楊 永,張 宇

(通標(biāo)標(biāo)準(zhǔn)技術(shù)服務(wù)有限公司 南京分公司，南京 210001)

16MnCr5鋼為德國(guó)引進(jìn)鋼種，有較好的淬透性和切削性，熱處理后可得到較高的表面硬度和耐磨性，且低溫沖擊韌性較好。16MnCr5鋼主要用于制造齒套、齒輪和蝸桿等零部件[1-2]，一般要經(jīng)滲碳淬火后使用。

齒套加工工藝過程為:鍛造→拉削→加工→滲碳→感應(yīng)淬火→拋丸。某公司采用16MnCr5鋼制造的汽車同步器齒套在高速試驗(yàn)結(jié)束后，拆解發(fā)現(xiàn)有3個(gè)結(jié)合齒斷裂，為找到結(jié)合齒斷裂的原因，筆者進(jìn)行了檢驗(yàn)與分析。

1 理化檢驗(yàn)

1.1 宏觀觀察

圖1 失效同步器齒套宏觀形貌Fig.1 Macro morphology of failure synchronizer gear sleeve

圖2 斷裂齒宏觀形貌Fig.2 Macro morphology of broken teeth

圖3 未斷齒宏觀形貌Fig.3 Macro morphology of non broken teeth

失效同步器齒套的宏觀形貌如圖1所示，其中右側(cè)箭頭指向處為結(jié)合齒斷裂處，左側(cè)箭頭指向處為結(jié)合齒未斷裂處。采用線切割法分別將斷裂處和未斷裂處取下，發(fā)現(xiàn)斷裂的3個(gè)齒均沿內(nèi)壁根部折裂。采用Stemi508型體視顯微鏡對(duì)齒套3個(gè)斷裂的結(jié)合齒(編號(hào)為I，II，III)和未斷裂的3個(gè)結(jié)合齒進(jìn)行觀察，宏觀形貌如圖2和圖3所示?？梢姅嗔妖X宏觀斷口較平齊，未見宏觀材料缺陷，斷口外側(cè)稍有起伏，結(jié)合裂紋擴(kuò)展形貌和齒套工作時(shí)的受力情況，可判斷斷裂起源于齒內(nèi)側(cè)的R角處，并向外擴(kuò)展直至斷裂。

1.2 化學(xué)成分分析

利用ARL-4460型直讀光譜儀及GCS-3000型碳硫分析儀對(duì)齒套的化學(xué)成分進(jìn)行分析，結(jié)果如表1所示?？芍X套的化學(xué)成分滿足標(biāo)準(zhǔn)EN 10084:2008CaseHardeningSteels—TechnicalDeliveryConditions的技術(shù)要求。

表1 齒套的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical compositions of gear sleeve (mass fraction) %

1.3 掃描電鏡及能譜分析

為簡(jiǎn)化分析，取齒II為分析對(duì)象，采用Sigma 300型掃描電鏡對(duì)其進(jìn)行觀察，SEM形貌如圖4所示。將斷口分為靠近內(nèi)側(cè)R角的A區(qū)、中心的B區(qū)和靠近外表面的C區(qū)，如圖4a)所示，其中A區(qū)為裂紋源區(qū)，B區(qū)為裂紋擴(kuò)展區(qū)，C區(qū)為最終斷裂區(qū)。圖4b)為A區(qū)形貌，呈明顯的沿晶特征；圖4c)為B區(qū)形貌，部分呈韌窩形貌，并伴有夾雜；圖4d)為C區(qū)形貌，該區(qū)也呈明顯的沿晶特征[3]。

圖4 齒II斷口SEM形貌Fig.4 SEM morphology of fracture of tooth II:a) observation positions; b) morphology of area A; c) morphology of area B; d) morphology of area C

圖5 齒II斷口裂紋源區(qū)能譜分析位置及結(jié)果Fig.5 EDS analysis positions and results of crack source area on fracture of tooth II:a) analysis positions; b) analysis results of position 4

為進(jìn)一步分析結(jié)合齒斷裂的原因，采用掃描電鏡附帶的能譜儀對(duì)齒II斷口的裂紋源區(qū)及裂紋擴(kuò)展區(qū)進(jìn)行成分定性及半定量分析。裂紋源區(qū)的分析結(jié)果如圖5和表2所示，可見斷口有輕度氧化，未見異常元素，有少量MnS夾雜；裂紋擴(kuò)展區(qū)分析結(jié)果如圖6和表3所示，可見斷口有較多的MnS夾雜。

表2 齒II斷口裂紋源區(qū)能譜定性及半定量分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.2 Qualitative and semi quantitative analysis results of energy spectrum at crack source area on fracture of tooth II (mass fraction) %

圖6 齒II斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)能譜分析位置及結(jié)果Fig.6 EDS analysis positions and results ofcrack growth area on fracture of tooth II:a) analysis positions; b) analysis results of position 5

表3 齒II斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)能譜定性及半定量分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.3 Qualitative and semi quantitative analysis results of energy spectrum at crack growth area on fracture of tooth II (mass fraction) %

1.4 硬度及滲碳淬硬層有效深度測(cè)試

在齒套上截取硬度試樣，采用顯微維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試，測(cè)試結(jié)果如表4所示?？芍X套表面硬度的平均值為722 HV1，滿足客戶的要求。

表4 齒套表面硬度測(cè)試結(jié)果Tab.4 Surface hardness test results of gear sleeve HV1

為了確定齒套的硬化層深度，根據(jù)GB/T 9450—2005《鋼件滲碳淬火硬化層深度的測(cè)定和校核》的技術(shù)要求，采用顯微維氏硬度計(jì)對(duì)其進(jìn)行梯度硬度測(cè)試，結(jié)果如圖7所示。可知從表面到心部硬度逐漸降低，齒圈滲碳淬火硬化層(從零件表面到維氏硬度為550 HV1處的垂直距離)的深度為0.46 mm，滿足客戶的技術(shù)要求(0.3～0.7 mm)。

圖7 齒套沿厚度方向的硬度梯度曲線Fig.7 Hardness gradient curve of gear sleeve along thickness direction

1.5 金相檢驗(yàn)

在齒套齒底R(shí)角剖面(見圖2切割線)處截取金相試樣進(jìn)行觀察，斷裂齒和未斷齒的齒底R(shí)角處滲碳淬火層形貌如圖8和圖9所示?？梢姅嗔烟幒蚏角處未見明顯金屬流變，R角過渡區(qū)曲率半徑很小，接近直角。此外在未斷齒上發(fā)現(xiàn)一條裂紋，幾乎完全貫穿齒面，裂紋起源于齒底的R角處。根據(jù)GB/T 25744—2010《鋼件滲碳淬火回火金相檢驗(yàn)》對(duì)斷裂齒和未斷齒的顯微組織進(jìn)行評(píng)級(jí)，其中斷裂齒顯微組織評(píng)級(jí)結(jié)果為表面沿晶氧化層深度2級(jí)，如圖10a)所示；滲碳淬火層馬氏體3級(jí)、殘余奧氏體2級(jí)，未見異常組織，如圖10b)所示；碳化物1級(jí)，如圖10c)所示；心部顯微組織為板條馬氏體，級(jí)別為2級(jí)，如圖10d)所示；夾雜物級(jí)別為A1級(jí)，可見較多細(xì)小的硫化物，如圖10e)所示。未斷齒顯微組織評(píng)級(jí)結(jié)果為表面沿晶氧化層深度2級(jí)，如圖11a)所示；滲碳淬火層馬氏體3級(jí)、殘余奧氏體2級(jí)，未見異常組織，如圖11b)所示；碳化物1級(jí)，如圖11c)所示；心部顯微組織為板條馬氏體，級(jí)別為2級(jí)，如圖11d)所示；夾雜物級(jí)別為A1級(jí)，并可見較多細(xì)小的硫化物，如圖11e)所示。

圖8 斷裂齒低倍形貌Fig.8 Morphology of broken tooth at low magnification

圖9 未斷齒低倍形貌Fig.9 Morphology of non broken tooth at low magnification

圖10 斷裂齒不同區(qū)域顯微組織形貌Fig.10 Microstructure morphology of different areas of broken tooth:a) edge intergranular oxidation; b) carburized layer; c) carbide; d) matrix; e) inclusions

進(jìn)一步觀察未斷齒裂紋形貌，可見裂紋源區(qū)開口較大，如圖12a)所示；擴(kuò)展區(qū)裂紋逐漸收窄，如圖12b)所示；裂紋末端可以明顯看到為沿晶開裂[4-5]，整個(gè)裂紋均無(wú)脫碳，判斷未斷齒的裂紋開裂形式和斷裂齒的一樣，裂紋末端形貌如圖12c)所示。

2 分析與討論

掃描電鏡分析顯示齒套的裂紋起源于齒根R角處，斷口未見宏觀缺陷，齒II斷口裂紋源區(qū)及最終斷裂區(qū)均可見明顯的沿晶斷裂特征，斷口上存在MnS夾雜；金相檢驗(yàn)可知斷裂齒和未斷齒表面的沿晶氧化層、滲碳淬火層組織、碳化物含量、心部組織以及夾雜物等級(jí)均未見明顯差異；未斷裂齒同樣存在幾乎貫通的裂紋，裂紋起源于齒根R角處，末端可以明顯看出為沿晶開裂。此外，齒套表面存在沿晶氧化，其形成和滲碳有關(guān)。滲碳是金屬表面處理的一種，多應(yīng)用于低碳鋼或低合金鋼，具體方法是將工件置入具有活性的滲碳介質(zhì)中，加熱到900～950 ℃的單相奧氏體區(qū)，保溫足夠時(shí)間后，使?jié)B碳介質(zhì)中分解出的活性碳原子滲入鋼件表層，從而使表層獲得高碳，心部仍保持原有成分。當(dāng)滲碳?xì)夥罩写嬖谘鯐r(shí)，因鉻、錳、硅與氧的親和力大于鐵，會(huì)導(dǎo)致出現(xiàn)沿晶氧化的現(xiàn)象，沿晶氧化降低了晶界結(jié)合力，而淬火會(huì)形成較大的組織應(yīng)力和熱應(yīng)力[6]，曲率半徑很小的R角處原本就是應(yīng)力相對(duì)較大的地方，在工作應(yīng)力的作用下，很容易使氧化處產(chǎn)生微裂紋并擴(kuò)展，最終導(dǎo)致結(jié)合齒斷裂。

圖11 未斷齒不同區(qū)域顯微組織形貌Fig.11 Microstructure morphology of different areas of non broken tooth:a) edge intergranular oxidation; b) carburized layer; c) carbide; d) matrix; e) inclusions

圖12 未斷齒裂紋微觀形貌Fig.12 Micro morphology of crack of non broken tooth:a) crack source area; b) crack growth area; c) end of crack

3 結(jié)論及建議

結(jié)合齒斷裂和齒根處沿晶氧化有關(guān)，沿晶氧化降低了晶界結(jié)合力，使得淬火微裂紋在內(nèi)應(yīng)力和外載荷共同作用下，沿應(yīng)力集中的齒底R(shí)角處產(chǎn)生并擴(kuò)展，最終導(dǎo)致結(jié)合齒斷裂。

建議齒套淬火后及時(shí)回火，消除零件內(nèi)應(yīng)力；降低爐內(nèi)氧化氣氛，盡量消除或減小氧化層深度。