42CrMoA鋼制內(nèi)齒圈開裂失效分析

王 榮

(上海材料研究所， 上海 200437)

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42CrMoA鋼制內(nèi)齒圈開裂失效分析

王 榮

(上海材料研究所， 上海 200437)

摘要：42CrMoA鋼制內(nèi)齒圈在加工結(jié)束后產(chǎn)生了裂紋，采用光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡和顯微硬度計(jì)等對裂紋產(chǎn)生的原因進(jìn)行了分析。結(jié)果表明：裂紋的形成是因感應(yīng)淬火工藝不當(dāng)造成的，同時(shí)鋼中還產(chǎn)生了較大的熱處理殘余內(nèi)應(yīng)力，鋼中的氫和環(huán)境氫會向應(yīng)力集中嚴(yán)重的淬火裂紋尖端富集，形成局部氫濃度升高，使初始淬火裂紋在殘余應(yīng)力作用下又以氫致延遲性裂紋繼續(xù)擴(kuò)展；通過采用正確的熱處理工藝，在淬火后及時(shí)進(jìn)行回火以改善淬硬層組織可預(yù)防開裂。

關(guān)鍵詞：淬火裂紋；42CrMoA鋼；內(nèi)齒圈；氫致延遲開裂

0引言

某設(shè)備上的內(nèi)齒圈外形尺寸為φ1 695 mm(外圓)×495 mm(齒輪厚度)，內(nèi)圓尺寸為φ1 150 mm。內(nèi)齒圈生產(chǎn)以自由鍛件供貨，材料為42CrMoA鋼，其加工工序?yàn)椋耗ｈT鋼錠→環(huán)鍛→粗車→粗銑齒→調(diào)質(zhì)→半粗車→精銑齒→倒角→探傷→感應(yīng)淬火→噴丸→探傷→精車→鏜孔→磨齒。感應(yīng)淬火從下端面進(jìn)口端沿齒槽連續(xù)掃描至上端面出口端，邊加熱邊噴淬火液冷卻；淬火后的回火溫度為220 ℃，回火結(jié)束到磨削加工工序間隔為1～5 d；技術(shù)要求為淬火后齒面的有效硬化層深度不小于3.9 mm(513 HV)，齒根的不小于2.5 mm(513 HV)；齒面、齒根硬度均為50～56 HRC。該內(nèi)齒圈在磨齒工序后進(jìn)行磁粉探傷時(shí)發(fā)現(xiàn)了裂紋，裂紋出現(xiàn)在內(nèi)齒圈硬度較高的齒表面。為了查明該內(nèi)齒圈齒表面的開裂原因，作者對其進(jìn)行了開裂失效分析。

1理化檢驗(yàn)及結(jié)果

1.1　低倍形貌

由圖1可知，裂紋多出現(xiàn)在靠齒圈端面的齒表面，以出口位置居多；將發(fā)現(xiàn)裂紋的齒編號后，切割取出，作為失效分析用開裂內(nèi)齒圈試樣。

圖1　內(nèi)齒圈開裂部位及取樣示意Fig.1　Cracked positions (a) and sampling map (b)of the inner gear ring

垂直于開裂內(nèi)齒圈的軸向切取金相試樣，磨削后采用1∶1(體積比)工業(yè)鹽酸水溶液于60～80 ℃進(jìn)行熱酸蝕，宏觀形貌見圖2。由圖2可以看出，內(nèi)齒圈的齒面和齒根均存在硬化層，硬化層和基體界線較為清晰，齒根部位的硬化層相對較淺；齒頂部位的硬化層中存在一微裂紋，遠(yuǎn)離齒表面區(qū)域存在明顯的樹枝晶組織，未觀察到其它明顯組織缺陷。

圖2　開裂內(nèi)齒圈縱向剖面低倍形貌Fig.2　Longitudinal section macrostructureof the cracked inner gear ring

1.2　化學(xué)成分

從靠近裂紋的內(nèi)齒圈齒部取樣，采用ARL4460型光電直讀光譜儀和CS901B型紅外碳硫儀進(jìn)行化學(xué)成分分析。由表1可知，該內(nèi)齒圈用42CrMoA鋼的化學(xué)成分滿足GB/T 3077-1999規(guī)定的技術(shù)指標(biāo)要求。

表1內(nèi)齒圈用42CrMoA鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

Tab.1Chemical compositions of the inner

gear ring 42CrMoA steel (mass)

%

1.3　硬化層深度與硬度

平行于內(nèi)齒圈的軸向在齒部截取橫向剖面試樣，經(jīng)鑲嵌、磨拋后采用FM-700型維氏硬度計(jì)，根據(jù)GB/T 4340.1-2009測試其顯微硬度梯度，載荷9.8 N，加載時(shí)間10 s，測試點(diǎn)間隔為0.25 mm。檢測結(jié)果顯示，內(nèi)齒圈齒面節(jié)圓部位硬化層深度為4.26 mm(513 HV)，齒根部位硬化層深度為2.50 mm(513 HV),滿足齒面的有效硬化層深度不小于3.9 mm(513 HV)、齒根的不小于2.5 mm(513 HV)的技術(shù)要求。采用8150LK型洛氏硬度計(jì)檢測，載荷980 N，加載時(shí)間15 s。檢測結(jié)果顯示，齒面硬化層硬度為50.4～53.3 HRC，齒根硬化層硬度為51.7～54.0 HRC，均滿足50～56 HRC的技術(shù)要求。

1.4　裂紋形貌

由圖3可以看出，內(nèi)齒圈齒表面的裂紋主要分布在輪齒端部，開裂程度不同，呈弧狀；內(nèi)齒圈齒部表面有明顯的平行狀分布的磨削痕跡，裂紋和磨削方向約成30°夾角。

圖3　內(nèi)齒圈齒表面的裂紋形貌Fig.3　Crack morphology in tooth position of the inner gear ring:(a) macro-morphology and (b) SEM morphology

切取開裂內(nèi)齒圈齒端面剖面試樣，經(jīng)鑲嵌、磨拋后，采用LEICA DMI5000M型光學(xué)顯微鏡觀察裂紋的微觀形貌。由圖4可以看出，初始裂紋整體上比較直，尖端比較鈍，深度最大達(dá)到2.50 mm，小于齒面的硬化層深度(4.26 mm)，可見裂紋位于硬化層內(nèi)；初始裂紋開口端兩側(cè)存在明顯的異物覆蓋層；從初始裂紋較鈍的尖端擴(kuò)展出了較細(xì)的、曲折的呈沿晶特征的微裂紋，其起源端和初始裂紋尖端并沒有連通，可見擴(kuò)展裂紋不是初始裂紋的延伸。

圖4　內(nèi)齒圈輪齒端部裂紋形貌Fig.4　Crack morphology in the inner gear ring tooth end: (a) low magnification, (b) high magnification and (c) crack tip morphology

1.5　微區(qū)成分

對裂紋兩側(cè)的異物覆蓋層采用Quanta400FEG型EDAX能譜儀做元素的無標(biāo)樣定性和半定量能譜分析。由圖5可知，覆蓋物的主要化學(xué)成分為鐵和氧，可見裂紋面上的覆蓋層為鐵的氧化物。

圖5　裂紋兩側(cè)覆蓋層形貌及EDS譜Fig.5　SEM morphology (a) and EDS spectrum (b) of the cover along the two sides of crack

1.6　顯微組織

從內(nèi)齒圈齒部切取軸向剖面試樣，經(jīng)鑲嵌、磨拋后，采用LEICA DMI5000M型光學(xué)顯微鏡，根據(jù)GB/T 10561-2005《鋼中非金屬夾雜物含量的測定——標(biāo)準(zhǔn)評級圖顯微檢驗(yàn)法》對裂紋附近區(qū)域的非金屬夾雜物進(jìn)行評級，評定結(jié)果為：A1.0，A1.0e，B1e，C0，D0.5。對拋光態(tài)試樣采用4%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的硝酸酒精腐蝕，采用LEICA DMI5000M型光學(xué)顯微鏡觀察其顯微組織。由圖6可以看出，在裂紋附近的組織中出現(xiàn)了帶狀偏析，偏析方向和裂紋平行；裂紋開口處顯微組織未見異常，未見明顯增、脫碳特征，齒表面未見明顯磨削變質(zhì)層特征；齒表面淬硬層的顯微組織為回火馬氏體+殘余奧氏體，心部顯微組織為回火索氏體+少量鐵素體。

圖6　內(nèi)齒圈不同位置處的顯微組織Fig.6　Microstructures at different parts of the inner gear ring:(a) crack at low magnification; (b) crack at high magnification; (c) tooth surface and (d) tooth core

1.7　裂紋處的顯微硬度

采用FM-700型維氏硬度計(jì)測內(nèi)齒圈上裂紋附近帶狀組織偏析區(qū)域的顯微硬度，測試位置見圖7，測試結(jié)果見表2，可見亮區(qū)的顯微硬度略高。

圖7　顯微硬度測試位置Fig.7　Microhardness tested location

表2　內(nèi)齒圈偏析區(qū)域顯微硬度Tab.2　Microhardness of segregation in the inner gear ring　HV

2開裂原因分析

42CrMoA鋼屬于合金結(jié)構(gòu)鋼，其碳和鉻含量均較高，淬透性較好，一般采用油冷淬火；在感應(yīng)淬火工藝中，感應(yīng)加熱后采用噴復(fù)合型水劑淬火液或水進(jìn)行冷卻，冷卻速率較快，大幅度提高了工件的淬火應(yīng)力，容易引起淬火裂紋。感應(yīng)淬火前經(jīng)探傷未見裂紋，顯微組織分析齒面也未見明顯磨削變質(zhì)層，說明磨削工藝正常，不會產(chǎn)生磨削開裂；金相分析結(jié)果顯示初始裂紋位于淬硬層內(nèi)，開口處側(cè)面未見明顯脫碳特征，裂紋較直，穿晶擴(kuò)展，說明該裂紋是在感應(yīng)淬火過程中產(chǎn)生的淬火裂紋[1]；42CrMoA鋼內(nèi)部的帶狀組織偏析導(dǎo)致其性能產(chǎn)生微小差異，實(shí)際檢測結(jié)果顯示組織偏析區(qū)域亮區(qū)的顯微硬度略高于暗區(qū)的，這會增加淬火冷卻時(shí)的局部應(yīng)力集中程度，且裂紋縱深擴(kuò)展方向大多數(shù)和帶狀偏析方向一致。雖然鋼的帶狀組織偏析不破壞材料的連續(xù)性，但使材料的力學(xué)性能變得不均勻，故偏析也能成為裂紋源，促使淬火開裂[2]。擴(kuò)展裂紋較細(xì)、曲折、呈沿晶特征，和初始裂紋尖端沒有連通，可見初始裂紋和擴(kuò)展裂紋擴(kuò)展形式不同，是在不同階段產(chǎn)生的。內(nèi)齒圈淬火后的回火溫度為220 ℃，對感應(yīng)淬火后的切向應(yīng)力和徑向應(yīng)力幾乎沒有影響，回火后的內(nèi)齒圈會存在較大的熱處理殘余應(yīng)力[3]。初始裂紋位于淬硬層內(nèi)，該區(qū)域硬度較高，顯微組織為回火馬氏體+殘余奧氏體，裂紋尖端應(yīng)力集中明顯。鋼中和環(huán)鏡中的氫原子具有向應(yīng)力集中區(qū)域富集的特性，會在裂紋尖端富集，氫原子在裂紋尖端聚集造成該區(qū)域呈酸性，也會使氫致開裂的敏感性升高[4]。剖面試樣中觀察到的“較細(xì)的、不連續(xù)的呈沿晶特征的微裂紋”是熱處理裂紋在庫存期間或磨削后產(chǎn)生的氫致延遲性開裂產(chǎn)生的。

3結(jié)論與措施

(1) 內(nèi)齒圈齒輪端面上的初始裂紋為淬火裂紋，初始裂紋尖端附近“較細(xì)的、不連續(xù)的呈沿晶特征的微裂紋”為氫致延遲性裂紋。

(2) 感應(yīng)淬火工藝不當(dāng)是造成開裂的主要原因，帶狀組織偏析會增加淬火冷卻時(shí)的應(yīng)力集中程度，使內(nèi)齒圈更容易產(chǎn)生淬火裂紋。

(3) 通過采用正確的熱處理工藝，在淬火后及時(shí)進(jìn)行回火可以改善淬硬層組織,可有效預(yù)防內(nèi)齒圈齒部開裂。

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Failure Analysis of Cracking in Inner Gear Ring Made of 42CrMoA Steel

WANG Rong

(Shanghai Research Institute of Materials, Shanghai 200437, China)

Abstract:The cracks were formed in the inner gear ring made of 42CrMoA steel after processing and the cause of the cracks was analyzed by means of optical microscope, scanning electronic microscope and micro-hardness tester. The results show that the initial cracks were caused by the improper induction quenching process, meanwhile the high residual stress by heat treatment was also produced in the steel. The hydrogen from the inner steel and the environment was accumulated to the quenching crack tips, and then the cracks continued to propagate as hydrogen induced cracks under the high residual stress. The crack prevention method was to adopt the proper heat treatment process of timely tempering after quenching to improve the microstructure of case-hardening zone.

Key words:quenching crack; 42CrMoA steel; inner gear ring; hydrogen induced crack

中圖分類號：TG157

文獻(xiàn)標(biāo)志碼：B

文章編號：1000-3738(2015)12-0107-04