主轴C螺纹处断裂原因分析

剡溪夜风

1、
情况简介
55机中锁板配套的主轴C（图号CTR55-A-02510），在安装完毕数日后发现很多主轴断裂脱落。该轴材料为20CrMo钢，其生产工序是：原材料下料   
锻造  
  粗精车       渗碳（910℃）
淬油（850℃）    中温回火（320℃）
焊接
入库
安装。其技术要求：来件加工时未详细要求（不知使用条件），按我方平常渗碳要求（渗层深 0.9mm 有效淬硬深0.6mm,硬度为HRC58~62）,考虑到主轴C有M24螺纹要求将硬度下调至HRC50左右。
2、理化检验
2.1、化学成分分析
对断裂的主动轴取样进行化学分析，结果见表1，由测试结果可知按GB/T3007-1999《合金结构钢》标准要求，该主轴C化学成份合格。

表1、主动轴材料的化学成分

标准及试样	C	Si	Mn	Gr	Mo
GB/T3007-1999	0.17~0.24	0.17~0.37	0.40~0.70	0.80~1.10	0.15~0.25
主轴C	0.23	0.24	0.53	0.92	0.18

2.2、硬度测定
主轴C表面硬度为54HRC、53.5HRC、53.7HRC、54HRC和53.8HRC；心部硬度为37HRC、36.5HRC、36.9HRC、37.1HRC、37.3HRC，表面硬度偏高。
2.3宏观分析

宏观观察主轴C（2号人工破坏敲断）断口较粗糙。
2.4金相分析 （4%硝酸洒精溶液浸蚀）
主轴C（1号安装后断裂）的表面组织摄影于轴断裂螺纹附近处，如图1、图2碳化物5级，呈断续网状，碳化物深0.10~0.15mm，渗碳层深1.2mm。
   

剡溪夜风

心部组织图3、基体为板条状马氏体+羽毛状贝氏体+铁素体及魏氏体遗传组织,晶粒度为2~5级有锻造过热现象（渗碳淬火后仍能观察到魏氏体遗传组织），图4为图3的放大区域，个别组织晶粒粗大（晶粒度2~3级）晶界明显有过热引起的晶间开裂，如图5、图6。
   
     图3     100X                                              图4    400X
   
      图5    400X                                              图6    400X

剡溪夜风

主轴C（2号螺纹经高频退火后人为打断）的心部组织图7基体为板条状马氏体+羽毛状贝氏体+少量黑色托氏体+铁素体，有带状组织。图8图9图10组织中黑色的晶界已非常明显出现晶间熔化有小粒铁素体析出属过烧现象

      
           图7      100X                                                                                              图8      400X
      


               图9      400X                                                                                              图10            400X
3、结论
   主轴C材料为20CrMo淬火组织为板条状马氏体，板条状马氏体具有高强度和良好的韧度，硬度可达40~44HRC，抗拉强度达1500Mpa，塑性变形达10% 。
主轴C断裂原因，主轴C在热加工时螺纹处未做石棉纤维保护渗碳淬火后使螺纹处碳化物聚集（如图1、2），在安装后产生断裂中有引起裂纹源作用，但对在主轴C安装完毕数日后发现很多主轴断裂脱落的断裂不是主要原因，主要是主轴C在热前组织就存在晶粒粗大2~5级如图3、6、10（正火后晶粒度一般是6~8级）及晶界处出现晶间熔化现象导致主轴C在渗碳淬火后心部组织的抗拉强度达不到应有的标准，以致抗拉强度不足在安装后在一定的时间一定的拉应力作用下发生蠕变直至最后发生断裂。
由于主轴C在锻造时过热、过烧引起晶粒粗大、晶间熔化及组织中遗留魏氏体遗传组织，而导致渗碳淬火后心部组织的抗拉强度达不到应有的标准是引起在安装完毕数日后发现很多主轴断裂脱落的主要原因。

yu521223

市场钢材混乱，所以在使用前一定要进行原材料检验

MYG

拍一些断口照片，在断裂处作高倍金相分析，可让别人更直观地了解断裂的产生原因。

剡溪夜风

请大伙从400x的金相图片中能否找出过热(晶粒粗大)或过烧(晶间熔化)组织的存在.

MYG

不能确定有晶界熔化现象。建议不浸蚀观察。

wujunfeng610

判过热很勉强，过烧是不存在的！心部组织是该材料渗碳淬火+回火常见组织

zHANG_999567

表面网状碳化物才是开裂的主因.

72gv

分析应该有张宏观的照片！

剡溪夜风

请仔细分析下400X图片中晶界处黑色的小细缝及形成原因（是过热还是。。。。。形成的微观裂纹。

剡溪夜风

主轴C材料为20CrMo淬火组织为板条状马氏体，板条状马氏体具有高强度和良好的韧度，硬度可达40~44HRC，抗拉强度达1500Mpa，塑性变形达10% ，
该产品渗碳层深只有1.2mm，心部组织为板条状回火马氏体，断裂发生在安装数日后（未使用状况下）。
断裂产生条件：蠕变变形、持久断裂，抗拉强度不足（产生机理---表面碳化物级别过高只起诱发裂纹源形成、晶粒度大小、晶界有否微观裂纹成在），
表面碳化物级别过高只起诱发裂纹源形成，一但表层开裂表面应力得到释放，要继续增加应力才会扩展，但
实际条件应力恒定，一但产品表面开裂，该产品的开裂处的横截面面积减小，该处横截面面积上受到的拉力就会增加，裂纹扩大。。。。但是心部断口未塑性变形，。。。要考虑产生？？？
断口照像我春节后上传。

我搞不清400X图片中的晶界处的黑色小细缝产生机理，
正常心部组织的晶粒度可没这什大，它对抗拉强度的影响有多大。。。。。？？？？？

剡溪夜风

图中红色区域内 晶界内部有没有白色的小颗粒，是过热现象吗？？


  图中红色区域内与正常的晶界相像吗???是如何产生的????/


请大伙指点下

bbb53

过烧的几个判定方式：
晶界氧化 晶界重溶 晶体粗大
我们在实际观测的时候可以看 3个晶界的交汇点， 如果过烧， 这里晶界会比较圆滑而且非常明显 。以此为切入点是一个很好的选择！

bbb53

故而，你的照片显示判断过烧有点牵强， 过热时肯定地！
写成轻微过烧的话回旋余地较大

戴铭

楼主做了不少工作，可惜缺宏观断口分析及晶界的完整分析。
材料过热可以确定。过烧还需论证。

剡溪夜风

这个断裂产品，别人起诉我们：由于螺纹处碳化物等级（7级）超标引起主轴C断裂。
4月10日上法庭见。
估计要去浙大做第三方认证，断裂原因本人签定为：
螺纹处碳化物分布密集呈块状、网状，只能使工件在使用过程中容易产生剥落，甚至产生崩角及引起早期疲劳裂纹源，
螺纹处碳化处超标可通过返工：扩散再淬火消除。
而热处理前锻造过热晶粒偏大，带轻微过烧或锻造时终锻温度过低引起锻造压力产生的晶间微裂纹，导致抗拉强度不足引起安装后断裂。
法院判定结果等开庭后告诉大家。 :victory: :victory:

leomet

應該是此原因.

剡溪夜风

20CrMnTi淬火后的心部组织真的能形成有这么清晰可见的晶界吗（图3、5、6、8、10）？可有20CrMnTi淬火后的心部组织对比图谱吗？谁有20CrMnTi渗碳淬火的心部组织，能上传对比下 :handshake :handshake
我今年在公司碰到过一件事，齿轮、材料45#钢，工艺：φ65mm下料，锻造、机加工成形、540度软氮化、探伤、入库、安装。在安装过程中用铜锤轻轻敲击了几下，齿轮就裂成2片，组织是沿晶界析出的网状铁素体加珠光体，魏氏组织0.5级，晶粒度2~5级，某些区域的晶界就跟上面心部组织图片中的很清晰的晶界纹路一样。
我剖了别的45#钢软氮化齿轮它组织的晶界就没有这样清晰可辩。
而锻造中存在个别锻终锻温度偏低现象，这次渗碳的主轴总共有364支，断裂的主轴C也只有3~5根。？？？？？
那根据zHANG_999567、leomet两位所讲表面网状碳化物才是开裂的主因，能请详解下断裂机理？:handshake :handshake :handshake
表面碳化物7级、碳化物深0.10~0.15mm，对断裂的影响力？

lsbhn

我认为热处理的问题最大，也就是说渗碳前就有微缺陷在里面