晶界元素富集和沉淀相对叶片失效断裂的影响

采用扫描电镜、能谱测定及金相观察等方法对叶片断口进行分析。结果表明,断口裂纹源晶界处的碳含量不均匀及较多圆球形碳化物夹杂颗粒的存在增加了晶界的脆性,形成了应力集中,致使裂纹产生,及裂纹不断长大和扩展,最终导致整个叶片疲劳失效断裂。     

28MnCr5齿轮钢高温力学性能的研究

在Gleeble-1500热模拟实验机上对28MnCr5齿轮钢进行高温拉伸实验,得出了28MnCr5钢试样第III脆性温度区分别为600~950℃,并用扫描电镜分析了塑性区与脆性区的断口形貌。晶界滑移则是28MnCr5产生脆性最低点的原因。     

石油钻杆转换接头脆性断裂失效分析

通过理化检测对石油钻杆转换接头螺纹根部脆性断裂进行失效分析。结果表明,断裂源发现沿晶断口,组织存在较严重的带状偏析,接头的晶界存在回火脆性现象,冲击韧性过低,表明接头失效的根本原因是回火工艺不当产生了高温回火脆性。     

30CrNiMo铸钢件冲击性能不合格原因分析

针对30CrNiMo铸钢件调质后冲击吸收能量不合格的问题,通过断口分析、金相检验、硬度测试、化学成分分析等方法对30CrNiMo铸钢件冲击吸收能量不合格原因进行了分析。结果表明,30CrNiMo铸钢件冲击断口为沿晶断口。金相检验发现淬火态晶粒不均匀,存在混晶现象。Nb在原奥氏体晶界处偏聚形成NbC,一方面能降低晶界的活动性,对晶界迁移起阻碍作用,另一方面,形成较多的第二相粒子起钉扎晶界、巩固晶界遗传的作用,最终导致奥氏体晶粒粗化后,钢的韧性—脆性转变温度升高,钢在室温进行冲击时得到脆性穿晶断口和低的冲击性能。     

00Cr13Ni6MoNb 锻件开裂原因分析

通过金相分析、拉伸断口形貌及能谱分析,发现00Cr13Ni6MoNb锻件开裂原因为粒状第二相晶界偏聚,使晶界弱化,引起沿晶脆性断裂。     

柱状晶断口的电镜研究

一、问题的提出 25钢19.5t钢锭在锻造时发现严重的表面裂纹。经在横截面上做深度浸蚀,可看到裂纹沿柱状晶的晶界分布。在断口上可以看到与锻件表面垂直的银灰色贝壳状曲面,曲面两端尖锐,断口起伏较大,是一种大锻件经常出现的柱状晶断口。本文用SEM505扫描电镜和EDAX9100/60能谱仪研究了柱状晶断口的本质和成因。     

CrNiMoV钢锻件过烧断口研究

Cr-Ni-Mo-V钢锻造后,锻件表面出现肉眼可见的显微裂纹。低倍酸浸腐蚀后,发现在锻件表层的10mm深的区域内,原来钢锭细晶粒层的晶粒显著长大、晶粒尺寸可达2mm。观察低倍断口,在表层10mm区域内呈现石状断口、恰好与等轴细晶粒区相对应。本文用SEM505扫描电镜及EDAX-9100/60能谱仪,BS-613透射电镜研究了石状断口,认为锻造裂纹沿着晶界扩展,由于晶粒粗大产生石状断口,这是由于锻造时钢锭加热温度超过钢的过热度而引起的过烧责任事     

30CrMnSiA钢锻件性能不合格原因分析

30CrMnSiA钢锻件力学性能检验不合格。本文对不合格试样和合格试样进行了对比观察、断口分析、能谱扫描、显微硬度和金相分析。结果表明:不合格拉伸试样为脆性断裂,断面存在条带状分布的沿晶断裂区域;沿晶断裂区域Cr、Mn、Si元素的偏聚加剧了P、Sn、Sb、As等杂质元素的偏聚程度,导致晶界脆化,发生了高温回火脆性。     

20g手工电弧焊对接接头背弯试验断口的金相分析

本文对２０ｇ母材对接接头背弯试验的断口进行了金相分析，指出了由氧化物引起的熔池结晶时晶粒晶界强度降低、脆性增大是背弯试验时焊缝金属产生断裂的重要原因之一。     

16Co14Ni10Cr2Mo钢回火脆性的研究

利用扫描电镜、透射电镜及俄歇能谱研究了１６Ｃｏ１４Ｎｉ１０Ｃｒ２Ｍｏ钢回火行为。结果表明，该钢在４４０℃发生第一类回火脆性，断口特征为准解理。产生原因与分布在板条边界的Ｆｅ_３Ｃ和Ｍ_３Ｃ及Ｍ_２Ｃ与基体共格产生强烈静畸变有关，在５５０℃回火出现的第二类回火脆性，与Ｐ在晶界偏聚有关，断口为沿晶断裂。     

16Co14Ni10Cr2Mo钢回火脆性的研究

利用扫描电镜，透射电镜及俄歇能谱研究了１６Ｃｏ１４Ｎｉ１０Ｃｒ２Ｍｏ钢回火行为，结果表明，该钢在４４０℃发生第一类回火脆性，断口特征为准确理，产生原因与分布在板条边界的Ｆｅ３Ｃ和Ｍ３Ｃ及Ｍ２Ｃ与基体共格产生强烈静畸变有关，在５５０℃回火出现的第二类回火脆性，与Ｐ在晶界偏聚有关，断口为沿晶断裂。     

三种模锻工艺成形AZ91D镁合金的组织和力学性能

研究了液态模锻、流变模锻和触变模锻生产的AZ91D镁合金锻件的组织及力学性能。结果表明:这三种模锻件的显微组织均是由α-Mg和β-Mg17Al12相组成,但它们的形状、大小、数量和分布有所不同,并不同程度地影响了模锻件的力学性能。通过扫描电子显微镜对拉伸断口形貌进行了观察并进行了能谱分析。结果表明,裂纹主要源于脆性共晶相β-Mg17Al12的断裂;这三种模锻件的拉伸断口虽然都属于沿晶断裂,但断口形貌却有很大的不同。     

新型铸态热作模具钢5Cr9MoNi2SiV的回火脆性

采用扫描电镜、金相显微镜和XRD等手段研究了5Cr9Mo Ni2Si V热作模具钢在热处理后的组织演化过程,通过俄歇电子能谱实验,分析了不同回火温度下冲击断口晶界元素的变化。结果表明:铸态钢5Cr9Mo Ni2Si V存在严重的组织偏析,主要是Cr、Mo、Mn和V等合金元素沿原奥氏体枝晶间偏聚,常规热处理工艺虽有所改善,但是无法将其消除,导致回火后组织晶界偏析依然存在,严重弱化了晶界;材料在530℃发生的回火脆性是不可逆的,属于第一类回火脆性;材料产生第一类回火脆性的机理主要是杂质元素P偏聚于晶界,降低了晶界结合力;影响P向晶界偏聚的元素主要有Cr和Mo。     

GH2136合金高温持久性不合格的原因

一批尺寸为?200 mm×1 630 mm的GH2136合金锻件热处理后高温持久性没有达到要求。对不合格的锻件进行了力学性能检测、化学成分分析、断口分析、金相检验和能谱分析。结果表明：GH2136合金锻件高温持久时间偏短主要是晶界因磷元素的偏聚而弱化所致。     

高强度双相钢的高温力学性能北大核心CSCD

利用Gleeble3500热模拟试验机对双相钢连铸坯的高温力学性能进行了研究,并通过Thermo-Calc热力学计算、差示扫描量热法（DSC）以及断口形貌与组织观察的方法,分析了其脆性区间产生的原因。研究表明,实验用钢的零强度温度（ZST）和零塑性温度（ZDT）分别为1450和1440℃,凝固前沿脆化温度区间较小,具有较好的抗高温裂纹特性。高温脆性区为1415~1440℃,其脆化的原因是晶界熔化,导致实验钢在应力作用下沿晶界开裂;低温脆性区为690~870℃,其脆化的原因是α-铁素体沿奥氏体晶界析出,导致实验钢在应力作用下沿晶界断裂。     

LD10铝合金锻件拉伸性能分析

通过室温拉伸试验、拉伸断口形貌观察、能谱成分分析、显微组织观察及化学成分检测,对LD10铝合金锻件横向塑性偏低及不均匀的原因进行分析。结果表明,热处理工艺改变后锻件的横向塑性性能并没有得到明显改善。密集分布的大块状脆性相是锻件横向塑性偏低的主要原因。脆性相的尺寸大小和分布主要受锻造变形程度和变形均匀性的影响。应改进工艺使锻件均匀变形,以提高锻件的横向塑性性能。     

回火温度对工程机械用超高强钢组织及回火脆性的影响

通过SEM、TEM、-20 ℃夏比V型冲击试验等分析手段研究了回火温度对工程机械用超高强钢微观组织及回火脆性的影响,并结合断口特征及微观组织分析裂纹扩展路径。结果表明,试验钢在200~500 ℃回火时,随着回火温度的升高,马氏体分解后形成的碳化物的析出位置从马氏体板条内逐步过渡到原始奥氏体晶界和马氏体板条界,其形状由针状变为粒状,并不断粗化。回火温度为200 ℃和500 ℃时,冲击试样断口的不稳定断裂区为韧性断裂。300 ℃回火时,出现了回火脆性,其冲击试样断口的不稳定断裂区为准解理断裂,裂纹扩展路径相对平直。微观组织分析发现,在原始奥氏体晶界及马氏体板条界析出大量的针状碳化物,这些碳化物提供了裂纹形核位置,促进了裂纹扩展,导致了回火脆性的产生。     

GH4099合金锻件开裂原因分析

采用镦饼、冲孔、机加内孔、扩孔工艺生产的GH4099合金锻件,经粗加工后发现其外圆面存在4条长约10 mm的线性缺陷。使用金相显微镜、扫描电子显微镜对锻件裂纹显微组织、断口进行观察,对其化学成分进行检测,对裂纹产生的原因进行分析。结果表明：GH4099合金锻件开裂的主要原因是由于Al元素在晶界处偏析,形成硬质有害的β-NiAl相而引起晶界弱化造成的,裂纹扩展方式为沿晶开裂;裂纹附近的合金在高温下与O元素结合形成氧化物硬质颗粒,在变形过程中形成二次细小裂纹。     

HR-2抗氢钢反挤球壳类锻件断口缺陷分析

由于HR-2抗氢钢棒料内存在氧化物、碳化物杂质及脆性相使得HR-2球壳的成形性能急剧降低,锻件表面产生局部裂纹。经取样分析,在断口表面观察到了较多的碳化物及氧化物颗粒。裂纹萌生周围的断口形貌出现崩碎现象,为典型的脆性断裂形貌。随着裂纹的扩展,断口形貌由崩碎的解理断面扩展到准解理面,最终在裂纹消失处发生了塑性断裂,并出现了大量规则的韧窝。     

30MnVS非调质汽车用钢高温塑性研究

通过Gleeble3800热模拟试验机对30MnVS钢的高温塑性进行测定,试样断裂后迅速喷水冷却;利用JMS-6490扫描电镜观察断口,使用0rigin8.0绘图软件绘制断面收缩率曲线、抗拉强度曲线和应力应变曲线,使用Axio Imager M2m蔡司金相显微镜对喷水冷却试样断口附近的组织进行观察。结果表明:30MnVS钢第Ⅲ脆性区的温度范围为650~900℃,奥氏体晶界处析出硫化锰、碳化钒等促进了铁素体膜的形成,沿奥氏体晶界析出的网状铁素体膜是存在脆性区的主要原因。在实际生产中,矫直要在900℃以上进行,才能有效的避免因矫直作用力产生的裂纹。