MC5鍛鋼冷軋輥表面淬火斷裂原因分析

張 楊， 黃 飛

(1.馬鞍山鋼鐵股份有限公司，安徽 馬鞍山 243003； 2.國家鋼鐵及制品質量監督檢驗中心，安徽 馬鞍山 243000)

引 言

冷軋輥廣泛應用于金屬材料的冷加工，大多是Cr系鍛鋼材料經系列熱處理和機加工制造而成[1-4]。某MC5鍛鋼冷軋輥輥身在制造過程中進行表面感應淬火時發生斷裂，輥身處直徑約為Φ115 mm，其生產加工工藝為：電弧爐冶煉—鑄錠—電渣重熔—鍛造—正火—球化退火—粗加工—調質處理—半精加工—輥身表面淬火—深冷處理—低溫回火—精磨—去應力退火—精加工—檢驗交貨。該冷軋輥在調質后進行輥身表面感應淬火時即發生輥身斷裂，為查明原因，本文對其進行了理化檢驗及斷裂原因分析。

1 理化檢驗

1.1 斷口檢驗

對斷裂的軋輥進行宏觀形貌觀察，如圖1所示。由圖1(a)可知，斷口位于輥身部位，軋輥的斷口附近無明顯頸縮，斷口與輥身軸線幾乎垂直，呈脆性斷裂，輥身截面無明顯扭曲變形，其宏觀斷口剖面如圖1(b)所示。由于斷裂后斷口未進行適當保護，其斷口具有明顯銹蝕，中心至軋輥表面處呈現放射狀，觀察可知，裂紋源位于軋輥橫截面約中心部位，經測量，距離輥面最近距離約55 mm，且具有明顯銹蝕；裂紋在中心區域萌生后，在應力的作用下，裂紋向軋輥外部周向擴展，在裂紋擴展區，有明顯的纖維狀區域，在終斷區斷口平齊，無明顯的塑性變形，可見明顯的剪切唇。

圖1 宏觀斷口形貌圖

1.2 化學成分分析

從斷裂的MC5軋輥上截取30 mm×40 mm試塊在砂帶機上磨平，用ARL3460火花直讀光譜儀進行化學成分分析，結果如表1所示。該軋輥的化學成分符合GB/T 13314-2008[5]對MC5(8Cr5MoV)軋輥鋼的技術要求。

表1 化學成分分析結果/%

1.3 硬度測試

在斷裂的輥身上截取整截面試驗樣塊，厚度約為30 mm，經機械加工磨床磨平后，在輥身截面的中心部位存在明顯的肉眼可見孔洞(如圖2所示)，依據GB/T 230.1-2009[6]標準對截面沿直徑方向進行硬度測試，測試曲線如圖3所示。

由測試的曲線圖可知，沿直徑方向的硬度隨著距表面距離增大，硬度減小，硬度分布呈現邊部一定厚度的淬硬區域，心部具有較低硬度的調質硬度區域，最大值與最小值之差值為(59.6-30.1)=29.5 HRC，為輥身的調質硬度和表面感應淬火的硬度差值。分析認為，輥身經過表面淬火，故其表面硬度為(52.5～59.6)HRC，

圖2 輥身截面硬度測試樣品

圖3 軋輥橫截面直徑方向硬度分布曲線圖

符合感應淬火隱針馬氏體硬度的要求；而心部處于調質的熱處理狀態，實際的制造技術要求此軋輥的心部調質硬度為(30～35)HRC，而實際測試的輥身心部的硬度為(30.1～33.4)HRC，符合調質狀態硬度的要求，過渡區域約為45HRC，這是由其顯微組織決定的，此外，依據硬度檢測數據，可以推知其表面淬火層厚度約為30 mm，由此可知，輥身處的硬度符合設計要求。

1.4 金相檢驗

1.4.1 非金屬夾雜物

在輥身處截取縱向試塊，經粗磨、細磨、粗拋、精拋后在Observer.A1m型金相顯微鏡下觀察，根據GB/T 10561-2005[7]規定的A法評定非金屬夾雜物級別，結果如表3所示，除少量A類及D類非金屬夾雜物外，并無其他非金屬夾雜物，符合GB/T 15547-2012[8]的要求。

1.4.2 顯微組織

在軋輥斷口附近的近表面和中心部位取橫向試樣，經粗磨、細磨、粗拋、精拋，在Observer.A1m型金相顯微鏡下觀察，如圖4所示。如前所述，其中心部位存在肉眼可見的孔洞，其內壁較為粗糙，由此可知其為殘余縮孔，如圖4(a)所示；其距離輥面最近距離約55 mm，其附近亦存在較小的縮孔，如圖4(b)所示。在縮孔附近還存在較多的疏松，如圖4(c)所示。顯然這些缺陷的存在，極大地降低了軋輥心部材料的承載能力。

用4%硝酸酒精腐蝕，其顯微組織如圖5所示。由圖5(a)可知，其近表面的金相組織主要是隱針馬氏體，可以隱約看出原始奧氏體晶界，符合表面淬火組織要求。由圖5(b)可知，其心部組織為回火索氏體。分析認為，其金相組織符合心部為調質組織，而邊部有一定厚度組織為隱針馬氏體的淬硬層的要求。由感應淬火金相檢驗標準JB/T 9204-2008[9]，可以評定其馬氏體級別為6級，符合標準要求的3～7級的要求。故可排除由于調質處理和表面淬火生產工藝不當造成的斷裂。

表3 非金屬夾雜物評級(級)

圖4 輥身心部(近斷口處)金相照片(拋光態)

圖5 軋輥金相組織照片(4%硝酸酒精腐蝕)

對金相試樣進行較長時間的4%硝酸酒精腐蝕，如圖6所示。觀察可知，其近表面和心部的碳化物均未呈現出網狀分布，依據GB/T 1299-2014[10]標準評定其網狀碳化物級別為1級，均符合GB/T 13314-2008的要求。

圖6 軋輥碳化物金相照片(4%硝酸酒精深腐蝕)

2 分析與討論

從輥身截面的硬度和金相組織來看，軋輥表層具有較高硬度的淬硬組織，內部具有較低硬度的調質組織，此冷軋輥輥身符合心部為調質組織，而邊部有一定厚度組織為隱針馬氏體的淬硬層的要求，故可排除由于工藝控制不當造成的淬火斷裂。

在淬火過程中，當淬火產生的巨大淬火應力大于材料本身的強度并超過材料的塑性變形極限時，即會使材料產生裂紋源。在對軋輥進行表面感應淬火時，會產生淬火應力，淬火應力是熱應力和組織應力疊加的結果。相關文獻指出，在感應淬火時，淬火應力的變化總體趨勢是表面為壓應力，從表面往里逐漸由壓應力轉為拉應力，這是由于軋輥在表面淬火時，表面淬火不能使整個橫截面奧氏體化，故淬火時試樣內部溫度不高，一方面，表面淬火前，軋輥表面為回火索氏體，表層轉化為奧氏體要收縮，另一方面，溫度升高表層體積要膨脹，無論是膨脹還是收縮，由于受到未被加熱的心部牽制，都會導致表層的塑性變形使本該產生的應力松弛，根據冷卻終了的狀態，試樣心部無變化，但加熱后受到急冷的表層，卻因馬氏體相變而發生體積膨脹，會受到心部牽制，本來要膨脹的表層由于受到內側的牽制而產生的壓應力，心部則形成拉應力。

在冷卻過程中，輥身心部承受的拉應力達到峰值，而輥身心部存在的縮孔、疏松缺陷，使得其淬火產生的殘余拉應力超過了此處材料的承載強度，故而在此缺陷處萌生裂紋，在拉應力的作用下迅速擴展，導致材料斷裂，其較大縮孔的位置與起裂源的位

置均在距離軋輥最近表面約55 mm處。

3 結束語

MC5軋輥輥身感應淬火斷裂的原因是軋輥坯料心部存在縮孔和疏松所致，在軋輥表面淬火冷卻過程中，其心部承受的拉應力達到峰值，而輥身心部存在的縮孔、疏松缺陷，使得其淬火產生的殘余拉應力超過了此處材料的承載強度，故而在此缺陷處萌生裂紋源，在拉應力的作用下迅速擴展，導致軋輥輥身的斷裂。

生產廠家應通過改進輥坯質量，提高軋輥的內在質量，按照規范嚴格執行鑄坯內部質量檢驗控制制度，特別是在內部質量探傷時，嚴格按照所制定的規范執行，杜絕成品中內部缺陷的存在，滿足感應淬火時輥坯的質量要求。