18CrNiMo7-6A鋼減速機(jī)輸出軸斷裂原因

雷淑梅, 鄒高鵬, 尹詩(shī)衡, 匡同春

(1.華南理工大學(xué)分析測(cè)試中心, 廣州 510640;2.華南理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院, 廣州 510640)

18CrNiMo7-6鋼是一種德國(guó)牌號(hào)的低碳高合金鋼，經(jīng)過(guò)熱處理和機(jī)加工后，具有強(qiáng)度高、硬度高、耐磨性好、沖擊韌性高等特點(diǎn)，主要用于制造承受高載荷的軸類(lèi)或齒輪等關(guān)鍵零部件，其質(zhì)量直接影響機(jī)械設(shè)備的性能[1-2]。某廠(chǎng)減速機(jī)的輸出軸材料為18CrNiMo7-6A鋼，設(shè)計(jì)使用壽命為5 a(年)，而實(shí)際上該輸出軸工作約3 a后發(fā)生了斷裂。該軸為鍛件，熱處理標(biāo)準(zhǔn)工藝為930 ℃淬火+680 ℃回火，后續(xù)經(jīng)過(guò)車(chē)削和表面淬火處理形成產(chǎn)品。輸出軸在運(yùn)行過(guò)程中受反復(fù)多變的扭轉(zhuǎn)和彎曲應(yīng)力。為找到該輸出軸的斷裂原因，筆者對(duì)其進(jìn)行了斷口分析、化學(xué)成分分析、金相檢驗(yàn)及力學(xué)性能測(cè)試,結(jié)合輸出軸的受力情況，查明了軸的斷裂原因，以期防止該類(lèi)事故的再次發(fā)生。

1 理化檢驗(yàn)

1.1 宏觀(guān)分析

斷裂軸側(cè)面宏觀(guān)形貌如圖1a),b)所示，斷口表面油污經(jīng)清洗后的宏觀(guān)形貌如圖1c),d)所示，斷口截面直徑約80 mm。由圖1a)～d)可見(jiàn),斷裂軸斷口一側(cè)向外凸起，另一側(cè)向內(nèi)凹陷;斷口主要分為兩個(gè)區(qū)域，即圖1c)中區(qū)域Ⅰ和區(qū)域Ⅱ;其中區(qū)域Ⅰ面積約占整個(gè)斷口的4/5，鍵槽處斷口較為平整，沒(méi)有明顯的塑性變形，周邊呈暗褐色，可觀(guān)察到多條清晰的疲勞臺(tái)階，因此可初步判斷該軸的失效形式為起源于周邊的多源疲勞斷裂[3-4]；區(qū)域Ⅱ呈V形缺口，面積占1/5，仔細(xì)觀(guān)察可見(jiàn)此區(qū)域也存在清晰的、較小的疲勞條紋，說(shuō)明此處也存在一個(gè)疲勞源。軸的斷裂示意圖如圖2所示，在交變應(yīng)力作用下A面多處疲勞源產(chǎn)生的疲勞裂紋與B面產(chǎn)生的疲勞裂紋各自擴(kuò)展，隨著裂紋的擴(kuò)展，軸的受力面積減小，隨之所承受的應(yīng)力變大，導(dǎo)致C面在高應(yīng)力下發(fā)生斷裂，最后此區(qū)域撕裂成V形缺口。

圖1 斷裂軸側(cè)面及斷口宏觀(guān)形貌Fig.1 Macro morphology of side and fracture of fractured shaft：a) side of convex side; b) side of concave side; c) convex side fracture; d) concave side fracture

圖2 軸斷裂示意圖Fig.2 Fracture diagram of shaft

1.2 化學(xué)成分分析

采用直讀光譜儀對(duì)18CrNiMo7-6A鋼輸出軸隨機(jī)選取3個(gè)區(qū)域進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果見(jiàn)表1?？梢?jiàn)該軸的整體成分均勻，各元素含量均符合BS EN 10084：2008CaseHardeningSteels—TechnicalDeliveryConditions對(duì)18CrNiMo7-6鋼化學(xué)成分的要求。

表1 18CrNiMo7-6A軸的化學(xué)成分分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical composition analysis results of18CrNiMo7-6A shaft (mass fraction ) %

1.3 掃描電鏡分析

對(duì)圖1c)圓圈區(qū)域線(xiàn)切割取樣后用無(wú)水乙醇超聲清洗，進(jìn)行掃描電鏡(SEM)分析，結(jié)果如圖3a)所示，明顯可見(jiàn)復(fù)雜應(yīng)力引起的類(lèi)輪胎式疲勞條紋，該疲勞條紋較稀疏，變形程度大，說(shuō)明此處承受的實(shí)際應(yīng)力大，為較后斷裂區(qū)。圖3b)為圖3a)所示疲勞條紋區(qū)域附近的放大形貌，可見(jiàn)呈拋物線(xiàn)狀的淺顯韌窩，結(jié)合宏觀(guān)斷口分析可推測(cè)此處為撕裂應(yīng)力引起的斷裂。圖3c),d)為斷裂鍵槽區(qū)域附近的SEM形貌，可見(jiàn)較淺的貝殼式疲勞條紋，沿著鍵槽直角附近擴(kuò)展。從斷口SEM分析可進(jìn)一步判斷該軸的失效形式為疲勞斷裂，依據(jù)疲勞條紋的分析，最先出現(xiàn)的疲勞源在鍵槽附近，該處疲勞條紋淺而細(xì)密，隨著軸的運(yùn)轉(zhuǎn)、受載面積減少及受力點(diǎn)變化的復(fù)雜性，隨后產(chǎn)生多處疲勞源，斷口也可見(jiàn)多處明顯的疲勞臺(tái)階。此外，最后斷裂區(qū)還可見(jiàn)輪胎式疲勞條紋，表明軸的斷裂形式為低載荷的多源疲勞斷裂。

圖3 斷裂軸斷口SEM形貌Fig.3 SEM morphology of fracture of fractured shaft:a) circle mark in Fig.1 c); b) near fatigue lines; c) position 1 near keyway; d) position 2 near keyway

1.4 金相檢驗(yàn)

為進(jìn)一步分析該軸疲勞斷裂的原因，在斷裂軸外緣及心部附近取樣，并進(jìn)行金相檢驗(yàn)。圖4為使用苦味酸溶液浸蝕的斷裂軸心部(含軸向和徑向)的顯微組織形貌。從圖4可以看出，其顯微組織為回火索氏體+少量鐵素體，存在粗大的羽毛狀上貝氏體組織，整體組織不均勻。索氏體和上貝氏體同時(shí)存在，可能是因?yàn)檎{(diào)質(zhì)回火溫度偏低或保溫時(shí)間不夠。羽毛狀上貝氏體組織強(qiáng)韌性較差。此外，組織不均勻會(huì)導(dǎo)致變形不協(xié)調(diào)，易在界面處產(chǎn)生裂紋。

圖4 斷裂軸心部軸向與徑向顯微組織形貌Fig.4 Microstructure morphology of axial and radial of fractured shaft center：a) microstructure of axial direction at low magnification; b) coarse structure of axial direction at high magnification；c) normal structure of axial direction at high magnification; d) microstructure of radial direction at low magnification; e) coarse structure of radial direction at high magnification; f) normal structure of radial direction at high magnification

圖5為斷裂軸外緣的顯微組織形貌。從圖5a)中可以明顯看到因表面淬火形成的較寬白亮層，厚度為0.5 mm，該處組織不易被浸蝕。從圖5b)中可以看到組織為隱針馬氏體+少量板條馬氏體+較多的殘余奧氏體。軸外緣經(jīng)感應(yīng)淬火后，表層局部快速奧氏體化后淬火，形成了隱針馬氏體組織。殘余奧氏體較多是由于淬火后沒(méi)有及時(shí)回火或回火不充分，從而導(dǎo)致組織不穩(wěn)定，殘余應(yīng)力大，促進(jìn)了軸組織缺陷處疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展。從圖5c)中可見(jiàn)穿晶和沿晶擴(kuò)展的微裂紋。

圖5 斷裂軸外緣的顯微組織形貌Fig.5 Microstructure morphology of the outer edge of fractured shaft:a) morphology at low magnification; b) morphology at high magnification; c) microcrack morphology

1.5 硬度測(cè)試

使用維氏顯微硬度計(jì)(加載載荷1.96 N，保載時(shí)間10 s)對(duì)斷裂軸橫截面進(jìn)行梯度硬度測(cè)試，同一深度平行打3個(gè)點(diǎn)取平均值，結(jié)果如圖6所示。從圖6可以看出，硬度從邊緣到心部明顯呈梯度分布，心部硬度為380 HV0.2，邊緣最大硬度為556 HV0.2。依據(jù)GB/T 5617—2005《鋼的感應(yīng)淬火或火焰淬火后有效硬化層深度的測(cè)定》的要求，軸感應(yīng)淬火硬化層深度為0.6 mm，與圖5a)觀(guān)察到的結(jié)果基本一致。一般說(shuō)來(lái)，硬化層深度應(yīng)設(shè)計(jì)為直徑的10%以上，該軸的截面尺寸為80 mm，合理的硬化層深度應(yīng)為8 mm，然而該軸硬化層深度僅為0.6 mm，遠(yuǎn)低于標(biāo)準(zhǔn)的要求，表明表面淬火工藝不當(dāng)。

圖6 斷裂軸橫截面梯度硬度測(cè)試結(jié)果Fig.6 Test results of gradient hardness of fractured shaft cross section

1.6 拉伸性能測(cè)試

根據(jù)GT/T 228.1-2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》對(duì)斷裂軸取拉伸試樣，試樣直徑d為10 mm，原始標(biāo)距L0為50 mm，平行長(zhǎng)度Lc為65 mm，對(duì)其進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，結(jié)果如表2所示。從表2結(jié)果可以看出3個(gè)測(cè)試值相近，表明測(cè)試精度較高。此外，拉伸性能測(cè)試結(jié)果明顯低于廠(chǎng)家內(nèi)控值，判斷是由于組織不均勻及存在羽毛狀上貝氏體組織而降低了材料的拉伸性能。

表2 斷裂軸拉伸性能測(cè)試結(jié)果Tab.2 Test results of tensile properties of fracture shaft

2 分析與討論

由上述理化分析結(jié)果可知，該斷裂軸的化學(xué)成分符合標(biāo)準(zhǔn)要求。結(jié)合斷口宏觀(guān)形貌及SEM形貌分析可知，該軸的斷裂形式為周邊起源的多源疲勞斷裂。由該軸的顯微組織形貌可以看出心部顯微組織不均勻，主要為回火索氏體，此外還存在粗大的羽毛狀上貝氏體及少量鐵素體組織。羽毛狀上貝氏體組織的強(qiáng)韌性差及組織大小不均勻，降低了軸的整體力學(xué)性能[5-6]。此外，在軸的邊緣處觀(guān)察到了白亮層，結(jié)合硬度分析可知淬硬層深度只有0.6 mm，遠(yuǎn)低于技術(shù)要求。綜上可知，軸表面淬火工藝不當(dāng)，導(dǎo)致淬硬層深度太小，表面強(qiáng)度降低，同時(shí)淬火后組織中殘余奧氏體多，表明回火不充分，強(qiáng)化層殘余應(yīng)力大，導(dǎo)致邊緣易開(kāi)裂形成疲勞源，在旋轉(zhuǎn)和彎曲應(yīng)力的反復(fù)作用下[7-8]，裂紋逐漸向內(nèi)擴(kuò)展，最終導(dǎo)致軸過(guò)早斷裂失效。

3 結(jié)論及建議

軸的斷裂原因?yàn)檎w熱處理工藝不當(dāng)，顯微組織中出現(xiàn)了羽毛狀上貝氏體且組織大小不均勻，從而降低了軸的整體力學(xué)性能和疲勞強(qiáng)度；軸表面感應(yīng)淬火工藝不當(dāng)，導(dǎo)致淬硬層深度過(guò)??；淬火后回火不充分，強(qiáng)化層殘余應(yīng)力大，軸的外緣受力后容易開(kāi)裂形成疲勞源并逐漸向內(nèi)擴(kuò)展，最終造成疲勞斷裂。

建議生產(chǎn)過(guò)程中改進(jìn)整體熱處理工藝，提高調(diào)質(zhì)回火溫度或保溫時(shí)間。使用表面滲碳工藝取代表面感應(yīng)淬火工藝，強(qiáng)化軸的表面性能。