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减速机齿轮开裂的失效分析
2020-08-01 返回列表

摘   要:为了对减速机齿轮的开裂原因进行研究并提出相应的改进措施,利用体式显微镜、扫描电镜、直读光谱仪和金相显微镜研究了齿轮的裂纹形貌、化学成分和微观组织。结果表明: 齿轮的化学成分和硬度符合技术要求。齿轮的有效硬化层深度超过了技术要求,这会导致芯部受到较大的拉应力,是导致开裂的第 1 个原因。裂纹源位于断口芯部,并且有较多的 O、Al、Ca、Na 等元素组成的非金属夹杂物,这些夹杂物硬度较高,容易割裂材料的基体,受到外力时容易产生应力集中形成裂纹源,是导致开裂的第 2 个原因。针对上述开裂原因制定相关的改进措施,首先是不允许拼炉混装,其次是减少材料中的夹杂物。通过上述工艺改进,彻底解决了齿轮的早期开裂问题。

 

0   前言

 

减速器是一种由封闭在刚性壳体内的齿轮( 或蜗杆、齿轮-蜗杆) 传动所组成的独立部件,一般在原动机和工作机之间起匹配转速和传递转矩的作用,在冶金、有色、煤炭、建材、工程机械及石化等行业有极为广泛的应用[1]。某减速机在装配后试运行时发生异响,打开减速机壳体发现其锥齿轮小端部位出现了掉块,其二维平面见图 1 所示,减速器齿轮长 302 mm,模数 11,大端模数 10.68,速比 3.545,在装配后试车 15 min 后发现齿轮出现碎裂,其服役环境是在有润滑油的封闭箱体内,最高转速为 1850 r /min,输出扭矩 12 000 N·m,这种齿轮的早期失效会导致减速机不能正常服役,从而延长了交货期限。生产单位决定对本批次总共 27台减速机齿轮的风险进行评估,对开裂的齿轮进行了失效分析以便于采取相应的针对性措施。

 

图1  失效齿轮零件图的二维平面图

 

1   失效背景

 

齿轮机加工流程为: 下料→锻造→调质→粗车( 各个表面至 3.2 μm) →半精车( 各个表面)→滚齿→倒角→渗碳→车螺纹部位渗碳层→淬火+低温回火→磨齿( 内孔、端面) →清洗→强化喷丸→清洗→成品检查入库。其锻造温度为 1 200 ℃,调质工艺为 880 ℃ ×2 h油冷淬火+ 530 ℃ × 2.5 h 高温回火,半精车∅43mm、57mm、65mm、70mm、174mm、34.5 mm,渗碳淬火工艺为 920 ℃ ×6 h 渗碳+830 ℃ ×2 h 油冷淬火+200 ℃×3 h 低温回火,磨齿成形精度至 0.8 μm,喷丸覆盖率 120%。其断口见图 2a 所示,在齿轮小端( 见椭圆区) 出现了开裂,小端的尖角部位从体上出现了剥落,断口近似呈三角形,长度 24 mm,宽度 8 mm,见图 2b所示,断口的外周边是渗碳淬火层。将断口进行超声波+丙酮清洗并在VHX -6000 数码显微镜下观察,见图 2c所示,可看出断口芯部有白色亮点( 见椭圆区) ,从白色亮点位置向四周扩散的纹路,说明此处就是所寻找的裂纹源,要对此处进行重点分析。图 2d 是裂纹扩展区的裂纹形貌,从图中可看出是解理断裂,部分晶粒表面受到了磨损; 图 2e 是图 2b 方框位置的断裂形貌,此处是断口的渗碳层位置,可看出该处的断口是沿晶+撕裂棱,说明该处的硬度较高; 但是图 2d和图 2e 的形貌无异常,可知其成分也无异常。

 

 

图2  失效齿轮零件图

 

2   原因分析

 

2.1  材料成分检验

 

齿轮的材料是20CrMnMo 合金钢[2],在靠近 M36螺纹处和芯部分别取厚度为12 mm 试样,依据 GB /T4336-2002《碳素钢和中低合金钢火花源原子发射光谱分析方法》,用 CX -9600 直读光谱仪检测化学成分,结果见表1; 和 GB /T 3077-1999《合金结构钢》中规定的元素相比,渗碳层区的含碳量较高,其余元素符合国家标准。

 

表1  齿轮的化学成分( 质量分数)        %

 

 

2.2  显微组织及硬度检验

 

减速机齿轮的表面要求渗碳,其有效硬化层深为1.8~2.1 mm,表面硬度要求 59~64HRC,芯部硬度要求34~40 HRC。在图 2b 中方框位置取垂直于齿部样块,然后打磨、抛光,再用 3%硝酸酒精腐蚀,在VHX -6000数码显微镜下观察其表面和芯部的显微组织见图 3a和图 3b。据 GB /T13298-1991《金属金相组织检验方法》和 GB /T25744-2010《钢件渗碳淬火回火金相检验》,表面显微组织为M+A可评为2级,芯部为M低碳+F可评为3级,均符合技术要求。据GB /T9450-2005《钢件渗碳淬火硬化层深度的测定和校核》,用 DHV -1000 显微维氏硬度计对齿部测量,表面硬度为 62 HRC ( 维氏换算洛氏,下同),芯部硬度为38HRC,符合技术要求,有效硬化层深为 2.5 mm,超过技术要求。

 

 图3  齿轮的显微组织

 

2.3  断口微观形貌及能谱分析

 

利用 ZEISS -EVO 25 扫描电镜观察图 2c 中断口裂纹源处微观形貌,见图 4a,可看出裂纹从此处向外发散,对方框区的夹杂物进行能谱分析,见图 4b 所示,能谱显示 O、Al、Ca、Mg 等元素具有较高的衍射峰。图4d、图 4e、图 4f 分别是对图 4a 区域进行 Ca、Al、Fe 元素的面扫描。

 

图4  断口的微观扫描及能谱分析

 

可见: 裂纹源位置的 Ca、Al 素较为明亮,表明该元素在裂纹源位置含量较高,而 Fe 元素面扫描上出现孔洞,说明裂纹源区 Fe 含量较少,由此可知裂纹源处是O、Al、Ca、Mg 组成的非金属夹杂物。这会破坏基体组织的连续性,形成应力集中,恶化力学性能[3]。图 4a 中的椭圆形区域是正常断口(非裂纹源区) 区,对其进行能谱分析,见图 4c,该区化学元素质量分数为: Fe 91.4%、C3.9%、O 1.8%、Cr 1.2%、Mg 0.7%,没有Al、Na 其他杂质元素,均是正常合金元素,说明该处材料正常。

 

3   分析与讨论

 

对减速机齿轮进行检测,其材料成分、金相组织、表面硬度符合技术要求,导致齿部出现开裂的主要因素为: (1) 淬硬层深超过技术要求,齿轮经渗碳以后,其齿部是含碳量较高的过共析钢,芯部仍然是亚共析钢,在油中进行淬火冷却时,表层首先冷却,芯部次之,当温度冷却到马氏体转变温度 Ms 时,表层首先转变成马氏体,体积增加,表层材料有向外“膨胀”的趋势,这会对芯部材料形成“拖拽”作用,导致芯部受到拉应力,此时表层材料受到向内的压应力。芯部材料含碳量较低而有较高的马氏体转变终了温度 Mf,随着冷却的进行,当温度低于芯部马氏体转变终了温度 Mf时,芯部组织停止转变,表层材料含碳量较高,有较低的马氏体转变终了温度 Mf,在室温下会继续转变,这会导致表层向外涨大的趋势会一直进行,芯部受到的拉力会逐渐增加[4]; 齿部有效硬化层越深,这种应力效应越明显,这是导致齿轮从芯部开裂的第 1 个原因。(2) 经扫描电镜分析,裂纹源位于齿的内部,且有较多的 O、Al、Ca、Na 等元素组成的非金属夹杂物[5],这些夹杂物硬度较高,比如 Al₂O,其莫氏硬度为 9,几乎没有塑性; 这些硬度较高的非金属夹杂物会破坏基体组织的一致性和连续性,在受到外力作用时,高硬度的夹杂物颗粒不产生变形,其颗粒尖角会对基体组织产生强烈的“切割”作用,这会在夹杂物周围产生高度的应力集中形成裂纹源[6],再加上内部受到较大的拉应力,导致裂纹从内部扩展,这是开裂的第 2 个原因。

 

综上可知,齿轮开裂原因首先是有效硬化层过深,其次是材料芯部有夹杂物。经过对热处理工艺进行追溯,发现齿轮进行了混装拼炉,导致渗碳时间过长,改进措施是不允许拼炉混装。另外,发现供应商为了降低成本,把本该用特钢的材料换成普钢材料,导致夹杂物增多,造成早期失效,改进措施是指定特钢公司,不允许随意更换材料。经过采取上述措施,改进后齿轮的渗碳层组织为 2 级M+A,硬化层深度为 1.9 mm,夹杂物评定为 1.5 级,均符合技术要求,彻底解决了齿轮的开裂问题。

 

4   结论

 

(1) 齿轮的化学成分符合20CrMnMo 钢,硬度和显微组织符合技术要求,但有效硬化层深 2.5 mm 超过了技术要求( 1.8~2.1 mm)。经扫描电镜分析,裂纹源位于断口内部且有较多的 O、Al、Ca、Mg 等组成的非金属夹杂物。

 

(2) 首先,齿轮的硬化层深超过了技术要求,这会导致芯部受到较大的拉应力; 其次,齿轮的基体中含有较多的 O、Al、Ca、Mg 等非金属夹杂物,这些夹杂物割裂基体,容易产生应力集中,是导致开裂的第 2 个因素; 2 个因素的综合作用,导致了齿部出现了早期开裂。

 

⑶有针对性地采取改进措施,首先不允许拼炉混装,规范热处理工艺; 其次将原材料由普钢改为特钢,减少材料中夹杂物。通过上述改进,减速机齿轮再也没有发生过早期开裂失效,彻底解决了问题。

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