大型机床顶尖断裂原因分析.pdf

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1、Research&AcI!壅苎壁里床顶尖断裂原因分析团(黑龙江齐齐哈尔161005)徐显卉张吉浩【摘要】大型机床顶尖淬火回火后断裂，通过断口分析、金相分析、硬度分析及化学成分分析，最终得出结论，该顶尖断裂原因为原材料存在缺陷，致使顶尖在后续热处理过程中，加热冷却或组织转变时内部拉应力超过了缺陷材料本身的强度，造成断裂。我公司生产的大型机床顶尖材料为9Cr2Mo，工艺流程为：正火一球化退火一机加顶尖局部淬火一低温回火。该零件己经加工制作多件，各项过程工艺一直较稳定，此次发现有部分零件出现淬火回火后断裂现象

2、。由于该零件单件重量较大，批量较大，为查找原因，防止问题的再次发生，为此做了大量工作。一、理化检验图1、图2、图3所示为顶尖断IZl，顶尖规格为200mm×600mm。断口表面有明显的凹凸感，呈层图2断口凹型表面状分布，中心有长约20mm的裂缝，整个断口有人字形或山脊形花样，并存在以轴心为中心的放射状花纹区，断口边缘20～30mm的范围内致密，L、部相对较粗。从开裂断口看，裂纹起源心部，且心部D处裂缝为轴向，因此整个断口呈横断和纵劈相结合的宏观特征。图3中心裂纹源13处局部微观断口分析在整个顶尖断口的1

3、区和2区分别取样，在SEM下观察，发现l区(淬硬区)、2区(非淬透区)断口均呈现解理或准解理状态，因夹杂物的存在，中心区域因断口上呈现部分夹杂物为裂源的准解理图1断口凸型表面形貌(如图4、图5所示)。参磊旺—壅苎皇里IResearc矗＆铆砌图4淬硬区SEM准解理形貌图6试片1号低倍检验图片图5中心区准解理形貌化学成分如附表所示。图7试片2号低倍检验图片试验所用顶尖材料化学成分(质量分数)(％)未淬火的顶尖球化退火粗加工后的金元素CSiMnCrMo相组织如图8所示，可观察到球状珠光体及实测值O．870-3

4、0O_261．400-25细粒状碳化物，根据GB／TI299，球化级别标准值(JB／0．85~0．95O_25加．45O-20加I351．70～2．100．20~o．40T640l—l992)为1级。说明此件顶尖球化退火已达到了工艺要求。根据JB／T6401—1992标准，该顶尖的材质符合9CrMo要求。硬度检测：顶尖表面47～48HRC，心部27～28HRC。图样技术要求为顶尖表面56HRC。低倍检验：断裂顶尖未开裂部位及靠近开裂部位切取低倍试块两片分别为1号、2号。1：1盐酸水溶液60～80~C热酸

5、蚀后，如图6、图7所示。有宏观裂纹的试片1号：两条裂纹中间粗(B所指)两头细，说明裂纹开始干内部。中心c有连接的疏松。图8与断裂顶尖同批顶尖球化退火组织没有宏观裂纹的试片2号：发现有最长约30mm呈如图7箭头所指走向的锻造裂纹。1号、2号两试片淬硬淬火后表层组织如图9、图10(实物表面)所示。层深度均为8mm左右。图9显示隐针马氏体、细粒状碳化物和少量残留奥氏国I!堕箜!!塑垫丝参磊工热加工metalworkinor1950．comResearc&铆胁nl!壅皇壁里体。图l0与图9相比，组织有明显贫碳区

6、(图中箭头所指)，为表层轻微脱碳的结果。1~t12试片1号上B处夹杂物分布图9低倍试片上淬硬层组织m13试片2号上淬硬区中有未溶碳化物图1O顶尖前端锥体表面淬火组织二、分析及结论(1)由硬度检验结果及表层金相组织看，硬度低在低倍试片l号(离断裂位置较近)上的中心缩孔于技术要求，结合所了解的现场情况，原因是该顶尖位置c处的夹杂物分布情况如图11所示，氧化物夹杂2．5属直径较大的合金钢锻件，有效淬硬深度只有10mm左级，中心缩孔边缘有灰色夹杂物。沿裂纹边缘特别是裂右，因此淬火冷却速度相对较慢，致使淬火件在中

7、温区纹锯齿部位有大量如图l2所示的灰色夹杂物。停留时间较长，形成部分非淬火组织。同时如图】0所另外，在低倍试片2号上淬硬层中，发现未溶网状示，顶尖表面有轻微脱碳，必然造成硬度不足。碳化物(如图13所示)，说明此顶尖前序预备热处理正(2)由断lq形貌和金相检验结果看，该工件存在火及球化退火存在问题。严重的如中心疏松，或大量氧化物、硫化物夹杂等冶炼缺陷，它们是导致顶尖淬火、回火后开裂的直接原因。因为材料本身存在的这些缺陷，破坏了材料的连续性，使材料本身的强度较低，往往会成为淬火断裂根源。(3)再从淬火内应力

8、的角度看，国际、国内专家都做过大量的相关试验研究。零件淬火残余应力的分布会存在尺寸效应，随着直径由小到大，零件逐渐由淬透型向非完全淬透型变化，内部综合应力随之由组织应力型逐渐向热应力型转化。热应力型残余应力表现为表面是压应力状态，心部为拉应力状态，轴向、径向、切向图11试片1号上杂夹物分布应力的最大值点都在零件的中心部位，而且残余应力峰参磊旺—!壅皇壁里IResenrch&Applicati州值会随着零件尺寸的增大逐渐增大(如图14所示)。