載貨汽車變速器二軸校直斷裂原因分析與對策

■ 金榮植

某齒輪公司生產的“解放”牌重型載貨汽車變速器總成二軸（以下簡稱二軸），經熱處理滲碳、淬火、回火，以及噴丸清理后，在校直過程中，發現畸變量加大，并易產生斷裂，廢品率增加。對此，停止校直，組織有關人員進行分析，查找出了原因，并提出了改進措施，取得較為滿意的效果。

1. 二軸材料及技術要求

（1）二軸及其材料 二軸（見圖1），圖號為1701301-950，采用20CrMnTi鋼制造，其材料化學成分要求執行GB/T 3077—1999《合金結構鋼》標準。

（2）二軸技術要求 二軸滲碳淬火有效硬化層深度要求為0.9~1.3mm，表面硬度58~63HRC，心部硬度30~40HRC，螺紋部分硬度要求≤45HRC，軸頸處對兩端中心孔的徑向圓跳動值≤0.05mm，馬氏體、殘留奧氏體1~5級，碳化物1~5級。

2. 二軸加工工藝流程

二軸加工工藝流程為：下料→鍛造→退火→粗車→精車→車螺紋→插齒→滾花→熱處理→磨削→交驗。

3. 熱處理設備與工藝

（1）設備 二軸滲碳、淬火、回火及清洗采用UBE1000型密封箱式多用爐生產線。

（2）工藝流程 二軸熱處理工藝流程為：60~70℃前清洗→920℃滲碳、擴散→850℃入油淬火→60~70℃中間清洗→180℃×120min低溫回火→30min噴丸清理→校直→交驗。

（3）熱處理工藝 二軸的滲碳介質采用丙烷和甲醇，滲碳時甲醇的滴量為2200~2500mL/h，丙烷在滲碳、擴散時設定為5~8L/min，碳勢自動控制。其熱處理工藝參數可在PLC系統的程序內設定并進行自動控制。二軸采用氣體滲碳工藝，其滲碳工藝曲線見圖2，滲碳工藝參數見表1。

4. 斷裂原因分析

（1）檢驗標準 二軸檢驗執行GB/T 226—1991《鋼的低倍組織及缺陷酸蝕檢驗法》、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》、GB/T 6394—2002《金屬平均晶粒度測定法》、QC/T 262—1999《汽車滲碳齒輪金相檢驗》、GB/T 230.1—2009《金屬材料 洛氏硬度試驗第1部分：試驗方法（A、B、C、D、E、F、G、H、K、N標尺）》、GB/T 9450—2005《鋼件滲碳淬火硬化層深度的測定和校核》等標準。

圖1 20CrMnTi鋼制二軸

圖2 二軸滲碳熱處理工藝曲線

（2）檢驗設備 斷裂二軸金相檢查采用GX51型日本奧林巴斯金相顯微鏡，滲碳淬火有效硬化層深度測量采用MH—6型維氏硬度儀，表面與心部硬度測試用HR—150A型洛氏硬度計。

（3）二軸校直前彎曲畸變分析 對熱處理前二軸進行畸變抽查，二軸徑向圓跳動均在要求的0.03mm內。熱處理后畸變檢查，80%以上二軸的徑向圓跳動＞0.18mm。較常規相比，此批二軸畸變大，校直困難，易于出現斷裂現象。

（4）斷口宏觀檢查 斷裂部位大部分在圖1b所示位置。觀察二軸斷口細平，沒有明顯的塑性變形痕跡，表明失效二軸為脆性斷裂，見圖3。

（5）化學成分分析 采用線切割方式，在二軸斷口附近取樣，做化學成分分析，檢驗結果見表2，所測得結果符合GB/T 3077—1999對20CrMnTi鋼的成分要求。

（6）原材料帶狀組織與奧氏體晶粒度檢查 首先是帶狀組織檢查。檢查同批次熱處理前二軸材料的帶狀組織為：珠光體＋鐵素體，呈較均勻的等軸晶粒分布，按長春一汽A08-10.1—2007《結構鋼組織偏析評定（第一部分：帶狀組織）》評定帶狀組織為2級（見圖4），符合帶狀組織≤3級的技術要求。

其次，奧氏體晶粒度檢驗。檢查同批次熱處理前二軸材料的奧氏體晶粒度，按GB/T 6394進行檢驗與評級，奧氏體晶粒度為6級，合格（技術要求≤5級）。

（7）低倍組織檢查 在斷裂二軸上沿垂直于軸向方向截取低倍組織試樣。參照GB/T 226，將試樣進行熱酸浸蝕。檢驗結果表明，斷裂二軸鋼材存在并不嚴重的方向偏析。

（8）非金屬夾雜物含量檢查 參照GB/T 10561評定材料的非金屬夾雜物為：A類細系1.5級，D類細系1.5級，DS類1.0級。檢驗結果表明，斷裂二軸材料的夾雜物級別不良程度較低。

（9）金相檢驗 在斷口附近制取金相試樣，經質量分數為4%硝酸酒精腐蝕，用金相顯微鏡進行觀察。表層金相組織為：粗針狀馬氏體＋多量殘留奧氏體＋少量碳化物（見圖5），依據QC/T 262評級圖，表層馬氏體、殘留奧氏體為6級，不合格。心部為較粗板條狀馬氏體（見圖6）。

圖3 二軸斷口形貌

圖4 二軸帶狀組織（100×）

圖5 斷裂二軸表層金相組織（450×）

圖6 斷裂二軸心部金相組織（450×）

表1 二軸滲碳工藝參數

表2 斷裂二軸的化學成分（質量分數） （%）

用維氏硬度儀測得斷口附近有效硬化層深度較為均勻，為1.1~1.3mm，滿足技術要求。

表3為二軸斷口附近的金相組織及有效硬化層深度與技術要求對比。

（10）硬度檢測 采用線切割方式，在二軸斷口附近取樣，用洛氏硬度計檢測其表面硬度和心部硬度。結果表明，心部與表面硬度較均勻，表面硬度在60.5~62HRC之間，合格。心部硬度39.5~41HRC，心部偏高，不合格。

表4為二軸斷口附近硬度與技術要求對比。

5. 斷裂原因分析與對策

（1）原因分析 對二軸材料的化學成分、低倍組織、非金屬夾雜物、帶狀組織、奧氏體晶粒度檢驗，基本正常。但二軸斷裂處金相組織粗大，馬氏體級別超差，心部硬度偏高，導致二軸材料脆性增加，韌性降低，在對二軸進行校直過程中，首先在強度薄弱處產生斷裂。

金相組織粗大超級，表明二軸在的滲碳過程中，可能溫度過高，使二軸畸變加大，脆性增加，韌性降低。對此，采用標準電位差計及標準熱電偶檢測爐內溫度，在850℃溫度下，測得爐內實際溫度在870~875℃，較工藝要求溫度超高20~25℃，這一檢測結果與金相組織分析結果是一致的。進一步檢查爐子控溫熱電偶時，發現外管頂部有燒損、穿孔情況，電極（電偶絲）已被滲碳。經驗表明，熱電偶電極經滲碳變質后，溫度儀表指示將產生偏低現象。此時爐內實際溫度偏高。這是由于熱電偶電極在爐內被滲碳后，造成電極化學成分發生變化，引起熱電偶輸出毫伏值減小，在溫度控制器設定值和熱電偶檢測毫伏值進行比較時，認為溫度低，進行輸出功率調整，使溫度達到設定值，這樣爐內實際溫度已經超出設定值，溫度控制器顯示溫度已不是爐內的實際溫度，造成爐溫偏高。

原設備采用日本OES-107型熱電偶，按日本C-1602-1995標準規定，對S型熱電偶連續使用時間規定為2000h，而此次失效熱電偶已經是超期使用，達到4700h。

通過以上分析可知，造成此次校直二軸斷裂情況發生的主要原因是，熱電偶超期使用后失效，造成溫控溫度產生較大的偏差，使爐內實際溫度超高20~25℃，造成二軸淬火溫度超出工藝要求過多，導致其金相組織粗大、超差，脆性增加，畸變加大，發生在二軸校直過程中首先在薄弱處產生斷裂情況。

（2）對策 第一，更換熱電偶。表5為兩種熱電偶對比情況。新更換熱電偶為國產優質熱電偶，配制奧氏體不銹鋼外殼，以提高其高溫下抗晶界腐蝕性能。使用前經過校對，可滿足技術要求。更換熱電偶后，并對爐溫進行校對，達到工藝要求。

第二，制訂爐溫均勻度和溫度儀表、現場熱電偶檢查周期。按JB/T 10175—2008《熱處理質量要求》規定，要求現場熱電偶測定周期為6個月。此次規定：每3個月校對一次熱電偶和檢查一次爐溫均勻度及溫度儀表。

第三，更換試樣。將隨爐用圓棒形試樣，改為多聯齒塊，以使檢驗結果接近二軸實物，避免產生大的偏差。

表3 二軸斷口附近的金相組織及有效硬化層度與技術要求對比

表4 二軸斷口附近的硬度與技術要求對比

表5 兩種熱電偶對比情況

第四，改進工藝。將淬火時的保溫時間增加10min，使爐內工件淬火溫度更接近工藝要求溫度。改進后滲碳工藝參數見表6。

第五，調整超溫報警系統。通過溫度計調節器編程，將原設定950℃調整為940℃。

（3）效果 采用以上改進措施后，經過一年多的滲碳熱處理生產，二軸的滲碳熱處理金相組織合格，畸變減小，易于校直，較好地解決了二軸斷裂問題。

表6 改進后滲碳工藝參數