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(江蘇牧羊控股有限公司, 揚(yáng)州 225127)

40CrNiMo鋼主軸斷裂原因分析

賀凱林,金麗萍

(江蘇牧羊控股有限公司, 揚(yáng)州 225127)

40CrNiMo鋼主軸在使用過程中發(fā)生斷裂。采用宏觀觀察、化學(xué)成分分析、硬度測試及顯微組織分析等方法，分析了該40CrNiMo鋼主軸斷裂的原因。結(jié)果表明：主軸的倒角曲率半徑偏小且材料中存在氮化物，使應(yīng)力集中程度嚴(yán)重，導(dǎo)致裂紋源產(chǎn)生；粗大的晶粒降低了主軸的解理斷裂強(qiáng)度，使疲勞擴(kuò)展速率加大，最終導(dǎo)致主軸發(fā)生早期疲勞斷裂。最后根據(jù)主軸失效原因提出了改進(jìn)措施。

40CrNiMo鋼； 疲勞斷裂； 氮化物； 曲率半徑； 應(yīng)力集中； 晶粒度

40CrNiMo鋼主軸在使用幾個月后發(fā)生斷裂，斷裂部位為軸肩倒角處，事故造成設(shè)備停機(jī)檢查，給工廠帶來一定的經(jīng)濟(jì)損失。40CrNiMo鋼主軸采用軋制棒材制造，主軸最大直徑為120 mm，加工流程為：下料→粗車→調(diào)質(zhì)→精車，調(diào)質(zhì)淬火溫度為860 ℃，淬火介質(zhì)為油，回火溫度為580 ℃，硬度要求為250～300 HB。筆者通過宏觀觀察、化學(xué)成分分析、硬度測試及顯微組織分析等，查明了該40CrNiMo鋼主軸斷裂的原因，并從裂紋起源與擴(kuò)展兩個方面提出改進(jìn)意見，以提高產(chǎn)品的使用壽命。

1 理化檢驗(yàn)

1.1宏觀觀察

該40CrNiMo鋼主軸的整體斷裂面如圖1所示，由于主軸在斷裂后繼續(xù)旋轉(zhuǎn)，因此與另外一半斷軸發(fā)生摩擦，表面有部分?jǐn)嗔烟卣鞅幌D1a)中能看到明顯的貝紋線，并且有2組，即存在兩個裂紋源，分別為裂紋源A和裂紋源B。從圖1b)中可以看到A處裂紋的發(fā)展經(jīng)歷了兩次起源，主軸的斷裂主要是由疲勞引起的疲勞斷裂。疲勞斷裂是常見的失效形式之一，據(jù)統(tǒng)計(jì)80%以上的零件失效是由疲勞斷裂引起的[1]。

圖1 主軸斷面形貌Fig.1 Fracture surface morphology of the main shaft:a) fracture surface; b) enlarged figure of the rectangle A

1.2化學(xué)成分分析

使用SPECTRO MAXx-FV型立式直讀光譜儀，對40CrNiMo鋼主軸裂紋附近的材料進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果見表1，可見斷裂主軸材料的化學(xué)成分符合GB/T 3077-2015《合金結(jié)構(gòu)鋼》要求。

1.3硬度測試

使用HV-1000A型顯微硬度計(jì)，對40CrNiMo鋼主軸進(jìn)行顯微硬度測試，測試點(diǎn)為圖1b)所示斷面的側(cè)面，測試結(jié)果為275，280，336，297 HV0.5，平均顯微硬度為297 HV0.5。由結(jié)果可見，40CrNiMo鋼主軸的顯微硬度平均值符合設(shè)計(jì)要求，但硬度分布不均勻。

表1 主軸材料的化學(xué)成分分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Analysis results of chemical compositions of themain shaft material (mass fraction) %

1.4顯微組織分析

顯微組織分析試樣的取樣位置為圖1 中A處，先對試樣進(jìn)行金相檢驗(yàn)，結(jié)果如圖2所示。從圖2a)可以看出，40CrNiMo鋼主軸材料中存在較多氮化物，氮化物長度為49 μm，寬度為9 μm，這樣的氮化物容易形成裂紋源。圖2b)顯示的是材料中的帶狀組織，其中白色條帶硬度為380 HV0.3，白色條帶兩邊組織的硬度分別為270，280 HV0.3，硬度相差較大，說明白色條帶為合金偏析區(qū)域，淬火性能較好，且抗回火能力強(qiáng)。圖2c)顯示的組織為回火索氏體和回火上貝氏體，上貝氏體的出現(xiàn)說明材料冷卻速率不足，另外貝氏體的長度達(dá)54 μm，說明材料的晶粒粗大，晶粒度約為5級。

圖2 主軸斷面的顯微組織形貌Fig.2 Microstructure morphology of fracture surface of the main shaft: a) nitrides; b) banded structure; c) coarse bainite structure

斷軸的表面很多部位已磨損，對圖1a)中沒有磨損的區(qū)域取樣并進(jìn)行掃描電鏡分析，結(jié)果如圖3所示，可見斷裂面呈現(xiàn)解理斷裂特征。解理斷裂是一種低能量斷裂，它是晶體材料中的一種脆性斷裂形式[2]，大面積的扇形花樣也說明材料的晶粒粗大，晶粒粗大會降低工件的韌性及疲勞強(qiáng)度。解理斷裂強(qiáng)度σc符合Hall-Petch方程[3]

式中：σ0和k為常數(shù)；d為晶粒直徑。

因此晶粒越細(xì)，材料的解理斷裂強(qiáng)度越高。

圖3 主軸斷面微觀形貌Fig.3 Micro morphology of fracture surface of the main shaft:a) tire track patterns; b) fan-shaped patterns

2 分析與討論

主軸主要受扭轉(zhuǎn)力矩及軸向拉力，扭轉(zhuǎn)力矩以電動機(jī)的額定功率計(jì)算，其扭矩T可按下式計(jì)算

圖4 主軸受力分析圖Fig.4 The stress analysis diagram of the main shaft:a) schematic diagram of the dimension; b) equivalent stress nephogram

式中：T為主軸扭矩，N·m；P為電機(jī)額定功率，W；n為主軸轉(zhuǎn)速，r·min-1。

給主軸一定的邊界條件和約束，進(jìn)行靜力學(xué)分析，見圖4。圖4中應(yīng)力最大部位為倒角處，應(yīng)力高達(dá)495 MPa。根據(jù)軸的硬度查詢相關(guān)手冊，可知其屈服強(qiáng)度應(yīng)大于700 MPa。對斷裂主軸取樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，屈服強(qiáng)度的測試結(jié)果為654 MPa，小于上述要求。將倒角曲率半徑由3 mm改為5 mm后，最大應(yīng)力變?yōu)?80 MPa，可見倒角曲率半徑對應(yīng)力集中的程度影響很大。

主軸的疲勞壽命符合S-N曲線(應(yīng)力-壽命曲線)，對于同等受力情況下，主軸的實(shí)際應(yīng)力差值Δσ主要取決于應(yīng)力集中的程度，曲率半徑越大則應(yīng)力集中程度也越小，而實(shí)際上Δσ可以用下式表示[4]

式中：ΔKI為應(yīng)力強(qiáng)度范圍；R為曲率半徑。

可以看出，R越大，Δσ也就越小。按照S-N曲線的特點(diǎn)，Δσ越大則主軸的疲勞壽命越短。

由于主軸軸頸處倒角曲率半徑較小，且材料中存在大塊的氮化物，增加了位錯的密度從而形成應(yīng)力集中；另外帶狀組織兩邊的硬度以及成分不一致，會導(dǎo)致材料的屈服強(qiáng)度不一致，微觀區(qū)域內(nèi)變形不一致，從而額外增加主軸的應(yīng)力，這會使氮化物周圍產(chǎn)生很大的應(yīng)力差，降低主軸的疲勞壽命。

晶粒度也對疲勞斷裂有很大影響，晶粒度會影響材料的屈服強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度符合Hall-Petch方程，材料晶粒越細(xì)則其屈服強(qiáng)度越高，這就是該主軸的實(shí)際屈服強(qiáng)度只有654 MPa的原因。李勝軍等[5]研究發(fā)現(xiàn)：晶粒尺寸對試樣的斷裂韌度有明顯的影響，最大晶粒越大，則斷裂韌度越低。因此可以判斷，晶粒粗大也是導(dǎo)致主軸早期斷裂的一個因素。另外，雷磊等[6]關(guān)于淬火冷卻速率對彈簧鋼高周疲勞性能影響的研究表明，冷卻速率高可以提高材料的疲勞強(qiáng)度。而該主軸的冷卻速率不足，也是導(dǎo)致其疲勞斷裂的一個因素。

主軸的熱處理時間長導(dǎo)致材料的晶粒粗大，而隨后的冷卻速率又不足，不能得到足夠的回火索氏體，導(dǎo)致材料的疲勞壽命有所下降。另外，主軸的倒角曲率半徑偏小，且材料中存在大塊的氮化物，容易導(dǎo)致嚴(yán)重的應(yīng)力集中。因此，在主軸服役的過程中，從材料中的氮化物處產(chǎn)生疲勞源，并發(fā)展成為最終的疲勞斷裂。

3 結(jié)論及建議

主軸的倒角曲率半徑偏小導(dǎo)致倒角處應(yīng)力集中，材料中氮化物的存在加劇了應(yīng)力集中的程度，導(dǎo)致疲勞裂紋源的產(chǎn)生；粗大的晶粒降低了主軸的解理斷裂強(qiáng)度，使疲勞擴(kuò)展的速率加大，縮短了主軸使用壽命，最終導(dǎo)致主軸發(fā)生疲勞斷裂。

建議從疲勞源裂紋和裂紋擴(kuò)展兩個方面進(jìn)行改進(jìn)，可以采取以下措施。

(1) 對原材料進(jìn)行嚴(yán)格把控，增加夾雜物金相檢驗(yàn)項(xiàng)目，控制材料的純凈度和偏析程度；也可以提高冶煉標(biāo)準(zhǔn)，將材料換成40CrNiMoA鋼。

(2) 減少淬火加熱的保溫時間，控制材料淬火的晶粒度，提高淬火冷卻速率，得到90%以上的回火索氏體，提高材料的斷裂韌度，從而增加抗疲勞性能。

(3) 對軸肩應(yīng)力集中的部位進(jìn)行噴丸[7]或滾壓[8]處理，強(qiáng)化表面的壓應(yīng)力，提高材料的疲勞強(qiáng)度。

(4) 增大軸肩應(yīng)力集中部位的倒角曲率半徑，降低應(yīng)力集中程度，從而提高主軸的疲勞壽命。

[1] 鐘群鵬,趙子華.斷口學(xué)[M].北京:高等教育出版社,2006:242.

[2] 錢志屏.材料的變形與斷裂[M].上海:同濟(jì)大學(xué)出版社,1989.

[3] MILLS K,ASM International. ASM handbook,Volume 12:Fractography[M].Ohio:ASM International,1987:207-208.

[4] BECKER B T,SHIPLEY R J,ASM International.ASM handbook,Volume 11:Failure analysis and prevention[M].Ohio:ASM International,2002:1505-1506.

[5] 李勝軍,任學(xué)沖,高克瑋,等.晶粒尺寸對車輪鋼解理斷裂韌性的影響[J].北京科技大學(xué)學(xué)報,2011,33(9):1105-1110.

[6] 雷磊,梁益龍,姜云,等.淬火冷卻速率對60Si2CrVAT彈簧鋼高周疲勞性能的影響[J].材料研究學(xué)報,2017,31(1):65-73.

[7] 朱心伍.零件表面噴丸強(qiáng)化工藝應(yīng)用研究[J].現(xiàn)代車用動力,2013,13(2):38-40.

[8] 郭晨海,張勇,姜樹李,等.基于圓角滾壓工藝的曲軸疲勞行為研究[J].車用發(fā)動機(jī),2012,12(1):84-88.

AnalysisonFractureReasonsoftheMainShaftof40CrNiMoSteel

HEKailin,JINLiping

(Jiangsu Muyang Holdings Co., Ltd., Yangzhou 225127, China)

A main shaft of 40CrNiMo steel fractured during use. The fracture reasons of the main shaft of 40CrNiMo steel were analyzed by means of macroscopic observation, chemical composition analysis, hardness testing, and microstructure analysis. The results show that: the chamfer curvature radius of the main shaft was relatively small, and the nitrides existed in the material, which made the stress concentration more severe and caused the generation of the crack source; coarse grains decreased the cleavage fracture strength of the main shaft and increased the fatigue spreading rate, and finally the early fatigue fracture occurred to the main shaft. In the end, the improvement measures were put forward according to failure reasons of the main shaft.

40CrNiMo steel; fatigue fracture; nitride; curvature radius; stress concentration; grain size

10.11973/lhjy-wl201709012

2016-11-16

賀凱林(1980-)，男，工程師，學(xué)士，主要從事熱處理及失效分析工作，angel_legend@aliyun.com

TG115.2

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：1001-4012(2017)09-0668-03