避免热处理缺陷：失效诱因及防范措施

热处理工艺是使工件获得预期的显微组织和性能的重要手段。热处理工艺涉及各种处理工序：正火与退火、淬火与回火、感应淬火与火焰淬火，以及渗碳、渗氮、渗硼、碳氮共渗等化学热处理工序，如果热处理工艺控制不当会引起构件失效。常见的热处理缺陷有淬火裂纹、氧化和脱碳、渗碳和碳氮共渗缺陷、渗氮缺陷等。

1.淬火裂纹

构件在热处理加热和冷却过程中不可避免产生内应力。内应力主要来源于热应力和组织应力。热应力是由于金属构件在冷却过程中表面与中心冷却速度不同，其体积收缩也不同，也就是由于温度差而产生体积收缩量不同所引起的内应力。组织应力是构件在组织转变时比体积发生变化，如奥氏体转变为马氏体比体积增大，也就是构件断面上各处转变的先后不同，其体积变化各处不同，由此引起的内应力。

金属构件在淬火时产生的内应力最大，因此淬裂现象时有发生。常见的淬火裂纹通常分纵向裂纹、横向裂纹、网状裂纹和剥离裂纹四种，如图6-90所示。导致淬火裂纹的原因是多种多样的，主要有以下几个方面。

图6-90 淬火裂纹示意图

a）纵向裂纹 b）横向裂纹 c）网状裂纹 d）剥离裂纹

（1）原始组织不良 淬火前构件原始组织要求细小而均匀，若原始组织不均匀，如带状偏析严重，晶粒粗大，在淬火时容易造成开裂。

（2）淬火温度不当 淬火温度不当引起构件淬裂，一般是由于仪表的指示温度低于炉子实际温度，使实际淬火温度偏高，造成过热淬火；或者构件材料实际含碳量高于钢材牌号所规定的含碳量，若按原牌号正常工艺淬火时，等于提高了钢的淬火温度，易造成构件过热和晶粒长大，使淬火时应力增大引起淬裂。

（3）淬火冷却不当 淬火时由于冷却不当，也会使金属构件发生淬裂事故，如采用过快的冷却速度的介质冷却或构件结构较复杂，截面尺寸变化又较大，在冷却时壁薄部位容易造成应力集中而导致淬裂。

（4）不及时回火 淬火后的构件存在很大的内应力，如果不能及时回火，将可能因淬火残余应力过大而导致裂纹的产生。

（5）构件几何形状和尺寸 淬火裂纹的形成与构件几何形状和尺寸有密切关系。构件表面的缺口、尖角、沟槽、空穴和断面急剧变化的部位都会使淬火后造成很大的应力集中，是发生淬裂的危险部位。淬火危险的几何形状和裂纹形态示意图如图6-91所示。

图6-91 淬火危险的几何形状和裂纹形态示意图

2.氧化和脱碳

在大多数情况下，钢表面的氧化与脱碳是同时出现的。氧化使构件强度降低，其他力学性能下降，构件表面氧化皮往往是造成淬火软点和淬火开裂的根源。而脱碳层的存在会降低构件的淬火硬度、耐磨性和抗疲劳性能，易使构件发生早期失效。

3.渗碳和碳氮共渗缺陷

（1）表层碳化物过多、呈大块状或网状分布 渗碳过程中炉内可控气氛碳势过高，采用滴注法渗碳时滴量过大或碳势控制系统失控造成表层碳浓度过高，渗碳后冷却速度过慢，采用一次淬火时温度太低等都可造成渗碳件表层出现大块状和粗大网状碳化物，使构件表层脆性增加，易在使用过程中发生崩裂损坏，疲劳寿命降低。

（2）马氏体粗大与残留奥氏体过多 渗碳温度过高，引起奥氏体晶粒长大，渗碳直接淬火或渗碳后缓慢冷却和重新加热时温度过高，引起淬火后马氏体粗化，使力学性能下降。随着马氏体针状的粗化，伴随着残留奥氏体量的增加。在马氏体中有适当的残留奥氏体可以改善其耐磨性、弯曲和接触疲劳性能，但如果奥氏体数量过多，会降低表面硬度。

（3）内氧化 在渗碳或碳氮共渗中有少量的O₂、CO₂、H₂O等气体，在高温下吸附在构件表面的氧沿奥氏体晶粒边界扩散，并和与氧有较大亲和力的元素（如Ti、Si、Mn、Al、Cr）发生氧化后，形成金属氧化物，造成氧化物附近基体中的合金元素含量降低，淬透性变差，淬火组织中出现非马氏体组织。

由于内氧化，表层出现非马氏体组织，构件表面硬度明显下降。

（4）黑色组织 构件在碳氮共渗后，在表层内出现黑色点状，呈不连续分布，主要是由大小不等的孔洞组成的，与气体析出有关；或相连成网状直通表面，形成黑色网状组织，主要是由于内氧化引起的；或者出现托氏体黑色网带，其特征是在渗层内沿奥氏体晶界出现的托氏体网带。这三类组织统称为“黑色组织”。黑色组织的存在，显著地降低构件表面硬度、弯曲和接触疲劳强度，严重地影响构件的使用寿命。

4.渗氮缺陷

（1）渗氮前原始组织中铁素体过多、回火索氏体组织粗大 金属构件在渗氮前必须进行调质处理，改善组织，获得合适的组织与性能，为渗氮做好组织准备。调质后的理想组织应是均匀细小的回火索氏体。但如果调质淬火加热温度过低或保温时间不够，调质后有较多的残留块状铁素体，或调质淬火加热温度过高，奥氏体晶粒粗大，回火后的索氏体组织粗大，不仅会降低心部的力学性能，渗氮时氮化物还会优先沿晶扩展，易形成网状氮化物，均会使渗氮层的脆性增加。

（2）针状组织 渗氮前的调质处理不当，组织中有大块铁素体存在，或表面严重脱碳，都可使渗氮时形成针状组织，针状氮化物沿原铁素体晶界呈一定角度平行生长。渗氮层表面出现针状组织，使渗氮层变得很脆，极易剥落。

（3）网状和脉状氮化物 在渗氮过程中，因渗氮温度过高，氨气含水量过多，调质淬火温度过高造成的晶粒粗大，构件尖角处等都可能形成网状和脉状氮化物。渗氮层出现网状和脉状氮化物，使渗氮层脆性增加，耐磨性和疲劳强度下降，极易剥落。

5.热处理缺陷引起的失效案例

案例1 螺旋弹簧断裂失效分析

（1）概况 某重型车辆用螺旋弹簧，材质为60Si2CrVAT，在使用过程中发生断裂，断裂部位位于弹簧靠近车轮一端第5圈处。

弹簧的主要生产工艺为：淬火→回火→喷丸处理。

（2）检查结果与分析

1）宏观检查结果表明，螺旋弹簧发生断裂的断面与轴向约呈45°角，断裂形貌如图6-92所示；断口形貌如图6-93所示，整个断口比较平坦，断口粗糙，呈大颗粒状，有结晶闪点，无明显塑性变形，疲劳源、扩展区清晰可见；疲劳源位于弹簧内圈，外表面无明显损伤、磨损痕迹，疲劳源区所占面积较小；瞬时断裂区占整个断口大部分面积，表面为粗糙的放射纹路，为疲劳脆性断口。

图6-92 断裂形貌

图6-93 断口形貌

2）断裂螺旋弹簧的化学成分及基体硬度均符合相关标准及相关工艺技术要求的规定。

3）显微组织检测结果表明，疲劳源附近及零件表面凸凹不平并存在小缺陷，弹簧表面缺陷如图6-94所示；断面无氧化脱碳现象；零件表面存在分布不均的脱碳现象，脱碳层最深处为0.40mm，其中全脱碳层深为0.20mm；零件表面脱碳层内铁素体有变形痕迹，局部发生脱落现象，如图6-95所示；基体组织为回火托氏体+沿晶分布的铁素体+少量块状铁素体及颗粒状碳化物；实际晶粒度为4.0级。

图6-94 弹簧表面缺陷

图6-95 铁素体变形及脱落现象

（3）讨论 弹簧钢应具有高的弹性极限、疲劳极限以及一定的冲击韧性和塑性，因此弹簧表面都要有良好的表面质量和较高的抗疲劳性能。

从受力分析，螺旋弹簧不仅受压应力、拉应力及冲击应力，还承受切应力和扭转应力，在弹簧的内表面，切应力值最大。其应力集中的敏感性十分重要，一旦材料表面有微小的缺陷或裂纹存在，应力马上会集中在缺陷的周围，导致材料的晶格产生扭曲破坏。随着应力的不断循环，缺陷形成疲劳核心，并不断扩展，与此同时，集中的应力也逐渐增大。一旦集中的应力大于材料的极限应力，就会造成弹簧早期的疲劳断裂。

弹簧经喷丸处理的目的是，在高速强力喷射的钢丸冲击下，不仅可提高表面质量，可以部分地消除脱碳及其他表面缺陷对疲劳极限有害的影响，而且会使弹簧表面因受冷加工变形而得到强化，表面存有残余压应力，可以抵消弹簧工作时表层的抗应力，提高疲劳极限。但该弹簧在喷丸处理中，采用了切丝丸进行喷丸，由于切丝丸有比较尖锐的棱角，又由于零件表面存在严重的脱碳现象，切丝丸在与弹簧表面碰撞中，铁素体容易被碰撞变形并局部脱落形成了表面缺陷。在交变载荷作用下表面缺陷处最易产生屈服变形，该处产生疲劳裂纹以及裂纹的发展速度，比基体内部的相似缺陷容易得多，是首先形成疲劳源的位置。

从组织分析，断裂弹簧的金相组织中有粗大的原奥氏体晶粒，晶粒度可达4.0级，但基体组织较细，为回火托氏体+少量块状铁素体及颗粒状碳化物。分析认为，弹簧基体组织在热处理过程中产生了稳定过热。稳定过热是指经一般的正火（包括高温正火）、退火或淬火工艺后，过热组织不能完全消除，虽然经过重新热处理，基体组织较细，但实质上仍继承了原始粗大奥氏体晶粒，断口保留了晶粒粗大的特征。这样就降低了零件的强度和塑性，增加了脆性。

从表面脱碳情况分析，断裂件弹簧表面存在严重的脱碳现象，层深已超过技术条件要求，明显降低了弹簧的疲劳极限。

（4）结论 该螺旋弹簧的断裂属于早期疲劳断裂失效。引起疲劳断裂的主要原因是弹簧表面质量差，存在表面缺陷，同时弹簧金相组织不正常加速了疲劳断裂的进程。

（5）预防措施 改善螺旋弹簧在生产制造过程中的喷丸工艺，将喷丸由切丝丸改为球形钢丸，这样既可以强化表面，提高压应力，同时也可以保证表面质量；严格执行热处理工艺，避免零件表面产生严重脱碳和基体金相组织不正常的现象。

执行预防措施后，该螺旋弹簧没有发生相似的失效。

案例2 前端中间齿轮失效分析

（1）概况 某公司生产的前端中间齿轮，热处理工艺为：渗碳淬火+回火。该零件在发动机考核试验时，发动机前端出现异响，拆下检查发现中间齿轮打齿损坏。

（2）检查结果与分析(www.xing528.com)

1）外观检查发现，前端中间齿轮宏观形貌如图6-96所示，共66个齿，其中29个齿断裂，多数在齿根处发生断裂。断齿宏观形貌如图6-97所示，无塑性变形，为一次性瞬间断裂。

图6-96 前端中间齿轮宏观形貌

图6-97 断齿宏观形貌

2）前端中间齿轮的化学成分、渗碳有效硬化层深、表面硬度及心部硬度均符合相关图样技术要求。

3）在齿轮断齿处检查金相组织，齿根部表面有网状氧化现象，如图6-98所示，氧化层深为0.01mm，无脱碳现象；在齿根部存在细小裂纹，如图6-99所示。在齿轮完整齿处检查金相组织，发现齿根部表面同样有网状氧化现象，在齿根部存在细小应力裂纹。

图6-98 齿根部有氧化现象

图6-99 齿根部有细小裂纹

（3）讨论 从零件各个断齿的断口断裂形态分析，断裂均为一次性瞬间断裂。从微观分析，轮齿齿根表面均有网状氧化缺陷。由于发动机在台架试验过程中受力，而零件齿根部为应力集中部位，受力过程中容易在该部位形成断裂源。当齿根处所受应力超过材料强度极限时，优先在应力集中处萌生裂纹源。同时，渗碳层表面的网状氧化物缺陷尾部尖端进一步加大应力集中程度，使裂纹源加速扩展，最终导致齿断裂。

（4）结论 前端中间齿轮齿根表面存在网状氧化物缺陷，齿根又为应力集中部位，在使用过程中易萌生裂纹源，导致轮齿断裂。

案例3 压板裂纹原因分析

（1）概况 某公司生产的压板，材料牌号为38CrSi，主要工艺流程为：下料→锻造→机械加工→热处理→抛丸。

零件整体呈圆环状，高度为40mm，如图6-100所示。在锻造后的机械加工过程中，将高度为88mm的压板毛坯横向切割成高度为40mm的两个压板，再进行热处理。经过抛丸清理后发现，有14%的压板在横截面靠近圆环中间机械加工余痕部位出现不同程度的裂纹。

（2）检查结果与分析

1）外观检查发现，压板整体呈圆环状，压板横截面中间部位有明显的呈圆环状加工余痕，余痕略显突起，在余痕附近可见沿环形分布的裂纹，靠近余痕位置裂纹较宽，向两边延伸扩展。裂纹宏观形貌如图6-101所示。

图6-100 压板宏观形貌

图6-101 裂纹宏观形貌

2）检查压板的化学成分和基体硬度，结果表明均符合相关标准及技术要求。

3）金相检查。裂纹走向基本沿组织变形方向分布，裂纹组织宏观形貌如图6_-102所示；裂纹头部形貌如图6-103所示，裂纹开口较宽且直；裂纹尾部形貌如图6-104所示，尾部较细；裂纹两侧无脱碳现象；零件表面有脱碳现象。

图6-102 裂纹组织宏观形貌

图6-103 裂纹头部形貌

（3）讨论 从压板裂纹的宏观和微观形貌分析认为，零件裂纹形态符合淬火裂纹的形态特征。压板毛坯在进行一分为二的切割过程中，采用内外环分别给刀的方法，使基体横截面上留有明显的凸起余痕，形成应力集中。另外，零件在锻造镦粗冲孔时，压板内圆组织沿冲孔方向发生延展变形，而余痕又位于组织变形部位，从而造成应力叠加，导致在淬火时形成较大的应力，使零件产生裂纹。

图6-104 裂纹尾部形貌

（4）结论 由于压板横截面留有加工余痕，且余痕位于组织变形部位，形成应力集中并叠加，导致淬火时产生裂纹。

（5）建议 压板毛坯在进行一分为二的机械加工过程中，建议改变切割方式，由内外环分别给刀改为内环或外环一次给刀的方法，避免形成明显的加工余痕，引发淬火裂纹。

案例4 阀体表层剥落原因分析

（1）概况 某公司生产的阀体，材料牌号为38CrMoAlA，主要工艺流程为：下料→热处理→机械加工→渗氮→衍磨内孔→氧化等。同炉渗氮处理的阀体均有不同程度表层剥落现象。

（2）检查结果与分析

1）宏观检查。表层剥落均在零件最大外圆表面，基本起源于零件最大外圆棱角处，宏观剥落形貌如图6-105所示。将零件沿纵向剖开，内孔内壁光洁，无剥落、掉皮现象。

2）检查阀体的化学成分、表面硬度及心部硬度，结果表明均符合相关标准及图样技术要求。

3）金相检查。零件最大外圆表面即调质后未经机械加工的表面，渗氮层总深度为0.50mm。表层为亮白色薄层ε相及针状ε相，并向扩散层延伸，扩散层为粗大含氮铁素体晶粒、较细含氮铁素体晶粒、渗氮索氏体。表面有约0.20mm深度的断续剥落层，剥落层裂纹起始于铁素体晶界，沿晶扩展。最大外圆表面剥落层如图6-106～图6-108所示。

检查其他调质处理后经机械加工的零件表面，发现这些表面未见剥落层，渗氮层表层为亮白色ε相，扩散层的基体组织为渗氮索氏体，同时伴随着脉状分布的氮化物，逐层变细。

（3）讨论 零件表面存在全脱碳的铁素体层，渗氮后由于氮在铁素体中有较大的扩散速度，致使零件表面脱碳层铁素体中有较高浓度的氮，从而得到较厚的针状ε相。38CrMoAlA钢表面全脱碳的铁素体层渗氮后，硬度比正常渗氮层低，但其脆性很大，因此白色ε相很容易剥落。

（4）结论 调质处理后零件表面产生全脱碳铁素体层，渗氮后，表层得到较厚且脆性很大的针状ε相，这是阀体表面产生剥落的原因。

（5）建议 控制渗氮前零件表面质量，不允许存留全脱碳的铁素体层。

图6-105 宏观剥落形貌

图6-106 最大外圆表面剥落层（一）

图6-107 最大外圆表面剥落层（二）

图6-108 最大外圆表面剥落层（三）