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)劣決定設備運行壽命。材質為42CrMo鋼的低速軸經調質處理后在半精車工序檢測出止推環(huán)端面開裂,工件調質硬度要求為300～330 HB。低速軸結構簡圖如圖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右側面30 mm左右。低速軸調質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,淬火介質為濃度13.5%PAG水溶液,瀝干后590 ℃進爐回火,工件調質工藝曲線如圖4所示,工藝的設定符合相關手冊規(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 調質工藝曲線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成分,利用光學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。測試結果與GB/T 3077—2015《合金結構鋼》中42CrMo鋼的合金元素成分范圍進行對比,結果如表1所示。

表1 斷裂件試樣B橫斷面與外圓處的化學成分(質量分數,%)

根據表1測試結果觀察到試樣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)生氧化脫碳現象,半精車加工時未能夠將表面脫碳層徹底清除。

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部,檢測砝碼取1 kg,檢測結果如圖5所示。可以看到從開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),符合工件調質技術要求(300～330 HB),故失效件取樣部位維氏硬度檢測結果無明顯異常,同時能夠有效證明裂紋兩側不存在脫碳情況。

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{質后止推環(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的晶粒占總晶粒數的84.46%。由此可判定工件晶粒大小均勻,無明顯混晶現象。根據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)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高溫回火后的均勻回火索氏體[2]。根據GB/T 13320—2007《鋼質模鍛件 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,符合調質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GB/T 10561—2005《鋼中非金屬夾雜物含量的測定 標準評級圖顯微檢驗法》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,經測試發(fā)現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

由上述結果可確認工件的化學成分、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果無異常。結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構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”的影響,傾向于在工件下表面形成蒸汽膜,當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構在淬火時具有上下表面冷卻烈度不一致的物理特性。當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,強大的相變應力場及剩余物料的結合量持續(xù)減少使裂紋的持續(xù)擴展無法終止,最終導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)應力集中的環(huán)形刀痕處。首先當止推環(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變區(qū)完成馬氏體轉變造成比容增大,而軸本體隨溫度降低產生熱脹冷縮效應而發(fā)生體積收縮。然后在體積膨脹和體積收縮的過渡區(qū)域產生拉應力[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,當止推環(huán)夾雜物位置拉應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生應力集中,裂紋沿著與拉應力垂直的方向迅速擴展。當裂紋沿圓周方向擴展時,裂紋尖端的應力狀態(tài)也相應發(fā)生變化,當裂紋弧長增加時,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部收縮的限制,造成在裂紋尖端附近區(qū)域產生切向壓應力,切向壓應力與徑向拉應力合成為向外呈偏一定角度的主應力。隨著兩個應力大小的變化偏角也將發(fā)生變化,合成應力的偏轉導致裂紋前進方向發(fā)生偏轉。當裂紋一端率先達到基體表面而剝離后,造成另一端拉應力顯著減小使得裂紋擴展停止。

為降低此類型結構件淬火開裂風險,首先需要控制原材料質量,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生應力集中。最后在調質熱處理前在止推環(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生應力集中,非金屬夾雜物降低基體的斷裂韌度,當淬火過程中產生的應力超過材料的抗拉強度時則在表面產生裂紋。

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)工件需要加強質量管控,防止出現此現象。

3) 低速軸止推環(huán)和軸徑有效尺寸差異過大,導致在淬火冷卻過程中兩者無法同時完成馬氏體轉變,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)化此類工件結構設計。