轧辊开裂原因浅析

櫡櫡櫡櫡櫡櫡櫡櫡～测试与分析～櫡櫡櫡櫡櫡櫡櫡櫡

收稿日期：２０２００９０３作者简介：田志平（１９９６—），男，河北秦皇岛人，硕士研究生，主要从事金属材料热处理研究工作。联系电话：１８３３１２５６６１９；Ｅｍａｉｌ：９１５７８１３１４＠ｑｑ．ｃｏｍ通信作者：王会强（１９７８—），男，教授，硕导，博士，主要从事金属材料热处理研究工作。联系电话：０３１２７５２１５８０；Ｅｍａｉｌ：３１７３９５４３７＠ｑｑ．ｃｏｍ基金项目：河北省高等学校科学技术研究重点项目（ＺＤ２０１７０３５）轧辊开裂原因浅析

田志平，王会强，王浩伟，郝　策，柯　稳

（河北农业大学机电工程学院，河北保定０７１００１）摘　要：一批４２ＣｒＭｏ钢轧辊表面淬火后发现其表面有裂纹。为分析开裂的原因，对开裂轧辊进行了化学成

分分析、金相检验、断口试验、硬度测定和低倍检验。结果显示：轧辊心部由于调质处理的淬火冷却

速率不足，形成了强度较低、塑性较差的不良组织上贝氏体，加之轧辊在调质前未进行正火处理，内

应力较大，产生了裂纹；随后表面淬火时温度过高，应力进一步增大，裂纹扩展导致轧辊开裂。

关键词：４２ＣｒＭｏ钢；应力；开裂；上贝氏体

中图分类号：ＴＧ１７４ 文献标志码：Ａ 文章编号：１００８１６９０（２０２０）０５００６１０３

ＥｌｅｍｅｎｔａｒｙＡｎａｌｙｓｉｓｏｎｔｈｅＣａｕｓｅｓｏｆＲｏｌｌＣｒａｃｋｉｎｇ

ＴＩＡＮＺｈｉｐｉｎｇ，ＷＡＮＧＨｕｉｑｉａｎｇ，ＷＡＮＧＨａｏｗｅｉ，ＨＡＯＣｅ，ＫＥＷｅｎ

（ｃｏｌｌｅｇｅｏｆＭｅｃｈａｎｉｃａｌａｎｄＥｌｅｃｔｒｉｃａｌＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＨｅｂｅｉＡｇｒｉｃｕｌｔｕｒａｌＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｂａｏｄｉｎｇ０７１００１，ＨｅｂｅｉＣｈｉｎａ）

Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ａｂａｔｃｈｏｆ４２ＣｒＭｏｓｔｅｅｌｒｏｌｌｓｗｅｒｅｆｏｕｎｄｔｏｅｘｈｉｂｉｔｓｕｒｆａｃｅｃｒａｃｋｓａｆｔｅｒｂｅｉｎｇｓｕｒｆａｃｅｈａｒｄｅｎｅｄ．Ｔｈｅ

ｃｒａｃｋｅｄｒｏｌｌｗａｓｓｕｂｊｅｃｔｅｄｔｏｃｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎａｎａｌｙｓｉｓ，ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｃｅｘａｍｉｎａｔｉｏｎ，ｆｒａｃｔｕｒｅｔｅｓｔ，ｈａｒｄｎｅｓｓ

ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔｓａｎｄｍａｃｒｏｃｈｅｃｋｆｏｒｔｈｅｐｕｒｐｏｓｅｏｆｄｉｓｃｏｖｅｒｉｎｇｔｈｅｃａｕｓｅｏｆｔｈｅｒｏｌｌｃｒａｃｋｉｎｇ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｅｄｔｈａｔ

ｕｎｄｅｓｉｒｅｄｕｐｐｅｒｂａｉｎｉｔｅｗｈｉｃｈｈａｄｌｏｗｅｒｓｔｒｅｎｇｔｈａｎｄｐｏｏｒｐｌａｓｔｉｃｉｔｙａｎｄｒｅｓｕｌｔｅｄｆｒｏｍｉｎｓｕｆｆｉｃｉｅｎｔｃｏｏｌｉｎｇｉｎ

ｑｕｅｎｃｈｉｎｇａｎｄｔｅｍｐｅｒｉｎｇｐｒｅｓｅｎｔｓｉｎｃｏｒｅｏｆｔｈｅｒｏｌｌ，ｉｎａｄｄｉｔｉｏｎ，ｔｈｅｒｏｌｌｓｗｅｒｅｎｏｔｎｏｒｍａｌｉｚｅｄｂｅｆｏｒｅｑｕｅｎｃｈｉｎｇ

ａｎｄｔｅｍｐｅｒｉｎｇ，ｈａｄｌａｒｇｅｒｉｎｔｅｒｎａｌｓｔｒｅｓｓ，ｒｅｓｕｌｔｉｎｇｉｎｉｎｉｔｉａｔｉｏｎｏｆｃｒａｃｋ．Ｓｕｂｓｅｑｕｅｎｔｌｙ，ｔｈｅｓｔｒｅｓｓｉｎｃｒｅａｓｅｓｆｕｒｔｈｅｒ

ｄｕｅｔｏｅｘｃｅｓｓｉｖｅｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｉｎｓｕｒｆａｃｅｈａｒｄｅｎｉｎｇ，ｃａｕｓｉｎｇｃｒａｃｋｅｘｔｅｎｓｉｏｎａｎｄｔｈｅｒｏｌｌｃｒａｃｋｉｎｇ．

Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：４２ＣｒＭｏｓｔｅｅｌ；ｓｔｒｅｓｓ；ｃｒａｃｋｉｎｇ；ｕｐｐｅｒｂａｉｎｉｔｅ

０　引言

轧辊是轧机的主要零件，应具有较高的表面硬

度、良好的耐冲击、光洁和抗热裂及韧性等性能，以

确保轧机能正常运行。某热处理厂一批４２ＣｒＭｏ钢

轧辊表面淬火后有３０％表面有裂纹，导致零件失

效，损失很大。而且如果未开裂的轧辊投入使用，将

影响轧机的安全性。该轧辊的热处理工艺为调质

（８４０℃淬火＋６００℃回火）→８７０℃表面淬火。本

文对开裂的轧辊进行了化学成分分析、硬度测定和

金相检验及低倍检验，以揭示其开裂的原因。１　断口检验

开裂轧辊如图１（ａ）所示，断口的宏观形貌如图

１（ｂ）和图１（ｃ）所示。从图１（ｃ）可知，裂纹从内部

萌生，断口成结晶状，具有金属光泽，无明显的塑性

变形。图１（ｂ）断口表面光滑，故可排除外力和电击

等外部因素。从图１（ｃ）还可看到裂纹的起始区、扩

展区和终断区，断面有放射状条纹，其收敛部位即是

裂纹起始处。裂纹扩展区显示的是中心裂纹的尺寸

达到临界值时发生快速低应力撕裂的形貌，裂纹从

稳态扩展向失稳扩展的转变区。终断区有明显的金

·１６·《热处理》 ２０２０年第３５卷　第５期属光泽，如图１（ｃ）所示。根据断口的放射状条纹可以断定该轧辊开裂是热处理应力集中所致。

图１　开裂轧辊（ａ）和断口（ｂ，ｃ）的宏观形貌Ｆｉｇ．１　Ｍａｃｒｏｓｃｏｐｉｃａｐｐｅａｒａｎｃｅｏｆ（ａ）ｔｈｅｃｒａｃｋｅｄｒｏｌｌａｎｄ（ｂ，ｃ）ｔｈｅｆｒａｃｔｕｒｅ

２　化学成分和硬度检测

２．１　化学成分

轧辊材料为４２ＣｒＭｏ钢，强度高、韧性好和淬透

性较好，无明显的回火脆性，且低温冲击性能良好，

调质处理后具有较高的疲劳极限和耐多次冲击的性能，适合制作轧辊［１］。采用德国Ｂｒｕｋｅｒ公司的

Ｑ４１７０型直读光谱仪测定的轧辊的化学成分如表１

所示。表１数据表明，轧辊的含碳量略高于标准值，

虽可提高轧辊的硬度和耐磨性，但脆性增大，可能是

轧辊开裂的原因之一。

表１　开裂轧辊的化学成分（质量分数，％）Ｔａｂｌｅ１　Ｃｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｓｏｆｔｈｅｃｒａｃｋｒｏｌｌ（ｍａｓｓｆｒａｃｔｉｏｎ，％）

项目ＣＳｉＭｎＰＳＣｒＭｏＣｕＮｉＧＢ／Ｔ３０７７—１９９９０．３８０～０．４５００．１７０～０．３７００．５００～０．８００≤０．０３５≤０．０３５０．９００～１．２０００．１５０～０．２５０≤０．３００≤０．３００实测值０．５０００．２７７０．５８９０．０２４０．０１３０．９２１０．１９２０．０３９０．１８７

２．２　硬度

用线切割机从轧辊裂纹附近取样测定心部和表

面硬度，表面每隔１０ｍｍ测量一点，心部每隔５ｍｍ

测量一点，结果列于表２。开裂轧辊的表面硬度为４１～４３ＨＲＣ，心部为３２～３５ＨＲＣ，满足标准要求，也

与４２ＣｒＭｏ钢调质和表面淬火后的硬度相符，不是

轧辊开裂的原因。

表２　开裂轧辊的表面和心部硬度／ＨＲＣＴａｂｌｅ２　Ｓｕｒｆａｃｅａｎｄｃｏｒｅｈａｒｄｎｅｓｓｏｆｔｈｅｃｒａｃｋｅｄｒｏｌｌ／ＨＲＣ

测量位置１２３４５心部３２．３３４．７３３．４３３．６３２．８表层４３．２４１．２４２．７４１．０４２．３

３　金相检验

３．１　显微组织

采用线切割从轧辊开裂部位取样并制备成金相

试样，浸蚀剂为４％硝酸酒精溶液，采用德国

ＬｅｉｃａＤＭ４０００Ｍ型显微镜检验显微组织，如图２所

示。图２（ａ）为轧辊心部组织，由回火上贝氏体、残

留奥氏体、少量回火马氏体和铁素体组成，不良组织

较多。图２（ｂ）为轧辊表面组织，为马氏体和少量珠

光体。

３．２　非金属夹杂物

非金属夹杂物的性质、尺寸和分布等对钢的力学性能、使用性能等有显著影响。根据ＧＢ／Ｔ

１０５６１—２００５《钢中非金属夹杂物含量的测定标准

评级图显微检验法》，采用德国ＬｅｉｃａＤＭ４０００Ｍ型显

微镜对开裂轧辊的非金属夹杂物进行了评定，如图

３所示。轧辊纵、横截面的非金属夹杂物均为Ｄ类

１级。这表明开裂轧辊的非金属夹杂物并未超标。

３．３　断口的微观形貌

线切割断口并用ＳＢ５２００Ｄ超声波清洗机清

洗，用ＴＥＳＣＡＮＶＥＧＡ３ＬＭＨ型扫描电镜观察断口

形貌，如图４所示。由图４可知，轧辊断裂的类型为

沿晶＋准解理脆性断裂，放射状条纹收敛的区域即

裂纹起始处。从图４（ａ）可以清楚地看到裂纹扩展

·２６·《热处理》 ２０２０年第３５卷　第５期区和瞬断区，还有多处沿晶裂纹，如图４（ｂ）所示。

高倍下裂纹扩展区可以看到许多沿晶小裂纹，并有

大裂纹沿晶扩展，周围晶界开裂，如图４（ｃ）所示。

瞬断区近外表面淬硬区有许多沿晶裂纹，近表面处

发生沿晶开裂，如图４（ｄ）所示。在裂纹起始和扩展区有明显裂开的沿晶裂纹，说明材料晶界强度显著

低于晶内强度，裂纹沿晶界扩展。终断区断口具有

典型的准解理断裂特征，可以判断轧辊开裂由材料

脆性较大所致［２］。断口的微观形貌表明，轧辊是由于应力集中而导致脆性开裂。

图２　断裂轧辊裂纹附近的心部（ａ）和表面（ｂ）显微组织Ｆｉｇ．２　Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓａｔ（ａ）ｓｕｒｆａｃｅａｎｄ（ｂ）ｃｏｒｅｎｅａｒｃｒａｃｋｆｏｒｔｈｅｃｒａｃｋｅｄｒｏｌｌ

图３　开裂轧辊横（ａ）、纵（ｂ）截面的非金属夹杂物Ｆｉｇ．３　Ｎｏｎｍｅｔａｌｌｉｃｉｎｃｌｕｓｉｏｎｓｏｆ（ａ）ｃｒｏｓｓａｎｄ（ｂ）ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌｓｅｃｔｉｏｎｓｏｆｔｈｅｃｒａｃｋｅｄｒｏｌｌ

图４　开裂轧辊整体断口（ａ）及裂纹起始区（ｂ）、裂纹扩展区（ｃ）和终断区（ｄ）断口的扫描电镜形貌Ｆｉｇ．４　ＳＥＭｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｏｆ（ａ）ｔｈｅｏｖｅｒａｌｌｆｒａｃｔｕｒｅａｎｄｔｈｅｆｒａｃｔｕｒｅｓｏｆ（ｂ）ｃｒａｃｋｉｎｉｔｉａｔｉｏｎａｒｅａ，（ｃ）ｃｒａｃｋｅｘｔｅｎｓｉｏｎａｒｅａａｎｄ（ｄ）ｆｉｎａｌｌｙｂｒｏｋｅｎａｒｅａｆｏｒｔｈｅｃｒａｃｋｅｄｒｏｌｌ·３６·《热处理》 ２０２０年第３５卷　第５期４　分析与讨论

（１）心部显微组织异常是导致轧辊淬火开裂的

主要原因。４２ＣｒＭｏ钢的热处理工艺应该是锻造后

进行正火以消除应力，随后进行调质处理，最后进行

表面淬火达到硬度要求。轧辊调质时，高温回火过

程中针状或条状铁素体逐渐转变成多边形，由于发

生再结晶，淬火强化消失，渗碳体球化并长大，得到

细小的回火索氏体［３］。但开裂轧辊心部组织中有

上贝氏体，其α过饱和固溶体条束较宽，渗碳体分

布在α过饱和固溶体条束之间，这种组织强度较

低，铁素体与碳化物的分布有明显的方向性，极易引

起脆裂。并且组织中存在网状铁素体，增大了工件

的脆性，属有害组织［４］。产生这些组织的原因是调

质处理的淬火冷却速率不足，且回火不充分。

（２）轧辊表面组织为马氏体和少量珠光体，马

氏体受力后极易开裂，并且其中夹杂珠光体，增加了

脆性。断口表面微裂纹较多，说明轧辊的表面淬火

温度过高，冷却较快，从而开裂。

（３）轧辊的开裂主要是脆性开裂，裂纹源于轧

辊心部，说明裂纹在轧辊表面淬火前就已产生。随后的表面淬火由于温度过高，淬火应力超过了轧辊

材料的强度极限，导致其开裂。

５　结论

轧辊在调质前未进行正火处理，未消除锻造产

生的应力；轧辊调质处理时，因淬火冷却速度不足，

产生了有害的上贝氏体和网状铁素体，导致强度较

低塑性较差，由于内应力较大，其心部首先萌生裂

纹［５］；随后的表面淬火温度过高、冷却速度过快，心

部裂纹扩展至表面，最后导致轧辊开裂。

参考文献

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