Cr12MoV模具钢宽带激光淬火开裂的组织分析

分析了Cr12MoV模具钢淬火开裂原因,借助于扫描电镜和光镜,观察断口表面形貌和金相组织,根据断口特征和金相组织分析,该模具钢淬火开裂的主要原因是晶粒粗大、碳化物呈不均匀状态分布。     

3Cr2W8V热锻模具断裂失效分析

通过扫描电镜和光学显微镜观察了表面断口形貌和金相组织,使用洛氏硬度仪测试了断裂的模具硬度.断口特征和金相组织表明:过烧组织割裂了材料的基体及回火不充分是导致3CrW8V热锻模具早期失效的主要原因.     

热处理对EH36高强度船板结构钢组织及性能影响

对EH36钢分别进行淬火+空冷、淬火+回火、淬火+回火+亚温淬火+回火的不同热处理。采用金相显微镜、拉伸试验机、冲击试验机及扫描电镜(SEM)测试了试样组织及力学性能。结果表明:原始组织主要为粗大的粒状铁素体以及聚集分布在基体的晶粒之间的珠光体,力学性能最差,同时断口中出现较大的断裂平面,韧窝较少较浅,为脆性断裂的特征;淬火+回火+亚温淬火+回火处理后,钢的铁素体晶粒尺寸发生明显细化,出现由渗碳体与珠光体组成的回火屈氏体,并且珠光体均匀弥散分布在铁索体晶粒之间,组织发生明显改善,力学性能最好,断口中的断裂平面消失,出现大量小而深的断裂韧窝。     

P20钢塑料模具的断裂失效分析

P20钢塑料模具调质后发生断裂.采用直读光谱仪、金相显微镜、显微硬度计和扫描电镜等方法对模具淬火前的材料成分、非金属夹杂物、显微组织、显微硬度和断口形貌等项目进行了检验分析.结果表明,存在严重的枝晶偏析组织,使得淬火组织应力过大,以及在随后的切削应力作用下发生模具开裂.     

M42模具钢冲模断裂失效分析

某冲模正常使用中发生早期异常断裂,借助直读光谱仪、金相和扫描显微镜、洛氏硬度计等工具对其材料M42模具钢的断口形貌、化学成分、非金属夹杂物、显微组织和表面硬度进行检测与观察,分析并讨论了造成模具零件断裂的影响因素。结果表明:材料的化学成分、硬度指标、非金属夹杂物级别和大块碳化物最大尺寸均符合标准要求,但共晶碳化物不均匀度和组织平均晶粒度级别较高,碳化物沿晶界呈不连续网状分布,与锻造工艺不当、材料变形不充分、铸态组织遗传共同导致碳化物不均匀度超标;其次淬火温度偏高时会使模具钢的显微组织粗大,这都会降低其强韧性,增大脆性,缩短模具使用寿命。因此,为了防止模具过早失效,一方面要控制锻造工艺,保证共晶碳化物的不均匀度,另一方面要根据模具零件的外形尺寸,选用适当的淬火温度避免晶粒粗大。     

300 MW汽轮机高压主汽阀阀杆断裂原因分析

通过化学成分分析、断口分析、金相分析、电子显微分析和能谱分析,确定了某300 MW汽轮机1号高压主汽阀阀杆断裂的原因,为错用了25Cr2MoVCu钢,而非设计的2Cr12N iMoWV钢所致。过高的淬火温度造成组织粗大,晶粒度达到4级,且存在富铜相、带状组织和大量夹杂物,使钢产生较大脆性。在淬火过程中,组织应力和热应力使弹簧内孔根部产生应力集中,致使形成淬火裂纹,阀杆启闭产生的应力使裂纹扩展,最终引起阀杆断裂。     

GEST80钢塑料模具裂纹原因分析

采用光学显微镜、扫描电镜及能谱仪,通过断口形貌观察及显微组织检测,对GEST80钢模具失效件开裂的原因进行分析。结果表明,该塑料模具失效件开裂的原因,是因为模具材料在最终热处理过程中,加热温度过高及保温时间过长,材料组织产生严重过热现象,致使组织晶粒急剧长大。晶粒粗大带来晶间弱化,晶间强度显著降低,热处理淬火的组织应力超过材料的抗拉强度,造成模具失效件的淬火应力开裂。并对模具材料的各加工工序,提出了改进措施及优化方案,使组织晶粒得到细化,保证和延长模具产品的使用寿命。     

汽车前驱动轴断裂失效原因分析

汽车前驱动轴在装配过程中发生断裂。通过断口观察、显微硬度测试和金相组织分析等手段,对前驱动轴断裂原因进行失效分析。结果表明:前驱动轴表面硬度符合要求,材料非金属夹杂、晶粒度及淬火组织正常;零件局部淬火层深度高达7.3 mm,超出有效硬化层最大深度。经检查发现:在生产过程中由于某一感应线圈安装不当,导致淬硬层深度过深,造成残余应力过大,是该汽车前驱动轴断裂的主要原因;同时因零件中存在带状偏析,对中频淬火存在不利影响。     

3Cr13不锈钢模具断裂失效分析

3Cr13不锈钢模具在淬回火后发生了断裂失效。采用直读光谱仪、金相显微镜、显微硬度计、体视显微镜和扫描电镜等检测方法,对3Cr13不锈钢模具的材料成分、非金属夹杂物、显微组织、显微硬度和断口形貌等项目进行了检验分析。结果表明,钢中存在较多非金属夹杂物和严重的网状碳化物,组织不均匀使得淬火组织应力过大,从而导致了模具的开裂。     

Cr12钢模具断裂失效分析

Cr12钢模具发生脆性断裂,断裂面呈木纹状断口。采用直读光谱仪、显微硬度计、金相显微镜、SEM、冲击试验等方法分析模具的断裂原因。结果表明,材料中的带状组织和大块分布的碳化物严重降低了材料的韧性,以及线切割后残留的未回火马氏体,最终导致模具断裂。     

精密喷射成形HM1热锻模具的组织与性能

采用金相显微镜、扫描电镜、X射线以及性能测试等方法,对精密喷射成形HM1热锻模具的显微组织和力学性能进行了研究,并与铸态模具进行比较.结果表明,采用精密喷射成形可获得表面质量良好、轮廓清晰的HM1热锻模具,所制得的模具平均致密度达99.5％;喷射态晶粒尺寸平均约为15μm,晶粒得到了明显细化;在520℃经2h回火处理后,喷射态硬度达HRC54,而铸态仅为HRC49.压缩断口分析表明,铸态为脆性断裂与韧性断裂共存的混合型断裂,喷射态呈现典型的韧性断裂模式.     

4Cr5Mo2V钢曲轴热锻模具失效分析

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和能谱仪(EDS)对失效曲轴热锻模具的心部、裂纹处及基体的夹杂物、强韧性和显微组织进行表征与分析,从而阐明模具开裂的原因。结果表明:该模具由4Cr5Mo2V钢制成,模具开裂主要是由组织不均匀和热疲劳引起的,心部组织在淬火时未完全淬透,导致心部存在贝氏体组织,从而产生较大的内应力,而热疲劳进一步加速裂纹拓展,最终导致模具过早失效。      

Cr3支承辊置裂原因分析

采用金相、扫描电镜等手段对置裂的大型Cr3支承辊断口进行分析。结果表明,辊身心部较高的内应力和坯料锻造时未能使树枝晶充分破碎是造成大型支承辊置裂的主要原因。     

热锻模具材料理想结构及其制造方法初探

通过对热锻模的影响因素进行分析,提出热锻模材料的理想结构应包含基体区、工作区、过渡区3个部分.在普通热作模具钢表面用等离子弧喷涂优质耐热、耐磨的热作模具钢涂层,然后用电子束熔凝处理,使模具钢与涂层形成全面的冶金结合.采用这种先"喷"后"熔"的方式形成的热锻模材料理想结构将能大大提高其使用寿命.     

F65锻造方坯和轮毂超声波探伤缺陷分析

利用超声波检测、低倍检验、金相显微镜、拉伸试验机及扫描电镜对锻造厂的F65锻造方坯和轮毂锻件的裂纹成因进行宏观及显微组织分析,为深海采油高压传输管法兰的缺陷特征的研究提供可行的方法。结果表明：裂纹是组织残余应力所致,裂纹成因与材料冶金缺陷及氢致裂纹无关,裂纹主要沿条带组织中的贝氏体呈穿晶扩展,与粗大不均匀的铁素体与贝氏体交替分布的带状显微组织有关。锻件的组织应力与锻坯对角线锻造残余剪切应力叠加为裂纹提供了外在条件,其显微组织粗大不均匀是产生裂纹的内在原因。     

7A04铝合金锻坯开裂原因分析

7A04铝合金锻坯在锻造过程中发生开裂,通过对锻坯裂纹进行断口宏观及微观观察、能谱分析、金相组织检查,并与人工断口进行对比分析,确定锻坯开裂原因。结果表明:锻坯开裂是由于锻坯内存在金属氧化物夹杂造成的;开裂锻坯断面上存在大量的氧化物夹杂,夹杂物以氧化铁为主,同时含有少量氧化铝和氧化镁。以氧化铁为主的氧化物夹杂的形成应与外来氧化铁坠入熔体被氧化膜包裹有关。     

AISI8630钢泥浆泵排出缸失效分析及工艺改进

针对AISI8630钢锻件在实际生产中出现的锻造失效问题进行了研究。采用"EAF→LF→VD→铸锭"工艺冶炼AISI8630钢锭,钢锭锻造成泥浆泵锻件,经热处理加工后探伤发现密集性缺陷。通过化学成分、低倍分析和金相显微分析,对产生的缺陷进行分析研究。结果表明:宏观检测受检面有许多裂纹,将裂纹打开,发现断口存在明显的白点缺陷;近裂纹附近有灰色硫化物夹杂,存在明显的组织偏析现象,远离裂纹处的金相组织无明显差异。通过加强冶炼过程控制,对钢锭进行锻前消氢、消应力退火及锻后250℃以下缓冷处理等工艺优化,避免了白点缺陷的形成,并经现场验证得到合格产品。     

ZA27合金蜗轮毛坯的成形性与力学性能

对ZA27蜗轮毛坯进行了金属型铸造、挤压铸造和半固态挤压成形试验,研究了在不同工艺条件下,制件的宏观成形性、微观组织形貌和力学性能。结果发现,金属型铸造蜗轮毛坯组织从齿顶到分度圆,均为细密发达的树枝晶;挤压铸件齿顶无树枝状枝晶,齿根的树枝晶晶臂有碎断现象,分度圆枝晶组织破碎圆整痕迹较为明显;半固态挤压件齿顶晶粒组织细化,分布较为均匀,齿根部呈典型的玫瑰状半固态组织形貌,分度圆为细小的等轴晶粒组织。金属型铸造蜗轮齿型成形困难;挤压铸造制备的蜗轮,外观轮廓清晰,齿形饱满;半固态挤压件成形性更加优良。半固态成形件力学性能高于挤压铸造和金属型铸件。     

成形速度对7050铝合金锻件力学性能和断口形貌的影响

通过光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、室温拉伸试验等研究了成形速度对7050铝合金锻件显微组织、力学性能和断口形貌的影响。结果表明,随成形速度的增加,7050铝合金锻件的晶粒截面形貌逐渐由圆形过渡到细长状,且局部出现粗化。抗拉强度和屈服强度随成形速度增加呈先增加后减小的趋势,伸长率随成形速度的增加逐渐减小;当成形速度为2 mm/s时,抗拉强度、屈服强度分别达到608 MPa和560 MPa,伸长率为12.7%;当成形速度分别为2 mm/s和8 mm/s时,拉伸后试样的断裂形式以穿晶断裂为主,伴随着少量的第二相粗大颗粒和晶间断裂,且随着成形速度的减小,韧窝数量不断增加,韧窝深度也逐渐变深。实际热模锻生产成形速度宜选择2~8 mm/s。