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.     

51CrV4钢弹簧材料回火特性研究

研究了回火工艺对51CrV4钢弹簧材料硬度的影响,结合热膨胀曲线的变化与不同回火温度下钢的微观组织特征,分析了系列回火温度下钢的冲击韧度变化规律。结果表明,该钢的硬度在回火初期下降较快,30 min后达到稳定值;该钢在连续升温过程中的膨胀量变化所揭示的组织变化与对应温度的各回火温度下钢的微观组织相吻合,能很好地解释冲击韧度随回火温度的变化规律。     

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。     

51CrV4钢链板断裂分析

经等温淬火的发动机齿形链,材料为51CrV4钢,在装配过程中发现有断裂现象。对断裂的齿形链进行了化学成分分析、显微组织检验和硬度测试,以揭示其断裂产生的原因。结果表明,齿形链属于脆性断裂,主要是由于链板在网带炉内等温淬火时发生了增碳,使脆性增大,导致在链板台阶处由于应力集中而断裂。     

汽车用51CrV4弹簧钢回火工艺研究

采用OM、SEM、电子万能试验机、洛氏硬度计等研究了回火温度对51CrV4弹簧钢组织与力学性能的影响.结果 表明:在本试验条件下,淬火态51CrV4钢试样的组织主要为马氏体和渗碳体.在480～560℃温度内,随着回火温度的升高,51CrV4钢马氏体中碳原子逐渐脱溶,基体组织逐渐发生回复,球状渗碳体含量逐渐增多,马氏体板...     

机车轴箱弹簧的断裂失效分析

通过宏观断口分析、疲劳裂纹源处显微组织、基体组织、表面硬度检测以及常温及低温冲击试验,对断裂的轴箱弹簧进行分析。结果表明,弹簧表面脱碳,在工作应力过大时形成疲劳裂纹源,是造成该弹簧断裂的主要原因。提出了改进意见。     

热处理对高速列车用51CrV4弹簧钢力学性能的影响

研究了热处理工艺对满足欧洲标准要求的不同直径的高速列车用51CrV4弹簧钢的显微组织及力学性能的影响。研究结果表明,在450~500℃范围内回火后,微观组织均为回火马氏体。随着回火温度的升高,弹簧钢的硬度和强度逐渐下降,塑性和冲击值均略有提高。断口的SEM观察表明,随着回火温度的升高,裂纹的扩展路径更加曲折,表明其塑性逐渐提高。在本文的热处理条件下,不同直径钢弹簧材料的力学性能均能满足EN13298标准要求。     

51CrV4弹簧钢低温脆性的研究

以51CrV4弹簧钢为研究对象,研究了其低温脆性.结果表明,在-60～0℃时,51CrV4弹簧钢的冲击功在20～25J,它会随温度的下降而有所降低;在-60℃时其冲击功仍保持较高水平,没有发生脆性断裂.51CrV4弹簧钢的冲击断口为混合型断口,有解理、撕裂和韧窝聚集等特征.经能谱分析可知,51CrV4弹簧钢含有少量由硅、氧组成的非金属夹杂物,属于硅酸盐类夹杂.     

弹簧钢51CrV4中微量元素耦合热力学分析及其热处理行为

对弹簧钢51CrV4中多元微量元素耦合作用进行了热力学分析,研究各微量元素在不同温度下的固溶与析出情况,并系统分析了热处理行为对其组织与性能的影响。结果表明:弹簧钢51CrV4中各微量元素的固溶量随温度的降低而减小,且元素Ti、N在高温阶段其固溶量急速下降,元素V、C主要在1000℃以下,其固溶量急速减小;当温度为800℃时,钢中[V]为0.01260717%,[Ti]为3.99E-6%,[N]为3.3527E-4%,[C]为0.49146313%以及析出物总摩尔量t为0.00278269mol;弹簧钢51CrV4的屈服强度和抗拉强度随回火温度的升高而整体呈下降趋势,而伸长率和断面收缩率变化较小;当回火温度为380℃时,其R_(eL)为1590MPa,R_m为1755MPa,A为8.6%以及Z为41.3%,组织为回火屈氏体+回火马氏体;末端淬透性试验显示HRC随距端部距离的增大而逐渐减小。当距离为5mm时,硬度为59.7HRC,组织为马氏体;当距离为35mm时,硬度为46.7HRC,组织为马氏体+贝氏体。     

阀门用51CrMnV钢制弹簧断裂分析

某核电除盐水阀门用51CrMnV钢制弹簧在使用过程中发生了断裂.为保证核电系统运行的安全性,对弹簧断裂的原因进行了分析.结果 表明,弹簧的断裂原因为调质过程形成了表面淬火裂纹,在弹簧轴向压缩力的作用下引起了弹簧脆性扭转过载断裂.调质工艺控制不当是淬火裂纹形成的主要原因.弹簧表面质量不佳,促进了淬火裂纹的形成和扩展.改用...     

城轨机车HXD3B 一系弹簧断裂失效分析

采用化学成分分析、金相分析、硬度测试、X射线衍射法残余应力测试和扫描电镜断口观察等手段,对发生断裂的铁路机车HXD3B一系弹簧断裂失效原因进行分析。结果表明,弹簧的组织出现了明显的混晶现象,弹簧表面出现较为严重的脱碳现象,在工作过程中若承受过大应力时,在夹杂物处产生疲劳裂纹源,最终导致该弹簧早期疲劳断裂失效。     

变形工艺对51CrV4钢奥氏体晶粒的影响

利用Geleeble-3800热模拟机对51Cr V4钢进行了单道次压缩试验,研究了变形温度为800、850、900、950和1000℃,应变速率为0.01、0.1、1和10 s~(-1),应变值为0.06、0.1、0.7条件下原始奥氏体晶粒尺寸变化规律及相应的应力-应变曲线;并采用P-J法计算得出临界应变值。结果表明:51Cr V4钢的临界应变值为0.07435。在确定应变速率和应变值的情况下,随着变形温度的升高流变应力下降,950℃变形温度下晶粒尺寸最小,约30μm;在变形温度和应变值一定的情况下,随着应变速率的降低,流变应力亦下降,0.1 s~(-1)应变速率下晶粒尺寸最小,约40μm;在变形温度和应变速率不变的情况下,应变值越大,晶粒尺寸越小。     

弹簧断裂失效分析

材料为Ⅱa的弹簧在装配时发生了断裂,故障率达到了27%.针对此境况,对Ⅱa材料的断裂弹簧故障件进行了断口、显微组织及能谱分析,并结合弹簧的制造工序,对断裂的形成原因进行了综合分析.在弹簧的断口和裂纹处均发现镉元素的存在,根据产生镉脆的三个条件可知,弹簧的裂纹是在除氢工序过程中产生的.结果表明,弹簧成批断裂的主要原因是在弹簧的制造过程中产生了镉脆裂纹,该裂纹降低了弹簧的承载能力,使得弹簧在装配中发生过载断裂.     

50CrV4弹簧钢

50Cr V4钢是德国的牌号,具有良好的力学性能和工艺性能、淬透性较高、加入钒使钢的晶粒细化,降低过热敏感性,提高了强度和韧性;具有高的比例极限和强度极限、高的疲劳强度、屈服比也较高;与65Si2Mn WA钢的淬透性相类似;切削加工性能尚好,但焊接性差,冷变形塑性低。是一种较高级的弹簧钢。用于较大截面的高负荷的重要弹簧、工作温度小于300℃的阀门弹簧、活塞弹簧、安全阀弹簧。     

热处理工艺对51CrV4弹簧钢组织与性能的影响

利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、电子探针(EPMA)分析弹簧钢过早发生疲劳断裂的原因,研究热处理工艺对51CrV4弹簧钢的显微组织和力学性能的影响。结果表明:热处理过程中淬火温度过高导致晶粒度等级偏低,为6.5级,马氏体组织粗大,并且表面出现全脱碳层,总脱碳层厚度为301.56μm,疲劳试样的扫描形貌是沿晶断裂,属于脆性断裂;经过在860℃下保温40 min油淬、随后在450℃下回火保温90 min的优化热处理工艺处理后,弹簧钢的综合性能最佳,抗拉强度和屈服强度分别为1678 MPa和1293 MPa,断后伸长率和断面收缩率为8.9%和42.5%,回火硬度为45.2 HRC,疲劳断口为塑性断裂,疲劳寿命由6.3万次提升到11万次,满足弹簧钢的性能要求。     

热处理工艺对51CrV4钢组织及性能的影响

研究了淬火回火和等温淬火热处理工艺对51CrV4钢显微组织、力学性能及疲劳性能的影响。结果表明,与淬火回火的传统热处理工艺相比,51CrV4钢等温淬火热处理后显微组织为下贝氏体+马氏体+残留奥氏体的复相组织,抗拉强度、断后伸长率、断裂韧性及疲劳极限分别提高14%、24%、34%和15%,获得高强度、高塑性和高韧性的综合力学性能,以及优良的疲劳性能。     

热处理和添加Cu对51CrV4弹簧钢力学性能的影响

研究了热处理工艺和添加Cu元素对高速列车用51CrV4弹簧钢力学性能的影响.结果表明,实验用钢的相变点随着升温速度的增加而提高;随着回火温度的升高,实验用钢的硬度和强度均下降,伸长率、面缩率和冲击值略有增加;钢中加入0.15%～0.20%的Cu元素有利于提高钢的硬度,减弱了回火温度变化对强度的影响;实验用钢在460～500℃范围回火时,其力学性能均满足EN 13298:2003标准要求.     

气门弹簧断裂失效分析

采用体视检测、显微组织观察、硬度测试、成分分析等分析方法,对气门弹簧早期失效原因进行分析.结果表明,失效弹簧材料成分和组织基本符合55CrSi钢的技术要求,预先存在的裂纹是导致该批试样提早失效的根本原因.     

地铁弹簧断裂失效分析

对断裂失效地铁弹簧进行了微观断口形貌、金相显微组织、残留奥氏体、显微硬度等方面的检测分析。结果显示,显微组织、晶粒度、残余奥氏体含量均正常,硬度偏低,断裂方式为疲劳断裂,且在断口上没有发现粗大的夹杂物。造成疲劳断裂的原因主要是回火温度偏高,导致弹簧强度不足,服役过程中,在交变载荷反复作用下,弹簧工作圈受到支撑圈的挤压,在工作圈表面产生压痕,进而发展成为疲劳源,经过一定时间的扩展后发生疲劳断裂。     

安全阀弹簧断裂失效分析

采用宏观形貌分析、化学成分分析、金相显微组织分析、力学性能测试、EDS成分分析、SEM微观形貌分析等手段分析了炼油焦化安全阀弹簧断裂的原因。结果表明,弹簧断裂的主要原因为珠光体石墨化导致强度不足,选材不当是发生珠光体石墨化的主要原因。