《金屬材料零部件失效分析基礎(chǔ)與應(yīng)用》 課件 第5章 失效案例分析

1《金屬材料零部件失效分析基礎(chǔ)與應(yīng)用》第5章失效案例分析目錄案例1——柴油機(jī)“機(jī)破”事故分析案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析案例3——鐵路Ⅱ型彈條制造過程中裂紋分析案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析案例5——高速軋鋼機(jī)用軋輥表面剝落原因分析目錄案例6——鍍金鈹青銅導(dǎo)電彈簧斷裂分析案例7——深層滲碳軸承柱表面剝落原因分析案例8——TDK空壓機(jī)機(jī)破事故分析案例9——K3SH型減速器軸承座斷裂原因分析案例10——汽車離合器圓柱壓縮螺旋彈簧斷裂原因分析案

例

1

—

—

柴

油

機(jī)“機(jī)破”事故分析5.1 案例1——柴油機(jī)“機(jī)破”事故分析1.概 述在第1章已經(jīng)論述配屬某機(jī)務(wù)段DF4型內(nèi)燃機(jī)車，經(jīng)過大修后僅運(yùn)行8萬千米就在運(yùn)行期間發(fā)生“機(jī)破”事故。對(duì)此事故建立了故障樹（見1.2節(jié)）。從FTA圖可見，從“連桿螺栓斷裂”分枝分析與“下穿螺栓斷裂”分枝分析各自可找到“機(jī)破”原因，它們均與非正常的高應(yīng)力相關(guān)。因此就要進(jìn)一步分析以下兩個(gè)問題：（1）連桿螺栓與活塞下穿螺栓哪一組先產(chǎn)生疲勞裂紋。（2）非正常高應(yīng)力的來源。根據(jù)上述分析，事故分析團(tuán)隊(duì)人員達(dá)成一致意見：這次事故發(fā)生的主要原因是連桿螺栓與活塞下穿螺栓發(fā)生斷裂，引起了頂裙分離、活塞裙破碎、連桿嚴(yán)重彎曲等事故的發(fā)生。所以事故分析的關(guān)鍵在于判斷連桿螺栓與活塞下穿螺栓，這兩組螺栓中哪組首先發(fā)生斷裂及為什么發(fā)生斷裂。5.1 案例1——柴油機(jī)“機(jī)破”事故分析2.試驗(yàn)方法（1）現(xiàn)場了解情況，詳細(xì)記錄破損部件的宏觀斷裂情況（具體情況結(jié)果見1.2節(jié)）。（2）從柴油機(jī)斷裂的連桿螺栓及活塞下穿螺栓上截取樣品測(cè)定機(jī)械性能。（3）對(duì)破壞的鋁裙、連桿螺栓及連桿等零件進(jìn)行金相組織分析，并進(jìn)行化學(xué)成分分析。（4）觀察斷裂的連桿螺栓及活塞下穿螺栓宏觀斷口并用掃描電鏡分析斷口。3.

試驗(yàn)結(jié)果與分析1）機(jī)械性能測(cè)定結(jié)果螺栓與活塞鋁裙力學(xué)性能測(cè)定結(jié)果見表，標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的力學(xué)性能指標(biāo)見表。試樣名稱編號(hào)

N

/

mm2s

N/mm2b

/

%

/

%連桿螺栓CS96.03-119-11

027.9118.418.6464.47CS96.03-119-21

052.41

157.916.866.77CS96.03-119-11

223.91

289.612.0853.53活塞螺栓DJ96093888930103820.060.63119301

04816.0862.09DJ96092211905.51

01814.3260.14活塞裙1（本節(jié)編）250.8325.72.7621.452（本節(jié)編）312.1362.72.8510.68螺栓與鋁裙力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果5.1 案例1——柴油機(jī)“機(jī)破”事故分析對(duì)照表可以看出，連桿螺栓與活塞下穿螺栓的力學(xué)性能均滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。活塞的鋁裙延伸率略低于標(biāo)準(zhǔn)要求，但是本次事故的原因不是鋁裙本身首先斷裂，所以不必花費(fèi)精力研究鋁裙。螺栓與鋁裙的機(jī)械性能標(biāo)準(zhǔn)（鐵道部標(biāo)準(zhǔn)）名 稱

N

/

mm2s

N/mm2b

/

%

/

%備注連桿螺栓≥980.5≥1

078.7≥14≥62大修廠提供活塞螺栓≥882≥980≥14≥62大修廠提供活塞裙≥290≥359≥35.1 案例1——柴油機(jī)“機(jī)破”事故分析2）金相組織觀察結(jié)果對(duì)連桿螺栓與活塞下穿螺栓金相組織進(jìn)行分析，結(jié)果見圖。由圖可見，連桿螺栓、活塞下穿螺栓的組織均為回火索氏體組織（有些區(qū)域有少量回火屈氏體），屬于正常的金相組織。（a）CS96.03-119-l號(hào) （b）CS96.03-119-2號(hào)連桿螺栓金相組織（a）DJ96093888號(hào)（b）DJ96092211號(hào)（c）11號(hào) （d）DJ96093號(hào)活塞下穿螺栓金相組織5.1 案例1——柴油機(jī)“機(jī)破”事故分析3）斷裂螺栓宏觀斷口觀察CS96.03-119-1號(hào)連桿螺栓斷口見圖，從斷口形貌可見它是明顯疲勞斷口。斷口上擴(kuò)展區(qū)面積較小且有2個(gè)裂紋源，存在明顯的疲勞臺(tái)階。瞬間斷裂區(qū)位置接近中部，螺栓邊緣有多個(gè)臺(tái)階，因此斷定它斷裂前受到較大載荷。CS96.03-119-2呈現(xiàn)拉伸斷口，顯然它是在CS96.03-119-1號(hào)連桿螺栓發(fā)生疲勞斷裂后被拉斷的。CS96.03-119-1

號(hào)連桿螺栓宏觀斷口形貌5.1 案例1——柴油機(jī)“機(jī)破”事故分析4顆活塞下穿螺栓中3顆螺栓宏觀斷口形貌類似斷口平齊，見圖。這種斷口既不是拉伸斷口，也沒有觀察到明顯疲勞斷口的特征。從宏觀斷口分析，這3顆螺栓似乎是在剪切應(yīng)力作用下斷裂的。斷口邊緣用放大鏡觀察，隱約可見受摩擦而留下的痕跡。這種痕跡在光鏡下觀察極為明顯，見圖。另一顆下穿螺栓（編號(hào)11號(hào)）與前3顆螺栓斷口明顯不同，斷口粗糙表明并非受剪切應(yīng)力作用下而破壞?；钊麓┞菟ê暧^斷口形貌活塞下穿螺栓邊緣摩擦留下的磨痕5.1 案例1——柴油機(jī)“機(jī)破”事故分析4）螺栓斷口微觀分析（1）CS9603-119-1號(hào)連桿螺栓（宏觀斷口為疲勞斷口）。在SEM下分析斷口微觀形貌，結(jié)果見圖。（a）疲勞輝紋 （b）裂源處夾雜CS9603-119-1號(hào)連桿螺栓斷口的SEM照片5.1 案例1——柴油機(jī)“機(jī)破”事故分析由圖可見，該連桿螺栓斷口在SEM下可以觀察到疲勞輝紋呈現(xiàn)典型疲勞斷口，與宏觀斷口分析一致。輝紋間距較寬，表明受較大應(yīng)力，同時(shí)可看到大量塑性變形。值得說明的是，在裂紋源處發(fā)現(xiàn)明顯夾雜物，見圖（b），表明在外加較高應(yīng)力作用下從邊緣夾雜物處產(chǎn)生裂紋，然后向中心擴(kuò)展，對(duì)夾雜物進(jìn)行能譜分析，見圖，證明該夾雜物是Fe、Si、Al、O元素組成的夾雜物，斷定該夾雜物是在原材料中存在的。CS96.03-119-1號(hào)螺栓夾雜物能譜分析5.1 案例1——柴油機(jī)“機(jī)破”事故分析（2）DJ96093888號(hào)活塞下穿螺栓（宏觀斷口平齊，表面有藍(lán)色氧化色斑）。SEM下微觀斷口形貌見圖。（a）中部形貌（c）邊緣條紋（b）斷口上條狀物DJ96093888號(hào)螺栓斷口形貌5.1 案例1——柴油機(jī)“機(jī)破”事故分析（3）96093號(hào)活塞下穿螺栓斷口（宏觀斷口是平齊的剪切斷口），見圖。由圖可以看到，96093號(hào)活塞下穿螺栓邊緣有受摩擦而留下的條痕，在磨痕區(qū)域附近可看到疲勞輝紋，見圖（b）。在斷口中間區(qū)域看到由于受剪切作用而產(chǎn)生的方向性韌窩。據(jù)此可以判斷出該螺栓的斷裂過程。該螺栓在服役過程中同樣受到交變載荷，該載荷中剪切應(yīng)力占較高比例。在交變載荷作用下產(chǎn)生裂紋并不斷擴(kuò)展，最后剪切力下發(fā)生的撕裂斷裂，因此斷口上可以觀察到撕裂狀韌窩。（a）疲勞輝紋（b）疲勞輝紋（c）方向性韌窩 （d）磨痕DJ96093號(hào)下穿螺栓斷口形貌5.1 案例1——柴油機(jī)“機(jī)破”事故分析（4）11號(hào)與DJ9609211號(hào)斷口（宏觀斷口呈現(xiàn)纖維狀），見圖。11號(hào)斷口在SEM下仍可發(fā)現(xiàn)摩擦痕跡，但斷口上看不到疲勞輝紋，只能看到韌窩，表明是受到一次應(yīng)力拉伸而使其斷裂。結(jié)合宏觀斷口分析可斷定它是4顆活塞下穿螺栓中最后斷的。DJ960211號(hào)螺栓斷口上也沒有觀察到疲勞擴(kuò)展的形貌，因此斷定11號(hào)與DJ960211號(hào)螺栓是后斷裂的。（a）斷口形貌 （b）磨痕11號(hào)下穿螺栓斷口形貌（a） （b）DJ960211號(hào)螺栓斷口形貌5.1 案例1——柴油機(jī)“機(jī)破”事故分析分析討論針對(duì)前言所述判斷事故發(fā)生原因的關(guān)鍵是判斷連桿螺栓與活塞下穿螺栓兩組螺栓中哪組連桿螺栓首先斷裂。螺栓的性能測(cè)定與金相組織分析表明：兩組螺栓材料的金相組織均為回火索氏體組織，連桿螺栓與活塞下穿螺栓的機(jī)械性能基本符合標(biāo)準(zhǔn)要求（僅是下穿螺栓的略偏低，不是構(gòu)成此次事故的原因）。因此，正常情況下不應(yīng)該發(fā)生螺栓斷裂情況。如果連桿螺栓由于材料問題發(fā)生疲勞斷裂應(yīng)該是高周疲勞斷裂，即疲勞擴(kuò)展區(qū)域較大、瞬時(shí)斷裂區(qū)域小，不出現(xiàn)疲勞臺(tái)階等。……見教材P230結(jié) 論在本次“事故”發(fā)生過程中，首先是由于活塞處于高溫條件下工作，導(dǎo)致活塞下穿螺栓疲勞斷裂。由于活塞工作不正常，造成連桿螺栓受力過大，從而使一顆連桿螺栓低周疲勞斷裂，另一顆連桿螺栓拉伸斷裂。最后導(dǎo)致“機(jī)破”事故發(fā)生。案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析5.2 案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析CSiMnPSCrNiMoCuAl0.22～0.280.2～0.41.2～1.5<0.03<0.030.4～0.60.35～0.550.2～0.3<0.30.02～0.06某公司采用E級(jí)鑄鋼制造鐵路列車車鉤。該鋼的化學(xué)成分見表。根據(jù)企業(yè)技術(shù)人員介紹，車鉤鑄造后主要采用調(diào)質(zhì)處理保證性能，其制造工藝如下：材料熔煉→910℃

，4

h水淬→590℃

，3

h空冷→機(jī)械加工按技術(shù)要求處理后的車鉤要求進(jìn)行力學(xué)性能實(shí)驗(yàn)，性能指標(biāo)見表。E級(jí)鋼（ZG25MnCrNiMoE）化學(xué)成分要求抗拉強(qiáng)度/MPa屈服強(qiáng)度/MPa延伸率/%斷面收縮率/%硬度/HBW沖擊功AKV（－40

°C）/J>830>690>14>30241～311>27E級(jí)鋼（ZG25MnCrNiMoE）力學(xué)性能要求5.2 案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析公司按照工藝要求制作車鉤，正常的拉伸樣品應(yīng)該性能合格，斷口的宏觀形貌是杯錐纖維斷口。但是在生產(chǎn)過程中，公司技術(shù)人員發(fā)現(xiàn)，對(duì)材料進(jìn)行拉伸試驗(yàn)時(shí)經(jīng)常出現(xiàn)以下問題：拉伸樣品宏觀斷口呈90°脆性斷口或宏觀斷口呈90°與45°混合斷口，并且存在規(guī)律，只要出現(xiàn)這兩種斷口形貌，樣品的延伸率一定達(dá)不到要求。最近公司制造一批車鉤，又出現(xiàn)上述問題，公司技術(shù)人員取三類樣品要求進(jìn)行分析，樣品編號(hào)與性能指標(biāo)及斷口形貌見表。E級(jí)鋼三類樣品的力學(xué)性能數(shù)據(jù)與斷口形貌樣品編號(hào)（廠方編）屈服強(qiáng)度/MPa抗拉強(qiáng)度/MPa延伸率/%斷面收縮率/%硬度/HBW沖擊功AKV（－40

°C）/J宏觀斷口形貌17608531952248杯錐斷口27698681950249杯錐斷口B4.390°脆斷4（自編）8.590＋45°5.2 案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析CSiMnPSCrNiMoCuAl0.230.251.230.0230.0160.460.380.30.120.06試驗(yàn)方法（1）對(duì)樣品進(jìn)行化學(xué)成分分析與冶金缺陷觀察（該項(xiàng)試驗(yàn)由公司進(jìn)行）。（2）對(duì)斷口進(jìn)行宏觀形貌觀察與分析、微觀斷口分析與能譜分析。（3）金相組織分析。試驗(yàn)結(jié)果與分析1）化學(xué)成分與冶金缺陷分析結(jié)果（見表）根據(jù)表可以知道，B號(hào)樣品材料化學(xué)成分滿足要求，同時(shí)廠方提供資料表明冶金缺陷也在合格范圍之內(nèi)，說明異常斷口形成并非這些因素影響。B號(hào)樣品化學(xué)成分分析結(jié)果5.2 案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析2）宏觀斷口分析由于1號(hào)、2號(hào)樣品形貌基本一樣，所以僅截取1號(hào)、4號(hào)與B號(hào)樣品的斷口進(jìn)行宏觀斷口觀察，結(jié)果見圖。1號(hào)樣品拉伸宏觀斷口（杯錐狀斷口）4號(hào)樣品拉伸宏觀斷口90＋45B號(hào)樣品拉伸宏觀斷口（90°斷口）5.2 案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析3）金相組織觀察結(jié)果從1號(hào)、4號(hào)與B號(hào)樣品截取金相樣品進(jìn)行微觀組織觀察，結(jié)果見圖。（a）少量未溶解鐵素體＋回火索氏體（100×）

（b）少量未溶解鐵素體＋回火索氏體（500×）1號(hào)樣品金相組織照片5.2 案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析（a）回火索氏體組織，存在黑色網(wǎng)（100×） （b）回火索氏體組織（500×）4號(hào)樣品組織照片B號(hào)樣品組織照片（500×）5.2 案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析4）斷口SEM分析結(jié)果對(duì)不同樣品斷口在SEM下觀察，分析斷裂機(jī)理，結(jié)果見圖。（a）斷口中部形貌SEM（c）1號(hào)樣品斷口形貌SEM（b）斷口中部形貌SEM1號(hào)樣品斷口形貌SEM照片5.2 案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析（a）裂紋源處低倍斷口形貌（b）裂紋源附近斷口形貌（c）裂紋源處二次裂紋（d）夾雜物處開裂（e）B號(hào)樣品斷裂源附近斷口形貌解理斷口SEM5.2 案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析B樣品斷口圓形落坑內(nèi)裂紋附近成分測(cè)定結(jié)果B號(hào)樣品斷口微區(qū)能譜分析成分測(cè)定結(jié)果元素Wt%At%CK08.5714.82OK48.5763.04NaK00.9200.83AlK02.9902.30SiK10.9208.07CaK01.8700.97CrK05.8602.34MnK13.1004.95FeK07.2002.68MatrixCorrectionZAF5.2 案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析4樣品斷口邊緣處夾雜物成分測(cè)定結(jié)果（a）邊緣認(rèn)為有缺陷處的宏觀照片

（b）4號(hào)樣品裂紋源處有大量夾雜物（c）韌窩內(nèi)部存在夾雜物

（d）不存在夾雜物韌窩4樣品斷口掃描照片元素Wt%At%CK05.3515.48OK16.4335.65PK00.4400.50MnK01.4800.94FeK76.3047.44MatrixCorrectionZAF5.2 案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析4.分析討論1）號(hào)樣品斷裂與杯錐狀宏觀斷口形成過程分析1號(hào)樣品是比較典型的低碳合金鋼的拉伸斷口，關(guān)于宏觀斷口形貌形成過程已經(jīng)有定論，簡單概括如下：拉伸時(shí)，當(dāng)載荷超過材料的強(qiáng)度極限試樣出現(xiàn)縮頸，由于缺口效應(yīng)在縮頸處產(chǎn)生應(yīng)力集中并出現(xiàn)三向應(yīng)力。沿縮頸最小截面處軸向應(yīng)力分布不均勻，變形不斷加大，材料微小區(qū)域（一般是在中心部位）發(fā)生大量塑性變形沿軸向伸長，形成鋸齒狀形貌，或稱為纖維狀形貌。裂紋首先在最小截面處中心的某些夾雜物、或第二相顆粒等處形成。這是因?yàn)樵谶@些夾雜物或第二相顆粒處會(huì)造成截面分離。緊接纖維區(qū)是放射區(qū)域，是裂紋達(dá)到臨界尺寸后快速低能量撕裂的結(jié)果。這時(shí)材料宏觀塑性變形量小，表現(xiàn)為脆性斷裂。但是在局部區(qū)域仍有大量塑性變形。當(dāng)裂紋接近表面時(shí)，殘留材料就是一個(gè)薄殼，由此又形成平面應(yīng)力條件。導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展由平面的破斷向斜面發(fā)展，所以斷裂表面宏觀上形成中心區(qū)域垂直拉伸軸，邊緣成45°傾斜的區(qū)域稱為剪切唇。剪切唇區(qū)域其表面光滑，與拉應(yīng)力方向大約成45角。5.2 案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析2）B號(hào)樣品斷裂過程與90°脆性斷口形成過程分析B號(hào)樣品組織上存在明顯的缺陷，即有大量的未溶鐵素體導(dǎo)致強(qiáng)度降低，同時(shí)存在較多的夾雜物，這種組織在受到拉伸載荷作用時(shí)，內(nèi)部變形非常不均勻。當(dāng)載荷還沒有達(dá)到要求的塑性變形的值時(shí)，內(nèi)部鐵素體區(qū)域就會(huì)發(fā)生較大的變形，在外載荷作用下，由于樣品邊緣存在大量的夾雜物（能譜分析表明主要是Fe-Si-O-Mn夾雜物），會(huì)造成基體與夾雜物剝離，形成微小裂紋并擴(kuò)展，形成剝落的小圓坑。這就相當(dāng)在圓柱樣品的邊緣有裂紋的情況下進(jìn)行拉伸，一旦形成裂紋，就會(huì)沿在最大拉應(yīng)力作用下快速擴(kuò)展，因?yàn)樽畲罄瓚?yīng)力是垂直樣品軸向的，所以斷口表面也是垂直拉伸軸的。這種內(nèi)部組織不均勻，有較多夾雜物的組織，在拉伸過程中極易形成微裂紋，極大降低了材料的塑性，所以在斷裂樣品上看不到縮頸現(xiàn)象，不形成剪切唇，呈90°脆性斷口。5.2 案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析3）4號(hào)樣品斷裂過程與45°＋90°脆性斷口形成過程分析4號(hào)樣品的組織與B號(hào)有所不同，內(nèi)部存在一定夾雜，但是基體組織基本是回火索氏體組織，沒有大量未溶鐵素體存在，導(dǎo)致斷裂過程與B號(hào)樣品有所不同。從樣品宏觀斷口上可以看到，圓柱樣的一側(cè)局部區(qū)域是發(fā)生了一定的縮頸。內(nèi)部黑色網(wǎng)絡(luò)狀組織對(duì)塑性與韌性會(huì)有一定影響，使4號(hào)樣品本身塑性比較低。根據(jù)斷口宏觀分析原理可知（見2.4節(jié)），斷口上出現(xiàn)剪切唇的區(qū)域應(yīng)該是最后斷裂區(qū)域，而出現(xiàn)90斷口區(qū)域是裂紋開始形成區(qū)域。在外載荷作用下該區(qū)域首先形成裂紋，SEM斷口分析表明，裂紋的形成也是與較多夾雜存在有密切關(guān)系，在夾雜物較多區(qū)域造成界面剝離形成裂紋。這樣在拉伸載荷作用下，塑性變形與裂紋擴(kuò)展同時(shí)進(jìn)行。當(dāng)裂紋接近表面時(shí)，殘留材料就是一個(gè)薄殼，由此又形成平面應(yīng)力條件，夾雜物數(shù)量對(duì)變形影響不嚴(yán)重的區(qū)域，裂紋按正常方式擴(kuò)展，由平面破斷向斜面發(fā)展，邊緣成45°傾斜的剪切唇（類似1號(hào)樣品）。5.2 案例2——車鉤用E級(jí)鋼拉伸樣品形成非正常斷口的原因分析5.結(jié)論與建議造成塑性降低，拉伸斷口呈90°斷口及45°＋90

°的主要原因是材料內(nèi)部存在未溶鐵素體及較多夾雜物。未溶鐵素體的存在與鑄造過程中成分偏析或爐溫均勻性差有密切關(guān)系。建議：（1）必須嚴(yán)格控制鑄造工藝過程，避免成分嚴(yán)重偏析及大量夾雜物的形成。檢查熱處理用爐的爐溫均勻性。（2）鑄態(tài)組織應(yīng)該加強(qiáng)低倍缺陷及夾雜物級(jí)別檢驗(yàn)。（3）建議對(duì)黑色網(wǎng)絡(luò)狀組織嚴(yán)重樣品與基本無枝晶網(wǎng)絡(luò)狀組織樣品進(jìn)行性能對(duì)比分析，探明對(duì)性能影響規(guī)律。案例3——鐵路Ⅱ型彈條制造過程中裂紋分析5.3 案例3——鐵路Ⅱ型彈條制造過程中裂紋分析1.概 述1999年，鐵路多個(gè)工廠采用60Si2CrA材料生產(chǎn)Ⅱ型彈條，由于原來Ⅱ型彈條采用傳統(tǒng)的60Si2Mn材料制造，換成60Si2CrA材料后多個(gè)廠家反映這種材料在制造過程中易產(chǎn)生裂紋，一些單位也進(jìn)行工藝研究。當(dāng)時(shí)某廠采用60Si2CrA材料制Ⅱ型彈條，利用穿透感應(yīng)加熱工藝成型，在制造過程中發(fā)現(xiàn)約10%的彈條有裂紋，要求對(duì)原因進(jìn)行分析。首先到現(xiàn)場詳細(xì)觀察了生產(chǎn)過程，了解到以下生產(chǎn)情況：60Si2CrA料原材料長8

m，切成430

mm后采用感應(yīng)穿透加熱，加熱溫度為900～930

℃

，但加熱時(shí)分成兩次加熱，首先加熱距離為200

mm左右，然后被加熱部分從感應(yīng)圈中推出。再加熱后面約230

mm部分使整個(gè)棒料溫度不均勻（低于930℃）；然后用80t壓力機(jī)經(jīng)三次擠壓成型。送料頻率12根/min，每根料加熱時(shí)間約15s。彈條成型過程見圖。一次成型二次成型 第三次成型（側(cè)面看彎曲）彈條成型過程示意圖5.3 案例3——鐵路Ⅱ型彈條制造過程中裂紋分析應(yīng)說明的是，彈條舌部與兩端部不在一平面上，在第三次壓時(shí)環(huán)部受扭。成型后直接淬火冷卻，介質(zhì)采用30號(hào)機(jī)油，油溫40～80℃，有熱交換器。入油溫度850

℃

，也就是說第三次壓時(shí)約850℃

，但是與壓輪接觸處因傳熱快所以溫度會(huì)更低。24

h內(nèi)回火，回火用快速回火，560～540

℃保溫45min，油冷?；鼗鸷笥脡簷C(jī)壓一次，有些彈條就發(fā)生斷裂。2.試驗(yàn)方法（1）對(duì)產(chǎn)生裂紋的彈條進(jìn)行詳細(xì)觀察；（2）觀察斷裂彈條的金相組織，并用掃描電鏡觀察組織；（3）根據(jù)觀察結(jié)果決定利用熱膨脹方法測(cè)定材料的相變點(diǎn)。5.3 案例3——鐵路Ⅱ型彈條制造過程中裂紋分析1）宏觀規(guī)律總結(jié)對(duì)有裂紋的彈條進(jìn)行觀察及現(xiàn)場了解情況，可以發(fā)現(xiàn)下面一些規(guī)律：裂紋大部分出現(xiàn)在雙環(huán)部且垂直軸向（見圖），所有裂紋均出現(xiàn)在與壓輪接觸處，在此處有明顯壓痕，表明裂紋一定與接觸應(yīng)力有關(guān)，

存

在

沿

軸

線

方

向

數(shù)

值

較

大

的

拉

應(yīng)

力

。60Si2CrA大量出現(xiàn)上述裂紋，采用60Si2Mn材料則裂紋出現(xiàn)減少；延長加熱時(shí)間，裂紋減少。3.

試驗(yàn)結(jié)果與分析裂紋發(fā)生部位示意圖5.3 案例3——鐵路Ⅱ型彈條制造過程中裂紋分析2）SEM裂紋形貌及金相組織觀察結(jié)果掃描電鏡（SEM）下觀察裂紋形貌，見圖。從圖中可以看到裂紋分枝且沿晶界擴(kuò)展。值得指出的是：在所取試樣中廠方用探傷儀測(cè)出的是兩條裂紋，但對(duì)棒邊緣用金相顯微鏡觀察，即使探傷無裂紋處實(shí)際也存在微小的裂紋。微觀組織分析表明，裂紋兩側(cè)有明顯鐵素體存在，見圖。（a）（b）裂紋形貌照片裂紋兩側(cè)組織中存在鐵素體的金相組織5.3 案例3——鐵路Ⅱ型彈條制造過程中裂紋分析3）60Si2CrA的AC3測(cè)定結(jié)果60Si2CrA的AC3點(diǎn)是制定加熱工藝的基本數(shù)據(jù)，由于60Si2CrA鋼當(dāng)時(shí)是一個(gè)較新的鋼種，所以資料上查不到有關(guān)數(shù)據(jù)。因此對(duì)60Si2CrA材料進(jìn)行AC3點(diǎn)測(cè)定。采用日本Formast全自動(dòng)膨脹儀進(jìn)行測(cè)定。隨機(jī)取三根60Si2CrA材料，編號(hào)為1、2、3，用線切割切出Ф3×15

mm的試樣多根并進(jìn)行測(cè)定。三根材料的成分測(cè)定結(jié)果見表。60Si2CrA材料成分測(cè)定編號(hào)C%Si%Mn%P%S%Cr%爐號(hào)10.621.520.600.0180.0130.803620.611.470.550.0170.0120.974030.611.590.580.0160.0120.74385.3 案例3——鐵路Ⅱ型彈條制造過程中裂紋分析測(cè)定時(shí)采用不同加熱速度探明加熱速度與AC3關(guān)系，結(jié)果見表。60Si2CrA的AC3測(cè)定結(jié)果試樣編號(hào)加熱速度

/（°C/s）AC1

/°CAC3

/°C備 注1（36爐次）0.05（標(biāo)準(zhǔn)）71279668.5

°C/s條件下：9.3732810AC1平均＝742

°C23.5762845AC3平均＝877

°C3177086046.577886068.57428772（40爐次）0.05（標(biāo)準(zhǔn)）71780768.5

°C/s條件下：68.5735891AC1平均＝736

°C68.5723896AC3平均＝892.3

°C68.57528903（38爐次）0.05（標(biāo)準(zhǔn)）74180768.5

°C/s條件下：68.5887AC1平均＝754

°C68.5745874AC3平均＝880

°C68.57648805.3 案例3——鐵路Ⅱ型彈條制造過程中裂紋分析4.裂紋產(chǎn)生原因分析根據(jù)前面試驗(yàn)結(jié)果可以得出結(jié)論：裂紋是在三種應(yīng)力共同作用下形成的。第一應(yīng)力是：對(duì)棒料進(jìn)行感應(yīng)加熱時(shí)，存在內(nèi)外溫差造成變形應(yīng)力。第二種應(yīng)力是：三道工序壓制成型時(shí)，壓輪與棒料接觸之處產(chǎn)生的很大接觸應(yīng)力，在第三工序時(shí)還存在扭轉(zhuǎn)應(yīng)力。第三種應(yīng)力是：淬火時(shí)產(chǎn)生的淬火應(yīng)力。為控制裂紋必須有效地控制這三種應(yīng)力。根據(jù)掃描電鏡觀察與相變點(diǎn)測(cè)定結(jié)果，可以認(rèn)為在擠壓成型過程中彈條是處在鐵素體與奧氏體兩相區(qū)進(jìn)行擠壓。尤其在第二、第三道工序時(shí)，由于溫度下降，使與壓輪接觸處的區(qū)域鐵素體更易沿晶界析出形成網(wǎng)狀，這樣就大幅度增加了材料內(nèi)部應(yīng)力，這是產(chǎn)生裂紋的主要原因。同時(shí)還有其他一些影響因素分別分析如下：5.3 案例3——鐵路Ⅱ型彈條制造過程中裂紋分析1）原材料化學(xué)成分的影響廠方經(jīng)驗(yàn)是60Si2Mn制成的Ⅰ型彈條裂紋形成極少，而60Si2CrA制成的Ⅱ型彈條裂紋形成較多，顯然原材料化學(xué)成分存在明顯影響。兩種材料最大差別在于Mn與Cr的含量，換言之加Mn不易開裂而加Cr易開裂。這是因?yàn)镸n擴(kuò)大奧氏體區(qū)可使AC3點(diǎn)下降，同時(shí)Mn加入后鋼中易產(chǎn)生較多殘余奧氏體，增加韌性。而Cr作用恰好相反，它縮小區(qū)使AC3上升。由于60Si2CrA的AC3高于60Si2Mn，加熱溫度偏低，尤其在二壓和三壓時(shí)更低于AC3，所以會(huì)產(chǎn)生較大應(yīng)力。同時(shí)Cr加入鋼中后嚴(yán)重降低導(dǎo)熱性。因此熱加工中嚴(yán)格規(guī)定高Cr鋼不允許采用快速加熱方式進(jìn)行鍛造與熱擠壓成型。5.3 案例3——鐵路Ⅱ型彈條制造過程中裂紋分析2）加熱工藝影響廠方采用快速加熱工藝，棒料內(nèi)外溫度有一定差別，且加熱速度越快溫度差也越大，越易增大變形應(yīng)力，同時(shí)棒料出感應(yīng)器前是有一段先出來（約200

mm），造成縱向溫度分布也不均勻。另外根據(jù)AC3測(cè)定，在廠方加熱速度下，60Si2CrA的AC3平均值為885

℃

，最高可達(dá)896

℃

，廠方加熱溫度為930

℃左右，在第一工序成型時(shí)棒料可能仍在奧氏體區(qū)，但在第三工序成型時(shí)（約850

℃

），一定處于兩相區(qū)，這樣增大了變形應(yīng)力。淬火溫度如果過低，組織中存在鐵素體在受外力作用時(shí)造成變形不均勻，鐵素體處產(chǎn)生應(yīng)力集中易形成脆性斷裂。鐵素體越多則這種不均勻結(jié)構(gòu)的破斷抗力就越低。5.3 案例3——鐵路Ⅱ型彈條制造過程中裂紋分析3）壓制應(yīng)力的影響裂紋均產(chǎn)生于壓輪與棒料接觸處，顯然壓制應(yīng)力對(duì)裂紋形成有重大影響。如果按廠方提供的800

kN壓力加壓，利用兩個(gè)圓柱接觸時(shí)的接觸應(yīng)力公式計(jì)算，壓制時(shí)在接觸面處的縱向應(yīng)力可達(dá)1500

MPa，此值已接近60Si2CrA斷裂極限，所以在少量淬火應(yīng)力下很易開裂。設(shè)法減少壓制時(shí)的接觸應(yīng)力是十分重要的。4）淬火應(yīng)力影響廠方做過試驗(yàn)，壓制后彈條如果不淬火則不開裂，顯然淬火應(yīng)力有重要影響，因?yàn)槭菣M向裂紋，所以是在沿軸向作用的淬火應(yīng)力作用下開裂的，且應(yīng)是在組織應(yīng)力作用下開裂的。查資料可知，在此棒料條件下淬火時(shí)產(chǎn)生的組織應(yīng)力最大值在表面，約400

MPa。此值再加上壓制時(shí)接觸應(yīng)力值可達(dá)1900MPa，已達(dá)到斷裂極限，所以易開裂，因此必須控制。5.3 案例3——鐵路Ⅱ型彈條制造過程中裂紋分析5）控制裂紋的建議要求供貨廠方將60Si2CrA的含碳量及Cr量控制在下限，而Mn含量控制在上限，減少Cr對(duì)導(dǎo)熱性及AC3的影響，增加殘余奧氏體量。同時(shí)提高加熱溫度降低加熱速度，根據(jù)AC3測(cè)定，提高溫度40

℃左右為宜。太高也會(huì)對(duì)效率產(chǎn)生不利影響，送料節(jié)拍控制在10根/min左右較好。另外應(yīng)適當(dāng)降低成型應(yīng)力，減少壓制時(shí)的接觸應(yīng)力對(duì)裂紋形成影響也巨大。案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析某鋼廠為蘇州某企業(yè)提供生產(chǎn)壓力容器用

鋼

管

，

材

料

為

3

4

C

r

M

o

4

，

規(guī)

格

為356×7.7

mm。壓力容器生產(chǎn)企業(yè)將鋼管截成1.1

m長度后，采用感應(yīng)加熱兩端后，旋壓將兩端收成封閉形狀。鋼瓶形貌見圖。鋼瓶的生產(chǎn)工藝如下：鋼坯冶煉→鋼管軋制→鋼管截?cái)唷龎菏盏住撞繗饷堋龎菏湛凇慊穑ú捎么慊鸾橘|(zhì)）→回火→螺紋加工→超聲波檢測(cè)→噴漆→抽樣疲勞試驗(yàn)→抽樣爆破試驗(yàn)→上閥→氣密試驗(yàn)→檢驗(yàn)→入庫1.概

述鋼瓶形貌5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析熱處理全部采用自動(dòng)生產(chǎn)線，氣瓶雙排放置在輸送帶上，淬火爐加熱溫度為860～890

℃

，加熱60～70

min，淬火液為5%～5.5%有機(jī)淬火液，淬火液溫度≤45

℃

，連續(xù)入淬火介質(zhì)；加熱時(shí)快速加熱，沒有保護(hù)氣氛。由于鋼瓶是單面淬火，所以冷卻是從外壁向內(nèi)壁冷卻。每爐鋼可以生產(chǎn)600～800件氣瓶。2010年7月，鋼瓶生產(chǎn)企業(yè)反映，鋼廠提供的鋼管做成氣瓶，在熱處理后發(fā)現(xiàn)氣瓶表面有裂紋

出

現(xiàn)

，

裂

紋

有

橫

向

、

斜

向

等

裂

紋

，

其

中1084315爐號(hào)的氣瓶，裂紋出現(xiàn)比例高達(dá)15%。裂紋宏觀形狀見圖。氣瓶裂紋的宏觀形貌（現(xiàn)場拍攝照片）5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析2.樣品與分析方法1）分析用樣品提供裂紋樣品1件，狀態(tài)見表。分析樣品狀態(tài)與編號(hào)樣品冶煉爐號(hào)樣品裂紋狀態(tài)熱處理狀態(tài)樣品形狀1084315表面有橫向裂紋進(jìn)行熱處理瓦塊樣品2）試驗(yàn)方法（1）采用磁粉探傷方法對(duì)表面裂紋進(jìn)行探傷，目的是觀察裂紋的形貌。（2）在裂紋附近用線切割機(jī)截取樣品進(jìn)行金相組織與夾雜物分析；同時(shí)利用光譜儀進(jìn)行化學(xué)成分測(cè)定。（3）在裂紋處用線切割機(jī)截取樣品，觀察裂紋形貌，同時(shí)進(jìn)行金相組織分析。5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析3.試驗(yàn)結(jié)果與分析1）化學(xué)成分對(duì)比分析下表是裂紋附近樣品進(jìn)行化學(xué)成分分析所得到的結(jié)果。鋼瓶材料的化學(xué)成分要求見下表。1084288爐號(hào)鋼化學(xué)成分測(cè)定結(jié)果CSiMnPSP＋SCrMoNiCu0.340.280.820.0150.0090.0241.10.250.250.10AlSnNbTiBV＋Nb＋Ti＋B＋Zr0.030.010.010.010.000

10.12CSiMnPSP＋SCrMoNiCu0.30～0.370.10～0.400.60～0.90≤0.020≤0.010≤0.0250.90～1.20.150.30≤0.30≤0.20AlSnNbTiBV＋Nb＋Ti＋B＋Zr0.020～0.045≤0.020≤0.020≤0.020≤0.000

5≤0.15化學(xué)成分要求單位：%5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析2）磁粉探傷觀察到的表面裂紋形貌與分析磁粉探傷結(jié)果見圖。（a）（c）（b）提供的1084315爐號(hào)開裂罐體樣品磁粉探傷照片5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析由圖可見，廠方提供的1084513爐號(hào)有裂紋樣品經(jīng)過磁粉探傷后，發(fā)現(xiàn)表面有2條明顯微細(xì)裂紋。對(duì)裂紋進(jìn)行宏觀分析得到如下結(jié)果：（1）經(jīng)過測(cè)定，這2條裂紋均與罐體的軸線成60°～70°夾角；接近于橫向裂紋。（2）經(jīng)過測(cè)定，這2條裂紋在圓周表面擴(kuò)展的長度為5～8

mm。裂紋存在的區(qū)域大約是20mm見方的一個(gè)區(qū)域，而在提供樣品的其他區(qū)域沒有觀察到裂紋。鋼廠技術(shù)人員提供了現(xiàn)場拍攝到的其他罐體裂紋照片，見圖。（a）其他罐體裂紋照片 （b）其他罐體裂紋照片現(xiàn)場拍攝的其他罐體裂紋照片5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析3）1084315裂紋樣品金相組織分析（1）裂紋形貌觀察。金相觀察裂紋沿壁厚方向擴(kuò)展情況，結(jié)果見圖。分析：從圖中看到一個(gè)重要現(xiàn)象，裂紋形成的起始位置并不是在罐體的表面，而是在距表面一定深度的位置（如圖中箭頭所示）。經(jīng)過測(cè)定，該位置距離表面約0.8

mm。整個(gè)裂紋的深度為4～5

mm。對(duì)裂紋進(jìn)行仔細(xì)觀察又發(fā)現(xiàn)一些特征，結(jié)果見圖。裂紋沿壁厚方向擴(kuò)展照片（幾張照片合并而成）（50×）1084513爐號(hào)樣品中裂紋沿壁厚方向擴(kuò)展照片5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析（2）裂紋附近金相組織觀察。對(duì)裂紋附近的組織進(jìn)行仔細(xì)觀察，結(jié)果見圖。（a）500×（b）1000×（c）500×（a）1000×（b）500×（c）500×5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析（g）脫碳層中存在微裂紋（100×）

（h）表面組織（在界面可觀察到細(xì)小析出物）（500×）（i）次裂紋沿界面擴(kuò)展（說明界面可能有析出物）（1000×）1084513爐號(hào)樣品中裂紋附近及樣品表面金相組織照片5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析對(duì)裂紋附近組織分析可以得到以下結(jié)論：①

裂紋附近沒有觀察到明顯的脫碳層，說明并非存在鍛造等原始裂紋。裂紋應(yīng)該是在淬火過程中形成的。②

裂紋附近沒有觀察到明顯夾雜物，說明夾雜物不是引起開裂的主要原因。③

樣品表面有一定的脫碳層。脫碳層上存在一些細(xì)小裂紋，見圖5-33（g），說明脫碳層的存在不利于淬火安全性，但是主裂紋的形成并非是脫碳層引起的。④

裂紋樣品表面區(qū)域隱約可以看到一些界面析出物，并可以看到次生裂紋沿界面擴(kuò)展。5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析（3）夾雜物觀察。夾雜物分析結(jié)果見圖。從圖中可以看到1084513爐號(hào)樣品中有點(diǎn)狀氧化物夾雜物與條狀硫化物夾雜物，利用標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行評(píng)級(jí)，氧化物夾雜物級(jí)別為2～3級(jí)，硫化物級(jí)別為1～2級(jí)。1084513爐號(hào)樣品中夾雜物照片（500×）5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析4.分析討論若要對(duì)工件進(jìn)行失效分析，必須具備全面的資料，包括對(duì)整個(gè)加工工藝的了解、失效工件的現(xiàn)場調(diào)查、取樣等一系列系統(tǒng)的工作。本次分析僅對(duì)裂紋樣品進(jìn)行金相分析，因此下面所得到的結(jié)論僅為初步結(jié)果，為徹底了解原因應(yīng)結(jié)合進(jìn)一步深入分析，還需進(jìn)行模擬試驗(yàn)驗(yàn)證。1）裂紋是在熱處理過程中形成依據(jù)：鋼管出廠時(shí)均經(jīng)過探傷沒有發(fā)現(xiàn)裂紋；裂紋尖端兩側(cè)沒有觀察到明顯脫碳層，見圖5-31和圖5-32。2）裂紋形成與冶金缺陷無關(guān)依據(jù)：鋼的成分合格，如果出問題應(yīng)該是冶金質(zhì)量問題（如鋼管存在疏松、偏析、白點(diǎn)等）。但是根據(jù)廠家描述，鋼瓶裂紋出現(xiàn)部位的規(guī)律是：鋼瓶缺陷均出現(xiàn)在外表面，且大部分均在距焊口一定位置的部位。不太可能所有冶金缺陷均有規(guī)律地出現(xiàn)在這樣的部位面，同時(shí)開裂嚴(yán)重的1084315爐號(hào)鋼的化學(xué)成分及夾雜物與其他爐號(hào)的鋼無明顯區(qū)別。5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析3）裂紋與罐子結(jié)構(gòu)及淬火介質(zhì)的冷速有關(guān)（1）罐子本身結(jié)構(gòu)增加了裂紋形成概率。鋼瓶制作公司進(jìn)行熱處理時(shí)，氣瓶是單面淬火，造成冷卻是從外表面向內(nèi)表面單方向冷卻。與一般的兩端開口的氣瓶相比，冷卻速度大幅度降低。且罐子內(nèi)部空氣靠傳熱冷卻，空氣導(dǎo)熱系數(shù)遠(yuǎn)低于鋼，進(jìn)一步降低冷速，相當(dāng)于罐子壁厚大大增加。對(duì)于此成分的低合金鋼棒材，淬火危險(xiǎn)尺寸油冷時(shí)在25～40

mm，對(duì)于管材壁厚還要小于該尺寸范圍。所以這種依靠外圓向內(nèi)壁冷卻的方式本身增加淬火裂紋的可能性。（2）由于熱應(yīng)力為主的過渡型應(yīng)力過大，超過材料斷裂強(qiáng)度導(dǎo)致開裂。對(duì)裂紋的特征進(jìn)行總結(jié)如下：裂紋起源于距表面0.8

mm左右的內(nèi)部區(qū)域，裂紋與罐體的軸線夾角為60

°

～70

°

，裂紋附近的組織沒有發(fā)現(xiàn)明顯的異常（如存在夾雜物、脫碳層、碳化物聚集等）。裂紋存在的區(qū)域約為20

mm見方的區(qū)域，長度為5～8

mm，深度為4～5

mm，說明裂紋形成后向表面與內(nèi)部同時(shí)擴(kuò)展。5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析這些現(xiàn)象說明，在淬火過程中在距表面0.8

mm處淬火合成應(yīng)力過大，超過材料強(qiáng)度極限導(dǎo)致開裂。淬火合成應(yīng)力有三種典型類型：一是組織應(yīng)力型，二是熱應(yīng)力型，三是過渡型。造成開裂的應(yīng)力為過渡型應(yīng)力，并且熱應(yīng)力占主要部分。依據(jù)是：①

淬火組織應(yīng)力造成縱向裂紋，且表面應(yīng)力最大，所以裂紋應(yīng)該在表面開裂并沿軸線擴(kuò)展。②

過渡型應(yīng)力是在組織應(yīng)力與熱應(yīng)力綜合作用下，最大應(yīng)力位置向表面偏移，并且裂紋形成與軸線有一定夾角，這與試驗(yàn)結(jié)果吻合。③

罐子由于單方向冷卻，且內(nèi)部空氣難于冷卻，可以近似看成是大尺寸工件冷卻。廠方采用5%介質(zhì)淬火也說明這樣問題。而大尺寸工件形成殘余應(yīng)力的往往具有熱應(yīng)力型特點(diǎn)。5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析（3）裂紋形成可能與機(jī)械手與罐體接觸有關(guān)。依據(jù)：試驗(yàn)結(jié)果表明，在表面呈現(xiàn)的裂紋區(qū)域均不大，約在20

mm見方的范圍內(nèi)。技術(shù)人員現(xiàn)場統(tǒng)計(jì)裂紋出現(xiàn)的位置，如圖所示。裂紋出現(xiàn)統(tǒng)計(jì)5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析4）1084315爐號(hào)罐體開裂嚴(yán)重可能與淬火介質(zhì)的冷卻速度有關(guān)前面已經(jīng)論述，由于熱應(yīng)力為主的過渡型應(yīng)力過大，超過材料強(qiáng)度極限導(dǎo)致1084315爐號(hào)的罐子嚴(yán)重開裂。雖然說罐子結(jié)構(gòu)造成淬火開裂概率增加，與機(jī)械手接觸部位對(duì)開裂有影響，但是并非所有鋼號(hào)的這種結(jié)構(gòu)罐子均大量開裂。因此對(duì)于1084315爐號(hào)鋼制作的氣瓶開裂比例高，一定還有其他附加原因。從金相樣品分析結(jié)果分析可能是與淬火介質(zhì)的冷卻速度有關(guān)。影響淬火應(yīng)力的主要因素是材料成分、加熱溫度與時(shí)間、零件結(jié)構(gòu)尺寸與冷卻速度。1084315爐號(hào)材料成分經(jīng)過化驗(yàn)與其他材料比較并無明顯差異，雙方技術(shù)人員現(xiàn)場觀察認(rèn)為加熱溫度與保溫時(shí)間沒有問題，同時(shí)此批罐體的幾何尺寸與其他罐體更是基本一致，所以可以排除這些因素的影響。基于這些事實(shí)，認(rèn)為最值得懷疑的因素就是冷卻介質(zhì)的冷卻速度問題。5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析同時(shí)也看到鋼瓶制造廠采用淬火介質(zhì)與一般企業(yè)又有兩點(diǎn)很大不同：（1）一般廠對(duì)于水溶性淬火介質(zhì)濃度要求的范圍較寬。對(duì)于8

mm左右壁厚35CrMo零件如果采用251淬火介質(zhì)，往往是濃度控制在15%左右，濃度偏差一般在±2%。而鋼瓶制造廠對(duì)濃度偏差控制非常嚴(yán)格在±0.25%，這是罕見的。應(yīng)該是鋼瓶制造廠過去因?yàn)榇慊鸾橘|(zhì)濃度問題出過質(zhì)量事故，所以對(duì)淬火介質(zhì)濃度控制如此嚴(yán)格。（2）一般廠對(duì)于水溶性淬火介質(zhì)溫度，一般控制在20～30

℃

，而該廠是≤45

℃

。對(duì)于水溶性淬火介質(zhì)的一般規(guī)律是溫度高冷速慢?？赡苁窃搹S技術(shù)人員認(rèn)為冷速慢不容易開裂，所以放寬上限溫度范圍。5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析既然認(rèn)為是介質(zhì)冷速問題引起開裂，就要分析是因?yàn)榻橘|(zhì)冷速快了造成開裂？還是冷速慢形成的裂紋？我們認(rèn)為可能是介質(zhì)冷速慢導(dǎo)致開裂。依據(jù)如下：（1）如果介質(zhì)冷速加快，可以同時(shí)增加組織應(yīng)力與熱應(yīng)力。但是目前一般認(rèn)為，冷速加快將使馬氏體區(qū)域冷速加快，極大增加組織應(yīng)力，組織應(yīng)力增加比熱應(yīng)力增加更為顯著。所以快速冷卻一般形成組織型殘余應(yīng)力特點(diǎn)。對(duì)同樣淬火介質(zhì)，采用直徑小的棒料淬火，由于增加冷速，產(chǎn)生的裂紋均是縱向裂紋就是最好的說明，即冷速快，在表面形成最大的切向應(yīng)力產(chǎn)生縱向裂紋。而觀察到的裂紋是與軸線成60°夾角，并非縱向裂紋。（2）冷速快造成的裂紋往往是從表面開裂，而觀察到的裂紋是在距離表面0.8

mm左右區(qū)域開裂。5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析（3）由于罐體是從外表面向內(nèi)表面逐步冷卻。外表面的冷速是最快的。如果是冷速快造成的開裂，顯然應(yīng)該在冷速最快的外表面首先開裂，裂源應(yīng)該均在外表面。但是實(shí)際是過渡區(qū)域先開裂，即外表面開始冷卻時(shí)并沒有開裂。（4）在1084315裂紋樣品表面區(qū)域隱約可以看到一些界面析出物，并可以看到次生裂紋沿界面擴(kuò)展。這些析出物有可能是冷速慢形成的鐵素體類組織。而在1084288開裂的樣品中可以明顯看到由于冷速慢界面析出物及一些非馬氏體組織，見圖。1084288裂紋樣品表面出現(xiàn)的界面析出物（1000×）5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析5）注意密封工藝對(duì)裂紋形成有影響在熱處理前要進(jìn)行人工焊口（保證瓶口無縫隙，防止淬火時(shí)淬火液進(jìn)入瓶體）。但抽查發(fā)現(xiàn)有些罐體的瓶口仍然沒有完全密封。如果沒有密封的鋼瓶會(huì)使淬火時(shí)空氣收縮淬火液進(jìn)入瓶體，在回火時(shí)瓶內(nèi)的淬火液揮發(fā)成氣體，可能使瓶內(nèi)壓力升高，致使瓶體脹裂。同時(shí)封口前，如果罐體放置較長時(shí)間，而空氣中濕度很大，就有可能在罐體內(nèi)部吸收水汽，焊接后水汽就密封在罐體內(nèi)部，淬火時(shí)水汽揮發(fā)成氣體也將產(chǎn)生較大應(yīng)力。這些均是值得注意的問題。5.結(jié) 論（1）1084315爐號(hào)裂罐體出現(xiàn)裂紋可能是在熱處理過程中形成。其原因是淬火過程中，以熱應(yīng)力為主的過渡型應(yīng)力過大，超過材料斷裂強(qiáng)度導(dǎo)致開裂。（2）淬火冷卻介質(zhì)冷速慢可能是造成以熱應(yīng)力為主的過渡型應(yīng)力過大的原因。5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析6.建 議根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果，有一個(gè)問題必須提請(qǐng)廠方引起高度重視：根據(jù)對(duì)1084315爐號(hào)裂紋樣品分析，得到一個(gè)基本事實(shí)：裂紋啟裂并非在罐體的表面，而是在距表面一定深度的內(nèi)部。同時(shí)觀察到內(nèi)部有一些沒有擴(kuò)展到表面的裂紋（見圖5-32）。又對(duì)1084288爐號(hào)有裂紋的其他樣品進(jìn)行分析，獲得基本類似的結(jié)果。因此判斷可能大多數(shù)開裂的罐體，裂紋均在內(nèi)部形成。但是目前廠方是采用磁粉探傷方法檢測(cè)罐體的裂紋，而磁粉探傷并不能確定內(nèi)部裂紋，所以可能會(huì)出現(xiàn)以下問題：雖然磁粉探傷合格，但是發(fā)出的成品卻是內(nèi)部存在裂紋的罐體，這就給用戶在使用過程中造成極大隱患。如果用戶使用過程中出現(xiàn)斷裂事故，其危害遠(yuǎn)大于生產(chǎn)過程中出現(xiàn)裂紋。鑒于此，鋼瓶生產(chǎn)廠與制造廠密切合作，進(jìn)一步深入研究斷裂原因與斷裂機(jī)制。為進(jìn)一步確定斷裂原因與機(jī)理，建議進(jìn)行以下研究與模擬試驗(yàn)：5.4 案例4——壓力容器罐體表面裂紋分析（1）選取1084315爐號(hào)表面有較長裂紋的罐體，從上面取樣，首先金相確定裂源位置，然后沿裂紋面破開研究斷口形貌，尤其是斷裂源位置處斷口形貌，進(jìn)一步確定斷裂原因。（2）選取多個(gè)有裂紋樣品，利用電鏡進(jìn)一步觀察裂紋樣品界面狀態(tài)，分析是否存在鐵素體、貝氏體等組織，進(jìn)一步確定冷速的影響規(guī)律。（3）采用不同冷速介質(zhì)或不同濃度介質(zhì)進(jìn)行淬火試驗(yàn)，配合探傷（如超探等）檢查裂紋出現(xiàn)情況，確定介質(zhì)冷速對(duì)裂紋的影響規(guī)律。（4）生產(chǎn)上建議：經(jīng)常測(cè)定淬火介質(zhì)濃度與溫度，判斷是否與開裂有密切聯(lián)系（淬火液溫度控制在35℃以下）。案例5

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高速軋鋼機(jī)用軋輥表面剝落原因分析5.5 案例5——高速軋鋼機(jī)用軋輥表面剝落原因分析1.概

述軋輥種類繁多，常用材料有鎳鉻無限冷鑄鐵、貝氏體球鐵等。但由于耐磨性偏低，在20世紀(jì)80年代又開發(fā)出高速鋼材料的軋輥，由于性價(jià)比高受到軋鋼業(yè)歡迎，這類軋輥基本依賴進(jìn)口。目前國內(nèi)一些企業(yè)也在積極研制，但經(jīng)常出現(xiàn)壽命偏低的問題。某冶金材料有限公司生產(chǎn)高速軋鋼機(jī)上用軋輥，采用離心鑄造的方法成型，并進(jìn)行熱處理。具體的工藝路線如下：配置合金→熔煉→離心鑄造→退火→機(jī)加工→熱處理（淬火與回火）→精加工（采用立方氮化硼刀具）。主要化學(xué)成分要求見表。CVWCrMo2.24.0174.52.3軋輥材料的主要成分單位：%5.5 案例5——高速軋鋼機(jī)用軋輥表面剝落原因分析2.試驗(yàn)方法（1）對(duì)失效軋輥的表面進(jìn)行認(rèn)真觀察，宏觀地觀察與拍照。（2）從軋輥的剝落區(qū)域與未剝落區(qū)域分別用線切割機(jī)截取樣品進(jìn)行金相組織分析。（3）對(duì)不同區(qū)域的金相組織進(jìn)行顯微硬度的測(cè)試。（4）用掃描電鏡觀察不同區(qū)域的微觀組織，并測(cè)定不同區(qū)域的成分。3.試驗(yàn)結(jié)果與分析1）宏觀分析、金相組織觀察與顯微硬度測(cè)定結(jié)果通過宏觀觀察發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過腐蝕后這批軋輥表面顏色與正常生產(chǎn)的軋輥的顏色有所不同。正常軋輥表面一般呈黑灰色，但是這批軋輥表面有些區(qū)域是黑灰色，另一些區(qū)域出現(xiàn)白色的組織，見圖。而軋輥表面發(fā)生材料剝落的區(qū)域一般均是這些白色的區(qū)域。顯然軋輥的早期失效與這些白色區(qū)域的出現(xiàn)有密切的關(guān)系。軋輥表面白色的區(qū)域5.5 案例5——高速軋鋼機(jī)用軋輥表面剝落原因分析從白色區(qū)域與正常區(qū)域分別截取樣品進(jìn)行金相組織觀察，結(jié)果見圖。正常區(qū)域典型的金相組織是黑色區(qū)域加條狀與點(diǎn)狀的碳化物，見圖（a）。這些黑色的區(qū)域是回火馬氏體組織，黑色區(qū)域的顯微硬度為HV620～650。白色區(qū)域中的典型組織是白色晶粒內(nèi)存在碳化物，見圖（b），這些白色晶粒的顯微硬度僅為HV300～350?？梢?，白色區(qū)域組織并非回火馬氏體組織。顯然由于這些白色晶粒的硬度低，在軋制過程中受力變形導(dǎo)致材料的塊裝剝落。因此找到白色區(qū)域形成的原因就是軋輥早期失效的關(guān)鍵因素。（a）正常區(qū)域金相組織 （b）白色區(qū)域金相組織白色區(qū)域與正常區(qū)域金相組織照片5.5 案例5——高速軋鋼機(jī)用軋輥表面剝落原因分析（a）條狀碳化物形貌（b）基體組織形貌（c）條狀碳化物能譜圖 （d）基體能譜圖黑色區(qū)域中碳化物與基體組織形貌及成分分析結(jié)果條點(diǎn)狀碳化物的成分基體的成分元素Wt%At%元素Wt%At%CK15.6948.82WM6.272.01NbL10.214.09MoL3.592.21MoL10.834.2VK2.042.36VK36.5226.68CrK4.825.46CrK2.151.54FeK83.2887.96FeK10.856.9MatrixCorrectionZAFWL13.752.78MatrixCorrectionZAF2）掃描電鏡觀察與成分分析結(jié)果金相組織是黑色區(qū)域＋條狀與點(diǎn)狀的碳化物的正常區(qū)域，掃描電鏡與能譜分析結(jié)果見圖和表。正常區(qū)域條點(diǎn)狀碳化物與基體的成分5.5 案例5——高速軋鋼機(jī)用軋輥表面剝落原因分析（a）條狀碳化物形貌（b）基體組織形貌（c）條狀碳化物能譜圖 （d）基體能譜圖白色區(qū)域中碳化物與基體組織形貌及成分分析結(jié)果由圖和表可以看到，在黑色區(qū)域中點(diǎn)狀碳化物與條狀碳化物是兩種不同類型，的碳化物，不但形貌存在區(qū)別，化學(xué)成分也存在較大的差別。金相組織是黑色區(qū)域?；w的成分分析與形貌分析結(jié)果見圖和表。白色區(qū)域條點(diǎn)狀碳化物成分與基體的成分條狀碳化物成分基體組織成分元素Wt%At%元素Wt%At%CK18.9655.92WM7.942.58NbL17.846.8MoL3.672.29MoL6.512.4VK0.50.61VK43.6530.35CrK3.634.18CrK1.370.93FeK84.70590.44FeK3.051.93MatrixCorrectionZAFWL8.611.66MatrixCorrectionZAF5.5 案例5——高速軋鋼機(jī)用軋輥表面剝落原因分析4.

分析討論根據(jù)失效的宏觀現(xiàn)象分析可以知道，軋棍壽命偏低的主要原因是在軋輥表面存在肉眼可以看到的白色區(qū)域，見圖。金相樣品分析表明，白色區(qū)域與非白色區(qū)域在金相組織的最大區(qū)別是：非白色區(qū)域經(jīng)過腐蝕后，在整個(gè)區(qū)域中均成黑色區(qū)域，而有白色區(qū)域經(jīng)過腐蝕后，在整個(gè)區(qū)域中除黑色區(qū)域外還出現(xiàn)白色晶粒，見圖。金相組織中黑色區(qū)域中是回火馬氏體＋碳化物，碳化物分成條狀、點(diǎn)狀與顆粒狀三種形態(tài)。白色區(qū)域的基體組織應(yīng)該是合金鐵素體組織。顯然這種合金鐵素體組織是不能夠作為軋輥組織使用的。這種非正常組織不可能在熱處理過程中形成，只能是在冶煉過程中形成的。5.5 案例5——高速軋鋼機(jī)用軋輥表面剝落原因分析通過對(duì)產(chǎn)品冶煉過程的分析可以得到下面的結(jié)論：在軋輥冶煉時(shí)合金元素是以鐵合金的形式加入的，考慮到合金元素的燒損問題，一般都是最后加入。例如，礬鐵燒損最嚴(yán)重，所以按冶煉工藝要求它最后加入。在這批軋輥冶煉過程中，技術(shù)人員為了避免燒損，將鐵合金加到鋼水中時(shí)間縮短。例如對(duì)礬鐵規(guī)定，當(dāng)釩鐵加入鋼液后，不超過7

min就要澆注（過去公司一般在10～13

min），由于釩鐵的加入，使鋼水的溫度下降很嚴(yán)重，經(jīng)過7

min釩鐵并沒有充分溶解，釩鐵的比重比鋼液的比重輕，所以漂浮在鋼水表面。將鋼水澆入鋼包后進(jìn)行鋁脫氧，由于釩鐵沒有溶解比重輕又漂浮在鋼包的上部，澆注到離心機(jī)中上部的鋼水就流到軋輥的外表面，未溶解的釩鐵就堆積軋輥的外表面形成白色的區(qū)域。所以白色區(qū)域總是出現(xiàn)在軋輥的外部區(qū)域。就是說白色區(qū)域是沒有溶解的釩鐵。即使釩鐵溶解，也存在冶煉時(shí)由于溫度偏低或者時(shí)間過短等原因，造成V在液體中沒有充分均勻化，造成高V區(qū)域附近的C被V大量吸收形成高碳的化合物，從而使附近基體中碳偏低，淬火時(shí)不能形成馬氏體，造成硬度下降成為白斑區(qū)域。根據(jù)上述分析提出以下解決措施：案例6——鍍金鈹青銅導(dǎo)電彈簧斷裂分析5.6 案例6——鍍金鈹青銅導(dǎo)電彈簧斷裂分析概 述某廠生產(chǎn)壓力傳感器，該產(chǎn)品在試驗(yàn)過程中正常壓力傳感器輸出應(yīng)該是8.1±0.1

MPa，某次試驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)該壓力傳感器輸出不正常，為20.3

MPa。廠方技術(shù)員人認(rèn)為這個(gè)現(xiàn)象表明導(dǎo)電彈簧本身沒有施加作用。因此廠方將傳感器拆開，發(fā)現(xiàn)內(nèi)部導(dǎo)電彈簧已經(jīng)斷裂。該導(dǎo)電彈簧材料為QBe2。為查明原因廠方曾委托多個(gè)單位進(jìn)行分析，因制備彈簧用的鈹青銅絲的直徑僅為100m，許多單位均認(rèn)為難度太大無法進(jìn)行分析，因此廠方委托西南交通大學(xué)進(jìn)行失效分析。試驗(yàn)方法對(duì)斷裂導(dǎo)電彈簧進(jìn)行宏觀分析；取一件沒有斷裂的導(dǎo)電彈簧作為參考進(jìn)行金相組織與硬度測(cè)定；同時(shí)對(duì)斷裂的導(dǎo)電彈簧進(jìn)行SEM斷口觀察。由于制備彈簧用的鈹青銅絲的直徑僅為100m，所以必須特殊制備樣品，將鈹青銅絲鑲?cè)肽z木中進(jìn)行金相觀察，將斷裂的絲用膠粘在特制鐵塊上進(jìn)行SEM斷口觀察。5.6 案例6——鍍金鈹青銅導(dǎo)電彈簧斷裂分析3.試驗(yàn)結(jié)果與分析1）宏觀分析結(jié)果（見圖）宏觀分析發(fā)現(xiàn)一個(gè)重要現(xiàn)象：斷裂導(dǎo)電彈簧的焊接點(diǎn)是單圈焊接，而未斷裂導(dǎo)電彈簧的焊接點(diǎn)是兩圈同時(shí)焊接。導(dǎo)電彈簧未斷形貌導(dǎo)電彈簧斷裂形貌5.6 案例6——鍍金鈹青銅導(dǎo)電彈簧斷裂分析2）金相組織分析表面有一層鍍層，心部有大量的滑移帶，見圖。表面有均勻的鍍金層，心部大量的滑移帶，且有少量的灰色小顆粒狀，同時(shí)也有極少量的塊狀?yuàn)A雜，見圖。未斷裂樣金相（100×）未斷裂樣金相（500×）未斷裂樣金相（1000×）未斷裂樣金相（1000×）5.6 案例6——鍍金鈹青銅導(dǎo)電彈簧斷裂分析表面有一層鍍層，心部少量的滑移帶，見圖。表面有鍍金層，心部有極少的滑移帶，且有大量的灰色小顆粒狀，見圖。表面有一層鍍層，心部有明顯的滑移帶，且有大量的灰色小顆粒狀，如圖。斷裂樣金相（100×）斷裂樣金相（100×）斷裂樣金相（500×）

斷裂樣金相（500×）斷裂樣金相（100×）斷裂樣金相（100×）5.6 案例6——鍍金鈹青銅導(dǎo)電彈簧斷裂分析3）硬度及尺寸分析對(duì)斷裂及未斷裂兩個(gè)樣品顯微硬度進(jìn)行分析，結(jié)果見表。對(duì)斷裂及未斷裂兩個(gè)樣品進(jìn)行尺寸分析，結(jié)果見表。斷裂的導(dǎo)電彈簧與未斷裂的導(dǎo)電彈簧硬度測(cè)定結(jié)果（HV0.025）樣品基體顯微硬度/HV0.025邊緣顯微硬度/HV0.025未斷裂樣269.7281.9306.9平均286.2186.9185.4平均186.2斷裂樣293.8294.1287.5平均291.8187.4191.6平均189.5樣品表面鍍層平均厚度/mm試樣平均直徑/mm未斷裂樣3.6296.97斷裂樣2.20～2.9898.95斷裂的導(dǎo)電彈簧與未斷裂的導(dǎo)電彈簧鈹青銅絲直徑測(cè)定結(jié)果5.6 案例6——鍍金鈹青銅導(dǎo)電彈簧斷裂分析4）掃描電鏡分析（見圖）導(dǎo)電彈簧斷裂樣宏觀導(dǎo)電彈簧斷裂樣斷裂區(qū)韌窩＋球狀物導(dǎo)電彈簧斷裂樣形貌導(dǎo)電彈簧脆性斷裂（裂紋源）5.6 案例6——鍍金鈹青銅導(dǎo)電彈簧斷裂分析一邊脆性斷裂一邊韌性斷裂，邊緣有大塊夾雜物，見圖。導(dǎo)電彈簧韌性斷裂區(qū)導(dǎo)電彈簧脆性斷裂（裂紋源）5.6 案例6——鍍金鈹青銅導(dǎo)電彈簧斷裂分析基體：Cu：球狀物：Cu、O、C、Pb、Si、K、Ca；脆性斷裂區(qū)的塊狀物：C、O、Si、Cl、Pb、Cu、K，見圖。球狀物：Cu、O、C、Pb、Si、K、Ca基體：Cu脆性斷裂區(qū)（裂紋源）大塊狀白色物：C、O、Si、Cl、Pb、Cu、K導(dǎo)電彈簧表面：Au、Cu、C5.6 案例6——鍍金鈹青銅導(dǎo)電彈簧斷裂分析4.斷裂原因分析對(duì)比圖5-41與圖5-42可見：未斷裂的導(dǎo)電彈簧纏繞兩圈后進(jìn)行焊接，將導(dǎo)電彈簧固定在連接點(diǎn)上，而斷裂導(dǎo)電彈簧僅纏繞一圈就焊接在連接點(diǎn)上。由圖5-42可見，斷裂的導(dǎo)電彈簧是在纏繞圈部位斷裂，斷裂位置大約在纏繞圈圓環(huán)的1/2處。同時(shí)可以看到，導(dǎo)電彈簧斷裂區(qū)域有一小部分基本由圓形變成直線形。說明斷裂的彈簧在斷裂前首先受到較大應(yīng)力，將鈹青銅絲拉直，然后類似對(duì)“圓柱樣品”進(jìn)行拉伸，造成導(dǎo)電彈簧絲斷裂。由于斷裂導(dǎo)電彈簧僅纏繞一圈固定連接點(diǎn)上，造成纏繞圈受力與未斷裂導(dǎo)電彈簧有很大不同。無疑斷裂導(dǎo)電彈簧在纏繞圈處的受力要增加很多，粗略估計(jì)要增加1倍以上，這是造成將導(dǎo)電彈簧連接處的圓環(huán)拉成直線的原因。由于纏繞圈處受力增加，有可能超過材料所能承受的載荷，大大增加斷裂的可能性。5.6 案例6——鍍金鈹青銅導(dǎo)電彈簧斷裂分析金相分析與硬度測(cè)定結(jié)果表明，斷裂與未斷裂的導(dǎo)電彈簧金相組織類同，均是在固溶體基體上分布第二相顆粒。在晶粒內(nèi)可觀察到滑移帶，見圖5-45、圖5-46、圖5-51、圖5-52。圖中平行線為淬火形變滑移帶，波紋為沿某一平行晶面族截面在特定方向上所形成的腐蝕線，這種晶面的腐蝕效應(yīng)在孿晶處可以觀察得尤為清楚。硬度測(cè)定結(jié)果表明兩種彈簧的硬度基本一致，根據(jù)金相組織與硬度測(cè)定結(jié)果可以推斷不論是斷裂導(dǎo)電彈簧還是未斷裂導(dǎo)電彈簧，它們的強(qiáng)度應(yīng)該基本一致。仔細(xì)分析可以發(fā)現(xiàn)斷裂導(dǎo)電彈簧的金相組織與未斷裂導(dǎo)電彈簧相比略有區(qū)別，主要表現(xiàn)在斷裂彈簧中析出物似乎是多些且顆粒也大些，見圖5-48～圖5-51。硬度測(cè)定表明，無論是斷裂的導(dǎo)電彈簧還是未斷裂的導(dǎo)電彈簧，中部硬度值在HV280～290，而邊緣硬度值僅為HV180～190。邊緣硬度偏低有可能是鍍金層的影響。資料介紹QBe2材料在經(jīng)過固溶時(shí)效或冷軋時(shí)效后硬度可以達(dá)到HV320～360。5.6 案例6——鍍金鈹青銅導(dǎo)電彈簧斷裂分析SEM斷口分析表明，導(dǎo)電彈簧斷裂的斷口并非疲勞斷口，而是拉伸斷口。這點(diǎn)與宏觀分析結(jié)果一致，即彈簧在使用時(shí)將鈹青銅絲首先拉直，然后繼續(xù)施加應(yīng)力，由于應(yīng)力超過材料本身的抗拉強(qiáng)度發(fā)生斷裂。啟裂點(diǎn)在中部偏下的區(qū)域，見圖5-55和圖5-56。這個(gè)現(xiàn)象符合拉伸樣品斷口啟裂點(diǎn)特征。值得提出的是，在斷口上發(fā)現(xiàn)以下狀況：l

（1）斷口可以分成兩個(gè)區(qū)域，一個(gè)是成韌窩狀有明顯塑性變形的區(qū)域，見圖5-55和圖5-56。該區(qū)域可見明顯的二相粒子及二相粒子脫落留下的孔洞。l

（2）另一個(gè)區(qū)域是在斷口下方（在斷口上方，見圖5-55和圖5-56）在該區(qū)域較平滑，且在啟裂點(diǎn)有一個(gè)明顯的很大的孔洞，旁邊還有一個(gè)白色的夾雜物。5.6 案例6——鍍金鈹青銅導(dǎo)電彈簧斷裂分析斷口形貌不均勻，反映出材料內(nèi)部本身性能不均勻，這個(gè)結(jié)果與硬度測(cè)定結(jié)果一致。夾雜物的存在對(duì)斷裂肯定有不利影響。能譜分析表明，夾雜物主要由C、O、Si、Cl、Pb、Cu、K等組成。二相顆粒進(jìn)行能譜分析表明，二相顆粒主要是由Cu、O、C、Pb、Si、K、Ca組成。能譜分析中的K、Cl有可能是空氣中元素的影響。對(duì)導(dǎo)電彈簧表面進(jìn)行分析可知外表面進(jìn)行鍍金處理，對(duì)基體進(jìn)行分析表明主要是Cu。由于Be為輕元素，故能譜分析不能測(cè)定出來。應(yīng)該說明的是按照標(biāo)準(zhǔn)QBe2成分分析，基體中應(yīng)該含有0.5%～0.2%的Ni，但是在能譜分析中沒有發(fā)現(xiàn)基體中Ni的存在。根據(jù)上面分析可以認(rèn)為鈹青銅導(dǎo)電彈簧的斷裂是下面幾個(gè)綜合因素影響造成的：l

（1）固定節(jié)點(diǎn)采用纏繞單圈連接，在彈簧受力時(shí)增加了纏繞圈處應(yīng)力。l

（2）在斷裂彈簧纏繞單圈的區(qū)域恰好有夾雜物存在，更增加了開裂的可能性。l

（3）鈹青銅絲的硬度可能偏低。5.6 案例6——鍍金鈹青銅導(dǎo)電彈簧斷裂分析5.結(jié)論與建議導(dǎo)電彈簧的斷裂原因是：斷裂彈簧采用纏繞單圈連接，且纏繞單圈的區(qū)域存在夾雜物，鈹青銅絲本身硬度偏低，進(jìn)一步降低材料強(qiáng)度。在這些綜合因素作用下，致使彈簧服役時(shí)，外加應(yīng)力超過材料本身的強(qiáng)度發(fā)生拉伸斷裂。建議：（1）以后在將導(dǎo)電彈簧連接到器件上時(shí)，應(yīng)該采用纏繞雙圈方式進(jìn)行固定連接。（2）采用冷變形后時(shí)效手段進(jìn)一步提高鈹青銅絲的強(qiáng)度。案例7

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深層滲碳軸承柱表面剝落原因分析5.7 案例7——深層滲碳軸承柱表面剝落原因分析1.概 述G20Cr2Ni4A是一種常用的滲碳結(jié)構(gòu)鋼，用于制作軸承。某廠采用G20Cr2Ni4A材料制成滲碳軸承柱。此軸承柱是用于大型軸承中的柱體，形狀是圓柱形，為保證性能采用滲層滲碳工藝，具體加工路線如下：鍛軋→正火加高溫回火→車削加工→滲碳直接淬火→高溫回火→二次淬火→低溫回火→粗磨→附加回火→精磨滲碳熱處理是保證性能的核心工藝，滲碳溫度一般采用930～950

℃

，滲碳時(shí)間為80～120

h，檢驗(yàn)合格后，然后隨爐延時(shí)冷卻至890

℃

，出爐油冷，接著高溫回火（高溫回火分為兩個(gè)階段，先在600～620

℃保溫10

h，然后在650

℃保溫12

h），高溫回火后淬火（二次淬火），淬火溫度為800±5

℃

，油中冷卻5～15

min，待零件冷至100～130

℃出油空冷，淬火后進(jìn)行160±5

℃

，12

h的回火，磨削后，最后進(jìn)行附加回火，附加回火溫度為140±5℃

，保溫6～8h。5.7 案例7——深層滲碳軸承柱表面剝落原因分析2.試驗(yàn)方法（1）通過對(duì)剝落區(qū)域進(jìn)行宏觀觀察與拍照，粗略分析出剝落的原因。（2）對(duì)樣品進(jìn)行顯微硬度分析。（3）由于軸承柱是圓柱形，無法用光譜儀直接測(cè)定成分，所以從樣品表面切下圓弧狀樣品測(cè)定平面處成分，平面距表面距離約為0.21mm，如圖（a）所示。（4）利用線切割的方法從樣品上取下載有剝落區(qū)域的片狀樣品，并進(jìn)行XRD分析，目的是測(cè)出殘余奧氏體的含量。如圖（b）所示，沿著片狀樣品的橫截面，從心部向表層掃描。（5）對(duì)線切割樣品進(jìn)行嵌鑲，對(duì)表層、次表層以及心部進(jìn)行金相組織觀察與分析。（a）線切割試樣 （b）X射線掃描示意圖線切割試樣和X射線掃描示意圖5.7 案例7——深層滲碳軸承柱表面剝落原因分析3.試驗(yàn)結(jié)果分析1）宏觀剝落區(qū)域的觀察結(jié)果（見圖）通過對(duì)產(chǎn)生剝落的軸承柱進(jìn)行觀察及現(xiàn)場情況了解，可以發(fā)現(xiàn)：剝落區(qū)以小針狀或痘狀凹坑形式出現(xiàn)在軸承柱的工作部位，并且具有一定的連續(xù)性，在剝落區(qū)兩側(cè)同時(shí)伴有銹蝕及麻點(diǎn)出現(xiàn)。初步判斷應(yīng)該是：滾動(dòng)軸承運(yùn)轉(zhuǎn)時(shí)，其接觸部位承受周期性交變載荷，在周期性交變應(yīng)力的反復(fù)作用下，發(fā)生塑性變形并萌生裂紋，最終因?yàn)榱鸭y的不斷擴(kuò)展而導(dǎo)致接觸表面出現(xiàn)疲勞剝落。軸承柱宏觀剝落觀察5.7 案例7——深層滲碳軸承柱表面剝落原因分析2）顯微硬度分析金相顯微鏡已經(jīng)測(cè)出，滲碳層的厚度大概在1.3

mm左右，同時(shí)由圖可以看出，表面硬度最低，次表層最高，而理論上滲碳之后表面硬度應(yīng)該最低，表面硬度之所以最低，應(yīng)該是因?yàn)樵跐B碳熱處理的過程中，表面有塑韌相形成，同時(shí)，硬度曲線出現(xiàn)上下波動(dòng)現(xiàn)象，波動(dòng)幅值在50HV0.1（誤差范圍以內(nèi)）左右，是由于在測(cè)硬度時(shí)沒有避過黑色組織而引起，至于黑色組織具體是什么相，將在后續(xù)試驗(yàn)繼續(xù)探討。線切割試樣的顯微硬度曲線5.7 案例7——深層滲碳軸承柱表面剝落原因分析3）成分測(cè)量與分析經(jīng)查標(biāo)準(zhǔn)，并結(jié)合熱處理規(guī)范，G20Cr2Ni4A滲碳軸承柱各元素含量均屬正常，并無嚴(yán)重超標(biāo)或者低于標(biāo)準(zhǔn)。通常情況下，成品的表面含碳量應(yīng)控制在0.8%～1.05%較為合適，碳濃度過低得不到必要的硬度和正常的組織，過高則又易形成粗大碳化物，并易在冷卻時(shí)析出網(wǎng)狀碳化物[1]。滲碳過程中，由表層到心部會(huì)形成由高到低而變化的碳濃度梯度。進(jìn)行成分測(cè)定的表面距離試樣外表面的距離是0.21

mm，可以判斷，工件外表面的碳含量至少在0.5%以上。其次，根據(jù)G20Cr2Ni4A的加工路線可知，為了消除工件外表面的脫碳現(xiàn)象，采用了增大加工余量的辦法，磨削加工后，不但可以消除因表層碳濃度過高而形成的粗大碳化物，而且表面含碳量也可達(dá)到成品的要求（0.8%～1.05%）。因此，可以初步排除表面脫碳這個(gè)影響因素，認(rèn)為表面剝落現(xiàn)象與脫碳沒有太大關(guān)系。G20Cr2Ni4A鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)%，距表面0.21

mm處的測(cè)定結(jié)果）材料CSiMnPSCrNiCuG20Cr2Ni4A0.5200.3070.4790.007<0.0351.4893.1970.0395.7 案例7——深層滲碳軸承柱表面剝落原因分析4）次表層殘余奧氏體含量分析掃描方向見圖（b），利用X射線衍射（XRD）的方法測(cè)定馬氏體與殘余奧氏體的衍射峰累積強(qiáng)度，并用直接對(duì)比法計(jì)算次表層中殘余奧氏體的含量，樣品的衍射峰如圖所示。圖中，較矮峰對(duì)應(yīng)殘余奧氏體含量，可以看出，殘余奧氏體含量高達(dá)11.94%，由于是次表層，并結(jié)合碳濃度梯度的關(guān)系，最外層組織中的殘余奧氏體含量應(yīng)該在11.94%以上。殘余奧氏體的衍射峰示意圖（縱向：殘余奧氏體含量為11.94%?？v向?yàn)榇怪庇跐L柱軸線方向，沿小平