齿轮轴开裂原因分析

张 兵 ，石晓东 ，侯 锐 ，王 智 ，强浩垚 ，戚晓晨

（1.中国航发北京航空材料研究院，北京 100095；2.航空材料检测与评价北京市重点实验室，北京 100095；3.中国航空发动机集团材料检测与评价重点实验室，北京 100095；4.材料检测与评价航空科技重点实验室，北京 100095；5.新时代工程咨询有限公司，北京 100088；6.陆军装备部驻北京地区某军代室，北京 100072；7.中国传媒大学，北京 100024）

0 引言

自20 世纪40 年代被发现以来，氢脆失效一直是威胁钢制零件使用安全的重大工程问题之一。氢的影响不仅会使材料变脆，还会降低材料极限抗拉强度和疲劳性能[1-4]。由于氢脆断裂属于延迟脆性破坏，在断裂之前无宏观塑性变形，难以通过常规检查程序加以识别，而且氢脆往往呈“批次性”特征。因此，一旦零件发生氢脆失效可能会造成严重的后果[5-7]。

由于氢脆失效的严重危害性，半个多世纪以来，国内外研究人员从机理、损伤表现、影响因素以及工程控制等方面对氢脆进行了大量研究，在氢脆机理方面形成了多种比较著名的理论，包括氢压理论、表面吸附理论、弱键理论、氢与位错交互作用理论等[7]。

齿轮是在机械传动装置中起着传递动力、变速和改变运动方向等作用的重要零件，齿轮轴的质量直接影响到齿轮乃至整个系统的正常运转。因此，针对齿轮轴故障展开分析，寻找失效原因，提出解决措施，具有重要意义。

齿轮轴放置一段时间后发生开裂。其材质为18CrNiMo7-6 钢，处理工艺为：920 ℃正火+650 ℃回火+车加工+920 ℃渗碳18 h、扩散6.5 h+820 ℃淬火+170 ℃回火6 h+表面精加工。渗碳后渗层厚度约2.1 mm，心部硬度要求约HRC 40。本研究通过宏微观观察、金相组织检查、硬度测试、能谱成分分析、以及氢含量测定，对齿轮轴的开裂性质和原因进行分析。

1 试验过程与结果

1.1 宏观观察

开裂齿轮轴宏观形貌见图1，裂纹沿轴向贯穿整个轴，径向扩展到轴的心部。断口宏观形貌见图2，可见裂纹从内部起源；源区位于轴身位置（距齿的一端沿轴向约70 mm），距表面约15 mm；源区存在沿轴向分布的较大条状缺陷，尺寸约为4.50 mm×0.45 mm。

图1 齿轮轴宏观形貌Fig.1 Macro appearance of the gear shaft

图2 断口宏观形貌Fig.2 Macro appearance of the fracture surface

1.2 微观观察

利用场发射扫描电子显微镜观察断口微观形貌，如图3 所示。由图可见：裂纹从缺陷处起源，缺陷处的高倍形貌呈颗粒状；源区附近和扩展前期断面均呈沿晶+解理混合特征，扩展后期断面呈韧窝+解理混合特征。人工断口的微观形貌则主要呈韧窝特征，局部可见少量解理特征，如图4所示。

图3 齿轮轴断口微观形貌Fig.3 Micro appearances of the fracture surface

图4 人工断口微观形貌Fig.4 Micro appearance of man-made fracture surface

1.3 能谱成分分析

对齿轮轴断口进行能谱成分分析，结果见表1。由表1 可知，缺陷处含有较高的O、Al，以及少量的Ca，可知缺陷为夹杂。其他区域未见明显异常元素。

表1 断口能谱成分分析结果（质量分数/%）Table 1 Energy dispersive X-ray spectroscopy analysis results of fracture surface（mass fraction/ %）

1.4 金相组织检查

靠近断口源区截取垂直于断口的横截面试样，磨抛腐蚀后用金相显微镜进行微观组织检查。齿轮轴心部组织为回火马氏体，未见异常（图5）。

图5 齿轮轴心部金相组织Fig.5 Microstructures at the core of the gear shaft

1.5 硬度及渗碳层深度测定

靠近源区截取垂直于断口的横截面试样，磨抛后进行显微硬度测试。齿轮轴心部显微硬度平均值约为HV 388，按GB/T 1172—1999 转换成洛氏硬度约HRC 40.5，符合技术条件要求（心部硬度HRC 40 左右）。此外，对试样表层按照GB/T 9450—2005 进行硬度梯度测试，齿轮轴轴身位置渗层深度约1.6 mm。轴身位置渗碳后表面经过加工处理，因此渗层厚度小于2.1 mm。

1.6 氢含量测试

从齿轮轴心部取测氢试样，采用脉冲加热-热导法测定氢含量，结果见表2，可知齿轮轴心部的氢含量小于1×10-6。

表2 齿轮轴氢含量测试结果Table 2 Hydrogen content testing results of gear shaft ×10-6

2 分析与讨论

根据齿轮轴裂纹故障背景分析以及裂纹断口的宏微观形貌观察结果，可以得出以下规律：1）齿轮轴放置一段时间后开裂，时间上具有延迟开裂的特点；2）裂纹从内部缺陷处起源，扩展前期呈沿晶+解理混合特征，人工断口主要呈韧窝特征；3）断口未见明显腐蚀产物和腐蚀性元素；4）齿轮轴断口附近微观组织未见异常。综合这些特点，可判断齿轮轴属于氢致延迟脆性开裂。

氢脆开裂是一个多因素耦合作用的结果，主要影响因素包括材料强度、氢含量和拉应力。材料强度越高，氢脆敏感性越大，发生氢脆开裂所需的临界氢含量越低。一般来说，氢含量大于5×10-6时，钢制零件可能会发生氢脆开裂；而对于高强度钢，即使氢含量小于1×10-6，氢脆开裂也有可能发生[7-8]。齿轮轴基体显微硬度约为HV 388，换算成抗拉强度σb约为1285 MPa，属于高强度钢，氢脆敏感性较高。

在一定的拉应力作用下，钢制零件内部的氢含量越高，则越容易发生氢脆开裂。齿轮轴基体氢含量较低（小于1×10-6），说明齿轮轴氢脆开裂与氢含量关系不大。

齿轮轴在放置一段时间后发生氢脆开裂，主要受残余应力作用。工件热处理后在冷却过程中，由于表层和心部存在温差，导致冷缩不均以及相变发生时间不同，从而产生内应力。渗碳工件的渗碳层一般呈残余压应力状态，从渗碳层与基体的过渡区开始逐渐转变为残余拉应力状态[9]。齿轮轴表面渗碳层深度小于2.1 mm，而裂纹源区距离表面约15 mm，裂纹源区位于基体，离渗碳硬化层较远，应该为残余拉应力状态。有研究表明，钢制零件经过400 ℃回火后只能消除约50%的残余应力，经500 ℃回火后大约可以消除约80%的残余应力[10]。低温回火通常不能完全消除材料中的残余应力。齿轮轴体积较大，且渗碳、淬火后经历的是170 ℃低温回火，内部残余应力较大。

齿轮轴裂纹从内部起源，源区存在较大的长条状Al2O3·(CaO)X夹杂缺陷。从齿轮轴的横截面角度看，Al2O3·(CaO)X夹杂呈球状。在拉应力作用下，Al2O3·(CaO)X夹杂和基体沿着交界面发生分离从而形成孔洞，孔洞边缘存在应力集中，在应力梯度作用下材料中的H 在晶格内扩散或跟随位错运动，向夹杂缺陷周围的晶界、空穴、位错等缺陷处聚集，导致这些位置基体发生脆化，进而形成微裂纹并扩展。Al2O3·(CaO)X夹杂附近H 聚集以及裂纹萌生的过程如图6 所示[11-12]。

图6 Al2O3·(CaO)X 夹杂附近氢原子聚集以及裂纹萌生的过程Fig.6 Schematic illustration of hydrogen gathering and crack initiation near Al2O3·(CaO)X inclusion

3 结论

1）齿轮轴开裂性质为氢致延迟脆性开裂。

2）齿轮轴开裂与氢含量关系不大。齿轮轴内部存在较大Al2O3·(CaO)X夹杂缺陷，导致较大应力集中，这是齿轮轴发生氢致脆性开裂的主要原因。

3）应严格控制齿轮轴原材料的质量，防止类似故障的发生。