01背景

     同一批次的两个齿轮在渗碳淬火和高温回火后出现裂纹。因此无法进行后续的热处理(淬火、低温回火)和机加工(喷砂、磨削)。没有提供额外详细的制造相关信息。

     这两个开裂齿轮采用20CrMnTi钢(C：0.17-0.23，Si：0.17-0.37， Mn: 0.80-1.10，P≤0.035，S≤0.035， Cr：1.00-1.30，Ni≤0.30，Cu≤0.30，Ti：0.04-0.10， Fe：余量)制成。

     根据热处理规范，齿轮需满足以下要求：(a)渗碳层深度大于1.6mm， (b)表层硬度为59-62HRC，(c)芯部硬度为36-44HRC。

02观察结果

2.1 目测

     2个开裂的轮齿在接收时如图1所示。目测发现裂纹位于沟槽根部，且沿轴向扩展。裂纹遍布整个凹槽，轴向长度约为146mm。将裂纹打开，两个开裂轮齿的断口形貌相似，如图2所示。

图1 接收状态的开裂轮齿

    断口表面呈深棕色，断口表面有氧化膜存在，表明齿开裂后断口表面经历了高温氧化过程。断口表面未见明显塑性变形。靠近凹槽的断口呈现出相反的人字形裂纹扩展标志，如图2中的虚线箭头所示。这个纹路指向裂缝的起源。因此，可以确定裂纹起源在距凹槽3.3-3.5mm处，且位于齿中部。通过对裂纹扩展痕迹的追踪，可以得出平行于沟槽方向的裂纹扩展速率要比垂直于沟槽方向的裂纹扩展速率快。两齿轮的失效性质可归结为一次性瞬时开裂事件。

图2 宏观断口表面

2.2 SEM观察

     发现断口表面覆盖着不连续的氧化层，但通过扫描电镜(SEM)可以清楚地看到裂纹源中的点状特征和放射性裂纹扩展痕迹(图3a和c)。在丙酮溶液中超声振动反复清洗断口表面后，在裂纹起源区域的多个位置都发现了含有大量直径在5~30μm的小颗粒的大型非金属夹杂团(图3b和d)。根据颗粒的形态和目前的位置，可以推断裂纹源中的颗粒不是来自于断口表面的覆盖层，而是来自于原材料。从这些夹杂物的类型看，通常与铸锭偏析相关联。能谱X射线(EDX)分析(图4)表明，颗粒主要为Al2O3复合冶金夹杂物。

图3 对断口表面SEM观察：(a,c) 总体观察；(b, d)显示裂纹源处的夹杂物团。

图4 齿2裂纹源处夹杂物的EDX频谱

2.3 冶金检查

     在裂纹齿靠近裂纹处作截面，进行冶金检查。两种开裂轮齿的齿廓和齿芯的微观组织表现出相同的冶金特征。渗碳层的代表性照片见图5a和5b。渗碳层由细小针状马氏体、残留奥氏体、颗粒状和不连续网状碳化物组成。芯部由低碳板条马氏体组成(图5c)。需要指出的是，过量碳化物的存在，特别是表层中网状碳化物的存在，可能会导致渗碳齿的脆裂。然而，断口形貌研究表明，齿的开裂与齿表层中碳化物的存在无关。此外，对失效齿轮材料的化学成分检测表明，这两个失效齿轮是由指定的20CrMnTi钢制造的。测量了开裂轮齿的表面硬度和芯部硬度，但由于对失效齿轮只进行了部分热处理，无法与规定值进行比较。

图5 开裂轮齿的显微组织（齿1）：（a）节圆处渗碳层；（b）齿槽处的渗碳层；（c）芯部

03失效原因分析

      研究中的两个开裂轮齿具有相似的冶金和断口特征。轴向裂纹出现在开裂轮齿齿槽处。裂纹萌生于表层与芯部交界处的非金属夹杂物团，而并非起源于表面。

     裂纹源处发现大量Al2O3复合夹杂物团。在这里，夹杂物和基体之间的膨胀系数的差异如预期的那样大。Al2O3的膨胀系数为8×10-6/K°，铁素体和马氏体的膨胀系数分别为14.8×10-6/K°和11.5×10-6/K°。由于Al2O3夹杂在淬火-冷却过程中体积收缩较小，在基体中Al2O3夹杂周围产生较大的拉应力场。渗碳层表面产生压应力，而次表面产生拉应力。齿的裂纹源恰好位于槽下3.3~3.5mm处(次表面区域)，即拉应力区域。渗碳淬火过程中，夹杂物周围基体的拉应力场会随着次表面拉应力场的增加而增加。裂纹以夹杂团为中心，瞬时启动，呈放射性扩展。因此，两个齿轮的裂纹源位于夹杂团区域，呈点状特征。由于渗碳件次表面拉应力的存在属于正常现象，因此可以认为夹杂物团簇是导致齿裂的主要因素。

04结论

     两个断裂轮齿具有相同的断裂特征。失效齿轮的齿槽处出现了轴向裂纹和贯穿裂纹。

     裂纹萌生于表层/芯部界面处的非金属夹杂团。齿轮的裂纹源呈点状特征，断裂方式属于瞬时裂纹。证实了两齿的裂纹是在渗碳淬火过程中发生的。裂纹起源区存在大量Al2O3复合夹杂团，是导致轮齿开裂的主要原因。

     建议提高钢纯度以防止未来齿轮故障的发生。由于金相纯度测试总是具有破坏性的，它永远不足以检测出最大的夹杂物，这是个概率很低的事情。建议采用无损检测技术进行随机检测。