42CrMoA钢制内齿圈开裂失效分析

王 荣

(上海材料研究所， 上海 200437)



42CrMoA钢制内齿圈开裂失效分析

王 荣

(上海材料研究所， 上海 200437)

摘要：42CrMoA钢制内齿圈在加工结束后产生了裂纹，采用光学显微镜、扫描电子显微镜和显微硬度计等对裂纹产生的原因进行了分析。结果表明：裂纹的形成是因感应淬火工艺不当造成的，同时钢中还产生了较大的热处理残余内应力，钢中的氢和环境氢会向应力集中严重的淬火裂纹尖端富集，形成局部氢浓度升高，使初始淬火裂纹在残余应力作用下又以氢致延迟性裂纹继续扩展；通过采用正确的热处理工艺，在淬火后及时进行回火以改善淬硬层组织可预防开裂。

关键词：淬火裂纹；42CrMoA钢；内齿圈；氢致延迟开裂

0引言

某设备上的内齿圈外形尺寸为φ1 695 mm(外圆)×495 mm(齿轮厚度)，内圆尺寸为φ1 150 mm。内齿圈生产以自由锻件供货，材料为42CrMoA钢，其加工工序为：模铸钢锭→环锻→粗车→粗铣齿→调质→半粗车→精铣齿→倒角→探伤→感应淬火→喷丸→探伤→精车→镗孔→磨齿。感应淬火从下端面进口端沿齿槽连续扫描至上端面出口端，边加热边喷淬火液冷却；淬火后的回火温度为220 ℃，回火结束到磨削加工工序间隔为1～5 d；技术要求为淬火后齿面的有效硬化层深度不小于3.9 mm(513 HV)，齿根的不小于2.5 mm(513 HV)；齿面、齿根硬度均为50～56 HRC。该内齿圈在磨齿工序后进行磁粉探伤时发现了裂纹，裂纹出现在内齿圈硬度较高的齿表面。为了查明该内齿圈齿表面的开裂原因，作者对其进行了开裂失效分析。

1理化检验及结果

1.1　低倍形貌

由图1可知，裂纹多出现在靠齿圈端面的齿表面，以出口位置居多；将发现裂纹的齿编号后，切割取出，作为失效分析用开裂内齿圈试样。

图1　内齿圈开裂部位及取样示意Fig.1　Cracked positions (a) and sampling map (b)of the inner gear ring

垂直于开裂内齿圈的轴向切取金相试样，磨削后采用1∶1(体积比)工业盐酸水溶液于60～80 ℃进行热酸蚀，宏观形貌见图2。由图2可以看出，内齿圈的齿面和齿根均存在硬化层，硬化层和基体界线较为清晰，齿根部位的硬化层相对较浅；齿顶部位的硬化层中存在一微裂纹，远离齿表面区域存在明显的树枝晶组织，未观察到其它明显组织缺陷。

图2　开裂内齿圈纵向剖面低倍形貌Fig.2　Longitudinal section macrostructureof the cracked inner gear ring

1.2　化学成分

从靠近裂纹的内齿圈齿部取样，采用ARL4460型光电直读光谱仪和CS901B型红外碳硫仪进行化学成分分析。由表1可知，该内齿圈用42CrMoA钢的化学成分满足GB/T 3077-1999规定的技术指标要求。

表1内齿圈用42CrMoA钢的化学成分(质量分数)

Tab.1Chemical compositions of the inner

gear ring 42CrMoA steel (mass)

%

1.3　硬化层深度与硬度

平行于内齿圈的轴向在齿部截取横向剖面试样，经镶嵌、磨抛后采用FM-700型维氏硬度计，根据GB/T 4340.1-2009测试其显微硬度梯度，载荷9.8 N，加载时间10 s，测试点间隔为0.25 mm。检测结果显示，内齿圈齿面节圆部位硬化层深度为4.26 mm(513 HV)，齿根部位硬化层深度为2.50 mm(513 HV),满足齿面的有效硬化层深度不小于3.9 mm(513 HV)、齿根的不小于2.5 mm(513 HV)的技术要求。采用8150LK型洛氏硬度计检测，载荷980 N，加载时间15 s。检测结果显示，齿面硬化层硬度为50.4～53.3 HRC，齿根硬化层硬度为51.7～54.0 HRC，均满足50～56 HRC的技术要求。

1.4　裂纹形貌

由图3可以看出，内齿圈齿表面的裂纹主要分布在轮齿端部，开裂程度不同，呈弧状；内齿圈齿部表面有明显的平行状分布的磨削痕迹，裂纹和磨削方向约成30°夹角。

图3　内齿圈齿表面的裂纹形貌Fig.3　Crack morphology in tooth position of the inner gear ring:(a) macro-morphology and (b) SEM morphology

切取开裂内齿圈齿端面剖面试样，经镶嵌、磨抛后，采用LEICA DMI5000M型光学显微镜观察裂纹的微观形貌。由图4可以看出，初始裂纹整体上比较直，尖端比较钝，深度最大达到2.50 mm，小于齿面的硬化层深度(4.26 mm)，可见裂纹位于硬化层内；初始裂纹开口端两侧存在明显的异物覆盖层；从初始裂纹较钝的尖端扩展出了较细的、曲折的呈沿晶特征的微裂纹，其起源端和初始裂纹尖端并没有连通，可见扩展裂纹不是初始裂纹的延伸。

图4　内齿圈轮齿端部裂纹形貌Fig.4　Crack morphology in the inner gear ring tooth end: (a) low magnification, (b) high magnification and (c) crack tip morphology

1.5　微区成分

对裂纹两侧的异物覆盖层采用Quanta400FEG型EDAX能谱仪做元素的无标样定性和半定量能谱分析。由图5可知，覆盖物的主要化学成分为铁和氧，可见裂纹面上的覆盖层为铁的氧化物。

图5　裂纹两侧覆盖层形貌及EDS谱Fig.5　SEM morphology (a) and EDS spectrum (b) of the cover along the two sides of crack

1.6　显微组织

从内齿圈齿部切取轴向剖面试样，经镶嵌、磨抛后，采用LEICA DMI5000M型光学显微镜，根据GB/T 10561-2005《钢中非金属夹杂物含量的测定——标准评级图显微检验法》对裂纹附近区域的非金属夹杂物进行评级，评定结果为：A1.0，A1.0e，B1e，C0，D0.5。对抛光态试样采用4%(质量分数)的硝酸酒精腐蚀，采用LEICA DMI5000M型光学显微镜观察其显微组织。由图6可以看出，在裂纹附近的组织中出现了带状偏析，偏析方向和裂纹平行；裂纹开口处显微组织未见异常，未见明显增、脱碳特征，齿表面未见明显磨削变质层特征；齿表面淬硬层的显微组织为回火马氏体+残余奥氏体，心部显微组织为回火索氏体+少量铁素体。

图6　内齿圈不同位置处的显微组织Fig.6　Microstructures at different parts of the inner gear ring:(a) crack at low magnification; (b) crack at high magnification; (c) tooth surface and (d) tooth core

1.7　裂纹处的显微硬度

采用FM-700型维氏硬度计测内齿圈上裂纹附近带状组织偏析区域的显微硬度，测试位置见图7，测试结果见表2，可见亮区的显微硬度略高。

图7　显微硬度测试位置Fig.7　Microhardness tested location

表2　内齿圈偏析区域显微硬度Tab.2　Microhardness of segregation in the inner gear ring　HV

2开裂原因分析

42CrMoA钢属于合金结构钢，其碳和铬含量均较高，淬透性较好，一般采用油冷淬火；在感应淬火工艺中，感应加热后采用喷复合型水剂淬火液或水进行冷却，冷却速率较快，大幅度提高了工件的淬火应力，容易引起淬火裂纹。感应淬火前经探伤未见裂纹，显微组织分析齿面也未见明显磨削变质层，说明磨削工艺正常，不会产生磨削开裂；金相分析结果显示初始裂纹位于淬硬层内，开口处侧面未见明显脱碳特征，裂纹较直，穿晶扩展，说明该裂纹是在感应淬火过程中产生的淬火裂纹[1]；42CrMoA钢内部的带状组织偏析导致其性能产生微小差异，实际检测结果显示组织偏析区域亮区的显微硬度略高于暗区的，这会增加淬火冷却时的局部应力集中程度，且裂纹纵深扩展方向大多数和带状偏析方向一致。虽然钢的带状组织偏析不破坏材料的连续性，但使材料的力学性能变得不均匀，故偏析也能成为裂纹源，促使淬火开裂[2]。扩展裂纹较细、曲折、呈沿晶特征，和初始裂纹尖端没有连通，可见初始裂纹和扩展裂纹扩展形式不同，是在不同阶段产生的。内齿圈淬火后的回火温度为220 ℃，对感应淬火后的切向应力和径向应力几乎没有影响，回火后的内齿圈会存在较大的热处理残余应力[3]。初始裂纹位于淬硬层内，该区域硬度较高，显微组织为回火马氏体+残余奥氏体，裂纹尖端应力集中明显。钢中和环镜中的氢原子具有向应力集中区域富集的特性，会在裂纹尖端富集，氢原子在裂纹尖端聚集造成该区域呈酸性，也会使氢致开裂的敏感性升高[4]。剖面试样中观察到的“较细的、不连续的呈沿晶特征的微裂纹”是热处理裂纹在库存期间或磨削后产生的氢致延迟性开裂产生的。

3结论与措施

(1) 内齿圈齿轮端面上的初始裂纹为淬火裂纹，初始裂纹尖端附近“较细的、不连续的呈沿晶特征的微裂纹”为氢致延迟性裂纹。

(2) 感应淬火工艺不当是造成开裂的主要原因，带状组织偏析会增加淬火冷却时的应力集中程度，使内齿圈更容易产生淬火裂纹。

(3) 通过采用正确的热处理工艺，在淬火后及时进行回火可以改善淬硬层组织,可有效预防内齿圈齿部开裂。

参考文献：

[1]王广生,石康才,周敬恩.金属热处理缺陷分析及案例[M].北京：机械工业出版社, 2007:288-291.

[2]师昌绪,钟群鹏,李成功.中国材料工程大典第1卷[M].北京:化学工业出版社, 2005:500.

[3]陈再良,吕东显,付海峰.模具使用寿命与失效分析中一些问题的探讨[J].理化检验-物理分册, 2009,45(9):553-558.

[4]HOLLINGSWORTH E H, HUNSTICKER H Y. Corrosion of aluminum and aluminum alloys[M]∥Metals Handbook, Volume 13:Corrosion. 9th ed. Ohio:ASM international, 1987: 583-609.

Failure Analysis of Cracking in Inner Gear Ring Made of 42CrMoA Steel

WANG Rong

(Shanghai Research Institute of Materials, Shanghai 200437, China)

Abstract:The cracks were formed in the inner gear ring made of 42CrMoA steel after processing and the cause of the cracks was analyzed by means of optical microscope, scanning electronic microscope and micro-hardness tester. The results show that the initial cracks were caused by the improper induction quenching process, meanwhile the high residual stress by heat treatment was also produced in the steel. The hydrogen from the inner steel and the environment was accumulated to the quenching crack tips, and then the cracks continued to propagate as hydrogen induced cracks under the high residual stress. The crack prevention method was to adopt the proper heat treatment process of timely tempering after quenching to improve the microstructure of case-hardening zone.

Key words:quenching crack; 42CrMoA steel; inner gear ring; hydrogen induced crack

中图分类号：TG157

文献标志码：B

文章编号：1000-3738(2015)12-0107-04