图 1辊轴焊接结构示意
辊压机在水泥粉磨系统中主要承担预粉碎功能，通过两个相向同步旋转的挤压辊轴对物料进行高压粉碎，可显著提高系统产量并降低能耗。其工作原理是将物料送入两辊之间，在高压作用下形成料层并粉碎后排出[1]。作为辊压机的核心部件，辊轴的可靠性直接关系到整机的运行性能。
断裂辊轴采用30CrNiMo8钢锻造基体与表面堆焊耐磨层的复合结构设计。30CrNiMo8钢是高淬透性材料，经调质处理后能获得较深的淬硬层，兼具优异的综合力学性能、焊接性能和热处理适应性，可承受较大的载荷和冲击[2-3]。根据技术要求，辊轴基体调质硬度控制在280~340 HB，表面堆焊层为碳化钨等耐磨材料，整体厚度为20~25 mm（其中缓冲过渡层不小于10 mm，耐磨层为10~15 mm），表面硬度为58~62 HRC。焊接工艺需确保基体、缓冲层与耐磨层间能良好结合，辊轴焊接结构如图1所示。按照《建材工业用耐磨件堆焊通用技术条件》标准，允许辊面硬化层存在龟裂状裂纹。该辊轴在运行14 534 h后发生径向断裂（见图2），断裂面呈典型脆性断裂特征，周边无挤压变形痕迹。此次断裂导致整个预磨系统停产，造成重大经济损失。笔者采用设计和运行校核、理化检验等方法分析了辊轴断裂的原因，以防止该类事故再次发生。
1. 设计及运行校核
断裂辊轴采用整体锻造工艺，完全符合JC/T 845—2011《水泥工业用辊压机》对水泥工业用辊压机辊轴的设计要求。基于现场实际工况参数（最大功率为2×600 kW，辊间投影压力为5 MPa），通过KISSsoft软件进行静态分析，按4 650 kN破碎力加载后，结果显示轴承位置出现的最大应力约为60 MPa。值得注意的是，断裂发生在最大截面处，该处应力仅为18 MPa，远低于锻件屈服强度的要求（不小于700 MPa），故该处并非结构薄弱环节。进一步分析表明，在挤压和扭矩共同作用下，固定端轴承右端拐角为危险截面，其安全系数约为4.12，而辊轴工作面的安全系数高达32.12。综合分析证实，该辊轴的整体设计强度完全满足使用要求。
该辊轴的实际服役时长仅为14 534 h，显著短于设计寿命要求的20 000 h。其运行参数表明：水泥厂进料粒度严格控制为25~30 mm，符合JC/T 845—2011标准对直径为1 m辊轴的规定（最大允许入料粒度为40 mm）；动力系统采用1 100 kW电机配合齿轮箱功率分流的传动方式，满足标准功率的要求。设备运行数据显示，在断裂发生前，功率曲线保持平稳，未出现异常波动，这表明断裂原因并非是物料堵塞、压力突变等异常工况，排除了操作因素导致断裂的可能性，可为后续材料的断裂原因分析提供参考。
2. 理化检验
2.1 宏观观察
断裂辊轴断面宏观形貌如图3所示。由图3可知：裂纹起源于堆焊层表面，依次贯穿焊接层和基体表面后沿径向扩展；断口呈现典型的疲劳贝壳纹特征，表明断裂模式为疲劳断裂，其中裂纹源区对侧为最终断裂区[4]；断面整体平整，但心部基体裂纹呈放射状分布，这一特征揭示了基体材料具有较大的脆性[5]。值得注意的是，裂纹从表面耐磨层凹槽处萌生，并伴随大量平行于断面的次生裂纹（见图4）。堆焊耐磨层与基体结合良好，堆焊层厚度符合技术要求。为深入分析断裂原因，分别在裂纹源区、基体心部和最终断裂区等位置取样（取样位置编号见图5）。
2.2 化学成分分析
辊轴基体的材料是30CrNiMo8钢，分别在基体断口的表面、1/2半径及心部截取规格为30 mm×30 mm×30 mm（长度×宽度×高度）试样，采用直读光谱仪对试样进行化学成分分析，结果如表1所示。由表1可知：基体材料的化学成分符合EN10083-3：2006《淬硬钢和回火钢 第3部分:硼钢的供货技术条件》标准对材料的要求。
Table 1.断裂辊轴的化学成分分析结果
2.3 金相检验
在最终断裂区的1#和2#凹槽位置截取试样，将试样置于光学显微镜下观察，结果如图6，7所示。由图6，7可知：1#位置裂纹起源于凹槽底部的堆焊层，随后向基体扩展，并在堆焊层与基体的结合面处开裂；2#位置的检测结果则显示裂纹已完全贯穿堆焊层，并深入基体内部较深位置。这两个典型位置的观察结果清晰地展现了裂纹从萌生到扩展的完整路径。
根据GB/T 10561—2023《钢中非金属夹杂物含量的测定 标准评级图显微检验法》对辊轴基体进行非金属夹杂物检测，结果如表2所示。由表2可知：辊轴基体中A、B、C、D类夹杂物均为细0.5级，符合技术要求。
Table 2.辊轴基体中的非金属夹杂物级别
在裂纹起始点和心部垂直断面取样，用体积分数为4%的硝酸乙醇溶液腐蚀后，将试样置于光学显微镜下观察，结果如图8~11所示。由图8~11可知：堆焊层裂纹两侧组织存在明显差异（见图8）；左侧为奥氏体+碳化物的枝晶组织（浅色区），右侧为针状马氏体+碳化物（深色区）（见图9），这种组织差异源于堆焊过程中两侧的冷却速率不同[6]；过渡区组织为含断续网状渗碳体的回火索氏体（见图10），而基体心部则呈现保持马氏体位相的回火索氏体，组织评级为2级（见图11）。
2.4 扫描电镜（SEM）分析
在裂纹源处截取试样，将试样置于扫描电镜下观察，结果如图12~16所示。由图12~16可知：裂纹在多个轴向表层凹槽处萌生，其他区域未发现开裂现象（见图12）；1#裂纹源断口处未发现原始裂纹、气孔、疏松等焊接缺陷，呈撕裂变形韧窝形貌（见图13）；2#位置裂纹形貌与1#位置基本一致，2#堆焊层断口呈河流花样解理脆性断裂形貌，同样未见焊接缺陷（见图14）；3#位置断口呈河流花样解理脆性断裂形貌，解理台阶呈撕裂形貌（见图15）；4#位置断口特征与3#位置基本一致（见图16）；5#位置断口被磨损，看不出断口的真实形貌。
2.5 力学性能测试
根据GB/T 231.1—2018《金属材料 布氏硬度试验 第1部分：试验方法》和GB/T 230.1—2018 《金属材料 洛氏硬度试验 第1部分：试验方法》，分别在断口堆焊层、基体心部等关键部位取样，并进行硬度测试，结果如表3所示。由表3可知：基体心部硬度为340~350 HB，超出技术要求（280~340 HB）；而堆焊层硬度及裂纹两侧硬度均符合技术要求。这一硬度异常现象表明基体材料可能存在热处理工艺控制不当的问题。
Table 3.断裂辊轴硬度测试结果
根据GB/T 228.1—2021《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》和GB/T 229—2020 《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》标准要求，在基体由内至外的4个典型位置进行力学性能测试，结果如表4所示。由表4可知：A、B、C位置的抗拉强度和屈服强度均偏高，但冲击吸收能量仅约为30 J，远低于71 J的技术要求；而靠近表面的D位置（距外层25 mm处）的强度低于标准要求，而冲击吸收能量符合标准要求。
Table 4.断裂辊轴的力学性能测试结果
分析表明，A、B、C位置的力学性能异常源于调质工艺中回火不充分（温度不够或时间过短），导致材料冲击韧性较弱且脆性[7]增大；D位置因邻近堆焊层，在焊接热影响作用下发生二次回火，故呈现强度降低而韧性升高的特征[8]。
为验证分析结论的可靠性，从断口次表层的B、C位置重新截取两组规格为φ30 mm×180 mm（直径×长度）的试样进行补充回火试验，采用（640±10） ℃保温3 h后空冷工艺处理，试样的力学性能测试结果如表5所示。由表5可知：与原始状态相比，回火后试样的强度略有下降，但冲击吸收能量显著升高，同时断面收缩率和断后伸长率均明显改善，所有指标均满足技术要求。这一试验结果直接证实了初始调质回火不充分是导致辊轴基体韧性不足的主要原因。
Table 5.重新回火后断口处的力学性能测试结果
3. 综合分析
辊轴的结构设计完全符合相关标准要求，断裂位置既不在最大应力区域，也不在危险截面处，工作面安全系数高达32.12，排除了设计缺陷导致辊轴断裂的可能性。设备运行参数（进料粒度为25~30 mm、电机功率配置为1 100 kW）均满足JC/T 845—2011标准要求，且断裂发生时功率曲线平稳无异常波动。这些证据充分表明，设计和运行因素并非辊轴断裂事故的主要原因[9-10]。
裂纹最初在辊轴表面堆焊层的凹槽处多点萌生，导致堆焊层出现纵横交错的裂纹。虽然堆焊层硬度较高，但裂纹两侧硬度分布均匀且符合技术要求，在挤压载荷的作用下，这些表面裂纹逐渐向基体扩展。根据JC/T 845—2011和JC/T 2104—2012《水泥工业用耐磨件堆焊通用技术条件》的相关规定，辊轴表面硬化层允许存在龟裂状裂纹，且标准明确允许在使用过程中对磨损或损坏的堆焊层进行修复再制造[11-13]。因此可以确定，表面堆焊层的裂纹并非辊轴整体断裂的根本原因，根源应在于基体材料的性能问题。
裂纹源断口呈现典型的撕裂特征，断面平整且基体无原始缺陷，宏观可见疲劳贝壳纹，微观显示解理脆性断裂形貌，证实断裂性质为快速疲劳断裂[14]。虽然辊轴基体的化学成分、非金属夹杂物及堆焊层硬度均达标，但心部硬度偏高（340~350 HB）。金相检验结果显示基体心部组织为保留马氏体位相的回火索氏体，A、B、C位置的抗拉强度偏高（1 100~1 250 MPa），而冲击吸收能量偏低（约30 J），远低于30CrNiMo8钢正常调质后的标准值（不小于71 J）。作为高淬透性钢种，30CrNiMo8钢含有Cr、Ni等合金元素，兼具高强度和高韧性，但实测性能呈现“高强低韧”的特征，表明辊轴材料的调质回火工艺不充分导致材料脆性[15-16]增大，这与偏高的硬度测试结果相互印证。特别值得注意的是，冲击吸收能量是衡量材料韧性和裂纹敏感性的关键指标，冲击吸收能量过低（低于35 J）直接反映了材料在冲击载荷或应力集中的条件下易发生脆性断裂。表层D位置受焊接热影响产生二次回火，形成含断续网状的渗碳体，表现出“低强高韧”的相反特性，这符合焊接热影响区的典型特征[17-18]。补充回火试验（640 ℃×3 h）证实，B、C位置试样的冲击吸收能量提升至85 J以上，充分验证了原始调质回火不足是基体脆化的根本原因。综上可以判定：在表面裂纹源和挤压载荷的共同作用下，基体材料回火不充分导致材料脆性增大和裂纹敏感性升高，最终引发了辊轴[19]的快速脆性断裂。
基于上述分析，可以明确辊轴的断裂机制为：在长期工作过程中，表层耐磨堆焊层首先产生微裂纹；在挤压载荷的持续作用下，裂纹穿透堆焊层并向基体表层扩展；由于焊接热影响区强度降低，该区域无法有效阻止裂纹扩展；当裂纹延伸至基体次表层时，调质回火不充分导致材料脆性增大和裂纹敏感性升高，使得裂纹迅速扩展，最终引发辊轴的快速疲劳脆性断裂。这一过程完整解释了裂纹从萌生到扩展，再到材料断裂的全过程，其根本原因在于基体材料热处理工艺不当造成其韧性不足。
4. 结语
采用理论与检测相结合的方法，系统分析了辊压机辊轴断裂的原因。该辊轴断裂模式为典型的脆性断裂，根本原因在于调质热处理过程中回火工艺不充分，导致基体材料韧性不足且裂纹敏感性增强。表面堆焊层裂纹在挤压载荷的作用下扩展至基体后，由于基体材料脆性较大，无法有效阻止裂纹扩展，最终引起材料发生快速疲劳断裂。
来源--材料与测试网