汽车同步器齿套断齿原因

2020-11-09杨永,张宇

理化检验(物理分册) 2020年9期

关键词：断齿渗碳源区

杨永,张宇

(通标标准技术服务有限公司南京分公司，南京 210001)

16MnCr5钢为德国引进钢种，有较好的淬透性和切削性，热处理后可得到较高的表面硬度和耐磨性，且低温冲击韧性较好。16MnCr5钢主要用于制造齿套、齿轮和蜗杆等零部件[1-2]，一般要经渗碳淬火后使用。

齿套加工工艺过程为:锻造→拉削→加工→渗碳→感应淬火→抛丸。某公司采用16MnCr5钢制造的汽车同步器齿套在高速试验结束后，拆解发现有3个结合齿断裂，为找到结合齿断裂的原因，笔者进行了检验与分析。

1 理化检验

1.1 宏观观察

图1 失效同步器齿套宏观形貌Fig.1 Macro morphology of failure synchronizer gear sleeve

图2 断裂齿宏观形貌Fig.2 Macro morphology of broken teeth

图3 未断齿宏观形貌Fig.3 Macro morphology of non broken teeth

失效同步器齿套的宏观形貌如图1所示，其中右侧箭头指向处为结合齿断裂处，左侧箭头指向处为结合齿未断裂处。采用线切割法分别将断裂处和未断裂处取下，发现断裂的3个齿均沿内壁根部折裂。采用Stemi508型体视显微镜对齿套3个断裂的结合齿(编号为I，II，III)和未断裂的3个结合齿进行观察，宏观形貌如图2和图3所示。可见断裂齿宏观断口较平齐，未见宏观材料缺陷，断口外侧稍有起伏，结合裂纹扩展形貌和齿套工作时的受力情况，可判断断裂起源于齿内侧的R角处，并向外扩展直至断裂。

1.2 化学成分分析

利用ARL-4460型直读光谱仪及GCS-3000型碳硫分析仪对齿套的化学成分进行分析，结果如表1所示。可知齿套的化学成分满足标准EN 10084:2008CaseHardeningSteels—TechnicalDeliveryConditions的技术要求。

表1 齿套的化学成分(质量分数)Tab.1 Chemical compositions of gear sleeve (mass fraction) %

1.3 扫描电镜及能谱分析

为简化分析，取齿II为分析对象，采用Sigma 300型扫描电镜对其进行观察，SEM形貌如图4所示。将断口分为靠近内侧R角的A区、中心的B区和靠近外表面的C区，如图4a)所示，其中A区为裂纹源区，B区为裂纹扩展区，C区为最终断裂区。图4b)为A区形貌，呈明显的沿晶特征；图4c)为B区形貌，部分呈韧窝形貌，并伴有夹杂；图4d)为C区形貌，该区也呈明显的沿晶特征[3]。

图4 齿II断口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

图5 齿II断口裂纹源区能谱分析位置及结果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

为进一步分析结合齿断裂的原因，采用扫描电镜附带的能谱仪对齿II断口的裂纹源区及裂纹扩展区进行成分定性及半定量分析。裂纹源区的分析结果如图5和表2所示，可见断口有轻度氧化，未见异常元素，有少量MnS夹杂；裂纹扩展区分析结果如图6和表3所示，可见断口有较多的MnS夹杂。

表2 齿II断口裂纹源区能谱定性及半定量分析结果(质量分数)Tab.2 Qualitative and semi quantitative analysis results of energy spectrum at crack source area on fracture of tooth II (mass fraction) %

图6 齿II断口裂纹扩展区能谱分析位置及结果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 齿II断口裂纹扩展区能谱定性及半定量分析结果(质量分数)Tab.3 Qualitative and semi quantitative analysis results of energy spectrum at crack growth area on fracture of tooth II (mass fraction) %

1.4 硬度及渗碳淬硬层有效深度测试

在齿套上截取硬度试样，采用显微维氏硬度计进行硬度测试，测试结果如表4所示。可知齿套表面硬度的平均值为722 HV1，满足客户的要求。

表4 齿套表面硬度测试结果Tab.4 Surface hardness test results of gear sleeve HV1

为了确定齿套的硬化层深度，根据GB/T 9450—2005《钢件渗碳淬火硬化层深度的测定和校核》的技术要求，采用显微维氏硬度计对其进行梯度硬度测试，结果如图7所示。可知从表面到心部硬度逐渐降低，齿圈渗碳淬火硬化层(从零件表面到维氏硬度为550 HV1处的垂直距离)的深度为0.46 mm，满足客户的技术要求(0.3～0.7 mm)。

图7 齿套沿厚度方向的硬度梯度曲线Fig.7 Hardness gradient curve of gear sleeve along thickness direction

1.5 金相检验

在齿套齿底R角剖面(见图2切割线)处截取金相试样进行观察，断裂齿和未断齿的齿底R角处渗碳淬火层形貌如图8和图9所示。可见断裂处和R角处未见明显金属流变，R角过渡区曲率半径很小，接近直角。此外在未断齿上发现一条裂纹，几乎完全贯穿齿面，裂纹起源于齿底的R角处。根据GB/T 25744—2010《钢件渗碳淬火回火金相检验》对断裂齿和未断齿的显微组织进行评级，其中断裂齿显微组织评级结果为表面沿晶氧化层深度2级，如图10a)所示；渗碳淬火层马氏体3级、残余奥氏体2级，未见异常组织，如图10b)所示；碳化物1级，如图10c)所示；心部显微组织为板条马氏体，级别为2级，如图10d)所示；夹杂物级别为A1级，可见较多细小的硫化物，如图10e)所示。未断齿显微组织评级结果为表面沿晶氧化层深度2级，如图11a)所示；渗碳淬火层马氏体3级、残余奥氏体2级，未见异常组织，如图11b)所示；碳化物1级，如图11c)所示；心部显微组织为板条马氏体，级别为2级，如图11d)所示；夹杂物级别为A1级，并可见较多细小的硫化物，如图11e)所示。

图8 断裂齿低倍形貌Fig.8 Morphology of broken tooth at low magnification

图9 未断齿低倍形貌Fig.9 Morphology of non broken tooth at low magnification

图10 断裂齿不同区域显微组织形貌Fig.10 Microstructure morphology of different areas of broken tooth:a) edge intergranular oxidation; b) carburized layer; c) carbide; d) matrix; e) inclusions

进一步观察未断齿裂纹形貌，可见裂纹源区开口较大，如图12a)所示；扩展区裂纹逐渐收窄，如图12b)所示；裂纹末端可以明显看到为沿晶开裂[4-5]，整个裂纹均无脱碳，判断未断齿的裂纹开裂形式和断裂齿的一样，裂纹末端形貌如图12c)所示。

2 分析与讨论

扫描电镜分析显示齿套的裂纹起源于齿根R角处，断口未见宏观缺陷，齿II断口裂纹源区及最终断裂区均可见明显的沿晶断裂特征，断口上存在MnS夹杂；金相检验可知断裂齿和未断齿表面的沿晶氧化层、渗碳淬火层组织、碳化物含量、心部组织以及夹杂物等级均未见明显差异；未断裂齿同样存在几乎贯通的裂纹，裂纹起源于齿根R角处，末端可以明显看出为沿晶开裂。此外，齿套表面存在沿晶氧化，其形成和渗碳有关。渗碳是金属表面处理的一种，多应用于低碳钢或低合金钢，具体方法是将工件置入具有活性的渗碳介质中，加热到900～950 ℃的单相奥氏体区，保温足够时间后，使渗碳介质中分解出的活性碳原子渗入钢件表层，从而使表层获得高碳，心部仍保持原有成分。当渗碳气氛中存在氧时，因铬、锰、硅与氧的亲和力大于铁，会导致出现沿晶氧化的现象，沿晶氧化降低了晶界结合力，而淬火会形成较大的组织应力和热应力[6]，曲率半径很小的R角处原本就是应力相对较大的地方，在工作应力的作用下，很容易使氧化处产生微裂纹并扩展，最终导致结合齿断裂。

图11 未断齿不同区域显微组织形貌Fig.11 Microstructure morphology of different areas of non broken tooth:a) edge intergranular oxidation; b) carburized layer; c) carbide; d) matrix; e) inclusions