怎么判定軸承過早失效

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結果分析
　　1.磨削質量對軸承過早失效的影響從以上的測試結果可以判定，滾道一側的磨削裂紋和磨削燒傷是引起套圈崩裂、導致軸承過早失效的一個直接原因、本例揭示的裂紋宏觀形態(tài)與磨削燒傷的分布特征說明，滾道的原始位置過偏或滾道的R不圓，使?jié)L道的一側磨削余量增大，當粗磨階段進給量大、磨削速度快時，整個滾道就產生了不均勻的磨削。如果砂輪不及時修整，將促使磨屑嵌入或粘著造成砂輪孔隙堵塞而鈍化，由此會引起砂輪不平衡度增高，主軸振動加劇，甚至機床振動而發(fā)生磨削顫振。顯然磨削力就發(fā)生周期性變化，形成間斷性的燒傷條帶。
　　這樣磨削區(qū)的率擦力與磨削力勢必就會增高，產生較高的磨削熱。當磨削區(qū)表面瞬間溫度高達或超過Acm時，滾道局部被磨表面將重新奧氏體化。此時體積膨脹，而內層的低溫部分則阻礙其膨脹，產生表面壓縮而內層為伸脹的熱應力。當砂輪脫離磨削表面后.在外部冷卻液的急冷條件下（即使是空冷），表面已奧氏體化的薄層又重新進行第二次悴火，形成高硬度的二次淬火組織，即“磨削白層”。同時由于磨削熱向內和其鄰層進行的滲透擴散作用，使之形成一層硬度較低的黑色“過回火層”，此時體積收縮，這樣在磨削表面層內就產生了較高的溫度梯度，從而引起一系列組織變化和力學性能的變化."磨削白層”系處于壓應力狀態(tài)，而“過回火層”則處于zui大的拉應力狀態(tài)，因此裂紋核心zui容易在此萌生，尤其是“磨削白層”與‘過回火層，的交界面上，因為這里是組織變化zui明顯突變處，拉應力zui集中，強度zui弱，當殘余拉應力值大于材料的抗破斷強度時，裂紋就向半徑方向擴展，使表層出現(xiàn)斷裂，即磨削裂紋。
　　2.二次淬火白層組織的特征
　　由于白層是一種奧氏體、馬氏體和碳化物共存的多相高彌散組織.奧氏體與馬氏體之間存在著共格的偽平衡系統(tǒng)以及晶格常數(shù)有差異，所以形成馬氏體時，二次奧氏體的點陣發(fā)生強烈暗變，這就導致了白層組織硬度的增高。又因奧氏體-馬氏體界面上的表面能趨于零，在腐蝕劑的作用下，組織上不產生電化學的原電池，故白層難于腐蝕，只不過它是在磨削條件下形成的白層。
　　3.鋼材質量和淬回火組織質量對誘發(fā)磨削裂紋的影響
　　淬回火狀態(tài)時馬氏體基體黑白濃度差，較高的宏觀硬度值及疏松缺陷等，也是誘發(fā)磨削裂紋的一個不可忽視的潛在因素。黑白濃度差的出現(xiàn)表明原始組織中存在嚴重的帶狀碳化物，由此引起帶上與帶間的碳格濃度的偏析，因此淬火后增大了帶間的過熱傾向和Ms點高低之差別，造成淬火組織和殘余應力的分布不均勻性及增加基體脆性，削弱了晶粒與晶粒、晶粒與基體、以及基體與基體之間的接合力.盡管套圈已經過低溫油回火，但由于回火不充分或該馬氏體基體在該條件下回火，其抗回火性高的原因，以致淬火馬氏體回火轉變不*，仍保持高硬度、高內應力的淬火狀態(tài)。這些因素均有利于磨削應力集中，不易分散，易與基體殘余應力疊加，特別是在超級別帶狀碳化物上伴隨有網狀、條狀碳化物時，則磨削應力zui易集中，促使零件表面形成剝落及分散分布的條狀與殘余網絡狀龜裂。明顯的疏松缺陷在成品軸承套圈上是不容許存在的。它會降低套圈的致密度，使內部富集較多的微孔隙，低熔點雜質，氣體和非金屬夾雜物.它與帶狀碳化物一樣，起到分割基體連續(xù)性作用，造成成分偏析，基體致脆，大大降低套圈的綜合力學性能，而且磨削時增大摩擦阻力和缺口敏感性，促使磨削應力高度集中，極易誘發(fā)磨削裂紋。
　　4.磨削裂紋的特性分析
　　磨削裂紋纖細，僅伸入表面淺層，開口極小，難于發(fā)現(xiàn)，是一種典型的表面裂紋，其性特脆，在工程上危害性極大，是所有裂紋中zui危險的一種。往往一經外力作用就使金屬內部結構的運動有了方向性，有時即使在較小的外力作用下，只要外力作用時間充分，也會產生裂紋或使零件斷裂。甚至有時根本就沒有外力，由于金屬內部的空位和塞積的遷移擴散，殘余應力的釋放，殘余奧氏體的馬氏體化相變脹應力，原子運動的加劇等，只要在一定的溫度條件下，通過表面某些缺口，諸如磨裂、燒傷、發(fā)裂、打字痕、車刀痕、銳角、疏松孔洞和局部拉應力集中區(qū)等，同樣會引起開裂（自身裂紋），形成崩裂（脫裂、脫圈、脫肩和脫緣），造成大片的剝落塊。
　　磨削裂紋zui常見的宏觀形態(tài)有兩種，即與磨削方向成直角的若干平行線和龜甲狀。而本例揭示的磨削裂紋宏觀形態(tài)較為特殊，系與磨削方向平行。正因為這樣，延遲了套圈在加工過程中發(fā)生斷裂?；蛘吡鸭y還未全形成，只是在該部位集中了較高的拉應力?；蛄鸭y已經形成，只因甚為纖細，以致于磁力探傷也無法顯示，而在熱酸蝕的作用下，沿zui大拉應力方向發(fā)展為類似于應力腐蝕裂紋（SCC）的磨削裂紋，將裂紋進一步擴大。
　　無疑，6205軸承在裝機時的敲擊（沖擊）引起的振動和軸與套之間的脹力引起的彈（塑）性變形，正是為套圈的崩裂提供了“天然的”外力作用與時間，當崩裂發(fā)生后就以垂直方式快速擴展為二次裂紋。
　　結論
　?。?）套圈所用材料的均勻性與致密度較差是造成套圈崩裂的先天性因素。
　　（2）套圈被道在強烈的磨削熱和冷卻液的作用下，表面薄層瞬時形成二次悴火磨削白層，產生較高的磨削拉應力，引起磨削裂紋與磨削燒傷。
　?。?）套圈回火不充分，致使馬氏體基體仍保持高硬度脆性，較高的殘余應力，以及微觀組織的不均勻性，極易促使應力疊加并誘發(fā)磨削裂紋和磨削燒傷。
　?。?）可以認為6205軸承過早失效是材料的冶金缺陷、熱處理缺陷和磨削裂紋等因素的綜合作用的結果，而微觀組織的不均勻性（截面組織差異）與表面局部拉應力是崩裂的根本原因。
　　（5）軸承裝機時的振動和脹力正是為崩裂提供了“天然的”外力作用與時間，致使促發(fā)套圈突然發(fā)生脆性崩裂掉塊
軸承在工作中，由于種種復雜的原因，諸如結構不合理，材料質量差，性能低，工作表面上的缺陷，沖擊，振動，安裝不當和潤滑不良等，均能造成軸承早期失效。然而，在某些情況下，有的軸承根本就未投入使用（運行），只是用戶在裝機過程中原先的完整面貌即遭破損，失去了使用性，造成軸承過早失效。本文所要揭示的就是屬于這種失效形式的一個實際例子。
　　失效背景
　　某動力機廠在組裝S195柴油機齒輪箱時，出現(xiàn)6205深溝球軸承內圈間斷或連續(xù)地發(fā)生崩裂（塊）現(xiàn)象，在數(shù)量上占有一定的比例（每臺齒輪箱裝四套）。據現(xiàn)場了解，該批軸承總供貨量為3000套，實際已裝用1000套，余下的2000套因用戶“心有余悸”不敢裝機。
　　經查實，齒輪箱軸的尺寸符合圖紙要求，軸承裝機方法正確，系由固定的熟練工完成。用戶曾開箱抽取40套測定軸承內外圈的硬度，并經DZ-2000型大型磁力探傷機探傷，結果硬度處于61～65HRC范圍，符合JB1255標準規(guī)定，肉眼檢查未發(fā)現(xiàn)裂紋。鑒于此，為了覓求軸承套圈崩裂的原因，將現(xiàn)場破損的軸承返回，進行了常規(guī)理化測試。
　　這些套圈系經箱式電阻爐840～860℃加熱淬火，160℃×2～h低溫油回火處理。
　　試驗方法與結果
　　1.宏觀觀察
　　圖1為裝機時破損的軸承之實物照片。
　　經仔細觀察實物可知：
　?。?）在所有破損的軸承上未見到因裝機敲擊而留下的擊傷痕跡，鋼球、保持架等零件完整無損。
　　（2）內圈的崩裂起始于滾道中心的一側，約占端面直徑的1/2或1/4。
　　（3）斷口處存在伸入內徑面的二次縱向直裂紋，裂紋形似刀切，穿透壁面。
　?。?）整個崩裂的外形高低不平，但斷口表面光滑平整。沒有塑性變形跡象，僅有少量撕裂痕。
　?。?）斷口呈灰色細晶粒瓷狀脆性斷口。



　　2.酸蝕試驗
　　分別將崩裂內圈與完整內圈用1：1的鹽酸水溶液進行熱酸洗，溫度為60～70℃，時間10min，結果如圖2所示。
　?。?）在崩裂處附近的滾道內存在條帶狀磨削燒傷與磨削裂紋。
　?。?）磨削裂紋呈樹枝狀，沿滾道一側分布，并與磨削方向平行，崩裂正好沿磨削裂紋發(fā)展。
　?。?）二次縱向直裂紋與崩裂斷口及磨削裂紋大致呈“T”形垂直。
　?。?）整個套圈表面分布著疏松狀黑色暗點和孔隙，其外形呈圓形或橢圓形。在放大40倍的體視顯微鏡下觀察，其外形呈不規(guī)則的空洞或圓形針孔，它們相互可以連接成似晶界形狀，而完整的套圈表面則頗為光潔，看不到上述的缺陷。
　　3.宏觀硬度與顯微組織
　　為了進一步了解套圈的硬度分布情況和淬回火顯微組織及表層的顯微組織特征，選擇部分崩裂的內圈及其碎塊，在其端面上側定宏觀硬度，并用線切割法在崩裂處附近截取縱向金相試樣，結果為：
　　（1）宏觀硬度值為64～65.2HRC。
　　（2）淬回火組織符合JB1255標準的3～4級，局部區(qū)域達5級，為細小結晶馬氏體+隱晶馬氏體十細小針狀馬氏體+少量殘余碳化物+殘余奧氏體。
　　（3）在100倍下觀察，馬氏體基體呈明顯的黑白條帶狀組織，若按YB9-59標準則可評定為4級，如圖3所示。
　?。?）觀察到滾道表面存在一層外形呈月牙形的二次淬火白層組織和次表面的高溫軟化層組織，即“過回火層"。其白層深度（zui表面至月牙底）約為0.033～0.056mm，過回火層深度約為0.293mm，可見磨削燒傷程度甚為嚴重，如圖4所示。