42CrMo4套筒失效分析

■尚贺军，赵丽美，任秀凤，郑元孟，刘守峰，张永庆，秦英超，李智彬

摘要：通过对开裂套筒取样，分析其化学成分、裂纹宏观和微观形貌、显微组织、硬度以及实际生产过程，确定套筒发生内孔开裂的原因为：淬火时工件内应力过大，特别是内孔表面拉应力过大，造成工件内孔表面开裂。

关键词：套筒；开裂；理化检测；失效分析

最近接触到一批长筒工件（见图1），在成品回厂验收时，发现4件产品内孔表面有裂纹，对其中最为典型的1件进行剖切取样分析，如图2、图3所示。

图1 工件示意

图2 剖切示意

1. 理化检测及其结果

（1）化学成分 利用直读光谱仪检测H1试样的化学成分，结果如表1所示。

（2）硬度 利用洛氏硬度计检测H1和B1试样壁厚方向的硬度值，其结果如表2所示。

（3）显微组织 将H1试样分别沿N面和K面（见图4）进行磨抛（N面为内孔表面，K面为沿壁厚方向磨抛面），并利用显微镜依次观察。N面磨抛后裂纹形态如图5所示。然后用4%硝酸酒精溶液对磨抛面进行侵蚀，观察裂纹附近显微组织，如图6所示。K面磨抛后的裂纹形态及侵蚀后显微组织如图7所示。

将B1试样（见图8）分别沿N面和K面进行磨抛并侵蚀（N为内孔表面，K为沿壁厚方向磨抛面），并在显微镜下依次观察裂纹形态及其附近显微组织。

B1试样内孔表面汇聚了多条裂纹，在显微镜下，其形态如图9所示。然后用4%硝酸酒精进行侵蚀，观察内孔表面裂纹附近显微组织，如图10所示。

B1试样壁厚方向磨抛后，其裂纹形态如图11所示。

将K面利用4%硝酸酒精溶液侵蚀后观察裂纹附近显微组织，如图12所示。

图3 剖切后磁粉检测发现的裂纹及取样位置

图4 H1试样磨抛及观察示意

图5 H1试样内孔表面磨抛后裂纹形态（50×）

图6 H1试样内孔表面裂纹附近显微组织（500×）

图7 H1试样K面裂纹形态及显微组织

图8 B1试样磨抛及观察面示意

图9 B1试样N面裂纹形态（50×）

2. 结果分析

从以上分析结果来看，该件所用原材料化学成分符合EN 10083-3中42CrMo4的要求，未发现有含量超标的元素。从截取的试块硬度检测结果来看，套筒沿厚度方向硬度没有明显的梯度变化，这说明淬火时工件已淬透，并且回火充分。

从套筒实际热处理过程来看，其实际热处理工艺曲线如图13所示，生产过程未发现异常。

表1 H1试样光谱化学成分（质量分数）分析结果 （%）

元素CSiMnPSCrMoNiCu标准EN10083-30.38～≤0.400.60～≤0.025≤0.0250.90～0.15～——0.450.901.200.30实测0.400.220.740.010—1.140.2250.130.03

表2 H1和B1试样壁厚方向硬度分布 （HRC）

硬度试样12345平均值H129.025.826.327.728.027.4 B130.330.628.729.123.628.5

从试样磨抛后观察到的裂纹形态来说，试样H1和试样B1内孔表面和壁厚方向上裂纹尖端均呈现比较尖锐的特点，其扩展路径上则呈现出穿晶特征，是典型的淬火裂纹。从侵蚀后的显微组织来看，两个试样裂纹附近的显微组织均为回火索氏体，未发现大块状铁素体及长条状铁素体分布，裂纹两侧未发现明显的氧化脱碳层，这说明裂纹是在热处理过程中形成的。

实际上，对于长筒成品件来说，壁厚分别为40mm（薄壁端）和52mm（厚壁端），总的来说，内孔比较长，内径较小且壁厚属于42CrMo4钢可以完全淬透的范围，淬火时组织应力比较大。同时，对于内径较小的深孔零件，由于内表面比外表面冷却速度小得多，残余热应力的作用小，则受到的拉应力比外表面大，易在内表面形成纵向裂纹，甚至多条并列（见图14）。

图10 B1试样N面裂纹附近显微组织

图11 B1试样K面裂纹形态

图12 B1试样K面裂纹附近显微组织

图13 套筒调质处理曲线

图14 深孔零件淬火残余应力的分布与裂纹

3. 结论及预防措施

（1）通过本体取样分析可知，该套筒裂纹属于典型的淬火裂纹，是由于淬火时工件内应力过大，特别是内孔表面拉应力过大，造成工件内孔表面开裂。

（2）为避免该类裂纹的产生，可采取降低淬火温度、增加淬火冷却介质沿内孔穿流速度和效率、提高终冷温度等措施以降低淬火应力，避免工件开裂。

作者简介：尚贺军、赵丽美、任秀凤、郑元孟、刘守峰、张永庆、秦英超、李智彬，山东伊莱特重工有限公司。