某轻型卡车后桥主动齿轮螺纹轴断裂原因分析

摘要：针对某轻型卡车行驶时出现后桥主动齿轮螺纹轴断裂的早期故障进行了原因分析并提出改进措施。首先，宏观观察了断口失效形式，后对螺纹部分和花键部分进行了金相分析，接着对螺纹部分进行层深及硬度分析和化学分析，最后采用扫描电镜对断裂部位进行了微观组织分析，并且在韧窝区和沿晶区进行了能谱对比，发现各区元素并无明显差异。基于上述分析，最终找出齿轮螺纹轴断裂的原因是主动齿轮螺纹部位高频退火工艺设计不合理。根据失效原因，提出了改进齿轮螺纹轴热处理的方案及实施措施。

    卡车的后桥一般为驱动桥， 驱动桥一般由主减速器、差速器、车轮传动装置和驱动桥壳等组成。当来自变速器的转速和转矩通过传动系统传送到驱动桥时，驱动桥将其改变后传输给驱动轮，其中，主减速器是由一对以上的减速齿轮副组成， 主要作用是改变转速从而增大转矩。这就导致后桥减速器中的齿轮轴需要承受很大的扭矩， 也往往容易出现齿轮轴的断裂， 这需要深入研究减速器的尺寸设计与传动的可靠性[1]。杨星红等[2]对某型号钢螺纹轴产生延迟断裂现象，利用直读光谱仪、光学显微镜、维氏硬度计、扫描电子显微镜等发现，在生产的过程中引入了有害氢并且未能及时消除而导致延迟脆性断裂。姜涛等[3]针对某型号汽车半轴产生早期疲劳断裂，通过宏观形态及微观组织观察、材质组织与硬度的检查，发现引起疲劳断裂是多重原因引起的， 主要是感应加热产生的烧伤组织以及熔融凹坑。刘晓光等[4]就花键轴断裂分析进行了细致的分析，最终发现是端面刀痕部位产生的应力集中导致花键轴早期断裂。我司某轻型卡车行驶时出现早期故障，后桥主动齿轮螺纹轴在使用过程中发生断裂，断裂的后桥主动齿轮如图1 所示。现就该后桥主动齿轮轴的断裂原因进行分析。主动齿轮材料为22CrMoH，螺纹部位硬度要求≤45HRC。齿轮的主要生产工艺为：清洗→整体渗碳（920℃）→淬火（850℃）→清洗→回火（180℃）→清理抛丸→校直→螺纹高频退火。高频退火的目的是为了消除或改善零件内部组织缺陷和残余应力，防止零件开裂以及变形。

1 理化检验及结果

1.1 宏观形貌

    失效件的宏观断口如图2 所示。由图可见，整个断面平齐，断面有明显的放射线，放射线收敛于断面1/3 中心处，整个断面未见明显的塑性变形，放大观察可见发光的小刻面。

1.2 化学成分分析

    失效件的材料牌号为22CrMoH， 依据GB/T5216-2004 对其化学成分进行检验， 检测出该件7种元素，断裂轴的化学成分见表1。由表可见，元素实际测量值均符合要求。

1.3 金相分析

    金属半制品在生产过程中，有时会因非金属杂质等影响金属件的金相性从而引起意想不到的缺陷[5]。Wang[6]就利用光学显微镜分析了微型汽车后桥半轴断裂的组织断口特征， 发现半轴调质的淬火温度过高，使其存在大量的铁素体，最终导致半轴疲劳断裂。取断裂件螺纹部分， 沿轴中心横向剖开进行金相分析，图3 为断裂件螺纹部位的组织。由图3 可见，从螺纹到心部可分为5 个区（图3（a））。表面至0.7mm深度区均为索氏体组织（图3（b））。0.7～1.2mm 区主要为马氏体组织，马氏体呈带状分布（图3（c）、（d））。1.2～1.7mm 处为过渡区，该区域的组织为低碳马氏体和铁素体的混合组织（图3（e））。心部组织均为铁素体+低碳马氏体+珠光体的混合组织（图3（f））。花键具有导向性强、承载能力强、加工便利、互换性良好等优点， 是普遍采用的传递动力方式。取断裂件花键部分，横向剖开制样进行金相分析，图4为断裂件花键部位的组织。花键部位整个渗层的表面组织均为索氏体（图4（a）、（b））。在距离表面渗层约4mm 的区域，组织为低碳马氏体+贝氏体的混合组织（图4（c）、（d））。

1.4 层深及硬度分析

    对失效件螺纹部位第一牙和第二牙的表面硬度、心部硬度及硬度梯度进行分析，硬度梯度分析结果如表2 所示。图5 为硬度梯度方向。沿图5 箭头方向打硬度，断裂件螺纹部位的硬度折线见图6。

1.5 扫描电镜分析

    扫描电镜能够更加直接的对失效断裂进行微观组织分析，从微观的角度分析宏观的失效机理[7]。图7 为失效主动齿轮螺纹的断口形貌。在扫描电镜下观察，断口最外侧的周向存在一圈分界带，其深度约0.7mm（图7（a））。分界带最外层的围观形貌特征为浅韧窝（图7（b））。距外侧0.7mm 处的微观形貌特征为沿晶（图7（c））。自分界处向里，其微观形貌特征为准解理，只有中心局部区域为韧窝（图7（d）、（e））。

1.6 能谱分析

    对断口1mm 处的韧窝区和沿晶区进行能谱对比分析，图8 为螺纹断口形貌及能谱对比分析。取点位置如图8（a）、（b）所示，能谱对比结果见图8（c）、（d），元素的百分含量见表3。对比分析结果表明，沿晶区表面的化学成分和韧窝区并无明显差异。

2 断裂原因分析

    断裂件螺纹部位的断口形貌特征表层为韧窝、0.8～1.1mm 的次表层区为沿晶断裂形貌，放射区为准解理特征，圆心区为韧窝形貌。整个断裂起源于外侧周向，周向裂纹向中心处快速扩展、汇聚，并在1/3中心处形成裂纹的汇聚台阶， 台阶处微观形貌特征为剪切韧窝。从断裂形貌分析结果可以判断，整个断裂为1 次冲击载荷下的断裂， 裂纹起源于第1 牙螺纹的根部。整个断面形貌的异常之处在于距表层0.8～1.1mm 处有沿晶带，这很容易被忽视。据了解，整个主动齿轮渗碳淬火后， 再针对螺纹部分进行了高频退火（软化），退火目的需要将渗碳层硬度控制到45HRC 以下，以提升螺纹部分的韧性。如果渗碳层硬度控制到45HRC 以下， 冲击载荷下断裂显然不应该在周向带状区域出现沿晶断裂形貌。所以从这一异常可以判断， 主动齿轮螺纹的周向存在退火不良的马氏体组织。

    金相分析及硬度梯度分析结果表明， 断裂件在0.8～0.9mm 区域出现高硬度（688HV）的马氏体带，断裂件在0.9～1.1mm 区域出现高硬度（734HV）的马氏体带， 马氏体带分布和断口上沿晶带的分布一致， 佐证了这一判断。次表层回火不良的马氏体为体心立方结构，是含碳量过饱和的固溶体，相对表层的索氏体组织，其比容较大。当表层同样比容较大的高碳马氏体经高频退火（实际上是在相变点以下的高温回火）后，马氏体分解，基体组织变成回火索氏体。由于索氏体比容较马氏体小，因此，表层体积收缩， 而次表层仍然存在高硬度的比容较大的马氏体层，这就会导致表层组织出现较大拉应力。巨大的内应力加上主动齿轮螺纹本身装配力矩作用下承受的拉应力，以及车辆运动过程中的外加应力，在不同应力叠加的情况下，零件发生冲击断裂有一定的概率。至于螺纹表面拉应力，在常温下，其时效作用极小，拉应力衰减的可能性会很小，但可以肯定的是，这种拉应力不会随时间延长而增大，因此，短里程出现零件断裂是小概率事件。而没有发生断裂的零件，随着时间延长，将不会再具备断裂发生的条件。组织应力越大，这种断裂所需的外加应力就越小，所以这种不均匀的马氏体带极其有害。能谱分析结果表明，未发现沿晶带存在成分异常。失效件表面硬度正常，心部硬度稍低，化学成分符合定义要求。

    综合失效件的分析结果表明， 零件的断裂是在冲击载荷下的断裂，裂纹起源于第一牙螺纹根部。发生断裂原因是， 螺纹轴周向存在退火不良的马氏体组织，造成内应力偏大，在装配应力、汽车行驶冲击应力等的共同作用下，导致零件发生异常断裂。综合分析可以判断， 此次断裂故障主要是由于退火工艺不良， 在主动齿轮螺纹部位的次表层存在高硬度的马氏体带，使内应力过大，导致零件在使用过程中出现早期断裂。

3 解决方案

    综上，导致主动齿轮螺纹轴断裂的主要原因有：①高频退火工艺参数（时间、电流）设置不合理。②硬度梯度检验深度仅0.1～0.4mm，并没有检查到整个渗碳层， 未设计合理的检查方法去评价高频退火后的硬度分布情况。③高频退火后的零件放置未采取防护，在空气流动、风扇等因素下加速冷却。由于该齿轮材料为22CrMoH 材料，淬透性好，快速冷却会导致表层硬度偏高，影响到表面硬度软化。

    因此，后期的改进应该从工艺改进入手，并制订合理的检查要求：①高频退火有效回火层深度应该大于渗碳层深度，同时保证表面硬度不低于设计值。现有工艺只是靠提高表面温度而加大热输入的方法显然不合理。通过降低感应加热的频率，降低感应加热的趋肤效应， 使得在热输入与原工艺差别不大的情况下，高温回火层深度更深。重新调整高频退火工艺参数，将高频退火深度延伸到整个渗碳层。改进前后高频退火工艺参数如表4 所示。②高频退火工序增加缓冷， 高频退火后的齿轮放入缓冷箱中缓慢冷却。③修订对螺纹高频退火区金相检验标准。

    检验的取样部位设置在容易发生断裂的螺纹第一牙附近，在横截面取样。回火层深度应大于渗碳层深度，次表层不允许存在高碳马氏体。从表层到心部2mm 处进行硬度曲线测量。其中表层硬度值与原技术条件相同，心部硬度不高于460HV。此外，改善主动齿轮螺纹部位的心部组织，适当提高心部硬度，可提高零件的刚性。

4 结论

（1） 导致主动齿轮螺纹轴断裂的主要原因是螺纹高频退火工艺参数不合理。具体原因是高频退火形成的高温回火层偏浅， 导致次表层存在高硬的高碳马氏体层，改变了螺纹表层的应力状态，使表面形成拉应力，并在装配应力、服役应力作用下，发生了早期断裂。

（2） 对螺纹高频退火工艺进行改进， 制定合理的检验标准，以消除此类断裂隐患。

参考文献:

[1] 梁明轩，王晓林，袁惠群，等．基于响应面法的轿车主减速齿轮可靠性灵敏度研究[J]．中国机械工程，2016，27(4)：556-559.

[2] 杨星红，梁宇，王卓．10B21 钢螺纹轴断裂失效分析[J]．机械工程材料，2016，40(8)：107-110．

[3] 姜涛，欧阳康，张兵．40Cr 钢汽车半轴断裂失效分析[J]．金属热处理，2019，44(10)：187-191．

[4] 刘晓光，王艳丽．花键轴断裂失效分析[J]．热加工工艺，2018，47(15)：256-260．

[5] Jurasz Z， Kochel R， Adamaszek K．Metallographic examinationof fracture splitting 44SMn28 steel used in the manufacture of rotor shaft [J]．Materials Science Forum，2014，782：231-234.

[6] Wang J．Vehicle driving axle half shaft fracture analysis [J].

Advanced Materials Research，2014，912：658-661．

[7] Ma F Y， Wang W H．Fatigue crack propagation estimation of

SUS 630 shaft based on fracture surface analysis under pitting corrosion condition [J]．Materials Science & Engineering A，2006，430(1/2)：1-8．

作者：胡义华1, 程露2, 黄志超2(1. 江西江铃底盘股份有限公司, 江西抚州344000; 2. 华东交通大学载运工具与装备教育部重点实验室, 江西南昌330013)

信息来源：《热处理技术》，智能紧固件及紧固工具

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