42CrMo鋼蝸桿開裂原因分析

(江陰市產品質量監督檢驗所， 江陰 214434)

隨著經濟的發展、社會的進步，人們對能源的需求不斷增長。一方面傳統的煤炭、石油等化石能源日趨枯竭，另一方面過度依賴化石能源所帶來的氣候、環境、健康等問題日益突出，嚴重威脅人類的生存和發展，尋找綠色能源實現可持續發展成為當前人類面臨的迫切課題，已經得到各國政府的極大重視。太陽能作為一種取之不盡用之不竭的清潔環保、無污染能源近年來得到前所未有的發展。太陽能跟蹤系統是光熱和光伏發電過程中，最優化太陽光使用，提高光電轉換效率的機械及電控單元系統，回轉支撐是太陽能跟蹤系統的重要組成部分，而蝸輪蝸桿則是回轉支撐的重要零部件。

某太陽能回轉支撐蝸輪蝸桿采用42CrMo鋼為原材料，直徑為30 mm，其主要加工及熱處理工藝為：棒料下料→調質處理→毛坯粗加工→精加工→表面滲氮→成品。在裝配時發現有少數42CrMo鋼蝸桿成品表面開裂，為了找出42CrMo鋼蝸桿開裂的原因，筆者對其進行了一系列理化檢驗和分析。

1 理化檢驗

1.1 宏觀分析

圖1為開裂蝸桿的宏觀形貌，可見蝸桿表面有一條細長裂紋，裂紋筆直，為沿著圓柱軸向的縱向裂紋，裂紋從蝸桿一側光桿穿過中間螺紋區域至另一側光桿端部。從圖1 b)縱向裂紋的橫截面形貌可以看出，裂紋近似垂直于蝸桿表面，裂紋外闊內尖，裂紋起源于蝸桿表面，從表面向心部延伸，延伸深度為10 cm左右，綜上分析縱向裂紋應該由工件表面的拉應力引起[1]。

圖1 開裂蝸桿宏觀形貌Fig.1 Macro morphology of the cracking worm:a) longitudinal morphology of the crack; b) cross section of the crack

1.2 化學成分分析

在開裂蝸桿上截取化學成分分析試樣，使用ARL3460型直讀光譜儀對蝸桿進行化學成分分析，結果見表1。可見其化學成分均滿足GB/T3077-2015《合金結構鋼》對42CrMo鋼的成分要求。錳的質量分數雖未超標，但在標準規定值的上限。合金鋼中合適的錳的質量分數可以增加其強度和硬度，改善合金鋼的鍛造性和可塑性，但隨著錳質量分數的增加，會增加奧氏體相冷卻時的過冷度，降低合金鋼的淬火溫度，并增大淬火應力，使淬裂的傾向變大。

1.3 淬火表面殘余應力測試

采用Proto i-XRD型X射線應力分析儀,按照GB/T 7704-2017《無損檢測X射線應力測定方法》 對42CrMo鋼蝸桿的淬火毛坯表面進行應力測試，測試前圓棒毛坯試樣先用手持砂輪機打磨表面及電解拋光腐蝕，再測試其表面殘余應力。測試方法為同傾法，測得表面殘余應力為拉應力，305 MPa。

表1 開裂蝸桿的化學成分(質量分數)Tab.1 Chemical compositions of the cracking worm (mass fraction) %

1.4 微觀分析

沿垂直于蝸桿軸線截取橫向金相試樣，經鑲嵌、磨拋后，可以觀察到主裂紋貫穿蝸桿，近似垂直于蝸桿表面起裂，然后較為平直地從表面向心部軸心延伸，延伸長度約為1/4直徑。裂紋在蝸桿表面略寬，到未端時呈尖細狀，裂紋尾端呈線條狀且不連續，有微裂紋不與主裂紋貫通，具有淬火裂紋的典型特征，如圖2所示。

從蝸桿最大直徑處取金相試樣拋光后觀察，如圖3所示，可見裂紋附近夾雜物情況較好，未發現明顯有害夾雜物，按GB/T 10561-2005《鋼中非金屬夾雜物顯微評定方法——標準評級圖顯微檢驗法》A法評定夾雜物級別為：A 0.5級，B 0級，C 0級，D 0級。

圖2 開裂蝸桿裂紋的微觀形貌Fig.2 Micro morphology of the crack of the cracking worm:a) both sides of the crack; b) end of the crack

圖3 開裂蝸桿的非金屬夾雜物形貌Fig.3 Morphology of nonmetallic inclusions in the cracking worm

1.5 金相檢驗

將金相試樣用4%(體積分數)硝酸酒精溶液浸蝕后，在金相顯微鏡下觀察其顯微組織形貌，不同部位在不同放大倍數下的顯微組織形貌如圖4所示。蝸桿基體顯微組織主要為回火索氏體，按照GB/T 6394-2017《金屬平均晶粒度測定法》中氧化法,試樣在860 ℃±10 ℃加熱，保溫1 h，后冷水中淬火，再拋光，最后用15%(體積分數)鹽酸乙醇溶液浸蝕,如圖5所示,用對比法評定其晶粒度級別為9級。

圖4 開裂蝸桿的顯微組織形貌Fig.4 Microstructure morphology of the cracking worm

在開裂蝸桿的裂紋處取樣，經4%(體積分數)硝酸酒精溶液浸蝕后在顯微鏡下觀察，如圖6所示，可見裂紋附近顯微組織為回火索氏體+少量的鐵素體，裂紋兩側有一層厚度約為20 μm的白亮層。

圖6 開裂蝸桿裂紋附近在低倍和高倍下的顯微組織形貌Fig.6 Microstructure morphology near the crack of the cracking worm at a) low and b) high magnificaiton

1.6 能譜分析

對裂紋兩側白亮層進行能譜(EDS)分析，分析位置和分析結果如圖7所示，測得各元素的質量分數為90.8%Fe，1.18%Cr，0.81%Mn，0.25%Si，6.98%N。可見氮元素的質量分數較高，初步判斷此白亮層為滲氮層。

圖7 裂紋兩側EDS分析位置和分析結果Fig.7 EDS analysis a) position and b) results on both sides of the crack

1.7 硬度測試

圖8 硬度測試打點位置Fig.8 Hardness test dot location

圖9 硬度測試結果Fig.9 Hardness test result

按照GB/T 4340.1-2009 《金屬材料 維氏硬度試驗 第1部分：試驗方法》，采用Q30A型全自動維氏硬度計用0.49 N載荷對裂紋表面白亮層進行顯微硬度測試，測試打點位置如圖8所示，測試結果如圖9所示，測得顯微硬度為876 HV0.05。通過硬度測試結果進一步確認裂紋兩側表面白亮層為滲氮層，從而可以判斷該裂紋產生于表面滲氮工藝之前。滲氮層的硬度變化趨勢如圖10所示，可見表面硬度較高接近800 HV0.05,隨后硬度逐漸降低，距表面0.8 mm后硬度趨于穩定，穩定后的硬度約為350 HV0.05。

圖10 從表面到心部的硬度變化趨勢 Fig.10 Tendency change of the hardness from surface to center

2 分析與討論

開裂蝸桿基體及裂紋附近的夾雜物情況較好，未發現明顯有害夾雜物，表明該蝸桿材料的潔凈度較好。蝸桿基體顯微組織為回火索氏體，顯微組織無明顯異常，從顯微組織可以判斷，蝸桿已完全淬透，測得蝸桿調質后顯微組織的晶粒度為9級。上述結果表明蝸桿調質熱處理工藝無異常。

裂紋兩側表面可見白亮層，厚度約為20 μm，由硬度及能譜測試結果確認其為滲氮層，裂紋表面出現滲氮層可以判斷裂紋的產生是在滲氮工藝之前。裂紋垂直方向硬度測試結果顯示，滲氮影響層厚度約為0.8 mm。蝸桿毛坯淬火態表面殘余應力測試結果為拉應力，應力為305 MPa。蝸桿化學成分滿足GB/T 3077-2015對42CrMo鋼的成分要求，但錳的質量分數在標準規定值的上限。錳質量分數高會增加奧氏體相冷卻時的過冷度，降低鋼的淬火溫度，并增大淬火應力，使淬裂的傾向變大。

從裂紋的宏、微觀形貌來看，裂紋起源于蝸桿毛坯表面后往心部擴展，裂紋呈鋸齒狀，有沿晶開裂特征，裂紋起始端較寬，末端裂紋呈細尖狀，主裂紋尾端可見微裂紋存在，上述特征具有全淬透工件淬火縱向裂紋的典型特征[2]。綜上分析，此裂紋應該是在調質熱處理工藝的淬火階段形成，而淬火應力過大是導致該蝸桿淬火開裂的直接原因。

蝸桿毛坯淬火時從奧氏體化溫度急速冷卻會產生熱應力，而在馬氏體轉變的起始溫度(Ms溫度)以下發生的馬氏體轉變則會產生相變應力。因此淬火冷卻階段蝸桿毛坯所受的應力是熱應力與組織應力的疊加應力，這兩種應力的相互作用使淬火應力變得極其復雜[3-5]。首先，淬火開始時先由熱應力起主導作用。在淬火溫度開始冷卻的初始階段，蝸桿的表層溫度會迅速降低，這時因熱脹冷縮效應，表面發生體積收縮，而內部的溫度還較高，體積收縮不均勻，表層產生壓應力，內部產生拉應力。在冷卻到馬氏體開始相變溫度的過程中，組織未發生變化，只是熱應力的變化。冷卻速度越快，材料中碳和合金元素的質量分數越高，冷卻過程中產生的不均勻變形就越大，殘余應力就會越大，但是在此過程中材料一般不會產生裂紋。當冷卻到馬氏體相變溫度以下時，原奧氏體相向馬氏體相轉變，比容增大，并且會伴隨體積的膨脹。蝸桿表面先到達馬氏體轉變溫度形成馬氏體，而心部轉變較滯后，后形成馬氏體時的體積膨脹會受到表層的制約，這樣會使表層組織受拉應力，心部受壓應力。

所以在淬火冷卻時，Ms溫度以上僅存在熱應力機制，而在Ms溫度以下兩種機制同時存在，但是馬氏體相變引起的線膨脹量大于熱膨脹量約一個數量級，所以Ms溫度以下組織應力機制會起主要作用[6-8]，表面殘余應力測試結果為305 MPa也證實了以上分析。縱向裂紋經常出現在全淬透構件上[9]，這是因為全淬透構件相變應力較高，在表面容易產生拉應力，并且對于圓柱件來說，切向應力會高于軸向應力。另外合金元素的質量分數越高，Ms溫度越低，淬透性越好，馬氏體越細，比容越大引起的組織應力就越大，所以構件會更容易發生開裂。另外在低溫下材料的韌性沒有高溫時好，如果在較低溫度時發生馬氏體轉變會更容易發生開裂。

一般裂紋都是在構件受拉應力情況下產生[10]。構件出現開裂其內部一定存在應力梯度，即應力集中[11]。構件瞬時拉應力過大造成應力集中，當應力超過其斷裂強度時，裂紋就會產生。隨著裂紋的產生和擴展，冷卻油會沿裂紋進入構件的內部，則裂紋附近也會產生較大的熱應力，從而在主裂紋附近形成微裂紋并擴展[12]。

3 結論及建議

該42CrMo鋼蝸桿表面裂紋為淬火應力裂紋，蝸桿材料中的錳的質量分數偏高以及淬火過程中熱應力與組織應力疊加導致蝸桿沿軸線方向開裂。

建議蝸桿材料在熱處理時適當降低馬氏體轉變階段的冷卻速率，從而降低相變應力引起的表面拉應力；適當提高冷卻開始階段非相變溫度區間的冷卻速率，提高熱應力用來抵消相變應力，降低表面的拉應力；加強對機加工后蝸桿的質量檢查，避免帶有裂紋的蝸桿進入裝配使用環節。