轴承过早失效的金相分析

HEATS 发表于 2010-9-11 21:50:46

-轴承</A>在工作中，由于种种复杂的原因，诸如结构不合理，材料质量差，性能低，工作表面上的缺陷，冲击，振动，安装不当和润滑不良等，均能造成轴承早期失效。然而，在某些情况下，有的轴承根本就未投入使用(运行)，只是用户在装机过程中原先的完整面貌即遭破损，失去了使用性，造成轴承过早失效。本文所要揭示的就是属于这种失效形式的一个实际例子。 　　一、失效背景 　　某动力机厂在组装S195柴油机齿轮箱时，出现6205深沟-球轴承</A>内圈间断或连续地发生崩裂(块)现象，在数量上占有一定的比例(每台齿轮箱装四套)。据现场了解，该批轴承总供货量为3000套，实际已装用1000套，余下的2000套因用户“心有余悸”不敢装机。 　　经查实，-齿轮</A>箱轴的尺寸符合图纸要求，轴承装机方法正确，系由固定的熟练工完成。用户曾开箱抽取40套测定轴承内外圈的硬度，并经DZ-2000型大型磁力探伤机探伤，结果硬度处于61～65HRC范围，符合JB1255标准规定，肉眼检查未发现裂纹。鉴于此，为了觅求轴承套圈崩裂的原因，将现场破损的轴承返回，进行了常规理化测试。 　　这些套圈系经箱式电阻炉840～860℃加热淬火，160℃×2～h低温油回火处理。 　　二、试验方法与结果 　　1.宏观观察 　　图1为装机时破损的轴承之实物照片。 　　经仔细观察实物可知： 　　(1)在所有破损的轴承上未见到因装机敲击而留下的击伤痕迹，钢球、保持架等零件完整无损。 　　(2)内圈的崩裂起始于滚道中心的一侧，约占端面直径的1/2或1/4。 　　(3)断口处存在伸入内径面的二次纵向直裂纹，裂纹形似刀切，穿透壁面。 　　(4)整个崩裂的外形高低不平，但断口表面光滑平整。没有塑性变形迹象，仅有少量撕裂痕。 　　(5)断口呈灰色细晶粒瓷状脆性断口。 <IMG src="http://www.chmcw.com/upload/news/RCL/13220_ybocb020090629141820.gif" width=631 onload="if(this.width>600)makesmallpic(this,600,1800);" height=281> 　　2.酸蚀试验 　　分别将崩裂内圈与完整内圈用1：1的盐酸水溶液进行热酸洗，温度为60～70℃，时间10min，结果如图2所示。 　　(1)在崩裂处附近的滚道内存在条带状磨削烧伤与磨削裂纹。 　　(2)磨削裂纹呈树枝状，沿滚道一侧分布，并与磨削方向平行，崩裂正好沿磨削裂纹发展。 　　(3)二次纵向直裂纹与崩裂断口及磨削裂纹大致呈“T”形垂直。 　　(4)整个套圈表面分布着疏松状黑色暗点和孔隙，其外形呈圆形或椭圆形。在放大40倍的体视显微镜下观察，其外形呈不规则的空洞或圆形针孔，它们相互可以连接成似晶界形状，而完整的套圈表面则颇为光洁，看不到上述的缺陷。 　　3.宏观硬度与显微组织 　　为了进一步了解套圈的硬度分布情况和淬回火显微组织及表层的显微组织特征，选择部分崩裂的内圈及其碎块，在其端面上侧定宏观硬度，并用线切割法在崩裂处附近截取纵向金相试样，结果为： 　　(1)宏观硬度值为64～65.2HRC。 　　(2)淬回火组织符合JB1255标准的3～4级，局部区域达5级，为细小结晶马氏体+隐晶马氏体十细小针状马氏体+少量残余碳化物+残余奥氏体。 　　(3)在100倍下观察，马氏体基体呈明显的黑白条带状组织，若按YB9-59标准则可评定为4级，如图3所示。 　　(4)观察到滚道表面存在一层外形呈月牙形的二次淬火白层组织和次表面的高温软化层组织，即“过回火层"。其白层深度(最表面至月牙底)约为0.033～0.056mm，过回火层深度约为0.293mm，可见磨削烧伤程度甚为严重，如图4所示。 <IMG src="http://www.chmcw.com/upload/news/RCL/13220_qhvvcb20090629142456.gif" width=600 onload="if(this.width>600)makesmallpic(this,600,1800);" height=268> 三、结果分析 　　1.磨削质量对轴承过早失效的影响从以上的测试结果可以判定，滚道一侧的磨削裂纹和磨削烧伤是引起套圈崩裂、导致轴承过早失效的一个直接原因、本例揭示的裂纹宏观形态与磨削烧伤的分布特征说明，滚道的原始位置过偏或滚道的R不圆，使滚道的一侧磨削余量增大，当粗磨阶段进给量大、磨削速度快时，整个滚道就产生了不均匀的磨削。如果砂轮不及时修整，将促使磨屑嵌入或粘着造成砂轮孔隙堵塞而钝化，由此会引起砂轮不平衡度增高，主轴振动加剧，甚至机床振动而发生磨削颤振。显然磨削力就发生周期性变化，形成间断性的烧伤条带。 　　这样磨削区的率擦力与磨削力势必就会增高，产生较高的磨削热。当磨削区表面瞬间温度高达或超过Acm时，滚道局部被磨表面将重新奥氏体化。此时体积膨胀，而内层的低温部分则阻碍其膨胀，产生表面压缩而内层为伸胀的热应力。当砂轮脱离磨削表面后.在外部冷却液的急冷条件下(即使是空冷)，表面已奥氏体化的薄层又重新进行第二次悴火，形成高硬度的二次淬火组织，即“磨削白层”。同时由于磨削热向内和其邻层进行的渗透扩散作用，使之形成一层硬度较低的黑色“过回火层”，此时体积收缩，这样在磨削表面层内就产生了较高的温度梯度，从而引起一系列组织变化和力学性能的变化."磨削白层”系处于压应力状态，而“过回火层”则处于最大的拉应力状态，因此裂纹核心最容易在此萌生，尤其是“磨削白层”与‘过回火层，的交界面上，因为这里是组织变化最明显突变处，拉应力最集中，强度最弱，当残余拉应力值大于材料的抗破断强度时，裂纹就向半径方向扩展，使表层出现断裂，即磨削裂纹。 　　2.二次淬火白层组织的特征 　　由于白层是一种奥氏体、马氏体和碳化物共存的多相高弥散组织.奥氏体与马氏体之间存在着共格的伪平衡系统以及晶格常数有差异，所以形成马氏体时，二次奥氏体的点阵发生强烈暗变，这就导致了白层组织硬度的增高。又因奥氏体-马氏体界面上的表面能趋于零，在腐蚀剂的作用下，组织上不产生电化学的原电池，故白层难于腐蚀，只不过它是在磨削条件下形成的白层。 　　3.钢材质量和淬回火组织质量对诱发磨削裂纹的影响 　　淬回火状态时马氏体基体黑白浓度差，较高的宏观硬度值及疏松缺陷等，也是诱发磨削裂纹的一个不可忽视的潜在因素。黑白浓度差的出现表明原始组织中存在严重的带状碳化物，由此引起带上与带间的碳格浓度的偏析，因此淬火后增大了带间的过热倾向和Ms点高低之差别，造成淬火组织和残余应力的分布不均匀性及增加基体脆性，削弱了晶粒与晶粒、晶粒与基体、以及基体与基体之间的接合力.尽管套圈已经过低温油回火，但由于回火不充分或该马氏体基体在该条件下回火，其抗回火性高的原因，以致淬火马氏体回火转变不完全，仍保持高硬度、高内应力的淬火状态。这些因素均有利于磨削应力集中，不易分散，易与基体残余应力叠加，特别是在超级别带状碳化物上伴随有网状、条状碳化物时，则磨削应力最易集中，促使零件表面形成剥落及分散分布的条状与残余网络状龟裂。明显的疏松缺陷在成品轴承套圈上是不容许存在的。它会降低套圈的致密度，使内部富集较多的微孔隙，低熔点杂质，气体和非金属夹杂物.它与带状碳化物一样，起到分割基体连续性作用，造成成分偏析，基体致脆，大大降低套圈的综合力学性能，而且磨削时增大摩擦阻力和缺口敏感性，促使磨削应力高度集中，极易诱发磨削裂纹。 　　4.磨削裂纹的特性分析 　　磨削裂纹纤细，仅伸入表面浅层，开口极小，难于发现，是一种典型的表面裂纹，其性特脆，在工程上危害性极大，是所有裂纹中最危险的一种。往往一经外力作用就使金属内部结构的运动有了方向性，有时即使在较小的外力作用下，只要外力作用时间充分，也会产生裂纹或使零件断裂。甚至有时根本就没有外力，由于金属内部的空位和塞积的迁移扩散，残余应力的释放，残余奥氏体的马氏体化相变胀应力，原子运动的加剧等，只要在一定的温度条件下，通过表面某些缺口，诸如磨裂、烧伤、发裂、打字痕、车刀痕、锐角、疏松孔洞和局部拉应力集中区等，同样会引起开裂(自身裂纹)，形成崩裂(脱裂、脱圈、脱肩和脱缘)，造成大片的剥落块。 　　磨削裂纹最常见的宏观形态有两种，即与磨削方向成直角的若干平行线和龟甲状。而本例揭示的磨削裂纹宏观形态较为特殊，系与磨削方向平行。正因为这样，延迟了套圈在加工过程中发生断裂。或者裂纹还未全形成，只是在该部位集中了较高的拉应力。或裂纹已经形成，只因甚为纤细，以致于磁力探伤也无法显示，而在热酸蚀的作用下，沿最大拉应力方向发展为类似于应力腐蚀裂纹(SCC)的磨削裂纹，将裂纹进一步扩大。 　　无疑，6205轴承在装机时的敲击(冲击)引起的振动和轴与套之间的胀力引起的弹(塑)性变形，正是为套圈的崩裂提供了“天然的”外力作用与时间，当崩裂发生后就以垂直方式快速扩展为二次裂纹。 　　四、结论 　　(1)套圈所用材料的均匀性与致密度较差是造成套圈崩裂的先天性因素。 　　(2)套圈被道在强烈的磨削热和冷却液的作用下，表面薄层瞬时形成二次悴火磨削白层，产生较高的磨削拉应力，引起磨削裂纹与磨削烧伤。 　　(3)套圈回火不充分，致使马氏体基体仍保持高硬度脆性，较高的残余应力，以及微观组织的不均匀性，极易促使应力叠加并诱发磨削裂纹和磨削烧伤。 　　(4)可以认为6205轴承过早失效是材料的冶金缺陷、热处理缺陷和磨削裂纹等因素的综合作用的结果，而微观组织的不均匀性(截面组织差异)与表面局部拉应力是崩裂的根本原因。 　　(5-)轴承</A>装机时的振动和胀力正是为崩裂提供了“天然的”外力作用与时间，致使促发套圈突然发生脆性崩裂掉块。

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