传动凸轮断裂失效分析

通过化学成分分析、力学性能检验、金相检验、断口分析等方法对传动凸轮断裂原因进行了分析。结果表明:失效传动凸轮处表面全脱碳层深度极不均匀,且在全脱碳层极深处应力集中,调质前产生了微裂纹,造成凸轮表面部分区域的力学性能下降,无法承载设计载荷,从而造成凸轮在此处出现裂纹扩展,并最终断裂失效。     

40钢球头挂环的断裂失效分析

输电线路球头挂环在使用过程中发生断裂。通过宏观断口特征、微观断口、化学成分、力学性能和显微组织等对球头挂环进行了断裂原因分析。结果表明,球头挂环在双向循环弯曲载荷作用下发生多源疲劳断裂,疲劳源位于球头挂环两侧次表层,裂纹沿径向由次表层向心部扩展,最后瞬断区位于心部;球头挂环次表层的基材表面尺寸不等的显微凹坑(10～30μm)和硬度较低(184 HV0.05)的脱碳层的存在,使得球头挂环在根部的显微凹坑底部的最大应力集中处萌生裂纹,这是造成球头挂环断裂失效的重要原因。在球头挂环加工以及后续热处理过程中,避免基材表面产生显微凹坑缺陷和防止表面发生脱碳,是减少球头挂环发生疲劳断裂失效的有效措施。     

工程用35CrMo钢的断裂失效与预防措施

采用扫描电镜(SEM)、能谱分析仪(EDS)、金相显微镜(OM)和显微硬度计,对发生断裂的工程用35Cr Mo钢进行了断裂失效分析,并提出了相应的预防措施。结果表明,工程用钢基体组织为回火索氏体+少量铁素体;螺纹表面存在约18μm的脱碳层,螺纹根部有机械损伤和淬火裂纹;工程用钢的断裂失效形式为氢致延迟断裂,使用前的螺纹根部的机械损伤和淬火裂纹,使得在外加应力的作用下氢原子向裂纹尖端移动和富集,使局部氢浓度升高,使工程用钢发生氢致延迟断裂。裂纹起始于螺纹根部近表面的机械损伤或淬火裂纹处,并逐渐扩展至心部,在多源裂纹交汇处形成劈拉台阶,并最终造成断裂。     

基于M2高速钢铣刀的失效分析

基于高速钢铣刀过早断裂失效的问题,通过成分分析、断口形貌分析、金相分析和硬度测试等方法对其失效原因进行分析,并通过ANSYS软件对高速钢铣刀的现有热处理进行模拟仿真。结果表明:高速钢铣刀原始淬火保温时间过长,导致表面脱碳层的产生,造成表面硬度不足,难以承受长期的疲劳磨损。同时脱碳层诱发内部淬火裂纹的产生,这也是高速钢铣刀失效的主要原因之一。     

柴油机主连杆断裂原因分析

采用化学分析、扫描电镜观察、力学性能测试和金相检验等方法对断裂的柴油机主连杆进行了分析。结果表明:主连杆的断裂属疲劳断裂;主连杆表层的脱碳层以及表面凹坑、折叠、裂纹等缺陷的存在是导致主连杆疲劳断裂的主要原因;基体组织中铁素体的存在则对疲劳裂纹的扩展起到了促进作用。     

断裂油管失效分析

某油井P110油管在拉升过程中发生断裂。采用化学成分分析、力学性能检验、金相检验和腐蚀产物分析等方法对P110断裂油管失效原因进行了分析。结果表明,地层水中的溶解氧造成油管表面发生腐蚀,形成腐蚀坑。腐蚀导致油管厚度减薄,承载能力下降,最终形成裂纹发生断裂。     

超临界电站锅炉磨煤机加载架高强螺栓断裂分析

某超临界电站锅炉磨煤机在运行过程中,发生了磨煤机磨辊与加载架高强连接螺栓的断裂失效。利用形貌分析、化学成分分析、力学性能检测、显微组织检测及断口分析等试验方法对断裂的高强螺栓进行了试验分析。结果表明,高强螺栓在加工过程中的热加工和热处理工艺不恰当,致使螺栓组织中存在粗大网状铁素体和魏氏组织,使得螺栓的强度不合格;同时,螺栓表面存在严重的全脱碳层,使得螺栓的疲劳性能不足。在磨辊运行过程中产生的循环冲击载荷作用下,在螺杆与六角头过渡的变截面部位形成较大的应力集中,当应力超过螺栓表层全脱碳层的疲劳极限而形成裂纹,并在循环载荷作用下以疲劳的方式扩展,直至整体断裂。     

高强度双头螺柱断裂失效分析

通过对双头螺柱化学成分、力学性能和金相组织进行分析,以及对其断口进行宏观形貌和微观形貌观察,最终确定双头螺柱断裂失效是由于表面螺纹沟槽处的大量氢鼓泡受到拉应力的作用在沟槽表面形成微裂纹造成的。     

汽车前轴断裂失效分析

采用理化分析方法对汽车前轴的断口形貌、金相组织、化学成分及力学性能进行了测试并分析,分析了前轴的断裂失效原因。结果表明:锻件表面存在折叠与切痕,前轴表面的折叠与切痕形成的附加应力集中是造成断裂的原因之一。在前轴断口处存在网状铁素体,使得基体材料硬度、韧性降低从而加速裂纹的扩展,最终致使前轴发生早期断裂。     

铁路机车用51CrV4弹簧失效分析

采用化学成分分析、组织观察和硬度测试等分析方法,对铁路机车用51CrV4弹簧进行失效分析。结果表明:断簧的化学成分、非金属夹杂物级别和金相显微组织均符合技术规范要求。但弹簧的强度、断口处硬度及疲劳源附近残余压应力值偏低,且存在全脱碳层。此外,弹簧支撑圈和工作圈间因反复接触产生的压痕破坏了表面完整性,易于引发应力集中而导致弹簧疲劳裂纹萌生。在这几个因素综合作用下,弹簧在高频交变应力作用下产生裂纹导致早期疲劳断裂失效。     

某载重汽车用曲轴断裂失效分析

对某载重汽车用曲轴在使用过程中发生断裂进行失效分析。通过断口宏观及微观观察、低倍组织检验、金相组织检验、力学性能检验以及热处理试验等对失效曲轴进行综合分析。结果表明:该载重汽车曲轴断裂属于疲劳断裂;主轴颈表面碰磨使渗氮层产生的裂纹是导致曲轴断裂的直接原因;而热处理后组织不符合要求降低了曲轴疲劳强度,是导致曲轴断裂的重要原因。     

40Cr合金钢汽车转向节臂断裂失效分析

针对锻打成形的40Cr合金钢汽车转向节臂在使用过程中的断裂现象进行了失效分析.通过扫SEM、EDS、金相和显微硬度分析等方法分析了转向节臂的断口形貌、断件微观组织及其硬度等.结果表明,Si、Ca和Al元素含量过大形成很多夹杂物,造成应力集中而产生裂纹源,并且在材料外表面出现脱碳层,随着交变应力的作用使得疲劳裂纹萌生和扩展,最终发生双源疲劳断裂.     

G105钻杆管体刺穿失效分析

通过力学性能测试、显微组织和断口分析,并结合钻杆的受力状态,对127 mm G105钻杆管体刺穿失效原因进行分析.结果表明,钻杆失效原因是热处理工艺不当使得钻杆外表面形成0.35 mm的脱碳层,降低了其力学性能,在钻井过程中的交变应力作用下,表面机械损伤底部首先形成微裂纹并迅速扩展,最终导致钻杆发生早期疲劳失效.     

乘用车轮辐用600 MPa级热轧双相钢失效原因分析

分析了两件失效轮辐在弯曲疲劳检测过程中出现断裂与疲劳寿命差异较大的原因。两件轮辐材质相同,均为热轧双相钢DP600。通过检测发现:钢板因表面脱碳形成了一层粗大的铁素体晶粒,脱碳层深度为8~15μm,铁素体晶粒尺寸为13.3~25.6μm。分析认为,试验材料存在两种相关的失效模式,微动磨损和疲劳断裂,表面脱碳降低了钢板表面硬度,导致轮辐装配面与试验台垫片发生微动磨损形成表面变形与缺损,成为轮辐疲劳断裂的裂纹源。脱碳层深度与表层铁素体晶粒尺寸的差异导致了两件失效轮辐疲劳寿命的差异。     

机车弹簧失效分析

通过OM、SEM、X射线应力测试仪等测试手段对断裂失效弹簧进行了夹杂物、金相、脱碳层和断口形貌的表征及晶粒度、硬度、残余应力和残留奥氏体的检测。结果显示,各项性能均在正常范围内,晶粒等级为10.5级,较为细化但有混晶现象。弹簧表层存在脱碳和挤压压痕,脱碳层厚度约为180μm。断口分析表明,弹簧失效形式为疲劳失效,原因是弹簧圈之间相互挤压产生的表面压痕引起应力集中,改变了表层应力状态,同时脱碳层和部分脱碳层之间的过渡区易于产生微裂纹,导致了疲劳断裂。     

某活塞销的断裂失效分析

某活塞销在远低于设计寿命的状态下提前发生断裂失效,通过磁粉探伤、断口宏观、微观分析、金相组织检测和表面渗碳层检验等手段对其失效性质及裂纹萌生原因进行了分析。结果表明:该活塞销的断裂性质为疲劳断裂,裂纹起源于销轴内孔孔壁。销轴内孔有高温进入,造成其金相组织转变,弱化了内孔渗层硬度和强度,降低了活塞销心部的抗冲击性能,是其断裂的主要原因;该活塞销基体的非金属夹杂含量较多,酸洗后留下的腐蚀坑易造成应力集中,同时带状组织明显,降低了基体的横向力学性能,二者对裂纹的起源和扩展均有促进作用。     

20钢热水管焊缝爆裂的失效分析

采用宏观形貌、金相组织和断口观察以及成分分析和力学性能测定等方法,分析了某20钢高温输水管爆裂的原因.结果表明,断裂失效发生在焊缝部位,焊缝组织存在明显蠕变现象,断口起裂处具有典型脆性断裂特征,裂纹内有腐蚀产物,属于典型应力腐蚀裂纹.裂纹扩展后期近外表面处具有蠕变疲劳裂纹特征.应力腐蚀裂纹是该热水管爆裂失效的主要原因.     

Ф846mm轮箍崩裂原因分析

Ф846 mm轮箍发生崩裂,为确定轮箍失效原因,对其进行解剖检验分析。低倍酸洗后发现轮缘表面有多条热裂纹。金相检验可知其表面存在马氏体组织。断裂起源于轮缘表面的热裂纹,为典型的疲劳断口。结果表明：轮箍崩裂由轮缘处热裂纹引起。轮缘处热裂纹的产生与其使用、路况等因素有关。     

35CrMoA抽油杆失效原因分析

通过宏观和微观观察、化学成分和力学性能检测、显微组织和断口形貌分析,对35CrMoA抽油杆失效原因进行分析。结果表明:35CrMoA抽油杆的失效模式为典型的疲劳断裂,断裂源位于抽油杆表面腐蚀坑处,断裂的主要原因是多种腐蚀形式综合作用。断口裂纹源处有环状氧化物类和少量硫化物类夹杂物;显微组织主要为回火索氏体+铁素体,还有少量的魏氏组织;腐蚀坑和疏松缺陷易于产生疲劳裂纹,裂纹沿硫化物及带状组织扩展,最终导致疲劳失效。     

高速铁路机车用弹簧失效分析

针对某弹簧公司生产的高速铁路机车用弹簧在试运行过程中出现的失效断裂,结合弹簧生产过程,采用扫描电镜、金相检验及硬度测试等方法对失效断口进行分析.结果表明,造成弹簧失效断裂的主要原因是制扁位在磨削过程中过热快冷所致的二次马氏体;次要原因是距表面120 μm裂纹源萌生处产生的氧化铝夹杂物.