nm500耐磨鋼板鋼件的淬火裂紋形成機理至今尚缺乏深入的研究。

　　大多數文獻對淬裂的原因提出了一般性的認識。有的文獻認為“工件表麵或附近的拉應力是造成淬火裂紋的危險”。有的文獻提出“馬氏體點以下的快冷是造成淬火裂紋的主要原因”。多數文獻認為淬火鋼組織應力足夠大，導致工件開裂。這些提法都有根據，但既不全麵，也不深入，尤其是絲毫沒有提及裂紋形成的微觀機製，還僅僅停留在現象論階段上。

　　較多的文獻提及“當拉應力超過鋼的斷裂強度時才形成淬火脆性斷裂。看來有三點認識是統一的：(1)淬火裂紋是拉應力作用下形成的;(2)淬火裂紋是脆性斷裂;(3)內應力超過鋼的斷裂強度。毫無疑義，這些都是實驗事實。然而如何探索淬火開裂的微觀機理，目前研究報道極少，還沒有形成係統的成熟的理論。

　　如上節敘及，淬火鋼斷口可分為穿晶準解理斷裂和沿晶斷裂。關於準解理斷裂理論可參考有關論著。由於淬火鋼件的開裂多為沿晶斷口，所以本係列文章艾特貿易小編主要討論馬氏體沿原奧氏體晶界斷裂的機理問題。

　　如上所述，鋼件淬火內應力是複雜的，有導致淬裂的拉應力，也有與拉應力相平衡的壓應力。淬火開裂發生在最大拉應力地帶，且鋼件開裂一般不會淬火裂透或全部斷開，而以裂紋形式存在。但在外力如錘擊、彎折作用下，鋼件則會從裂紋處斷開，形成斷口。

　　最常見的淬火斷口形態是瓷狀斷口，此外，還有萘狀斷口、石狀斷口等。圖4-12為T10鋼模具淬裂後取下的碎片，是細瓷狀的。圖4-13為GCr15鋼淬火斷口形貌的宏觀照片。

　　T10鋼淬裂碎片

　　圖4-12 T10鋼淬裂碎片

　　瓷狀斷口是過共析鋼，某些合金鋼經淬火或淬火加低溫回火後的一種正常斷口。宏觀形貌具有綢緞光澤、致密，類似於細瓷器斷口，呈亮灰色。瓷狀斷口的微觀形貌以穿晶準解理斷裂為止，有時伴有少量的沿晶斷裂。

　　萘狀斷口在淬火高速鋼中可以見到。鋼件在正常淬火溫度下經受多次重複淬火(淬火後未經中間退火而重淬)，斷口就會出現萘狀。即使在較低的1150℃下重複淬火，也會出現萘狀。隨著淬火溫度的升高和重複次數的增加，萘狀也隨之愈加嚴重。因此高速鋼出現萘狀並不是過熱引起的，它與合金結構鋼中萘狀斷口起因不同。

　　萘狀斷口的特征是：斷口上有呈弱金屬光澤的亮點或小平麵。用掠射光線照射時，由於各個晶麵位向不同，這些亮點或小平麵閃耀著萘晶體般的光澤。萘狀斷口是一種粗晶的穿晶斷口。圖4-14是高速鋼淬火萘狀斷口的宏觀形貌，其微觀形貌是穿晶準解理斷口，見圖4-15。

　　石狀斷口是鋼材過熱淬火造成的。淬火nm500耐磨鋼板的過熱石狀斷口與正常的過熱石狀斷口有著本質的不同，後者屬於延性的沿晶斷裂，是以小球狀MnS為源的沿晶韌窩狀斷口。而前者淬火鋼斷口則是脆性的冰糖塊狀斷口，晶界麵光滑平整，根本不顯示任何塑性變形痕跡。斷口平齊，呈現銀灰色的色澤，可見到明顯的結晶顆粒，在光學顯微鏡下可見到脆斷小平台，又好像結晶狀斷口。從微觀上看，這種斷口是沿晶斷裂，但也混雜著少許穿晶準解理斷裂，如圖4-16所示。

　　W18Cr4V高速鋼縱向斷口上的萘狀斷口

　　圖4-14 W18Cr4V高速鋼縱向斷口上的萘狀斷口

　　常用高碳工具鋼在正常淬火溫度為瓷狀斷口，在過熱情況下得到石狀斷口。從微觀上看，淬火溫度低時，斷口以穿晶準解理斷裂為主;斷口過熱淬火時，以沿晶斷裂為主。穿晶斷裂和沿晶斷裂總是混合存在的。

　　將45號鋼、T7、T8、T10、CrWMn，GCr15等鋼加工成Φ10~15mrn試樣，或10mm×10mm×55mm試樣，試樣切有“V”形槽口’，加熱到不同溫度，充分保溫，鹽水淬火，得馬氏體組織，並淬裂取得斷口，在掃描電鏡下觀察淬火斷口形態。

　　觀察800~1300℃不同加熱溫度下的淬火鋼斷口形態發現，上述各種碳鋼和合金鋼均隨淬火溫度的升高，在宏觀上從瓷狀斷口向石狀斷口轉化;在微觀上從穿晶準解理斷口向沿晶斷口轉化。其轉化趨勢依各類鋼的奧氏體晶粒粗化過程相適應。如T8鋼在900℃加熱淬火時，奧氏體晶粒仍然較細(約8級)，其微觀斷口包括穿晶斷裂和沿晶斷裂兩種形貌，各占50%左右，是混合型斷口;當加熱到1000℃時，晶粒粗化(約6級)，斷口基本上屬於沿晶斷裂。

　　溫度愈高，沿晶斷裂傾向愈大。圖4-17列舉了CrWMn鋼在6個加熱溫度下的淬火斷口形態。由圖可見，800℃加熱時奧氏體晶粒細小，約9級以上，宏觀斷口為瓷狀;微觀斷口基本上是穿晶準解理斷裂，但混有少量沿晶斷裂成分。當加熱到900℃以上時，晶粒逐漸粗化而變為沿晶斷裂的斷口，穿晶準解理成分越來越少。這時，斷口形貌為冰糖塊狀，其上分布著少量穿晶準解理斷口。從圖4-17b~f可見，隨奧氏體晶粒的粗化，冰糖塊狀也愈加粗大。

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