風電增速箱18CrNiMo7-6滾道行星輪沖擊性能可靠性分析

顧曉明，呂藍冰

常州天山重工機械有限公司 江蘇常州 213000

1 序言

目前，風電增速箱行星輪普遍常用18CrNiMo7-6鋼和內孔硬化滾道設計理念，無軸承外圈的行星輪硬化滾道設計要求工件具有高韌性和滾道高硬度，進而提高抗疲勞性，滿足風電增速齒輪箱20年設計壽命需求。

18CrNiMo7-6鋼作為合金元素含量較高的滲碳鋼，wNi達到1.4%～1.7%，同等熱處理工藝條件下，相比Mn含量相對較高的20CrMnMo類滲碳鋼具有更高的心部強度，模數為16的齒輪齒根/齒面有效硬化層深度比可以達到70%以上[1]，廣泛應用于風電齒輪制造領域。某型號7MW風電增速機滾道行星輪，材質為18CrNiMo7-6鋼，模數24，工藝有效硬化層深要求為4.5～5.0mm，齒部及內孔滾道硬度要求59～63HRC，心部硬度要求35～40HRC。隨著回火溫度上升，滲碳層硬度下降，且滲碳淬火齒輪的有效硬化層深度也相應減小[2]，為保證滾道表面硬度達到59HRC以上，滲碳擴散碳勢采用0.75%，淬火后175℃低溫回火，熱處理批次存在4個鋼錠熔煉號，行星輪鍛件齒部位置制取A1、A2、A3和A4共4組φ30mm試樣，涂刷防滲碳涂料，試樣隨產品全程滲碳鹽浴淬火＋回火，模擬滾道行星輪輪齒心部的力學性能，試樣A1和 A2出現常溫及低溫沖擊吸收能量不合格的現象，滲碳鹽浴淬火和回火工藝參數見表1，力學性能結果見表2。

表1 滲碳鹽浴淬火和回火工藝參數

表2 力學性能結果

2 理化檢測

對工件沖擊吸收能量的影響因素眾多，依據大兆瓦風電滾道行星輪的制造經驗，主要從以下幾個方面入手。首先分析試樣化學成分，確認是否因C、Mn元素偏高而導致沖擊吸收能量下降。其次分別從純凈度、致密性、均勻性對試樣進行檢測，確認沖擊吸收能量不合格的原因，以及與合格試樣的差異點。其中，純凈度涉及非金屬夾雜物及氧、氮、氫含量檢測；致密性涉及低倍組織檢測；均勻性涉及帶狀組織、晶粒度及鑄態樹枝晶殘留檢測。

對4個熔煉號沖擊吸收能量試樣采用斯派克原子直讀光譜儀檢測，顯示4個熔煉號化學成分符合EN 10084：2008《滲碳鋼——交貨技術條件》要求，結果見表3。從表3可看出，化學成分不是沖擊吸收能量不合格的原因。

表3 化學成分（質量分數）檢測結果 （%）

對沖擊吸收能量試樣純凈度檢測，依據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》要求，4個熔煉號的非金屬夾雜物和氧、氮、氫結果相近且均合格。對于檢測致密性指標，依據GB/T 226—2015《鋼的低倍組織及缺陷酸蝕檢驗法》和GB/T 1979—2001《結構鋼低倍組織缺陷評級圖》要求，4個熔煉號均未見疏松、縮孔等冶煉缺陷，低倍組織均相近且合格。對于均勻性檢測，依據GB/T 13299—1991《鋼的顯微組織評定方法》要求，4個熔煉號試樣的帶狀組織均合格且級別一致，但沖擊吸收能量不合格試樣均出現混合晶粒及宏觀肉眼可見的鑄態樹枝晶殘留現象。沖擊試樣對應的實物載體肉眼可見明顯的鑄態殘留樹枝狀和羽毛狀組織，如圖1所示。晶粒度檢測依據GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測定方法》要求，混合晶粒表現為5～6級與8～9級晶粒混合的現象，無高于5級的個別大晶粒存在，如圖2所示。不合格沖擊吸收能量試樣微觀可見組織不均，合金負偏析微區出現大量貝氏體甚至極少量的微小尺寸鐵素體組織，如圖3所示。4個試樣理化檢測結果見表4。

圖1 鑄態樹枝晶殘留（低倍腐蝕）

圖3 沖擊吸收能量斷口附近顯微組織特征（500×）

表4 試樣的檢測結果對比

3 原因分析

鑄態樹枝晶殘留是一種鍛造組織缺陷，鋼錠凝固時要發生偏析，呈現樹枝和羽毛狀組織形態，造成成分和組織的不均勻性，合金鋼需要在鋼錠或鍛造開坯狀態進行1200～1300℃長時間擴散才能減輕合金偏析，再通過合理的鍛造工藝可以繼續減輕甚至消除偏析現象。當鋼錠偏析嚴重或鍛打破碎率不均勻甚至整體破碎程度不足時，這種鑄態組織將在鍛造后殘留，18CrNiMo7-6鋼鍛后正火處理常用溫度為950℃左右，滲碳溫度常用940～950℃，一旦鑄態樹枝晶殘留，鍛造后950℃正火和滲碳均無法發生合金元素的長程擴散，最終樹枝晶滲碳后仍將殘留。鑄態樹枝晶殘留實質為合金成分偏聚，枝晶體及晶體間部分元素含量相差較大，枝晶體間合金元素的富集是沖擊性能波動的原因之一[3]，而合金均勻性對晶粒均勻性至關重要，粗晶粒鋼或細晶粒鋼的本質就是合金元素的配比。混晶或粗晶必然會降低塑韌性，分析發現，單個晶粒均為不高于5級的細晶粒，但是均為細晶粒且晶粒度差值達到3級以上，此時這種均為細晶粒的大小混合晶粒也會降低沖擊吸收能量，同時鑄態樹枝晶殘留也導致淬火后微觀組織及顯微硬度均勻性下降，甚至在合金負偏析的微區出現游離鐵素體，即奧氏體化后未溶鐵素體。微觀組織不均勻必然產生顯微硬度不均勻現象，而硬度是強度的基礎，不均勻的硬度分布將打斷滾道行星輪內部力學性能的連續性，從而產生韌性薄弱點。

風電大兆瓦滾道行星輪有效硬化層深要求為4.5～5.0mm，滲碳溫度高達950℃且滲碳時間長達90h，深層滲碳相比淺層滲碳容易產生組織粗化現象，但分析結果顯示深層滲碳工藝不是沖擊吸收能量低的原因，鍛造后鑄態樹枝晶殘留導致的晶粒、微觀組織和顯微硬度不均勻是滲碳淬火＋回火后沖擊吸收能量低的原因。鑄態樹枝晶在滲碳淬火＋回火后，表層偏析區容易出現馬氏體針長和殘留奧氏體不均勻分布現象，按照GB/T 25744—2010《鋼件滲碳淬火回火金相檢驗》要求評級，表層馬氏體局部5級，殘留奧氏體局部達到20%，不滿足馬氏體3級以內和殘留奧氏體≤15%的要求。鑄態樹枝晶滲碳淬火＋回火后表層組織如圖4所示。

圖4 鑄態樹枝晶滲碳淬火＋回火后表層組織（500×）

4 解決方案

4.1 技術方案

樹枝晶的源頭為鋼錠，而鑄態樹枝晶殘留則與鋼錠及鍛造有關。錠型越大，樹枝晶偏析越嚴重[4]，減小錠型有利于減弱鋼錠樹枝晶程度，同時在擴散退火溫度及時間上進行優化，提高合金長程擴散的效果。在三向壓應力作用下，大壓下量才能破碎樹枝晶[5]。鍛造方面，通過工藝優化來減輕甚至消除鋼錠樹枝晶殘留的風險，一是優化開坯工藝，提高加熱溫度，將開坯工藝由單純拔長優化為鐓粗拔長；二是控制單次鐓粗或拔長的鍛造比≥1.5，同時增加一次鐓粗及拔長，提高破碎率；三是減小沖孔尺寸，沖孔后擴孔的變形量得以增加，提高了內孔滾道的鑄態樹枝晶破碎率。

鋼錠的偏析程度無法精確控制，即使采用相同的鍛造工藝，鑄態樹枝晶殘留程度也不同，這也是不同熔煉號試樣沖擊吸收能量差異的原因所在。在實際應用中發現，很難完全消除鑄態樹枝晶殘留，雖然鍛造工藝優化后，鑄態樹枝晶殘留的程度大為改善，但是個別偏析嚴重的鋼錠仍會殘留輕微的樹枝晶。為完全杜絕輕微樹枝晶的負面影響，同時在滲碳淬火、回火工藝上進行優化。

試驗某熔煉號18CrNiMo7-6鋼，鍛造后在相同位置取樣，保證試樣各項材料性能一致，采用相同的淬火工藝和不同的低溫回火溫度，隨著回火溫度提高，合金鋼的塑韌性將得到提高，這為滾道行星輪高滿足沖擊吸收能量的要求提供了研發方向。回火溫度對18CrNiMo7-6鋼沖擊性能的影響見表5。

表5 回火溫度對 18CrNiMo7-6鋼沖擊性能的影響

適當提高低溫回火溫度，則滲碳層硬度下降程度大于非滲碳區，而碳化物抗回火性強，通過形成彌散顆粒碳化物，可以提高滲碳層的回火抗性，同時提高低溫回火溫度也可以降低殘留奧氏體含量。奧氏體化工藝采用高溫降為低溫路線，合金負偏析區的Ac3線高于正偏析區，在840℃工藝段溶解合金負偏析區的鐵素體，降至820℃時，負偏析區的鐵素體析出線為Ar3，此時820℃均溫時負偏析區不會析出鐵素體，采用此工藝可以消除微區鐵素體未溶或析出問題。

4.2 優化工藝方案驗證結果

優化工藝后驗證，選取4個熔煉號試樣，在鍛件齒部區域取樣，隨產品全程熱處理，設備仍為井式滲碳爐，淬火冷卻介質為鹽浴。采用優化工藝（見表6）滲碳淬火、回火后，深層滲碳的滾道行星輪表面硬度達到60HRC，滲碳層呈現彌散顆粒狀加少量長度≤10μm的碳化物，按照GB/T 25744—2010評級馬氏體為3級，殘留奧氏體10%，金相組織如圖5所示，滾道行星輪滲碳層硬度曲線如圖6所示。金相組織等各項指標均滿足技術要求，力學性能改善結果見表7。

圖5 優化后表面金相組織（500×）

圖6 優化后滲碳層硬度曲線

表6 滲碳鹽浴淬火＋回火優化工藝

表7 優化后力學性能檢測結果

5 結束語

鍛造后鑄態樹枝晶殘留導致的晶粒、微觀組織硬度不均勻，是18CrNiMo7-6鋼深層滲碳鹽浴淬火、回火后沖擊吸收能量低的原因。18CrNiMo7-6鋼均為不高于5級的細晶粒，但大小晶粒混合的形態將降低沖擊吸收能量。

通過錠型選擇、鋼錠開坯及鍛造工藝優化，以及滲碳淬火、回火工藝優化，使滾道行星輪沖擊吸收能量得到提高且穩定合格，同時滲碳層硬度及金相組織等各項指標均滿足技術要求，提高了風電大兆瓦滾道行星輪質量的可靠性。