影响淬火开裂的因素

影响淬火开裂的因素
钢的淬火裂纹的形成原因包括内部元素和外部条件。

内部元素主要是由马氏体的成分、组织结构等决定的本质脆性；外部因素主要是各种工艺条件、零件尺寸形状等引起的宏观内应力的大小、方向、分布状态等。

影响本质脆性的因素，例如钢材的冶金质量、钢中的含碳量及合金元素、马氏体的组织结构、马氏体显微裂纹、显微局部应力、原始组织状态等。

影响宏观内应力的因素较为复杂，例如淬透性、淬透性深度、脱碳、表面硬化、工件尺寸和形状、加工质量及粗糙度、热处理工艺规范、加热及冷却设备、淬火后的回火与矫直及再加工等等。

显然影响淬火裂纹的因素十分复杂。

在现在一旦出现淬火裂纹的报废零件，往往是“打不清的官司”。

只有认清各种因素作用的本质、途径、规律性，并对具体零件的淬裂现象进行具体分析、检测，才能搞清主要因素、次要因素，并从中确定防止淬裂的措施，提高成品率，控制废品率，增加经济效益。

因此研究影响淬火开裂的因素及其作用规律具有重要实际意义。

一、钢材冶金质量的影响
缩孔和严重的轧制缺陷造成材料明显的不均匀性，这时材料是不宜于进行热处理的。

而不少材料的冶金缺陷均可能单独与宏观或微观的内应力发生作用，促发淬火裂纹。

这些冶金质量问题包括：粗视偏析、固溶体偏析、固溶氢、锻轧缺陷、压渣、铁素体-珠光体带状组织及碳化物带状组织等。

1. 粗视偏析的影响
钢在铸造凝固过程中产生的内应力可能导致开裂。

例如约0.3%℃的碳钢，形成凝固裂纹的倾向比较大，它是由δ—Fe向γ—Fe相变过程中形成的。

当裂纹形成后，它向内部发展以致当裂纹与液相接触时，富集着杂质元素的钢液填入裂纹中，这样裂纹就变成了偏析线。

在整个钢锭范围内发生的偏析，称区域偏析。

用于制造大型锻件的大钢锭中最易出现区域偏析。

用具有粗视偏析的坯料制成的零件，尤其是形状复杂的工件，其淬火开裂的倾向性较高。

这是由于各区域化学成分不同，M s点不同，则马氏体转变的不同时性较大，从而造成较大内应力，以致淬火开裂。

2. 固溶体偏析的影响
固溶体偏析是显微偏析，它可以由枝晶偏析造成。

钢在结晶时，先结晶的枝干比较纯净，碳浓度较低，而迟结晶的枝间部分碳浓度较高。

其他元素在枝干和枝间的偏析情况大体与碳相仿。

这种偏析造成奥氏体各微区化学成分差别较大，因而各微区的M s点不同，发生马氏体转变的时间先后不一，在显微局部区域出现很大的显微内应力，因而可能导致淬火裂纹。

3.固溶氢的影响
若浇注条件控制不当，会使钢中的氢气含量提高从而可能形成白点。

如果同时存在偏析，出现白点的可能性则更大。

如果浇注后冷却速度太快，氢气将处于过饱和状态或富集在特定的组织区域内，如富集在非金属夹杂物附近。

当氢原子结合成氢分子时会产生很高的压力，从而导致形成细微内裂即白点。

这种材料在淬火时，白点则可作为淬火裂纹源。

在尺寸较大的锻件上，如冷轧辊，淬火之后往往会出现滞后开裂，它的起因是工件心部材料的氢含量过高。

4. 夹杂物的影响
非金属夹杂物较多的钢材，在轧制之后，会形成明显的带状夹杂物。

这种冶金缺陷将会
大大提高淬火内应力分布的不均匀性，从而使钢材的淬火裂纹敏感性增加。

在亚共析钢中，铁素体-珠光体带状组织会使带状夹杂的淬火开裂倾向进一步增大。

在富碳的条带中易出现导致微观裂纹的片状马氏体，增加淬火组织和内应力的不均匀性。

具有枝晶偏析的钢材，经轧、锻热变形，枝晶干和枝晶间被延伸拉长，形成“纤维”（或流线）。

流线使钢的力学性能产生方向性，垂直于流线方向强度较低。

淬火不均匀应力可能使钢材沿流线方向产生裂纹。

二、含碳量及合金元素的影响
1.含碳量的影响
含碳量对断裂强度的影响
含碳量的增加，降低马氏体的断裂强度。

E为弹性模量；γ为表面能；d为原子面间距。

多晶体α铁的理论断裂强度约为40000MPa。

马氏体的断裂强度应低于此值，但尚却少研究，可作一般理论推断。

固溶体中随溶质浓度提高，弹性模量E的变化趋向是和固相线的走向一致的。

在Fe-C 合金中，随钢的含碳量增加，固相线是不断降低的。

如Fe - C相图的J点到E点，含碳量由0.17% C升高到2.11% C，固相线温度则由1495℃降到1148℃。

因此含碳量提高，马氏体中铁原子间结合力降低，弹性模量是降低的。

普通中碳钢淬火热处理使马氏体弹性模量降低10 %。

弹性模量的降低，断裂强度值也随之降低。

淬火马氏体的准解理断口取向是沿铁素体的面。

正方马氏体的c轴比较长，（001）M面的间距较大，因此可能沿（001）面断裂，而（001）面的间距d即为轴长c，c值是含碳量的函数：c = α0 + 0.116ω（C）式中，α0是α— Fe的点阵常数，为0.286nm。

可见含碳量增加，c值变大。

因此，含碳量的增加使断裂强度降低。

此外，随马氏体中含碳量增加，位错亚结构逐渐变为李晶亚结构；淬火显微裂纹也会增加；这些都增加了马氏体的脆性，降低断裂强度。

不过，如果含碳量仅为亚共析钢范围，对于过共析钢来说，继续增加含碳量对淬裂倾向的影响与淬火加热温度有关。

如果加热温度在A c1~A c m之间，奥氏体中固溶体碳量变化不大，并且有较多的未溶解的渗碳体或合金碳化物。

淬火后得到马氏体基体上分布着粒状碳化物。

这种复相组织的弹性模量要按两相整合后的体积比例的平均值计算。

由于碳化物的熔点或分解温度较高，弹性模量较大，因此这种复相组织的模量E值可能有所增加。

这时淬火钢的开裂倾向变化不大。

然而，若将过共析钢加热到A c m以上，进行过热淬火，这时碳全部溶入奥氏体中，且奥氏体晶粒粗化，淬火时转变为粗大针状（片状）或蝶状马氏体组织，这会增加显微局部应力，甚至形成显微裂纹。

因此，高碳马氏体的断裂强度更低，更加脆化，增加了淬裂倾向。

2.对宏观内应力的影响
钢中含碳量增加时，宏观内应力也促进淬裂方向发展。

含碳量增加，热应力影响变弱，相变应力的影响加强。

水中淬火时，表面压应力变小，而中间部位的拉应力极大值向表面靠近。

轴中淬火时，表面拉应力变大。

所有这些都是增加淬火开裂倾向。

3.淬裂—M s—含碳量的关系
随着含碳量的增加，M s点降低。

不同碳浓度的Fe-C合金的M s点为：M s≈520-320×ω（C）
可见碳浓度与M s点呈线性关系。

与M s—含碳量的直线关系相适应，淬裂与不淬裂的倾向也有相应的变化。

淬火开裂发生在0.4%C以上，M s点在330℃以上的并不容易发生淬火裂纹。

由此可见，为了避免零件淬裂，可以选用0.4%C以下的钢种。

合金元素的影响
合金元素对淬火裂纹的影响不一。

人们的看法也不尽相同。

有人认为合金元素若使Ms 点降低，则冷却到室温时钢中的残留奥氏体增多，从而减少组织应力，延缓裂纹的扩展，有利于减少钢件的淬裂倾向。

有人则相反的观点。

大和久重雄认为：合金元素除钴、镍外均降低钢的马氏体点，提高淬透性。

淬透性好且M s点低的钢一般淬裂倾向较大。

合金元素对M s点的影响有下式描述：
M s = 550 - 350 ×ω(C)－40 ×ω(Mn) - 35 ×ω(V) -20 ×ω(Cr) -17 ×ω(Ni) -10 ×ω(Cu) - 10 ×ω(Mo) -5 ×ω(W) +10 ×ω(Co) + 30 ×ω(Al) + 0 ×ω(Si)
由此可见，降低M s最显著的元素是碳，其次是锰。

Mn、Cr、V、Mo等元素与碳一样，随含量的增加而淬裂倾向变大。

实际上含有Cr、Mn等元素的钢都是比较容易淬裂的。

然而，硼比较特殊，硼能有效地提高淬透性，使C-曲线右移，但不降低M s点，因而硼钢对淬裂不敏感，是优良的淬火用钢。

合金元素对淬裂的影响是复杂的，多方面的，需要综合分析。

合金元素较多时会降低钢的导热性，淬火时增加零件内外温差，加大相变的不等时性，因而增加内应力。

加之合金元素强化奥氏体，难以塑性变形来松弛应力，因而增加热处理应力，有增加淬裂的倾向。

然而合金元素提高了淬透性，故可改用较缓和的淬火冷却剂，以便减少淬火开裂。

有些合金元素，如钒、铌、钛有细化奥氏体晶粒的作用，减少过热倾向，因而淬火后得到的马氏体组织也被细化，这也有助于减少淬裂倾向。

钢中的杂质元素和常存元素，如硅、锰、硫、磷、氧、氢等影响钢材的冶金质量，产生冶金缺陷如杂物、气孔和白点等，破坏钢材的完整性；降低强度、易应力集中。

如钢材有带状分布时往往在正常淬火条件下促发裂纹。

稀土元素对淬裂的影响研究甚少，说法不一，稀土元素能净化钢材、改善夹杂物形态，增加板条状马氏体量，减少孪晶马氏体量，因而可提高韧性。

适量的稀土元素可以减少位错移动所需要的摩擦力，因而有降低脆性破断倾向的作用。

稀土元素富集于晶界，可净化和强化晶界，使磷等杂质难以再偏集于晶界、可能起到减轻沿晶断裂的作用。

三、原始组织的影响
除了钢的化学成分以外，淬火前的原始组织结构对淬裂的影响也很大。

例如，粗片状珠光体；马氏体和贝式体等非平衡组织；不均匀，网状碳化物；非金属夹杂物；锻造过热组织及流线等均可能导致或促发淬火裂纹。

1.珠光体形态的影响
珠光体分为粗片状珠光体、细珠光体、极细珠光体；还有点状珠光体、细粒状珠光体、球状珠光体等。

这些组织都是在铁素体基体上分布着不同形状的碳化物。

它们具有不同的淬火裂纹敏感性。

淬火裂纹越多，淬裂倾向越大。

可见，粒状珠光体向奥氏体的相对均匀化四个阶段。

继续提高温度或延长保温时间，奥氏体晶粒将要长大而粗化。

当钢的成分相同，珠光体中碳化物的分散度越大，相界面越多，奥氏体成核率越大。

珠光体片间距愈小，奥氏体核中碳浓度梯度愈大，扩散速度愈快，且碳原子扩散距离愈短，奥氏体晶粒长大速度愈大。

因此，珠光体越细，奥氏体形成速度越快。

例如，760℃等温分解时，珠光体的片层间距从0.5μm减薄到0.1μm，奥氏体长大速度增加近7倍。

可见细珠光体向奥氏体的转变速度比粗珠光体快。

珠光体中碳化物的形状对奥氏体形成速度也有影响，片状珠光体相界面较大，渗碳体较薄，较粒状渗碳体易于溶解，所以奥氏体形成较快。

那么，在相同的加热条件下，细片状珠光体完成奥氏体转变最快，并先行晶粒长大及均匀化，因而易于加热。

这样淬火时得到较粗大马氏体，无疑淬裂倾向最大。

另一方面，从渗碳体的溶解情况看，也是粒状渗碳体对性能的影响较好。