風電齒輪淬火完成后，磨削中出現了燒傷與裂紋
某型號風電齒輪模數7.85，材質18CrNiMo7-6，在滲碳淬火后磨齒工序發生燒傷與裂紋現象。磨齒采用成型磨工藝，機床為某國外品牌P1200G型磨床，磨具為國外某品牌TG型砂輪，冷卻液為不含氯和重金屬的國外某品牌G600HC型高性能純油性切削液。燒傷發生在整個齒輪的一部分齒面；裂紋發生在一部分燒傷嚴重的齒面，自燒傷的底部產生，其形態特征為，垂直于磨削前進方向，向齒頂擴展。調整冷卻噴嘴角度后，繼續磨削加工，加工量不超過0.05 mm，未產生新的燒傷/裂紋，原有的燒傷面積減少，燒傷深度與裂紋深度均有減小。該齒輪已申請報廢處理，檢測其燒傷/開裂的齒，通過理化檢驗，討論分析發生失效的原因。
一、研究過程
使用線切割機在裂紋齒與正常齒上分別切取小試塊，使用SPECTROTEST型直讀光譜儀檢測其化學成分；使用INNOVATEST Nemesis 9000 型萬能硬度計和Zwick/Roell ZHμ型顯微硬度計，檢測試樣的表面/心部硬度與滲層深度；試樣經鑲嵌、磨拋處理、3%硝酸酒精腐蝕后，使用Zeiss Axio Imager A 2m型顯微鏡觀測金相組織，用金相法評定殘留奧氏體含量。
二、宏觀檢驗
圖1顯示了磨削燒傷與裂紋的情況。
圖2 展示了裂紋齒的切樣試塊的形態特征，裂紋逐漸向齒頂方向擴展；目視看不出燒傷或裂紋的跡象，如圖2a所示；但是經硝酸酒精溶液腐蝕后，齒面既有裂紋，又有燒傷，如圖2b所示，黑色即為燒傷帶。
三、微觀檢驗
1.化學成分
齒輪材料為滲碳鋼18CrNiMo7-6（DIN 10084），其合金成分滿足技術要求，結果見表1。
2.非金屬夾雜物
在裂紋源區附近分別沿橫向和縱向切取金相試樣，磨拋后觀察，僅可見數量很少的微小夾雜。根據GB/T 10561-2005《鋼中非金屬夾雜物含量的測定標準評級圖顯微檢驗法》，夾雜物評級結果見表2，可見符合技術要求。
表2 裂紋齒試樣的夾雜物評級結果
類別 | A粗系 | A細系 | B粗系 | B細系 | C粗系 | C細系 | D粗系 | D細系 |
測定值 | 0 | 0.5 | 0 | 0.5 | 0 | 0 | 0 | 1.0 |
要求值 | ≤3.0 | ≤3.0 | ≤1.5 | ≤2.5 | ≤1.5 | ≤2.5 | ≤1.5 | ≤2.0 |
3.硬度檢測
試樣的表面硬度、心部硬度（轉換為抗拉強度）與滲碳硬化層深度（CHD 550HV1），檢測結果見表3。心部硬度與CHD均滿足技術要求，而表面硬度則有所不同。正常齒的齒面硬度符合要求；而裂紋齒的齒面硬度因燒傷而降低，低于硬度下限值。
表3 齒面硬度及滲碳層深
試樣 | 表面硬度/HRC | CHD /mm | 心部硬度/MPa |
裂紋齒 | 左齒面：51.8 右齒面：51.3 齒頂部：61.6 | 左齒面：2.52 右齒面：2.42 齒頂部：3.10 | 1351 |
正常齒 | 左齒面： 61.0 右齒面：60.7 齒頂部： 61.5 | 左齒面： 2.41 右齒面：2.26 齒頂部：3.05 | 1366
|
要求值 | 58～62 | 2.00～3.50 | 1080～1500 |
圖3給出裂紋齒與正常齒的齒面硬度曲線。正常齒的表面硬度最高722 HV，自表面向內部逐漸降低。心部硬度（抗拉強度）與滲層深度均符合技術要求，齒輪經歷了正常的熱處理工藝過程。裂紋齒與正常齒的表層硬度差別很大。裂紋齒受磨削燒傷的影響，顯著降低齒面硬度至524 HV，影響深度為0.70～0.90 mm。
4.金相檢驗
表4給出了金相組織檢驗結果。由于磨削量較大，熱處理后的表面氧化層（0.01～0.02 mm）已完全去除，均未檢測到。滲碳層均無碳化物，心部組織均為低碳板條馬氏體，無塊狀鐵素體。正常齒的滲碳層為彌散分布的細小針狀馬氏體，殘余奧氏體含量為6%，符合技術要求，見圖4。裂紋齒的滲碳層殘余奧氏體因磨削燒傷的溫度升高而發生組織轉變，幾乎無殘留奧氏體。
表4 滲碳層的金相組織
試樣 | 氧化層/μm | 碳化物/μm | 殘留奧氏體含量/% | 心部組織 |
裂紋齒 | No | No | 燒傷區：無 | 板條馬氏體 |
正常齒 | No | No | 6% | 板條馬氏體 |
要求值 | Max 38 | Max 10 | Max 20 | 板條馬氏體 |
（1）燒傷特征 磨削熱產生的溫度，從表至里逐漸降低，因此磨削燒傷使齒面也由表至里有規律地發生組織轉變，導致硬度產生變化。圖5給出了典型燒傷區域的狀態，磨削熱的影響深度約0.75 mm，這與硬度-深度曲線的結果（圖4）吻合。齒面由表至里的金相組織轉變為二次淬火馬氏體、回火索氏體、二次回火馬氏體、原一次回火馬氏體。結合以上的硬度分析，可以推測出磨削燒傷產生瞬時的溫度場梯度。
注意到圖5最外面有1個白亮色層，該層組織為強烈的磨削熱與冷卻液共同作用而得到的二次淬火馬氏體。圖6與圖7佐證了這一點，二次淬火層深度約0.90 mm，其硬度應該顯著增加，測試值為781～804 HV。另外還應注意到，最外面有大約1個晶粒深度的晶粒過燒現象，表明磨削熱相當劇烈，使齒面溫度劇升，甚至超過1000℃。二次淬火層下側即為回火燒傷區，硬度顯著下降。隨著回火溫度降低，逐漸由黑色轉變為棕褐色/棕黃色，磨削熱產生的溫度使其依次發生回火索氏體（圖8）轉變、回火馬氏體轉變，硬度下將的趨勢也逐漸減弱。
（2）裂紋特征 首先考察二次磨削后裂紋區的顯微特征。圖9由5張金相圖片拼接而成，裂紋產生于磨削燒傷區（黑褐色區域）。早在1979年Torrance教授[1]研究證實，未燒傷工件表面從未發生磨削裂紋，磨削裂紋總是與工件的燒傷有關，裂紋總是由其附近的燒傷誘發而產生的。圖9可以看出，裂紋沿磨削燒傷影響區呈弧形向前擴展，沿裂紋擴展方向，裂紋寬度逐漸變窄。本研究中，裂紋最大深度約為1.45mm，長度8.50～10.50 mm。裂紋長大方向的一側為大面積燒傷帶，另一側為正常區域。正常區域為滲碳淬火熱處理后的一次回火馬氏體，未受到磨削的熱影響。
圖10顯示了裂紋源附近的特征，裂紋最大寬度約0.18 mm，裂紋開口翹起高度為0.08 mm，說明裂紋源位置在開裂之前承受了巨大的拉應力，產生較大的宏觀塑性變形。圖11給出了裂紋擴展前沿的形貌，可以看出明顯的沿晶斷裂的特征。Torrance教授[1]曾報道，裂紋形核于二次淬火區域的內側，大體上沿垂直于表面的方向穿過回火燒傷區域，在回火區域之下主裂紋會分岔，通過與原奧氏體晶粒晶界的對比，確認裂紋呈現沿晶斷裂形貌，與淬火裂紋是一樣的。本文所觀察的磨削裂紋，基本與之一致。然而，因原一次回火馬氏體區域的強度較高，主裂紋在穿過回火燒傷區之后發生明顯的轉折，裂紋的擴展方向大體與齒面平行。這一點，Torrance教授沒有提及。隨著裂紋擴展的進行，殘余應力也逐漸釋放，裂紋長大的驅動力降低，裂紋的寬度變??；裂紋停止長大前，長大方向又轉向更容易發生開裂的回火燒傷區，如圖9。
四、失效分析
1.燒傷原因
磨削加工對工件表面產生的缺陷分為3類：二次淬火燒傷、回火燒傷和裂紋[2]。當表面溫度超過鋼的回火溫度而不超過Ar1線（~730℃）時，磨削表面將發生回火，即回火燒傷；燒傷的局部因而變軟，在應力作用下發生塑性變形。當溫度超過Ar1線后，就會形成奧氏體，隨后立即因快速冷卻發生淬火，形成脆硬的馬氏體組織，即二次淬火燒傷；二次淬火燒傷，總是在其內側伴隨著回火燒傷；馬氏體組織呈膨脹狀態，表層處于壓應力作用。
燒傷的直接原因是，砂輪片與齒面在一定壓力下產生大量的熱量，冷卻液未能及時有效地帶走，致使齒面溫度劇烈驟升，結果使齒面發生高溫回火；溫度過高則會導致奧氏體化，甚至奧氏體晶粒過燒，在冷卻液作用下發生二次淬火。一般齒面磨削燒傷的原因，與磨削加工的工藝參數有關，與原材料/熱處理基本無關。影響齒面燒傷的因素主要有：砂輪片的粒度/硬度/轉速，修行間隔，進給量，磨削前進速度，磨削壓力，冷卻液的能力/流量/速度/角度等。對于本次磨削燒傷，結合實際現場調查，由于冷卻液噴嘴位置不良，冷卻液未能有效地將磨削熱量帶走，引起齒面溫度急劇升高，引起滲碳層組織轉變，造成燒傷現象。
2.裂紋原因
引起磨削裂紋的因素有，內因（原材料質量/熱處理工藝）和外因（磨削工藝）。關于原材料缺陷，主要是較大的非金屬夾雜物，嚴重的帶狀組織或冶金成分偏析。關于熱處理，滲碳淬火齒輪表面磨削裂紋可能因素有晶粒粗大或馬氏體針粗大，網狀碳化物，過多的殘留奧氏體含量（20%以上）。關于機加工磨齒工藝，如上述的引起燒傷的因素，都可能造成熱應力過大而引起齒面開裂。結合以上檢測分析結果，從3個方面討論該齒輪的裂紋原因。
（1）原材料分析 影響磨削裂紋的原材料因素主要是冶金質量，包括化學成分，低倍缺陷（如偏析、疏松），和高倍缺陷（如非金屬夾雜、帶狀組織）。經光譜分析與非金屬夾雜物檢驗，原材料符合技術要求，不具備有利于燒傷或裂紋的因素。
（2）熱處理分析 檢測結果顯示，滲碳淬火后齒面硬度與金相組織達到技術要求，齒面硬度60.7～61.8HRC，表面碳含量為0.72%，表層組織為細小的針狀馬氏體，無碳化物，殘留奧氏體6%，遠低于要求的20%。Tkhagapsoev等[3]研究表明，組織的非均勻性是產生殘余內應力的根本原因，而殘余內應力在裂紋形成中占主導地位。當表面碳化物尺寸達到6～10μm時，容易產生磨削裂紋，若碳化物發生聚集，裂紋趨勢急劇增加。滲碳層的表面碳含量降至0.60～0.75%時，幾乎不產生碳化物，滲碳層與心部的馬氏體轉變溫度差異顯著縮小，殘余應力也相應減小。此條件下，齒輪表面形成磨削裂紋的可能性降低，即熱處理后齒面不具備利于磨削裂紋的因素。
（3）磨削分析 1976年Hahn提出了關于磨削應力的熱塑性理論[4]，在回火燒傷區，最大拉應力產生于工件表面的燒傷區域的中心位置；然而當二次淬火發生時，淬火區域受相變的影響而呈壓應力狀態，與其緊鄰的回火燒傷區則呈最大拉應力狀態，裂紋最容易在這里形核。裂紋沿原奧氏體晶界擴展，是與工件在熱處理時產生的內應力有關的。Stickels[5]發現在奧氏體化過程中，碳化物更傾向于在奧氏體晶界溶解，而非奧氏體晶粒內部。當工件淬火時，馬氏體將首先在奧氏體的貧碳區（晶粒內部）形成，隨著淬火進行，馬氏體片朝著晶界方向迅速長大，不同位向的馬氏體片可能在晶界發生撞擊，引發強烈的局部應變，也就可能造成沿晶的淬火顯微裂紋。即便未形成淬火裂紋，原奧氏體晶界仍是強度的薄弱區，成為磨削裂紋擴展的快速通道。Wojcik等[6]發現，二次淬火區的深度可達到0.213mm，磨削裂紋可深入0.14～0.68mm，磨削裂紋的產生與砂輪的磨料、線速度、切削用量、冷卻液等息息相關。
對于本次磨削裂紋，由于冷卻液噴嘴位置不良，造成燒傷現象。原殘留奧氏體發生轉變，隨溫度升高而轉變為回火馬氏體，300℃基本轉變完成。溫度繼續升高，發生二次淬火，由外至內，從原來的一次回火馬氏體轉變成二次淬火馬氏體、高溫回火索氏體、二次回火馬氏體；淬火馬氏體、一次回火馬氏體、二次回火馬氏體、回火索氏體的比體積依次較小，相變必然引起比體積的變化；而比體積的變化則引起組織應力，再加上急熱急冷造成的熱應力，在燒傷影響區附近形成強烈的拉應力，二次淬火燒傷與高溫回火燒傷的過渡區所受的拉應力水平最高。一旦拉應力超過其抗拉強度，即萌生裂紋。從宏觀上看，裂紋大體沿燒傷影響區的邊界向前擴展；從微觀上看，受原奧氏體晶界的影響，裂紋在長大時表現為曲折前進[1]，即沿晶斷裂特征。
五、結語
本研究中，因磨削工序中冷卻液噴嘴長時間未調整，處于不良的角度位置，冷卻液未能有效地將磨削熱量帶走，引發磨削燒傷并產生裂紋，造成生產浪費。實際生產中，應從“人、機、料、法、環”等各方面加強過程質量控制，將發生磨削燒傷/裂紋的可能性最小化。首先加強來料檢驗，如成分分析、無損探傷以及純凈度檢驗；其次，保證熱處理工藝處于穩定的控制，獲得合格的滲碳硬化層顯微組織與心部組織；再次磨削加工中，合理選擇砂輪的磨料、硬度及粒度，控制冷卻液的成分、流量及角度，優化工藝參數：砂輪線速度、磨削深度、進給量、砂輪修整周期等。
文：孔德群/采埃孚傳動系統（北京）有限公司
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