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70Cr3Mo 钢支承辊热处理断裂的原因分析 蔡铁庄 王文 《摘要》 对于尺寸较大的高碳合金钢轴（辊）类件而言，外园表层在快速加 热喷冷淬火时，相当深度的表层部分会因为相变而体积膨胀，从而使心部承受拉 应力；加热温度越高、冷却越激烈，则淬硬层越深，心部拉应力就越大。但喷淬 过程中心部温度尚处于较高状态，可以通过应变使这种应力得到协调或松弛，因 而一般不会造成开裂。心部的这种开裂常常发生在热处理后的放置过程中，即所 谓“置裂”。本文运用常规金相分析的方法，对70Cr3Mo 钢支承辊发生置裂后的 断口形貌及高倍检测结果作了一般描述，并具体分析了该支承辊发生置裂的主要 原因是：最后热处理加热温度偏高，导致淬层马氏体粗大、残余奥氏体增多。 《关键词》 二次回火 瞬时破断区 组织应力 定向回火托氏体 残余奥氏体 置裂 70Cr3Mo 支承辊（Φ1360×4880 ，单重29.15 吨）两件，为电炉双真空冶炼， 8000 吨水压机锻造成型，经锻后退火、粗车，做调质处理，再精加工，最后热 处理为台车炉快速加热淬火、电炉回火。调质工艺为：880℃油淬，560℃回火； 最后热处理工艺为：950℃×6h喷冷淬火，510℃×80h回火。处理后放置大约 5 天，由于辊身硬度偏高（要求HS57~62，实测HS66~69 ），拟装炉做二次回火；在 入炉约 2 小时炉温刚到达 280 ℃时，其中一件发生断裂。（见图1，2） 图 1，支承辊开裂一瞥 图2 ，在冒口一侧有次生裂纹 1，观察试验： 1．1，断口观察：支承辊为横向脆性断裂，主断裂面基本在辊身纵向正中间；断 口齐平，与轴线垂直。裂源在中心处；扩展区断口为结晶状，有明显放射 状撕裂岭，面积较大；沿外园瞬时破断区深约 100mm，为瓷状断口，应为最 终热处理淬硬层。从主裂纹上可见二次裂纹。（图3，4 ） 1 图3，支承辊主断裂面，结晶状及瓷状断口 图4 ，扩展区放射状撕裂岭背指向裂源 1．2 ，化学分析：经直读光谱分析，化学成分如下： C Si Mn P S Cr Mo Cu Ni 实测成分 0.69 0.50 0.60 0.013 0.008 3.10 0.31 0.04 0.07 0.60/ 0.40/ 0.50/ 2.00/ 0.25/ ≤ 标准( ％) 0.75 0.70 0.80 ≤0.025 3.50 0.60 0.25 1．3，低倍检测：（因故未做） 1．4 ，高倍检测： 1．4 ．1，辊身基体高倍：显微组织为回火索氏体+碳化物( 图 5) ；部分晶粒较为 粗大（约为 7 级），晶界有析出物。（图6，苦味酸腐蚀） 图 5，基体显微组织： S+K 750 X 图6，基体晶界存在析出物 2000X 1．4 ．2 ，淬硬层显微组织：定向回火托氏体+未溶碳化物+少量残余奥氏体（见图 7，8，9，10）。 2 图7，淬层组织，可见原针状 M 形态 500X 图 8，淬层组织，明显针状 M 形貌 500X 图9，淬层组织，原针状 M 中脊可辨 1000X 图 10，淬层组织，各种 M 形态 1000X 1．5，淬层硬度梯度：见下列HS-mm关系曲线： 70 60 50 HS-mm 40