42CrMo鋼低速軸止推環(huán)調(diào)質(zhì)開裂失效分析

李子巖, 許鴻翔, 陳業(yè)生, 劉志強, 郭敬強, 陳 巖, 趙少甫

(1. 鄭州機械研究所有限公司, 河南 鄭州 450001;2. 鄭機所(鄭州)傳動科技有限公司, 河南 鄭州 450001;3. 北京石油機械有限公司, 北京 102200)

軸類件是機械裝備的重要零部件之一,其性能的優(yōu)劣決定設(shè)備運行壽命。材質(zhì)為42CrMo鋼的低速軸經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后在半精車工序檢測出止推環(huán)端面開裂,工件調(diào)質(zhì)硬度要求為300～330 HB。低速軸結(jié)構(gòu)簡圖如圖1所示。

止推環(huán)端面(見圖1(b)尺寸為34 mm處)裂紋沿距外圓20 mm加工刀紋處的圓周方向開裂,且距軸肩圓弧過渡根處為8 mm,低速軸止推環(huán)開裂位置和裂紋宏觀形貌如圖2所示。為進行失效分析工作,將沿裂紋斷開的、靠外圓的斷離部分取下,其形狀如圖3所示。試樣總長度為206 mm,寬度為34 mm。分別在斷裂試樣取A、B兩部分進行分析。其中試樣A為撕裂棱的人字交匯處,試樣寬度為18 mm,厚度為8 mm。試樣B部位距試樣A右側(cè)面30 mm左右。低速軸調(diào)質(zhì)工藝采用無保護氣氛的井式加熱爐,650 ℃均溫1 h后升溫到835 ℃保溫4 h,采用攪拌冷卻15 min,淬火介質(zhì)為濃度13.5%PAG水溶液,瀝干后590 ℃進爐回火,工件調(diào)質(zhì)工藝曲線如圖4所示,工藝的設(shè)定符合相關(guān)手冊規(guī)范[1]。本論文針對止推環(huán)斷裂部分進行失效分析和機理研究。

圖2 止推環(huán)開裂位置及宏觀形貌Fig.2 Cracking position and macromorphology of the thrust ring

圖3 斷裂試樣示意圖(a)及實物圖(b)Fig.3 Schematic diagram(a) and physical image(b) of the fractured specimen

圖4 調(diào)質(zhì)工藝曲線Fig.4 Curves of quenching and tempering process

1 試驗方法

對止推環(huán)斷裂部位(見圖3(b)中B部分橫斷面和外圓)采用ARL3460直讀光譜儀檢測化學(xué)成分,利用光學(xué)顯微鏡檢測顯微組織及非金屬夾雜物,采用HXD-1000TMC/LCD顯微硬度計測量試樣A左側(cè)面硬度梯度,用ZEISS立體顯微鏡和Phenom XL臺式掃描電鏡對裂紋斷口進行顯微觀察和微區(qū)分析,確定止推環(huán)開裂失效原因并提出改進措施。

2 結(jié)果與分析

2.1 成分檢測

在低速軸止推環(huán)斷離部分切取B試樣進行化學(xué)成分光譜分析,測試部位分別為試樣外圓位置和試樣橫斷面。測試結(jié)果與GB/T 3077—2015《合金結(jié)構(gòu)鋼》中42CrMo鋼的合金元素成分范圍進行對比,結(jié)果如表1所示。

表1 斷裂件試樣B橫斷面與外圓處的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù),%)

根據(jù)表1測試結(jié)果觀察到試樣B的橫斷面合金元素含量正常,而外圓處檢測結(jié)果中碳元素要略低于下限值,原因是淬火加熱過程中采用無保護氣氛井式加熱爐,工件在高溫狀態(tài)下發(fā)生氧化脫碳現(xiàn)象,半精車加工時未能夠?qū)⒈砻婷撎紝訌氐浊宄?/p>

2.2 硬度梯度檢測

對試樣A徑向斷面進行硬度梯度檢測,檢測方向從開裂端面到基體內(nèi)部,檢測砝碼取1 kg,檢測結(jié)果如圖5所示?？梢钥吹綇拈_裂面起始點到材料基體,試樣各處的硬度基本一致(平均硬度344 HV≈320～330 HB),符合工件調(diào)質(zhì)技術(shù)要求(300～330 HB),故失效件取樣部位維氏硬度檢測結(jié)果無明顯異常,同時能夠有效證明裂紋兩側(cè)不存在脫碳情況。

圖5 試樣A斷裂面端面硬度分布Fig.5 Hardness distribution of fracture surface end face of the specimen A

2.3 金相檢查

2.3.1 晶粒度

用飽和苦味酸溶液對試樣B徑向斷面腐蝕顯示晶界,利用Nano Measure測量晶粒尺寸,試樣B徑向斷面的實際晶粒圖和晶粒尺寸分布如圖6所示?？芍ぜ{(diào)質(zhì)后止推環(huán)處離斷部分的平均晶粒尺寸為11.79 μm,其中晶粒尺寸在5～20 μm的晶粒占總晶粒數(shù)的84.46%。由此可判定工件晶粒大小均勻,無明顯混晶現(xiàn)象。根據(jù)GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測定方法》,可確定斷裂試樣B徑向斷面晶粒度等級為9.0級,符合鍛件對晶粒度的要求。

圖6 試樣B徑向斷面晶粒圖(a)及晶粒尺寸分布(b)Fig.6 Radial cross-section grain image(a) and grain size distribution(b) of the specimen B

2.3.2 顯微組織

對試樣B徑向斷面進行打磨拋光后采用4%(體積分數(shù))HNO3溶液浸蝕,其顯微組織如圖7所示?？梢婋x斷部位試樣B徑向端面組織為淬火馬氏體經(jīng)高溫回火后的均勻回火索氏體[2]。根據(jù)GB/T 13320—2007《鋼質(zhì)模鍛件 金相組織評級圖及評定方法》,對斷裂試樣B橫斷面組織進行鑒定,其組織為回火索氏體1級,符合調(diào)質(zhì)工件的顯微組織級別要求。此外圖7中可以觀察到無明顯帶狀組織。

圖7 試樣B徑向斷面顯微組織Fig.7 Microstructure of radial section of the specimen B

2.3.3 非金屬夾雜物

試樣B徑向斷面粗磨拋光后進行非金屬夾雜物觀察,選擇視場方向為平行于纖維流線。從圖8中可以看到明顯的單顆粒的橢圓狀黑色夾雜物,且無明顯的方向性。根據(jù)GB/T 10561—2005《鋼中非金屬夾雜物含量的測定 標(biāo)準(zhǔn)評級圖顯微檢驗法》進行評級,其中氧化鋁類細系評級0.5級,環(huán)狀氧化物類細系評級2.5級,粗系0.5級。

2.4 斷口裂紋面觀察

根據(jù)斷口裂紋面撕裂棱的走向趨勢,在離斷部分的試樣A處進行起裂源區(qū)檢查。切取試樣的低倍觀察結(jié)果如圖9所示。觀察可知,①在起裂源區(qū)存在環(huán)狀分布的夾雜物,其中圖9(c)中兩處夾雜物的D和E位置局部放大圖如圖9(e,f)所示,兩處夾雜物的尺寸分別為82.98 μm和67.95 μm。環(huán)狀分布弧的最高點距基體表面僅0.5 mm。②在起裂源區(qū)存在一個尺寸約0.5 mm夾雜物剝落坑,距基體表面僅1 mm左右;③通過觀察發(fā)現(xiàn)整個夾雜物富集區(qū)尺寸接近4 mm,極度靠近基體表面。④該富集區(qū)的分布平面與止推環(huán)表面刀痕環(huán)位置高度重合。

圖9 試樣A裂紋源附近的顯微組織(a～d)及夾雜物形貌(e,f)Fig.9 Microstructure(a-d) and inclusion morphologies(e,f) near crack source of the specimen A

為確認裂紋源周邊夾雜物具體成分,采用Phenom XL臺式掃描電鏡判別非金屬夾雜成分。非金屬夾雜物的SEM圖如圖10所示。采用EDS能譜分析夾雜物的合金元素,經(jīng)測試發(fā)現(xiàn)夾雜物的主要合金元素為碳和氮元素。由此判斷此類夾雜物的種類為碳氮化合物。

圖10 試樣A裂紋源周邊非金屬夾雜物的SEM圖Fig.10 SEM images of non-metallic inclusions around crack source of the specimen A

3 分析討論及改進措施

由上述結(jié)果可確認工件的化學(xué)成分、晶粒度和顯微組織級別均合格。且檢測裂紋附近的硬度梯度結(jié)果無異常。結(jié)合工件斷裂處的宏觀形貌和裂紋源附近夾雜物的微區(qū)分析,可判定非金屬夾雜物和粗車加工留下的刀痕是誘發(fā)淬火開裂的主要因素。

該失效低速軸淬火時采用立式淬火方式,在冷卻過程中淬火液在水平伸展的工件結(jié)構(gòu)的上表面沸騰所形成的蒸汽氣泡易于離開工件表面,而在下表面形成的蒸汽氣泡受到工件形成的“天花板效應(yīng)”的影響,傾向于在工件下表面形成蒸汽膜,當(dāng)蒸汽膜外圓表面超越工件直徑后才溢出離開。所以水平伸展的工件結(jié)構(gòu)在淬火時具有上下表面冷卻烈度不一致的物理特性。當(dāng)初始裂紋源在非金屬夾雜物富集區(qū)形成后,由于激烈的淬火冷卻過程仍在持續(xù)進行,強大的相變應(yīng)力場及剩余物料的結(jié)合量持續(xù)減少使裂紋的持續(xù)擴展無法終止,最終導(dǎo)致裂紋沿著工件微觀缺陷部位延伸擴展直至將工件貫穿。

對于裂紋的擴展路徑而言,裂紋的擴展主要在引發(fā)應(yīng)力集中的環(huán)形刀痕處。首先當(dāng)止推環(huán)在淬火過程中相對軸本體而言尺寸小,率先進入低溫馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)完成馬氏體轉(zhuǎn)變造成比容增大,而軸本體隨溫度降低產(chǎn)生熱脹冷縮效應(yīng)而發(fā)生體積收縮。然后在體積膨脹和體積收縮的過渡區(qū)域產(chǎn)生拉應(yīng)力[3]。由于止推環(huán)上表面環(huán)狀刀痕的存在使得此處引發(fā)淬火應(yīng)力集中,并且非金屬夾雜物對金屬基體存在一定程度的割裂作用,當(dāng)止推環(huán)夾雜物位置拉應(yīng)力超過材料的抗拉強度時即發(fā)生開裂[4-5]。裂紋形成后在尖端就會產(chǎn)生應(yīng)力集中,裂紋沿著與拉應(yīng)力垂直的方向迅速擴展。當(dāng)裂紋沿圓周方向擴展時,裂紋尖端的應(yīng)力狀態(tài)也相應(yīng)發(fā)生變化,當(dāng)裂紋弧長增加時,由于裂紋以里的軸本體部位仍繼續(xù)收縮,而裂紋以外的部分繼續(xù)隨馬氏體量增加而膨脹。但裂紋以外部分的弧長增大受到內(nèi)部收縮的限制,造成在裂紋尖端附近區(qū)域產(chǎn)生切向壓應(yīng)力,切向壓應(yīng)力與徑向拉應(yīng)力合成為向外呈偏一定角度的主應(yīng)力。隨著兩個應(yīng)力大小的變化偏角也將發(fā)生變化,合成應(yīng)力的偏轉(zhuǎn)導(dǎo)致裂紋前進方向發(fā)生偏轉(zhuǎn)。當(dāng)裂紋一端率先達到基體表面而剝離后,造成另一端拉應(yīng)力顯著減小使得裂紋擴展停止。

為降低此類型結(jié)構(gòu)件淬火開裂風(fēng)險,首先需要控制原材料質(zhì)量,降低非金屬夾雜物含量,避免其在淬火過程中割裂基體[6]。其次嚴格保證止推環(huán)部位的表面粗糙度,避免淬火冷卻過程中在刀痕處產(chǎn)生應(yīng)力集中。最后在調(diào)質(zhì)熱處理前在止推環(huán)上表面放置具備一定厚度的圓環(huán)工裝,其在一定程度上為低速軸止推環(huán)提供蓄熱量,減少與軸本體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的時間差。同時能夠在淬火冷卻過程中,使輔助圓環(huán)工裝與止推環(huán)上表面之間形成蒸汽膜從而減緩止推環(huán)冷卻速度。

4 結(jié)論

1) 低速軸止推環(huán)次表面存在的點狀非金屬夾雜物在淬火過程中產(chǎn)生應(yīng)力集中,非金屬夾雜物降低基體的斷裂韌度,當(dāng)淬火過程中產(chǎn)生的應(yīng)力超過材料的抗拉強度時則在表面產(chǎn)生裂紋。

2) 止推環(huán)端面存在較深的刀痕位置與裂紋擴展途徑高度吻合,后續(xù)工件需要加強質(zhì)量管控,防止出現(xiàn)此現(xiàn)象。

3) 低速軸止推環(huán)和軸徑有效尺寸差異過大,導(dǎo)致在淬火冷卻過程中兩者無法同時完成馬氏體轉(zhuǎn)變,輔助環(huán)工裝只能一定程度上減緩止推環(huán)部位冷速,建議優(yōu)化此類工件結(jié)構(gòu)設(shè)計。