雷淑梅, 鄒高鵬, 尹詩衡, 匡同春

(1.華南理工大學(xué)分析測試中心, 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鋼是一種德國牌號的低碳高合金鋼，經(jīng)過熱處理和機(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]。某廠減速機(jī)的輸出軸材料為18CrNiMo7-6A鋼，設(shè)計使用壽命為5 a(年)，而實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)過車削和表面淬火處理形成產(chǎn)品。輸出軸在運(yùn)行過程中受反復(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，筆者對其進(jìn)行了斷口分析、化學(xué)成分分析、金相檢驗及力學(xué)性能測試,結(jié)合輸出軸的受力情況，查明了軸的斷裂原因，以期防止該類事故的再次發(fā)生。

1 理化檢驗

1.1 宏觀分析

斷裂軸側(cè)面宏觀形貌如圖1a),b)所示，斷口表面油污經(jīng)清洗后的宏觀形貌如圖1c),d)所示，斷口截面直徑約80 mm。由圖1a)～d)可見,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面積約占整個斷口的4/5，鍵槽處斷口較為平整，沒有明顯的塑性變形，周邊呈暗褐色，可觀察到多條清晰的疲勞臺階，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)觀察可見此區(qū)域也存在清晰的、較小的疲勞條紋，說明此處也存在一個疲勞源。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18CrNiMo7-6A鋼輸出軸隨機(jī)選取3個區(qū)域進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果見表1?？梢娫撦S的整體成分均勻，各元素含量均符合BS EN 10084：2008CaseHardeningSteels—TechnicalDeliveryConditions對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

對圖1c)圓圈區(qū)域線切割取樣后用無水乙醇超聲清洗，進(jìn)行掃描電鏡(SEM)分析，結(jié)果如圖3a)所示，明顯可見復(fù)雜應(yīng)力引起的類輪胎式疲勞條紋，該疲勞條紋較稀疏，變形程度大，說明此處承受的實際應(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，可見呈拋物線狀的淺顯韌窩，結(jié)合宏觀斷口分析可推測此處為撕裂應(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，斷口也可見多處明顯的疲勞臺階。此外，最后斷裂區(qū)還可見輪胎式疲勞條紋，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

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。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存在，可能是因為調(diào)質(zhì)回火溫度偏低或保溫時間不夠。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有及時回火或回火不充分，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 硬度測試

使用維氏顯微硬度計(加載載荷1.96 N，保載時間10 s)對斷裂軸橫截面進(jìn)行梯度硬度測試，同一深度平行打3個點(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定》的要求，軸感應(yīng)淬火硬化層深度為0.6 mm，與圖5a)觀察到的結(jié)果基本一致。一般說來，硬化層深度應(yīng)設(shè)計為直徑的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試結(jié)果Fig.6 Test results of gradient hardness of fractured shaft cross section

1.6 拉伸性能測試

根據(jù)GT/T 228.1-2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》對斷裂軸取拉伸試樣，試樣直徑d為10 mm，原始標(biāo)距L0為50 mm，平行長度Lc為65 mm，對其進(jìn)行拉伸性能測試，結(jié)果如表2所示。從表2結(jié)果可以看出3個測試值相近，表明測試精度較高。此外，拉伸性能測試結(jié)果明顯低于廠家內(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)致軸過早斷裂失效。

3 結(jié)論及建議

軸的斷裂原因為整體熱處理工藝不當(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??；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。