齿轮轴纵向延迟开裂原因分析

来源:钢铁研究总院失效分析中心作者:杨春

风电用齿轮轴在最终热处理后的放置期间发生纵向开裂,本文对开裂齿轮轴的材料化学成分、力学性能、金相组织、裂纹及断口形貌进行了分析和检验。结果表明,裂纹从齿根下方的大尺寸非金属夹杂物处起裂,为残余应力作用下的氢致延迟开裂。拉应力区存在大尺寸非金属夹杂物以及热处理残余应力偏大是导致齿轮轴开裂的主要原因。

齿轮是机械传动装置中起着传递动力、变速和改变运动方向等的重要零件。与皮带、链及摩擦轮传动等相比,金属齿轮传动结构紧凑、传动效率高、工作稳定性好,还具有传动比准确、平稳,可用于减速和增速,还可用于各种速度、各种功率下的传动,因此现在的风力发电机组大都采用齿轮传动,齿轮轴质量直接影响到风电机组的正常运转。某风电机组用齿轮轴在生产中,多次在最终热处理后的存储期间出现纵向开裂,导致产品无法验收,严重影响了正常的生产过程。齿轮轴的材料牌号为18CrNiMo7-6钢,加工工艺为:棒料→机加工成形→表面气体渗碳淬火低温回火。为确定齿轮轴开裂原因,本文对其中一件开裂试样进行分析。

1、试验仪器及方法

采用JSM6400型扫描电子显微镜观察失效齿轮启开裂纹断口和金相组织形貌,材料中非金属夹杂物的检验和金相组织观察用OlympusGX51金相显微镜,渗碳层硬度深度分布按照GB/T9450—2005《钢件渗碳淬火硬化层深度的测定和校核》在齿腰处测试,显微硬度测试用HV1000维氏硬度计。

2、分析过程和结果

2.1、材料化学成分分析

在开裂齿轮轴上取样进行材料的化学成分分析,结果见表1,材料中各元素的含量均在18CrNiMo7-6钢的化学成分规定要求范围内。材料化学成分未见异常。

表1 开裂齿轮轴的化学成分(质量分数,%)

开裂齿轮轴的化学成分

2.2、力学性能及渗碳层深度测试

材料的环向抗拉强度为1100MPa,规定非比例延伸强度为840MPa,断后伸长率为14%,断面收缩率为60%。齿腰处测得的表面渗碳硬化层深度为1.37mm,轮齿心部组织的平均硬度为430HV0.5,不同测试点显微硬度值相差可达40HV0.5,存在硬度分布不均匀问题。材料力学性能和表面渗碳层深度均符合相关的技术条件要求。

2.3、裂纹和断口形貌分析

斜齿轮轴纵向开裂的宏观形貌如图1所示,在右端面上,裂纹已穿透端部轴壁贯通到机加工的内孔,并且有比较大的张开,最大处位于外面上,接近1mm,裂纹没有扩展到左侧端面。从外表面看裂纹呈断续几条,仔细观察实为一条贯通的裂纹,只是在结构突变位置处裂纹扩展方向有比较大的改变。裂纹整体平直,呈张开型,具有淬火应力下开裂裂纹的形貌特征。

试样宏观形貌

图1 试样宏观形貌(箭头所指为裂纹源位置)

将齿轮轴上的裂纹启开后,观察到裂纹从图1黑色箭头所指位置下方距离齿根表面2.2mm的条形区域起裂,然后向两侧扩展,裂纹径向扩展已超过齿轮轴的中心,源区的断口宏观形貌见图2。在SEM下观察裂纹源区为一条1.2mm长,以镁铝的氧化物为主的大尺寸非金属夹杂物,见图3。起裂源位于渗碳淬硬层和基体过渡区附近,夹杂物两侧为脆性沿晶和穿晶准解理的混合断口,见图4(a)。渗碳淬硬层以脆性沿晶断口为主,另外还有少量穿晶准解理断口,齿轮轴心部基体以穿晶准解理断口为主,见图4(b)。在裂纹源区右侧约1cm位置的梭形凹坑内,距表面约3mm的深度处还存在一条1.5mm长的大尺寸夹杂物,其成分及形貌与裂纹源区夹杂物相近。从断口上的组织流线分析,两夹杂物分布在同一变形流线或偏析带上。按照断口上观测到的夹杂物的形状和尺寸参考GB/T10561—2005《钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法》进行夹杂物级别评定,裂纹源区超尺寸夹杂物的级别相当于B2.5s级。

源区断口宏观形貌

图2 源区断口宏观形貌

源区非金属夹杂物形貌及EDS面分布图

图3 源区非金属夹杂物形貌及EDS面分布图

断口微观形貌

图4 断口微观形貌

(a)源区沿晶+准解理断口;(b)心部准解理断口

2.4、显微组织检验

断裂源区附近的横剖面低倍组织比较均匀,除轻微的锭型偏析外,未见其它低倍组织缺陷,低倍组织形貌见图5。从低倍试样上还可以看到,淬火裂纹基本上沿径向扩展,从表面到心部裂纹比较平直,通过心部后扩展方向才发生偏转,说明裂纹扩展方向主要受淬火应力控制。

低倍组织形貌及裂纹剖面

图5 低倍组织形貌及裂纹剖面(箭头所指为裂纹面)

在1/2半径处和裂纹源附近进行的非金属夹杂物检验显示,材料中夹杂物含量不高,主要是点状氧化物类夹杂物,以及少量的硫化物和链状氧化物夹杂。轮齿表面渗碳层为针状回火马氏体组织,心部为板条状回火马氏体组织,材料中存在比较严重的带状显微偏析,如图6。按照GB/T6394—2002《金属平均晶粒度测定方法》评定心部原奥氏体晶粒度为8.0级。

带状偏析

图6 带状偏析(a)和心部板条状回火马氏体(b)

3、讨论

根据裂纹张开大小及齿轮轴尺寸的测量结果,计算开裂前源区位置的弹性应变量,然后参考材料的弹性应力应变曲线,粗略估算热处理后裂纹源附近的周向残余拉应力约有500MPa。齿轮轴放置期间并未受到外力作用,源区附近取的拉伸和冲击断口以韧窝和准解理断口为主,与源区断口形貌存在很大差别,所以,材料出现断裂并非过载所致。起裂源区脆性沿晶断口比例较高,宏微观形貌都具有氢致延迟断裂的形貌特征,属热处理残余应力作用下的氢致延迟断裂。氢致延迟断裂是材料-环境-应力相互作用而发生的一种脆化现象,是氢致材质恶化的一种形态。由于齿轮轴表面未出现腐蚀,放置地干燥且通风良好,并没有引入外部氢的环境条件,因而属于内氢引起的延迟断裂。

高强度钢的氢致延迟断裂与应力集中和氢的扩散富集密切相关,当局部氢含量和应力值达到临界值时就会发生氢致延迟断裂。氢致延迟断裂不仅取决于其平均含量,还取决于局部氢含量。材料中的非金属夹杂物是氢的陷阱,氢原子会不断扩散聚集。所以,虽然材料中的氢含量在工艺要求的控制范围内,却仍避免不了氢致延迟断裂的发生。另外,大尺寸非金属夹杂物破坏了金属的连续性,还会引起局部的应力集中,提高局部的应力水平,从而会降低临界氢含量值,加速材料的延迟开裂。

齿轮轴表面经渗碳硬化处理后,沿深度方向碳含量分布形成较大的梯度,因此淬火后马氏体相变产生的体积变化不同,表面层残余应力的总体分布是表层渗碳区为压应力,渗碳层下过渡区残余应力逐渐由最大压应力过渡到最大拉应力。所分析齿轮轴表面下方2.2~2.5mm深度处的硬度接近基体,为最大残余拉应力分布区域,可见,裂纹源处的非金属夹杂物恰位于最大残余拉应力区。裂纹源右侧夹杂物虽然尺寸更大且周围已发生氢致延迟裂纹,但由于其位置更深,残余拉应力值略低,因而没有先于源区的裂纹发生大面积扩展。

由于裂纹源区的夹杂物是外源性非金属夹杂物,不是在材料中大量统计性分布的内生非金属夹杂物,因此常规的金相检验中很难检查到这类夹杂物,因此可以考虑采用无损检测的方法进行检测。另外,材料中存在非常严重的带状显微偏析,材料硬度分布不均匀,这也是进一步降低齿轮轴材料环向力学性能。

4、结论和建议

齿轮轴为热处理残余应力作用下形成的纵向氢致延迟开裂失效,齿根下方拉应力区存在大尺寸外源性非金属夹杂物、热处理后残余应力偏大是导致齿轮轴开裂的主要原因,另外,材料存在严重带状的显微偏析和热处理后硬度偏高也提高了材料氢致延迟开裂的敏感性。

建议原材料检验中加强对大尺寸非金属夹杂物的检查,适当提高回火温度以降低热处理残余应力和材料的氢致延迟开裂敏感性。