炉水冷。
（3）工件调质处理及中频感应处理后，对热处理变形件进行压床校直，在校直过程中有两只工件的杆部发生开裂现象。在垂直于裂纹的部位线切割截取样块，进行理化检测分析。
2 化学成分
在样块上截取长15 mm×宽15 mm×厚10 mm的试样，进行化学成分检测，检测设备为Labspark5000精密直读火花光谱仪，检查结果表明化学成分符合材料标准要求[2]。
化学成分的检查结果（见表1）。
3 金相检验
（1）试样经过镶嵌、预磨、抛光后，4%的硝酸酒精表面浸蚀，用1E-200M型金相显微镜进行观察。金相组织显示裂纹垂直于工件表面，裂纹深度为10 mm左右，裂纹尾部与中频淬火过渡区的白亮区交接，由此确定裂纹深度与工件表面淬硬层相当（见图1）。
（2）重新抛光未浸蚀观察，试样表面显示出倾斜45°角的裂纹，倾斜裂纹的垂直深度为0.50 mm（见图2）。出现这种倾斜裂纹状态特征有两种可能性：第一种属于疲劳裂纹的裂纹源区，但是疲劳裂纹必须经过较长时间，循环交变应力的周期才能形成。第二种属于拉伸和冲击裂纹的瞬断区，是裂纹经过纤维状区、放射状区后期瞬间断裂的剪切唇[3]。当然第一种断裂形式是不可能形成的，如果属于第二种断裂状态特征，那么裂纹的萌生必定从材料的内层向表层开裂，工件内层一定存在非常严重的组织缺陷。金相观察，裂纹的端部及中部显示为穿晶裂纹，裂纹的尾部显示为沿晶裂纹。我们推断材料组织有可能出现了回火脆性。
（3）将抛光的试样采用回火脆性试剂浸蚀，对金相组织进行进一步的检查。回火脆性试剂的配方是，10 g苦味酸+100 ml二甲苯+10 ml乙醇。对回火脆性试剂浸蚀后的组织进行观察，在淬硬层内，裂纹显示为穿晶开裂的形貌特征。裂纹两侧及淬硬层内其它部位，均未发现显示回火脆性的黑色网状组织，说明淬硬层内没有回火脆性。由于采用回火脆性试剂进行浸蚀，材料的带状组织显得较明显。特别说明，裂纹两侧的黑斑是用回火脆性试剂长时间浸蚀后，裂纹两侧腐蚀相对严重，在轻抛时浸蚀斑未完全去除。如果抛光时间较长，就有可能看不到黑色网状组织，所以只能保留裂纹两侧的黑斑。（见图3）。在调质基体组织内，裂纹显示为沿晶开裂的形貌特征，裂纹两侧的黑色网状组织明显分布，由此说明材料基体组织内有较严重的回火脆性（见图4）。
（4）淬硬层内显示无黑色网状组织，但带状组织分布较明显。其原因是因为二次回火脆性是可逆的，工件经过重新奥氏体化感应淬火加热，原有的回火脆性现象消除，回火脆性试剂也就显示不出黑色网状组织。图片显示材料的带状组织较严重（见图5）。
（5）在感应淬火过渡层以外的调质基体组织中，有较明显的黑色网状组织，回火脆性较明显。但组织的晶粒细小均匀，由此推断调质加热温度正常[4]。（见图6）。
（6）试样重新抛光，用4%的硝酸酒精浸蚀后金相组织观察，材料的带状组织较严重，在铁素体旁存在较多量的塑性非金属夹杂物[5]，经组织鉴定为硫化物，硫化物夹杂在基体内呈长条状分布，分布方向与块状铁素体拉长的方向一致。可见这种特征的带状组织，是由于原材料夹杂物偏析，然后材料经轧制加工形成的。这种带状组织通过一般的正火处理难以改善，只能通过扩散退火才能消除。这种缺陷组织对热处理性能影响较大（见图7、图8）。
4 结论分析
（1）工件校直开裂的主要原因是热处理高温回火脆性引起的。带状组织及非金属夹杂物，进一步降低材料的强度和韧性。
（2）工件开裂的过程是在压床校直时，在材料强度最薄弱的淬硬层过渡区，首先形成裂纹源，然后向两端扩展。向内层为沿晶扩展的形貌特征，由于内层的校直应力相对较小，于是沿晶扩展的深度较浅。向外层为穿晶扩展的形貌特征，扩展至表面0.50 mm处，转变为倾斜45°角的瞬间断裂剪切唇。
（3）回火脆性产生的原因，当时分析可能是由于调质处理过程中，高温回火后水冷时水温过高，或者是出水速度过快，甚至没有进行水冷。在回火后缓慢冷却过程中，脆性低熔点夹杂物，如磷、砷、锑、锡等合金元素沿晶界析出，显著降低材料的强度和韧性[6]。
（4）在失效件检测的同时，生产部门对这次热处理事故进行调查。调查结果表明，调质生产线的操作工，为了赶下班时间，违反操作规程，在高温回火后水冷时提前出料转序，使工件回火后未能得到充分冷却，因而使材料组织产生回火脆性。提前出料数量与校直开裂数量相等，事故发生的原因与检查结果相同。
参考文献
[1] 资格鉴定委员会.金相检验[M].上海科普出版社，2003：44-45.
[2] 资格鉴定委员会.化学分析[M].上海科普出版社，2003：324-326.
[3] 林际熙.金属力学性能[M].冶金工业出版社，1999：25-26.
[4] 夏立芳.金属热处理工艺学[M].哈尔滨工业大学出版社，2002：66-68.
[5] 屠令海.金属材料理化测试全书[M].化学工业出版社，2006：38-40.
[6] 樊东黎.热处理工程师手册[M].机械工业出版社，2004：813-814.