40Cr钢链轮开裂失效分析

孙雪盼

(北方重工集团有限公司热处理分公司，辽宁 沈阳 110141)

40Cr钢是机械制造业使用最广泛的钢之一，调质处理后具有良好的综合力学性能，良好的低温冲击韧性和低的缺口敏感性[1-2]。经调质并表面淬火后用于制造要求有高的表面硬度及耐磨性而无很大冲击的零件。

某公司采用40Cr钢制造链轮，其生产流程为：下料→锻造毛坯→粗车→探伤→调质→精车→铣齿→中频感应淬火→回火→精加工内孔→成品。链轮中频淬火要求硬度为45～50 HRC，要求2～3 mm淬硬层深，回火后转到加工车间，在精加工内孔时产生明显的贯穿基体的连续裂纹，其宏观形貌如图1(a)所示，裂纹跨过内孔凸出的台肩，横穿了表面淬火的齿沟位置，链轮报废处理。为查清问题的原因，笔者针对该开裂件进行理化检验和分析。

1 试样制备及方法

在链轮的裂纹附近选取没有氧化皮的洁净位置钻取一定量的铁屑粉末，利用高频红外碳硫仪、电感耦合等离子体发射光谱对开裂链轮进行化学成分分析。在断口附近且平行于断口，切取低倍检测试样一块；在表面淬火位置切取金相试样一块，用OLYMPUSGX51金相显微镜观测链轮表面淬火的表面层、过渡层和芯部显微组织。采用MH-5L显微硬度计测试链轮表面淬火硬化层的硬度梯度。

2 检测结果与分析

2.1 成分检测

链轮裂纹附近的成分检测结果如表1所示。开裂链轮各元素含量与国标GB/T 3077—2015《合金结构钢》要求作对比，从表1中可以看出，各元素含量均符合国标GB/T 3077—2015中对40Cr钢的要求。

表1 开裂链轮化学成分(质量分数，%)

2.2 断口分析

从图1(a)中可以看出，裂纹在内孔的端面处相对比较平直，在经表面淬火的齿沟附近呈不规则的锯齿状。采用线切割切下裂纹断口部位，如图1(b)所示。从断口的宏观形貌来看，无明显塑性变形，断口整体平齐，呈亮灰色，具有脆性断口形貌特征[3]，一方面说明了链轮在开裂时承受了较大应力，另一方面也说明了材料的脆性较大。另外，在链轮表面淬火的齿沟附近有裂纹扩展纹路，对应图1(a)中锯齿状裂纹位置，裂纹源位置不是很明显。

图1 40Cr钢链轮裂纹宏观形貌(a)和断口形貌(b)Fig.1 Crack macro morphology (a) and fracture morphology (b) of 40Cr steel sprocket

2.3 齿沟感应淬火层深检测

根据GB/T 5617—2005《钢的感应淬火或火焰淬火后有效硬化层深度的测定》的规定，零件表面到硬度值等于极限硬度的垂直距离，为有效硬化层深度。极限硬度一般为零件表面所要求的最低硬度(HV)的0.8倍，根据链轮表面淬火要求计算出的极限硬度为348.8 HV，从试样的表面测试到硬度为348.8 HV处即为链轮齿沟处有效硬化层深。对垂直于感应淬火表面的截面进行有效硬化层深度的测定，所用载荷为1 kg，保压时间5 s，结果如图2所示，

图2 表面淬火区显微硬度曲线Fig.2 Curve of micro-hardness on surface of quenching area

链轮表面淬火有效硬化层深为2.3 mm，满足链轮表面淬硬层深的技术要求。另外，试样的表面硬度低于技术要求，而后硬度值突然上升，硬度梯度值过急造成表淬齿沟处强度较弱。图3为显微硬度压痕照片，压痕尺寸大小与硬度值有着较好的对应。

图3 试样显微硬度压痕Fig.3 Indentation of micro-hardness on sample

2.4 非金属夹杂物评级

钢中的非金属夹杂物会破坏钢基体的连续性，增加钢组织和性能的不均匀性，降低钢的综合性能。试样经磨抛后未侵蚀检验非金属夹杂物，根据GB/T 10561—2005《钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法》评定非金属夹杂物为：D>3，夹杂物有些超标，一般钢中夹杂物要求D<3。见图4。

2.5 显微组织检测

对链轮开裂处表面淬火的表层、过渡层和芯部的显微组织分别进行观察，如图5所示。在图5(a)上，链轮表面淬火的表层显微组织为细针状马氏体，依据JB/T 9204—2008《钢件感应淬火金相检验》评定显微组织级别为5级。马氏体形态的变化是由相变形成的奥氏体晶粒大小和马氏体转变的冷却速度决定的，试样表层形成细针状马氏体是由于表层奥氏体晶粒细小且冷却速度极快造成的。链轮齿沟感应淬火时，采用齿沟仿形感应器，使齿沟表面很快达到淬火温度，感应器随即沿着齿沟行走并喷水冷却，由于加热时间短，奥氏体晶粒只能长大到一定尺寸，在随后的喷水冷却过程中，因形成很大的温度梯度，冷却速度极快，能够形成大量细小的针状马氏体。在图5(b)上，链轮表面淬火的过渡层组织为针状马氏体、未溶铁素体+少量屈氏体，该区域淬火温度低，冷却温度梯度小，有部分先共析铁素体残留，形成少量屈氏体。在图5(c)上，链轮芯部组织为索氏体及沿晶界分布的铁素体，网状铁素体产生的原因主要包括：1)钢件淬火温度不足，奥氏体转变不完全，导致钢中原有的网状铁素体未消除[4]；2)钢件出炉转移到冷却池的时间过长，淬火冷却速度较慢，导致铁素体沿晶界析出形成网状。

图4 断口夹杂物照片Fig.4 Iinclusions photo in fracture

(a) 表层；(b) 过渡层；(c)芯部图5 链轮表面淬火硬化层显微组织(a) surface; (b)transition layer; (c) coreFig.5 Microstructure of surface quenching hardening layer of sprocket

2.6 低倍检验

断口低倍试样经热酸洗后进行低倍检验，结果如图6所示，从图中可以看到低倍试样的中心处存在较多发纹状小裂纹。链轮在调质后没有开裂现象，齿沟表面淬火时也没有裂纹产生，链轮是在精加工内孔时发生开裂的。开裂的链轮存在以下特征：1)断口附近没有明显的宏观塑性变形，所以是一种低应力脆性断裂；2)链轮的断裂是在精加工内孔时出现的，而精车加工的应力不会导致工件开裂；3)裂纹在链轮内孔端面的走向平直，没有树枝状分叉；4)氢脆通常表现为应力作用下的延迟断裂现象，内应力较大时，有些工件在酸洗时便产生裂纹[5]。从链轮开裂的特征来看，其与氢脆断裂现象很相似。

图6 链轮断口低倍照片Fig.6 Fracture macrostructure photo of the sprocket

3 结论

1)链轮非金属夹杂较重，破坏了金属基体的连续性，降低了金属基体的强度，受力时易于产生裂纹；

2)链轮齿沟表面淬火区域硬度梯度值过急，存在较大的组织应力，降低链轮齿沟表面强度，易于裂纹扩展；

3)链轮芯部组织存在网状铁素体，降低了钢的基体强度和塑性，极易变形开裂；

4)从链轮断口低倍组织和开裂时间来看，链轮开裂的主要原因应是氢脆引起的延迟断裂。