20CrMo齿断裂失效求能人分析

大猫

     20CrMo材料的三档主从动齿轮,锻造机械加工成型,最终热处理状态为碳氮共渗+淬火+低温回火,该齿轮在台架试车过程中,在换档时,发出"哒哒"异响,后发现三档打齿断裂.

断口分析:
宏观断口:断口附近无塑性变形,断口平齐,结构粗糙呈结晶状颗粒,而且为亮灰色,无腐蚀产物及其他污染物,粗大的放射棱线指向表皮下断裂源.
微观断口:在扫描电镜下观察其断口的微观形貌,碳氮共渗层呈冰糖状的沿晶脆性断口,晶面平坦,没有附着物,心部为解理花样

确定非二次淬火烧伤及回火烧伤痕迹.

材质检测:符合GB3077-88技术条件要求.

金属夹杂物:氧化物1级,硫化物0.5级.[em7]

[ 本帖最后由 ltw369258 于 2007-6-12 21:28 编辑 ]

中心试验室

热处理质量合格之外，就考虑结构与受力了，什么啮合偏差，干涉等。应该说从宏观断口可以看出个大概：本例可能是换档冲击力造成的瞬时脆断，疲劳断口的可能性请楼主观察是否有辉纹以及考虑齿轮的这次台架试验运行了多少时间。
请大家来积极讨论吧

追求卓越

我听一位热处理前辈讲,20CrMo做齿轮从疲劳寿命上讲不如20CrMnTi的,前面的整齿掉的比较多

大猫

质量中心出了报告：
测氢结果：
换档从动齿轮：3.2PPM
换档主动齿轮：3.4PPM

C-N共渗如何增加材料中H含量？达人分析一下。

zqh

应该不是疲劳断裂,是否热处理不当造成表面组织不合格所致.

追求卓越

这个热处理资料中好象有介绍,说渗碳后直接淬火的含氢多,渗碳后缓冷再次加热淬火的性能要好许多.你查一下吧

happy1981

怎么不传些照片！

老兵

产生H脆的原因一般必须具备三个基本条件:
1.有足够的三向应力存在.
你的20CVrMo主从动齿轮碳氮共渗后直接淬火,可以说三向应力的条件具备吧.
2.有对H敏感的金相组织.
我们知道F\A\L级钢产生H脆的可能性很小,而P\B\M级钢才产生H脆,且对H脆的敏感性是按序递增的.即钢出现M时最易产生H脆,你的条件具备吧.
3.有足够的H含量,
据机械工业出版社出版的<<大锻件热处理>>一书介绍,钢H含量超过0.5ppm时,就有可能产生H脆,你的主从动齿轮H含量3.2-3.4ppm该条件也具备吧.
楼主至于你说的碳氮共渗时,齿轮中的H含量为什么会那样高,这是因你使用的渗剂中含有大量的H,且H因其原子半径小,活性大,其扩散系数远比碳和氮的大,在高温碳氮共渗条件下,钢不可避免的产生强烈的渗H过程,据资料介绍在927度时,碳在A中的扩散系数为1.4E7cm2/s,而H的扩散系数为,1.84E4cm2/s.可见H的扩散系数比碳大三个数量级,因此在相同条件下,渗H层比渗C层厚,当齿轮碳氮共渗后快冷和在较低的温度下,齿轮表面溶解的H能扩散逃逸.而内部的H由里往外移动,受组织和温度等条件的影响较大,有一部分保留在钢中,这样我们就知道C-N共渗后为什么钢内含H量会那么高了.

追求卓越

原帖由 老兵 于 2007-3-12 07:41 发表
产生H脆的原因一般必须具备三个基本条件:
1.有足够的三向应力存在.
你的20CVrMo主从动齿轮碳氮共渗后直接淬火,可以说三向应力的条件具备吧.
2.有对H敏感的金相组织.
我们知道F\A\L级钢产生H脆的可能性很小,而P\B\M级 ...

所以资料中介绍,如果空冷下来重新加热,氢脆就可以消除了.

xinghai88

实际上，我认为热处理的关键过程，预处理很重要占50%，最终热处理占到50%。你应把最终热处理前状态分析一下！

liyuxin19980825

是H脆造成的开裂。应该考虑改进工参数。

235754

(结构粗糙呈结晶状颗粒,而且为亮灰色,无腐蚀产物及其他污染物,)

LZ 的这一段话   

感觉是原材料是否有点问题.. 是否原材料正过火 ...晶粒粗大

要不就是在热处理的时候..温度过高了 ..过热过烧

pengju

支持老兵的说法

235754

再次看..发现.很多问题.其实便不是你们想的这么复杂..但是多是有一定的关系

例如这问题..想考虑金相组织的碳化物  看看装配是否到位


想各位不必想太多 ..

xiaozi123

学习学习，偶也碰到过这样的事情，没有去认真分析呀

xcy721626

个人感觉还是热处理有点问题。从描述的现象来看，表面层为沿晶很好理解，但心部区域为解理就不太正常，当然不是说没有这种可能性。一般20CRMO钢淬火后的断裂形貌为韧窝，就算再次点也为准解理，出现粗大解理形貌预示组织有一定问题。不知楼主有没有金相分析？

耿建亭

引用老兵的话:
主至于你说的碳氮共渗时,齿轮中的H含量为什么会那样高,这是因你使用的渗剂中含有大量的H,且H因其原子半径小,活性大,其扩散系数远比碳和氮的大,在高温碳氮共渗条件下,钢不可避免的产生强烈的渗H过程,据资料介绍在927度时,碳在A中的扩散系数为1.4E7cm2/s,而H的扩散系数为,1.84E4cm2/s.可见H的扩散系数比碳大三个数量级,因此在相同条件下,渗H层比渗C层厚,当齿轮碳氮共渗后快冷和在较低的温度下,齿轮表面溶解的H能扩散逃逸.而内部的H由里往外移动,受组织和温度等条件的影响较大,有一部分保留在钢中,这样我们就知道C-N共渗后为什么钢内含H量会那么高了.

上述分析太理论了,不过可以说一句一般情况下进行的碳氮共渗是在850~880度进行的.
最终的工件的含氢我认为以氮化物形成有较大关系.且其形成基理,目前在业界根本就没有一个明确的结论.


在王广生著<<热处理缺陷分析案例>>中对于渗碳/碳氮共渗中有关表面的黑色组织(也有称为非马组织),及氢脆有较多的理论分析并有实际案例.
李炯辉著<<金属材料图谱>>2004年版第二册对此也做了比较详细的说明,
请参考此两部著作,当可解其中之迷.

老兵

回复耿建亭专家的帖子:
1\楼主是一个热处理工作者,特别是他单位能做出宏观断口:结构粗糙呈结晶状颗粒而且为亮灰色.微观断口:呈冰糖壮的沿晶脆性断口,特别是还出了个测氢报告,这都已证明楼主或楼主单位有人知道该20CrMo三档主从动齿轮的断裂是由氢脆造成的,只不过楼主为了活跃论坛的气氛,最后才提出"C-N共渗是如何增加材料中的氢含量"的问题,而我也是心血来潮,冒"鲁班门前抡大斧,圣人面前卖四书"之嫌,才作出了前贴的回答,可能我技不如人,论述有不到位的地方,才让专家见笑了,不然怎么会有"太理论了"之说.
2\生产中C-N共渗温度高于900度时,渗层中的N含量已极低,这作为一个热处理工作者来说应该是清楚的.我在帖中引用了一个热处理资料,并没有说要在该温下C-N共渗.只不过是想告诉楼主,在927度时,C和H的扩散系数相差很大,借以注明,在相同的条件下,渗H比渗C容易,要采取措施除氢,可能我的引用给专家造成了误解,在此请专家见谅.另,楼主并没有说出他们齿轮的具体C-N共渗工艺及技术要求,专家是怎么就能判定楼主不是在850-880度范围内进行的C-N共渗的?而要提醒楼主要在这个温度进行.换句话说,老兵是想让专家讲解下850-880度的C-N共渗处理有什么特殊功效能让楼主的齿轮不产生H脆且能顺利的达到他们的技术要求.当然若这个问题涉及到贵公司的技术秘密的话,那么在下老兵是会知趣的.
3\由于我水平有限,前帖我主要阐述了H脆产生的三个条件,对于楼主的"C-N共渗如何增加材料中的H含量"的问题,并没有细说H是以何种形式存在于齿轮中的,既然专家已看出了问题所在,还请专家不管从理论上还是从实践上细说一二...,在此可当做对我扫盲了,在下老兵将洗耳恭听,感受专家的风采.

[ 本帖最后由 老兵 于 2007-7-9 10:40 编辑 ]

pentan73

失效分析对热处理工作者太重要了，楼上争论很有道理。
楼主的分析和描术述也很专业。
个人认为：
怀疑是氢脆的话，还是通过低倍组织来发现发纹比较可靠。
裂纹源在次表层处，可检查碳浓度梯度或显微硬度梯度。
心部解理，可以检查心部硬度及马氏体级别

duckie109

没有电镜照片，无法判断是否氢脆。
按照楼主的描述，断口“附近无塑性变形,断口平齐,结构粗糙呈结晶状颗粒"”心部为解理花样“，我认为心部组织极有可能比较粗大，甚至有魏氏组织的遗留。
强烈建议LZ提供全套数据和照片：表面硬度、硬化层深度、心部硬度。齿顶、齿面（节圆）、齿根的金相照片（500X），如果方便，再提供一下心部和表面的电镜照片。