文／李超越，刘志龙，梁晓捷·太原重型机械集团有限公司

本研究通过低倍分析、化学分析、显微组织分析和硬度检测等方法对H13(4Cr5MoSiV1)内衬表面开裂进行了失效分析。结果表明，锻造过程晶粒粗大、热处理过程内外表面脱碳导致材料强度降低，回火冷却时内应力超过了材料的抗拉强度导致开裂。

热处理分公司调质的内衬，材质为H13(4Cr5MoSiV1)，主要生产工序：锻造成形→锻后热处理→粗加工→淬火→回火(3次)，在二次回火后发现内衬开裂，现对其开裂原因进行分析。

试验分析

现场观察

开裂的内衬见图1、图2，内衬整身多处碎裂，每条裂纹长度达数10cm。端部纵向裂纹呈人字形分叉，有的裂纹已从内孔薄壁处裂通，外圆中部有横向近似半圆的裂纹。

图1 内衬纵向人字形分叉裂纹

图2 内衬横向裂纹

沿裂纹将内衬分离，整个内衬碎裂成多个碎块。开裂方向有的从内向外，有的由外向内。原始断口颜色新鲜，无发黑、油污氧化现象，内衬断裂断口形态见图3。

图3 内衬断裂形态

低倍试样分析

沿内衬横向取样，使用热酸浸蚀，浸蚀后的图片见图4，低倍检测结果见表1。

表1 低倍检测结果

图4 酸浸低倍照片

断口试验分析

取内衬纵向、横向试片，分别人工开断口，断口照片见图5、图6，断口特征均为典型萘状断口。

图5 纵向人工断口

图6 横向人工断口

化学成分分析

对内衬表面及心部进行化学成分检验，检验结果及成分要求见表2，对比材质化学成分，材质均匀也符合H13(4Cr5MoSiV1)的成分要求。

表2 H13(4Cr5MoSiV1)成分(wt%)

硬度试验

不同位置硬度检测结果见表3，可见不同的位置硬度相差无几。

表3 内衬不同位置的硬度

微观试验分析

非金属夹杂物按GB/T 10561-2005 评定，结果见表4，内衬锻件材质纯净，夹杂物种类级别符合标准要求。

表4 内衬不同位置夹杂物级别

内衬不同位置的晶粒度及组织图片见图7，晶粒度按GB/T 6394-2002、组织按GB/T 13320-2007评定，评定结果见表5，可知晶粒度粗大、组织超级别。

表5 内衬不同位置晶粒度与组织

图7 内衬不同位置显微照片

裂纹检测

由4%硝酸酒精溶液浸蚀后的裂纹显微照片见图8，裂纹曲折穿晶扩展、局部断续，且裂纹两侧无氧化脱碳现象，两端尖细。对内衬外表面及内孔表层取样，用4%硝酸酒精溶液浸蚀，金相组织见图9。从图可见，内衬外表面、内表面脱碳约0.9 ～1.0mm。

图8 内衬裂纹显微照片

图9 内衬表面组织

讨论与分析

以上检测结果表明，内衬表面及中心化学成分均符合H13(4Cr5MoSiV1)要求，锻件致密性、均匀性良好，淬火硬度较均匀。但低倍浸蚀发现内衬内外表面均有裂纹，且原始断口颜色新鲜，无发黑、油污氧化现象，由此可确定开裂时间位于二次回火后的冷却过程中。高倍观察，裂纹曲折穿晶扩展、局部断续，且裂纹两侧无氧化脱碳现象，两端尖细，为典型的应力裂纹形态。

对应内衬不同位置，晶粒大小表现为表细内粗，晶粒度严重处为00 级；组织为5 ～6 级粗大针状马氏体＋大量残留奥氏体，残余奥氏体量从外到内也逐渐增多。此外内衬锻件内外表面均有脱碳现象。

不同位置检测硬度相差无几，说明该锻件淬火过程已完全淬透，内应力表现为表拉内压组织应力；内外表面由于碳的脱失，表层淬火组织转变生成的马氏体量及马氏体的轴比明显减小，相对于锻件内部大比容马氏体表现为体积收缩，内外表面仍受拉应力；回火冷却过程中，内部残余奥氏体转变体积膨胀，表面拉应力叠加，加之表层脱碳强度降低，当表面拉应力超过材料抗拉强度，便产生裂纹。

纵向与横向人工断口形态均为萘状断口，即由晶粗造成。结合不同位置晶粒度表细内粗，说明该内衬锻件锻造过程中加热温度过高，或保温时间较长，终锻晶粒细化仅发生于表层，造成锻件心部晶粒粗大，材料强度降低，淬火后形成较粗大的马氏体，常伴有显微裂纹，在内应力作用下开裂，由此造成内部断续状裂纹。

综合分析：内衬锻件锻造过程控制不当造成内衬晶粒粗大，材料抗拉强度降低。调质过程内外表面脱碳，在多重内应力作用下内衬内外表面受拉应力超过材料的抗拉强度，最终导致开裂。

结论

⑴内衬化学成分符合材质要求；

⑵锻件纯净度、致密度、均匀性良好；

⑶内衬组织、晶粒度粗大系锻造工艺不佳造成；

⑷热处理不当造成内衬内外表面脱碳；

⑸内衬开裂形式为应力开裂，开裂原因系晶粒粗大、表层脱碳导致材料强度降低，在多重内应力作用下开裂。