旋回破碎機4Cr13鋼主軸套激光淬火后的磨削裂紋分析

石如星， 林乙丑， 張 沛， 齊國賽， 于文平， 蘇文博

(1. 洛陽中重鑄鍛有限責任公司， 河南 洛陽 471003；2. 河南省大型鑄鍛件工程技術研究中心， 河南 洛陽 471003)

某公司生產的材質為4Cr13鋼的旋回破碎機主軸套，根據使用要求，需對其外圓工作面進行表面強化處理。通常，采用激光淬火的方式使主軸套工作表面的硬度和淬硬層深度達到使用要求。但在磨削加工階段，激光淬火后的部分主軸套外圓表面會產生裂紋影響使用。因此，本文通過宏觀形貌、化學成分分析、硬度檢測和顯微組織觀察等多方面對主軸套裂紋的成因進行了分析，確定了裂紋的產生原因并提出了相應的改進措施，以避免裂紋再次產生。

1 理化檢驗

1.1 宏觀分析

經過激光淬火后，兩件主軸套A和B在磨削加工階段均出現裂紋，宏觀形貌如圖1所示。從圖1(a)可知，主軸套A在靠臺階處外圓一周存在多處裂紋，圖1(b) 是箭頭處放大位置處裂紋的形貌。由圖1(c，d)可以看出，在進行滲透探傷(PT)后，主軸套B外表面存在數處黑點，且在淬火面中段處存在一圈軸向線性顯示，長度在5～35 mm。由圖1可知，B主軸套裂紋主要集中在寬約50 mm的環帶上，其他部位有零星分布；兩件主軸套表面裂紋細如發絲，數量較多，大部分長約5～30 mm；裂紋外圓走向均與軸向呈約15°夾角；其中主軸套A缺陷靠近上端臺階處，呈右旋走向，主軸套B缺陷距下端490～540 mm，呈左旋走向。

圖1 A主軸套(a，b)和B主軸套(c，d)裂紋的宏觀形貌Fig.1 Macro morphologies of cracks of the spindle sleeve A(a, b) and B(c, d)

為了找出裂紋產生的根本原因，對主軸套A進行取樣，取樣如圖2所示。然后從化學成分、硬度、有效淬硬層深度、顯微組織等方面進行檢測與分析。

圖2 主軸套A的檢測取樣位置Fig.2 Inspection sampling positions of the spindle sleeve A

1.2 化學成分檢測

采用光譜儀分析試樣的化學成分，結果見表1。通過對各元素含量實測值與標準值對比發現，其化學成分符合GB/T 1220—2007《不銹鋼棒》中4Cr13鋼(舊牌號)的要求。

表1 A主軸套的化學成分(質量分數，%)

1.3 硬度及有效淬硬層深度檢測

分別采用布氏、洛氏硬度計檢測試樣基體硬度和激光淬火面硬度，同時根據GB/T 18683—2002《鋼鐵件激光表面淬火》的檢測規范，采用維氏硬度計檢測試樣有效淬硬層深度及硬度梯度，檢測結果見表2及圖3。由表2和圖3可知，主軸套A的基體硬度、激光淬火面硬度和有效淬硬層深度均符合設計使用要求。

表2 主軸套A的硬度及有效淬硬層深度檢測值

圖3 主軸套A激光淬火硬度梯度曲線Fig.3 Gradient curves of laser hardened hardness of the spindle sleeve A

1.4 金相分析

將制備的金相試樣經磨制、拋光、4%硝酸酒精溶液腐蝕后，在光學顯微鏡下進一步觀察試樣基體、淬硬層、裂紋的組織形貌及特征。如圖4所示，主軸套A的基體組織為回火索氏體，其上彌散分布著細小的碳化物顆粒，同時依稀可見尚未完全分解的馬氏體或貝氏體形貌，是其正常的調質組織。

圖4 主軸套A基體顯微組織Fig.4 Microstructure of matrix of the spindle sleeve A

圖5和圖6是試樣淬硬層經體積分數為4%硝酸酒精溶液腐蝕后的組織形貌，圖5中各區組織輪廓清晰可見，表層存在白亮組織，有白亮區和過渡區，白亮區約0.8 mm寬，過渡區約0.3 mm寬，白亮區可見激光螺旋掃描時光斑搭接形成的灰暗弧線，有效淬硬層為白亮層+過渡層，組織為隱針馬氏體。試樣經FeCl3鹽酸溶液腐蝕后，白亮層顯示為熔凝組織形貌特征，表層為極薄的激冷層，其后為月牙形、呈放射狀、定向凝固的柱狀晶，如圖7所示。

圖5 主軸套A淬硬層形貌Fig.5 Morphologies of hardened layer of the spindle sleeve A

圖6 主軸套A的淬硬層深度及位置Fig.6 Depth and position of hardened layer of the spindle sleeve A

圖7 主軸套A激光淬火區的組織及形貌(FeCl3鹽酸溶液腐蝕)(a～c)全貌;(d,e)白亮層;(f)過渡區Fig.7 Microstructure and morphologies of laser quenched zone of the spindle sleeve A(etched by FeCl3 hydrochloric acid solution)(a-c) full view; (d,e) bright white layer; (f) transition zone

由圖8可見，裂紋集中分布于有效淬硬層內，呈斷續、撕裂狀，裂紋寬度<10 μm，并走向曲折，但均與表面相垂直，裂紋起始于表面、白亮層與過渡層及過渡層與基體交接處。

圖8 主軸套A的裂紋分布及FeCl3鹽酸溶液腐蝕前(a,c,e)、后(b,d,f)形貌Fig.8 Distribution and morphologies of cracks in the spindle sleeve A before(a,c,e) and after(b,d,f) etching by FeCl3 hydrochloric acid solution

2 討論與分析

根據上述檢驗結果可知，材料的化學成分(見表1)及顯微組織(見圖4)均符合要求，排除了主軸套本身質量和熱處理問題，初步判定裂紋為磨削過程中形成的磨削裂紋。

磨削裂紋通常情況下較淺，深度一般為0.02～0.20 mm，且裂紋垂直于或大致垂直于磨削面[1]。磨削裂紋按裂紋形狀可分為網狀、放射狀、蜷曲狀、星點狀等；磨削熱致使工件表面溫度上升，導致表面發生兩次收縮而產生裂紋，磨削時零件表面的溫度可能高達820～840 ℃或更高[2-3]。淬火鋼的組織是馬氏體和一定數量的殘留奧氏體，均處于膨脹狀態(未經回火處理尤為嚴重)。如果將其表面快速加熱至100 ℃左右并迅速冷卻時，必然會產生收縮，這是第一次收縮。這種收縮僅發生在表面，其基體仍處于膨脹狀態，從而使表面層承受拉應力而產生微裂紋，這是第一種裂紋。當溫度升至300 ℃時，表面再次產生收縮，從而產生第二種裂紋，特征是龜甲狀，用酸腐蝕裂紋明顯易見[4-6]。

從磨削裂紋產生的主導應力角度分析，將磨削裂紋分為內應力主導的磨削裂紋和摩擦應力主導的磨削裂紋。從應力角度來講，零件出現裂紋或者發生開裂是由于應力超過了材料抗力，在殘余內應力主導下產生的磨削裂紋稱為內應力磨削裂紋；在摩擦應力主導下產生的磨削裂紋，裂紋從表面起裂，最終朝平行于表面的淺表層方向擴展[3]。淬火鋼中的殘留奧氏體，在磨削時，受磨削熱的影響發生分解，逐漸轉變為馬氏體，這種新生的馬氏體集中于表面，引起零件局部膨脹，加大了表面應力，導致磨削應力集中，繼續磨削則容易加快磨削裂紋的產生；此外，新生的馬氏體脆性較大，也容易加快磨削裂紋的產生。

另一方面，磨削加工時，對工件既有壓應力，又有拉應力，助長了磨削裂紋的形成；磨削時冷卻不充分，由磨削產生的熱量足以使磨削表面薄層重新奧氏體化，隨后再次淬火形成淬火馬氏體[7]。因而使表面層產生附加的組織應力，再加上磨削所形成的熱量使零件表面的溫度升高極快，這種組織應力和熱應力的疊加就可能導致磨削表面出現磨削裂紋[8-10]。此外，熱處理回火不足、應力未充分消除、組織不穩定、過多的殘留奧氏體、網狀帶狀鏈狀共晶碳化物、馬氏體粗大、淬火溫度過高、氫量過高、磨削加工工藝不當(進給量、砂輪選擇及修整等)以及冷卻不足等都會引起開裂。

通過對4Cr13鋼主軸套裂紋的分析可知，裂紋集中分布在一個砂輪寬度的環帶上，與主磨削方向(切向)接近垂直。這主要是因為砂輪在磨削過程中存在切向與軸向兩個方向的運動，切向的轉速遠大于軸向移動速度，因此這兩個方向產生的磨削拉應力的合力超過了該材料抗力，最終造成裂紋產生，并使其走向與軸向呈約15°的夾角，呈現出與磨削工藝相關度極高的分布形態。同時，由于采用激光淬火表面處理方式，所以激光熔凝產生的放射狀柱狀晶結構會顯著降低晶體間的結合力，加之用激光淬火余溫的自回火方式處理使得淬硬層應力分布較復雜，因此在磨削過程中易出現裂紋。B主軸套激光淬火后著色檢查未發現淬火裂紋，經磨削后出現裂紋，其分布形態與A主軸套相同，間接驗證了該裂紋為磨削裂紋。

3 結論

1) 通過化學成分、表面組織及顯微硬度等方面的分析，可得出4Cr13鋼主軸套裂紋性質為磨削裂紋。裂紋的產生主要是由于砂輪磨削過程中存在切向與軸向兩個方向的運動，切向轉速遠大于軸向移動速度，兩個方向產生的磨削拉應力合力，造成裂紋與軸向呈約15°的夾角。同時，由于激光熔凝產生的放射狀柱狀晶結構顯著降低了晶體間的結合力，加之采用激光淬火余溫自回火的方式，使淬硬層應力分布較復雜，在磨削過程中易出現裂紋。

2) 為了防止此類裂紋的出現，可以從多個方面進行改進：磨削加工前，增加車削加工工序，并進行磁粉或著色探傷檢查；軸套激光淬火后采用整體回火方式處理；確保原材料質量，進行中間退火，適當降低淬火冷卻速度；繼續研究4Cr13鋼激光淬火后缺陷性質鑒別技術等。