徐春雷，冉金鵬，楊小朋，馮顯磊

(山推工程機(jī)械股份有限公司，山東 濟(jì)寧 272073)

1 齒輪軸鍛造缺陷裂紋

齒輪軸材質(zhì)為20CrMnTi。齒輪軸裝機(jī)運(yùn)行約10 h后發(fā)生橫向斷裂，拆解后發(fā)現(xiàn)在花鍵軸的過(guò)渡軸段產(chǎn)生了軸向裂紋，見(jiàn)圖1。利用金相顯微鏡、掃描電鏡等表征手段對(duì)裂紋件進(jìn)行失效分析。

1.1 宏觀斷口分析

從圖1宏觀斷口看，沒(méi)有明顯的疲勞斷裂特征，斷口外壁無(wú)明顯的點(diǎn)蝕、裂紋或較深的刀痕。本批次齒輪軸發(fā)生多次同樣質(zhì)量事故，且使用工況均為低負(fù)荷。初步分析該裂紋由材料自身缺陷引起。

1.2 掃描電鏡斷口分析

對(duì)裂紋源區(qū)斷口進(jìn)行掃描電鏡觀察，其形貌見(jiàn)圖2。從圖中可以看出，斷口形貌為沿晶+少量韌窩帶，在晶粒邊界存在二次裂紋，且晶粒呈大小不均勻分布。采用人工打斷方法在非裂紋部位取得新斷口，其形貌見(jiàn)圖3。從圖中可觀察軸橫向新斷面上非滲碳部位為等軸韌窩形貌，在少量的韌窩中有細(xì)顆粒的硫化物夾雜，這種斷口形貌特征是熱加工過(guò)程中由于溫度偏高所形成的特有形貌。此外，在軸縱向斷面上存在少數(shù)大小不一的黑色裂口，其中有一裂口邊緣存在異常斷面，見(jiàn)圖4。

圖1 滲碳層斷面Fig.1 Section of carburizing layer

圖2 裂紋源區(qū)斷口形貌Fig.2 Fracture morphology of crack source region

圖3 韌窩中的硫化物夾雜Fig.3 Sulphide inclusions in dimples

圖4 黑色裂口邊緣的異常斷面Fig.4 Abnormal section at the edge of black-rift

齒輪軸化學(xué)成分結(jié)果見(jiàn)表1，符合GB/T 5216—2004中20CrMnTi鋼的成分規(guī)范。

表1 齒輪軸化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

1.3 硬度測(cè)試

齒輪軸段橫截面由表面至心部的硬度，見(jiàn)表2。從表中可以看出，距齒輪軸表面越遠(yuǎn)，其硬度越低。

表2 齒輪軸段橫截面由表面至心部硬度測(cè)試表

1.4 顯微組織分析

圖5為裂紋源區(qū)滲碳層顯微組織，從圖中可以看出，邊緣顯微組織為細(xì)針狀回火馬氏體+少量殘余奧氏體，其評(píng)判級(jí)別均為1級(jí)，未見(jiàn)明顯的滲層組織異常。

圖5 裂紋源區(qū)滲碳層顯微組織 500×Fig.5 Microstructure of carburized layer in crack source region 500×

圖6為裂紋源區(qū)心部顯微組織，從圖中可以看出，非滲碳部位的顯微組織為低碳回火馬氏體，但部分區(qū)域馬氏體組織較粗大。心部粗大組織與滲碳層組織存在明顯的差異，這種顯微組織與滲碳處理過(guò)程沒(méi)有直接的關(guān)聯(lián)，應(yīng)該與滲碳前的鍛造過(guò)程有關(guān)。

圖7為裂紋源區(qū)的混晶組織，從圖中可以看出，鋼中存在明顯的粗細(xì)不同的晶粒，此現(xiàn)象稱為混晶現(xiàn)象[1]。混晶現(xiàn)象表明該齒輪軸在鍛造加熱過(guò)程中存在加熱溫度偏高，致使晶粒長(zhǎng)大不均。雖然在鍛打變形過(guò)程中大部分晶粒被打碎細(xì)化，但仍有少數(shù)的粗晶粒保留下來(lái)并由此帶來(lái)組織缺陷[2]。對(duì)裂紋源區(qū)晶粒度進(jìn)行檢測(cè)，其粗晶粒度級(jí)別最高為4級(jí)，細(xì)晶粒為7級(jí)。

圖6 裂紋源區(qū)心部顯微組織 500×Fig.6 Microstructure of the center of the crack source region 500×

圖7 裂紋源區(qū)的混晶組織 500×Fig.7 Mixed crystal microstructure in crack source region 500×

由上述分析可知，該輪軸由于在鍛造加熱過(guò)程中溫度偏高形成過(guò)熱，產(chǎn)生顯微組織缺陷，促進(jìn)了裂紋的生長(zhǎng)和擴(kuò)展。

2 輪體類熱處理缺陷

該輪體裝機(jī)后，在試車過(guò)程中出現(xiàn)刷邊斷裂，見(jiàn)圖8、9。輪體化學(xué)成分見(jiàn)表3，從表中可知，其DI值高達(dá)108.84。

圖8 斷裂輪體Fig.8 Broken wheel

圖9 斷口宏觀形貌Fig.9 Macroscopic morphology of fracture surface

表3 斷裂輪體化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

輪體斷裂部位硬度測(cè)試示意圖，見(jiàn)圖10。硬度測(cè)試結(jié)果，見(jiàn)表4。從表中可以看出，剖出檢測(cè)硬度低點(diǎn)，輪體從外至內(nèi)全部淬透，該輪體壁厚40 mm左右。

圖10 斷裂部位硬度測(cè)試示意圖Fig.10 Schematic of hardness testing point on fracture site

表4 硬度測(cè)試結(jié)果(HRC)

斷口處顯微組織見(jiàn)圖11，組織為回火馬氏體，游離鐵素體極少。由此分析該輪體的裂紋失效是由熱處理原始裂紋造成的。追溯其原始生產(chǎn)記錄，該件淬火加熱溫度為860 ℃，保溫3 h，開(kāi)啟兩個(gè)22 kW的淬火水泵攪拌，自來(lái)水淬火。由于該材質(zhì)DI較高，淬透性好，淬火過(guò)程中又采用高速循環(huán)的自來(lái)水淬火，從而造成淬火應(yīng)力過(guò)大，裂紋失效[3]。

該件技術(shù)要求為輪體全部淬硬，而改用油淬或水溶性淬火介質(zhì)進(jìn)行試驗(yàn)均達(dá)不到技術(shù)要求。主要是淬火硬度低，淬透能力差。分析原因?yàn)橛突蛩苄源慊鸾橘|(zhì)雖能降低冷卻過(guò)程中的冷卻能力，但由于工件壁厚較大，如果在馬氏體轉(zhuǎn)變前期降低冷卻速度，會(huì)導(dǎo)致部分過(guò)冷奧氏體提前轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。而壁厚處內(nèi)部的冷卻速度較低，處于珠光體轉(zhuǎn)變的上、下臨界冷卻速度范圍內(nèi)[4]。解決該輪體的方案為采用雙液淬火，即前期采用冷卻速度較大的冷卻介質(zhì)，T200S達(dá)到2～3 s；等溫階段采用環(huán)保型熔鹽，等溫溫度為300 ℃。在此工藝下淬火試驗(yàn)鋼的基體組織為下貝氏體+馬氏體，硬度為50 HRC[5]。

(a)100×；(b)500×圖11 斷口處表面顯微組織Fig.11 Microstructure of fracture surface

3 結(jié)論

鑄鍛件是工程機(jī)械上承受較大載荷的關(guān)鍵部件。如果熱處理缺陷較多，往往會(huì)產(chǎn)生嚴(yán)重的質(zhì)量事故，造成不可估量的損失。針對(duì)每起質(zhì)量事故，需要從材質(zhì)、熱處理工藝、熱處理必備條件、宏觀檢查、微觀檢測(cè)等方面進(jìn)行全面排查，并對(duì)造成質(zhì)量問(wèn)題的根源進(jìn)行嚴(yán)格細(xì)致分析。根據(jù)分析結(jié)果，制定合理的預(yù)防與改進(jìn)措施。