1.狀態說明
（1）該失效件曾送交某研究院檢測，最終檢測結果為調質處理淬火裂紋。對熱處理工藝進行排查，從工件來料裝筐、設備使用前檢查、熱處理工藝的制訂及實施、熱處理后試樣的檢測，結果沒有發現任何問題。
（2）我們對送檢的樣件重新檢測，客戶提供的裂紋樣塊為20mm×20mm×40mm，未見到失效件本體、斷裂部位和斷裂形式，工件實際服役狀況也沒詳細了解。據客戶介紹，工件的材質為42CrMo低合金調質鋼，零件的工藝路線為：下料→鍛造→粗加工→調質。
（3）將樣件分成兩塊，經鑲嵌、磨制、拋光、浸蝕，目測就可以看到，斷口為凹凸不平的斷面，斷口邊緣有一層非常明顯的較深的白亮層，推測可能是脫碳層。
2.化學成分
在樣塊上線切割截取15mm×15mm×10mm（長×寬×厚）的試樣，進行化學成分檢測，檢測設備為Labspark5000精密直讀火花光譜儀，檢查結果表明化學成分符合材料標準要求。化學成分的檢查結果見附表。
3.金相組織
（1）用1E-200M型金相顯微鏡進行金相組織觀察，試樣斷口表面的白亮層，為細小等軸狀鐵素體。這種組織是較低奧氏體溫度下，由原始鍛造柱狀晶組織重結晶細化形成的。該組織為鍛造開裂后高溫氧化脫碳，脫碳層組織經過奧氏體化重結晶的典型形貌特征。
（2）斷口處的二次裂紋兩側，被以鐵素體組織為主的脫碳層完全包圍，裂紋內充滿淺灰色的高溫氧化產物，說明二次裂紋仍然是在鍛造加工過程中形成的。
（3）主裂紋斷口表面堆積大量的高溫形成的氧化物，表明鍛造加工時加熱溫度高，裂紋邊緣氧化脫碳現象嚴重，其中全脫碳層較深，半脫碳層較淺。裂紋的次表層鑲嵌有較多量的氧化物夾雜，這是由于鍛造加工時，裂紋內表層高溫氧化形成的氧化皮，在鍛軋焊合過程中嵌入到次表層而形成。
（4）試樣主裂紋斷口處沿晶開裂，晶粒剝落坑極粗大，剝落坑的寬度顯示出晶粒的直徑。經測量晶粒的直徑為0.40mm，對應晶粒度的級別達0級，屬于嚴重的過熱組織。鍛造加熱時局部區域加熱溫度過高，晶粒急劇長大，晶界寬化及晶間弱化，晶間結合力急劇降低。此時的鍛造應力遠大于晶間結合力，造成鍛造熱裂紋脆性開裂。
（5）斷口表面全脫碳層的鐵素體組織，呈細小等軸狀分布。該組織屬于鍛造開裂氧化脫碳后的重結晶組織。鍛造開裂后裂紋內高溫氧化脫碳，斷口表層形成粗大柱狀晶組織，調質處理過程的再加熱，使柱狀晶組織重新奧氏體化形核，轉變為細小等軸狀組織。
（6）試樣的基體組織為細小馬氏體位向的回火索氏體＋少量顆粒狀鐵素體調質組織，調質組織級別評定為2級，國家標準要求1～4級，檢驗結果合格。調質組織的平均晶粒直徑為0.02mm，對應的組織晶粒度級別為8級，調質工藝正常。
4.結論
（1）試樣的失效斷裂形式為鍛造開裂。
（2）鍛造開裂的原因是由于鍛造加熱時局部溫度過高，造成鍛造熱裂紋。
5.分析與建議
針對該公司某研究院檢測報告中的試驗、分析和論述，提出一些建議供參考。
（1）試驗報告對圖1未表明斷口形貌特征。由圖片可以觀察到宏觀斷口的形貌，左邊為放射狀斷口，右邊為石狀斷口。斷裂源的部位應該由石狀斷口處開始，沿放射狀斷口擴展，最終開裂。這種斷裂形式屬于典型的脆性斷口形貌特征。
（2）試驗報告的推測，裂紋是由于粗加工刀痕引起的。由圖片觀察，切削加工的刀痕不深，而且主裂紋走向與切削加工刀痕呈約30°夾角，二次裂紋走向與切削加工刀痕垂直，裂紋的擴展方向不符合調質淬火應力集中的特征。當然出現淬火開裂的裂紋兩側，是不會有脫碳層出現的。
（3）試驗報告是掃描電鏡圖片，對圖片中的表述是冰糖狀組織。冰糖狀花樣的微觀特征形貌，只有在白點、氫脆、應力腐蝕斷口中發生，而其他組織結構中一般不存在。該掃描電鏡的圖片放大倍率低，而且筆者看到的報告為紙質復印件，難以準確鑒別組織類別，同時也無法確定斷口特征形貌是沿晶＋準解理，還是沿晶＋韌窩。
（4）報告的論述為：“該樣件的斷裂機制為沿晶解理脆性斷裂”。該試樣確實屬于沿晶脆性斷裂，但不是解理斷裂。因為解理斷裂是穿晶型的，且解理斷裂的組織形態表現為淬火狀態脆性斷裂，或是在韌脆性轉變溫度以下瞬間沖擊斷裂。
（5）試驗報告中，試樣的基體組織為珠光體＋鐵素體。筆者在實際試樣中未見到該組織特征。實際觀察到的金相組織為馬氏體位向的回火索氏體＋少量的顆粒狀鐵素體，屬于典型調質處理后的組織特征。可能由于取樣的部位不同，實際觀察的組織也就不一樣。
（6）報告中對工件滲氮處理進行了微區成分檢查。筆者因在試樣斷裂面上未見到滲氮處理的組織痕跡，故對試樣的滲氮處理工藝及檢測，未做任何表述。
