佳木斯大学
失效分析案例
失效分析案例
0 零件背景：
某⼀外径为ø450 mm, 壁厚为 50mm 的GCrl5SiMn 钢轴承圈 ,在最终热处理后进⾏磨削加⼯时,批量产⽣沿径向由外表⾯迅速向内表⾯扩展的开裂,造成很大的经济损失。

其⽣产⼯艺为轧制(1050～1150℃锻造) 球化退火→机械加⼯→淬⽕(840 ℃)⼗回⽕(170℃)→磨削等⼯序。

1.1化学成分分析
取一部分试样碎末，利用化学元素分析仪分析零件成分。

从上表看出，零件的化学成分符合标准要求。

1.2 硬度分析
在⾦相抛光⾯上,从裂纹源处开始沿轴向至壁厚中部每隔 3 mm 检测其硬度。

表 2 显⽰,裂纹边缘硬度与内部硬度基本⼀致,硬度均大于 60 HRC,符合标准要求;⽆明显脱碳软化现象。

1.3 断口宏观形貌
采⽤机械加压⽅法使套圈沿裂纹断开,⾸先对断⼝形貌⽤⾁眼观察。

⽤线切割从试样断⼝处切取⼀块含有裂纹源区⼗裂纹扩展区⼗压断区的断⼝试样。

⽤酒精清洗后在丙酮中⽤超声波清洗 20 min 取出⼲燥,⽤扫描电镜观察该断⼝形貌
通过⾁眼观察发现,裂纹源位于轴承套圈外表⾯沟槽尖⾓处。

试样两断⾯均为裂纹扩展形成,裂纹长⽽平直,由轴承套圈外表⾯沿径向向内表⾯扩展,初始裂纹最深处约为 15 mm,裂纹总长约 60mm。

初始裂纹有褐⾊氧化条纹,继续向⾥扩展为灰⾊,裂纹表⾯光滑细腻呈瓷状,属典型的脆性断⼝特征。

新断⼝呈银灰⾊,断⼝组织细密有⾦属光泽,说明晶粒很细⼩。

由图 2a 可见,断⼝平齐呈放射状特征,没有明显的塑性变形迹象,断⾯结构呈细瓷状,边缘⽆明显剪切唇,也⽆纤维状。

由图 2b 可见,断⼝形貌为韧窝⼗解理断⼝,呈混合断⼝特征。

大部分属于沿晶脆性开裂,沿晶分离⾯平滑,⽆微观塑性变形特征,晶粒均匀细⼩,⽆过热特征。

但发现有很长很深的⼀条穿晶带(如箭头所⽰),认为应该存在某种链条状脆性组织缺陷。

由图 3 可见,新压断⼝处形貌与起裂处大体相同 ,断⼝形貌仍为韧窝⼗解理断⼝ ,混合断⼝特征不变。

说明裂纹处与新压断⼝处的组织相同。

另外均未发现有明显的非⾦属夹杂物和⽓孔等缺陷。

1.4断口显微组织
在垂直于裂纹源断⾯⽅向的侧⾯作为⾦相试样端⾯ , 经机械磨抛后⽤ 4% 硝酸酒精溶液浸蚀 , 然后⽤光学显微镜观察其显微组织。

由图 4a 可见,断⼝处组织为细回⽕隐针马氏体⼗细⼩碳化物颗粒,未发现有过热的粗针马氏体,但发现有半封闭粗大⽹状分布的碳化物 (图中⽩亮⽹状组织〉存在。

按照JB/T l256⼀200l《⾼碳铬轴承钢滚动轴承零件热处理技术条件》规定,其⽹状碳化物为 3 级以上,超过标准要求的 2.5级。

回⽕组织符合标准要求,为⼀级回⽕组织。

图 4b 为另⼀处的显微组织 ,可见组织中有较严重的碳化物(⽩亮组织)偏析。

粗大⽹状碳化物和严重的碳化物偏析,对基体组织有很大的割裂作⽤ ,将大大增加组织脆性 ,因⽽淬⽕时在热应⼒和相变应⼒的作⽤下极易开裂。

因此,⽹状碳化物存在和碳化物偏析是引起轴承套圈开裂的主要原因。

2结果分析
由以上检测分析结果可见,GCrl5SiMn 钢轴承套圈的化学成分符合要求,硬度检测合格,尤其裂纹附近未出现脱碳软化现象,说明裂纹
不是在淬⽕前形成的。

由断⼝ SEM 形貌可见,晶粒细⼩均匀,未发现有明显的非⾦属夹杂物和⽓孔等缺陷。

碳化物颗粒和细隐针马氏体都很细⼩,组织合格⽆过热。

以上表明产品的球化退⽕和最终热处理⼯艺正确。

但从裂纹处 SEM 形貌中穿晶带的存在,到显微组织中半封闭粗大⽹状碳化物的出现以及碳化物组织的严重偏析,都说明引起套圈开裂的主要原因是:
(1) 钢材在轧制过程中,由于锻造⽐不够,造成碳化物组织的严重偏析。

（2) 始终锻温度偏⾼,尤其终锻温度偏⾼,在缓慢冷却过程中,沿晶界析出了粗大的半封闭⽹状分布的碳化物。

因⽽使材料的脆性显著增大,以至在淬⽕过程中致使材料开裂,导致产品在磨削中受外⼒作⽤使裂纹扩展⽽失效。

3 结论
(1) 轴承套圈的回⽕组织中存在半封闭⽹状分布碳化物并伴有碳化物偏析,不符合标准要求,是轴承套圈开裂失效的主要原因。

(2) 轴承套圈在轧制过程中,由于锻造⽐不够,存在碳化物组织的严重偏析;终锻温度偏⾼,冷却缓慢,造成碳化物沿晶界析出了呈粗⽝半封闭⽹状分布,使材料的脆性显著增大,致使材料在相变过程中产⽣裂纹,导致断裂。

(3) 建议对 GCrl5SiMn 钢轴承套圈增加锻造⽐;同时严格控制终锻温度在 800～850 °C ,采⽤分散锻件和加强通风等⼿段加快冷却速率。