断裂分析

断裂分析（精选12篇）

断裂分析 篇1

0 引言

风力发电机齿轮箱上使用的M30×280mm双头螺柱在安装拧紧过程中,在扭力还没有达到额定扭矩时螺杆部分发生断裂(图1)。根据生产商的要求,对双头螺柱断裂原因进行分析。

双头螺柱材料牌号为42CrMo。进厂的原材料为D32圆钢, 制造厂冷拨到D30尺寸后进行机加工和调质处理。双头螺柱的机械性能要求达到GB/T 3098.1-2010《紧固件机械性能 螺栓、螺钉和螺柱》10.9级。

1 检查与结果

1.1 宏观断口形貌

双头螺柱断裂部位在中部光杆处,断口垂直于长度方向,断裂处无明显的伸长、缩颈现象,断口呈灰白色,中间呈圆形且较平整,结晶较细小,边缘有45°左右的剪切唇,断裂扩展方向是由螺柱中心向四周呈放射状扩展(图1)。

1.2 微观断口检查

扫描电镜观察:断口中心区域呈准解理形貌,并有少量的颗粒状夹杂物和二次裂纹。在1/2半径处的断裂区域,除准解理形貌外还出现少量的韧窝和二次裂纹(图2)。靠近边缘剪切唇处韧窝形貌增多,在剪切唇的起始部位出现较多的

二次撕裂纹,剪切唇处呈拉长形韧窝形貌(图3)。

1.3 化学成分分析

通过化学成分分析,材料成分符合GB/T 3077-1999《合金结构钢》技术要求(表1)。

(%)

1.4 机械性能测定

螺柱表面硬度为39.0HRC;中心部位为37.5HRC,符合标准要求。为做拉力试验,把断裂后较长部分的螺柱加工成拉伸试样,但在车削加工时突然断成四段,断口形貌和装配时断裂的断口形貌极为相似,说明螺柱内部存在许多表面看不见的裂纹。

1.5 显微组织检查

钢中非金属夹杂物A、B两类夹杂均为2级,D类为1级,晶粒度为9级左右,晶粒较细小。

从断口附近取样纵向磨制、观察,组织为回火屈氏体(图4),有明显条带状组织,条带组织为回火屈氏体+贝氏体和条状夹杂物。螺柱中心区域不仅白色条带状组织明显密集,而且组织形成灰色和中心黑白两种色泽区域。白色条带区域内出现横向微裂纹(图4)。采用显微硬度对黑色和白色条带测定硬度进行比较,黑色条带硬度为 333HV0.2(相当于35.5HRC),白色条带硬度为425HV0.2(相当于42.5HRC)。为了弄清微裂纹的形成原因和分布, 对在安装时受力较小的螺柱头部进行宏观检验,结果也有明显的带状偏析,并有较多的横向裂纹(图5)。

2 分析

从宏观断口看,裂纹扩展方向是由螺柱中心向四周呈放射状扩展的,裂纹源应在中心部位,所以螺柱开裂是由心部开始的。在检验中也发现螺柱中存在大量的横向裂纹,说明螺柱断裂是由于中心存在的横向裂纹在安装拧紧过程中的拉应力的作用下扩展,使螺柱断裂。

由于原材料中成分不均匀,存在大量的带状组织,尤其是中心条带状较严重,导致材料在性能上存在较大的差异,硬度较高的区域塑性低,变形能力差,硬度较低的区域塑性好,变形能力强。原材料在轧制、冷拨时, 在拉应力的作用下,塑性好的基体部分变形快。而塑性差的高硬度条带由于变形能力差,变形速度慢,容易产生应力集中,当高硬度条带所受的拉应力大于材料的抗拉强度时,在高硬度条带处容易形成类似于竹节状的细小裂纹。装配时,当双头螺柱受到拉伸应力作用时,会使裂纹两端产生应力集中,导致裂纹迅速扩展至整个螺柱的断裂。

3 结语

1) 双头螺柱材料化学成分和硬度符合标准GB/T 3098.1-2010的要求。

2) 双头螺柱在组装过程中发生断裂是由于螺柱材料中存在横向裂纹所致。

3) 加强原材料的进厂检验,对原材料偏析较严重的钢材在轧制、冷拨前进行高温退火使材料组织均匀。

摘要：风力发电机齿轮箱使用M30×280双头螺柱固定。安装过程中,常常在扭力还没有达到额定扭矩时便发生螺杆部分断裂。采用宏观断口观察、化学成分分析、扫描电镜断口观察和显微组织检验等方法,对断裂的双头螺柱进行了分析。结果表明:双头螺柱断裂的原因是由于螺柱原材料中存在横向裂纹,在安装过程中裂纹在拉应力的作用下扩展,以致发生断裂。

关键词：裂纹,风电齿轮箱,双头螺柱

参考文献

[1]李文成.机械装备失效分析[M].北京:冶金工业出版社,2008.

[2]蔡宏伟.金相检验[M].北京:中国计量出版社,2008.

断裂分析 篇2

通过这学期对航空航天博览课的学习和老师耐心的讲解,我对飞机结构有了进一步的了解。由于本学期还学习了材料力学，所以对于飞机结构疲劳强度与断裂分析发展现状与发展趋势做了进一步的了解与探讨.由于领空权对于任何一个国家都是非常重要的,飞机的先进性,是领空权的保证.飞机更是国家的国防的重要力量,提高飞机的性能更是每个军事大国追求的目标.飞机的结构抗疲劳强度与断裂强度是飞机性能的重要体现，所以对于飞机结构疲劳与断裂分析进行探讨和研究是非常有必要的.疲劳强度是指飞机结果在无限多次交变载荷作用下而不破坏的最大应力称为疲劳强度或疲劳极限。实际上，飞机结构并不可能作无限多次交变载荷试验。

断裂是指飞机结构被断错或发生裂开.讨论的主要是脆性断裂情况，其断裂面是看得见摸得着的。还有两类断裂的断裂面则是看得见却不一定摸得着的。

飞机结构在实际使用中，要不断承受交变载荷的作用。但是，早期设计给及只是从静强度上考虑，只要通过计算和试验证明飞机结构能够承受得住设计载荷（实际使用中所出现的最大载荷乘以安全系数），就认为飞机结构具有足够的强度。由于飞机结构承受交变载荷的作用，某些构建常常出现疲劳性能也较好。因此，飞机结构的疲劳问题并不突出，疲劳强度问题没有引起足够的重视。直到50年代前

期，世界各国的飞机强度规范中对疲劳强度都还没有具体要求，不要求进行全尺寸结构疲劳试验。但是，随着航空事业的不断发展，飞机的性能不断提高，适用寿命延长，新结构、新材料不断出现，飞机结构在使用中疲劳破坏与安全可靠之间的矛盾逐渐显露出来了。

断裂是指飞机结构被断错或发生裂开.讨论的主要是脆性断裂情况，其断裂面是看得见摸得着的。还有两类断裂的断裂面则是看得见却不一定摸得着的。

许多飞机结果，如轴、齿轮、轴承、叶片、弹簧等，在工作过程中各点的应力随时间作周期性的变化，这种随时间作周期性变化的应力称为交变应力（也称循环应力）。在交变应力的作用下，虽然零件所承受的应力低于材料的屈服点，但经过较长时间的工作后会产生裂纹或突然发生完全断裂。

疲劳破坏是机械零件失效的主要原因之一。据统计，在飞机结构失效中大约有80%以上属于疲劳破坏，而且疲劳破坏前没有明显的变形，所以疲劳破坏经常造成重大事故，所以对于轴、齿轮、轴承、叶片、弹簧等承受交变载荷的零件要选择疲劳强度较好的材料来制造。

疲劳失效是金属材料常见的失效形式,特别是轴类,连杆,轴承类等零件,长期在应力下工作的工件材料都要求较高的疲劳强度,这样的可以提高零件的使用寿命。疲劳强度同时还与硬度、强度、韧性有较大关系，所以他是金属材料的重要力学性能指标。

疲劳强度是材料能够承受无数次应力循环时的最大应力。疲劳强度关系到零件的寿命以及零件工作时能够承受的最大应力，这对零件的安全设计有重大意义。

例如:在齿轮设计中，当接触疲劳强度不满足要求时，假定不再更换材料的前提下，可以用如下方法进行弥补：

1、增加齿轮的齿宽（增加轮齿的接触面积）

2、轮齿进行高频淬火（或中频淬火）、渗碳、渗氮（提高轮齿的表面硬度）

3、磨齿（降低齿轮运行中因为接触强度不足而致使齿面发生胶合、斑蚀的危险性能）

50年代以前，在飞机结构疲劳寿命问题没有引起足够的重视。那事，飞机机构是单纯采用静强度设计准则与刚度设计准则进行设计的。

从50年代开始，基于以往的经验教训个科学技术的进步，以及给及使用要求的不断提高，在飞机安全和寿命 的设计思想上发生了很大的变化。50年代中期，逐渐发展起以安全寿命为设计准则的设计和评估思想。这是给及结构设计思想上的一次重大变革。

但是，安全寿命设计思想是以结构件无初始损伤的假设为基础的。显然，这是理想化的情况。事实上，结构件可能存在这样或那样出事缺陷。因此，安全寿命设计思想并不能保证飞机安全可靠。于是，在1960年提出了破损安全设计概念。从60年代初期到70年代初期，飞机结构设计采用破损安全与安全寿命相结合的设计思想，这种设计

思想可以在这个时期的国外民用机设计规范中看到。这种破损安全与安全寿命相结合的设计思想，这带有一定的局限性，远不足以解决安全和寿命问题。

随着断裂力学和其他科学的发展，出现了损伤容限和耐久性设计。1969年美国空军开始规定催飞机结构采用损伤容限和耐久性设计。1978年美国联邦航空局（FAA）规定在民用机上采用损伤容限和耐久性设计来代替原来的破损安全与安全寿命设计。损伤容限和耐久性设计思想的核心是：承认结构件中存在初始缺陷的可能性，控制损伤的扩展。从而，使飞机结构在规定期内具有规范要求的抗破坏能力和经济耐用的品质。损伤容限设计和耐久性设计更是一次变革性质的设计思想发展。

航空工业作为技术密集、知识密集的高技术产业，集材料、机械、发动机、空气动力、电子、超密集加工、特种工艺等各种前沿技术之大成。目前，国际航空技术发达国家早已实施损伤容限耐久性规范，并成为国际适航性条例要求。然而，在飞机结构的三维损伤容限耐久性预测设计方面，由于研究队伍严重萎缩，国际上的实质性进展非常缓慢，三维损伤容限耐久性技术的发展停滞不前。与此同时，现代飞机大量使用三维整体结构，已有技术与需求的矛盾更加突出。

这一现状的存在，使得国内外的设计者们在已有技术基础上不得不依靠更加实际、但耗资巨大的全机试验和各级全尺寸部件试验来检验飞机结构的损伤容限和耐久性，虚拟试验的科学基础欠缺。近年随着计算机容量逐渐满足三维断裂分析的需要，国际上三维试验和数值

研究骤增，多尺度研究骤增，虚拟试验的概念形成并得以应用。有影响和代表水平的工作主要出自美国NASA以Newman为主的研究组、英国Sheffield大学Code公司及其研究组、法国宇航院(ONERA)、瑞典航空研究实验室(FOI，德文首字)研究组，荷兰国防动力研究实验室、澳大利亚国防科技组织(DSTO)等[5-8]。但是其损伤容限耐久性技术依据的理论基础仍然是二维疲劳断裂理论，未取得本质上的突破，考虑三维约束的疲劳寿命分析模型也都是建立在大量经验参数基础上的。近年，我国某飞机设计行业以及相关单位已成功实现全数字化设计、制造，一些重点型号工程在设计阶段就已全面实施损伤容限与耐久性规范，开展了大量全尺寸静力、疲劳/耐久性和损伤容限试验，建立起宝贵的经验和高素质的队伍以及组织管理体系。然而，基于试验来保证性能的经验设计方法存在明显的局限：全尺寸试验之前主要是经验估计，如各种安全系数法，对经验积累依赖严重，不利创新发展；试验或一定要设法满足设计要求，否则发现问题后更改设计困难，代价很高；全尺寸试验只能检验最薄弱环节，不能真实考核整体结构的设计水平，尤其是优化程度；全机试验只能检验一种工况（如标准载荷谱、实验室环境和周期、抽取的单一的制造质量样本等，代价高昂但实际效果远不是人们认为的那么一锤定音式的决定一切。因此，发展基于三维损伤容限与耐久性科学基础的预测设计技术已变得十分必要和迫切。破飞机结构三维损伤容限和耐久性核心技术可望取得的突

发展基于先进的三维疲劳断裂理论和自主知识产权的三维损伤容限和耐久性关键技术，解决从材料性能到三维复杂结构性能的跨越。下面我将对几种材料进行了解。首先说到陶瓷，人们很自然想到它的特点就是脆性。十几年前，如果把它用于工程领域的承力件，是任何人都不可能接受的，直到现在说到陶瓷复合材料，也可能还会有些人不清楚，认为陶瓷和金属原本就是两种不相关的基本材料，但是自从人们巧妙地将陶瓷和金属结合后，才使人们对这种材料的概念发生了根本的变化，这就是陶瓷基复合材料。

陶瓷基复合材料在航空工业领域是一种非常有发展前途的新型结构材料，特别是在航空发动机制造应用中，越来越显示出它的独到之处。陶瓷基复合材料除了具有重量轻，硬度高的优点以外，还具有优异的耐高温和高温抗腐蚀性能。目前陶瓷基复合材料在承受高温方面已经超过了金属耐热材料，并具有很好的力学性能和化学稳定性，是高性能涡轮发动机高温区理想的极好材料。

目前世界各国针对下一代先进发动机对材料的要求，正集中研究氮化硅和碳化硅增强陶瓷材料，并取得了较大进展，有的已开始应用在现代航空发动机中。例如美国验证机的F120型发动机，它的高压涡轮密封装置，燃烧室的部分高温零件，均采用了陶瓷材料。法国的M88-2型发动机的燃烧室和喷管等也都采用了陶瓷基复合材料。据专家估计，到2000年陶瓷材料将占高性能涡轮发动机重量的30％。

金属间化合物

高性能、高推重比航空发动机的研制，促进了金属间化合物的开发与应用。如今金属间化合物已经发展成为多种多样的族，它们一般都是由二元三元或多元素金属元素组成的化合物。金属间化合物在高温结构应用方面具有巨大的潜力，它具有高的使用温度以及比强度、导热率，尤其是在高温状态下，还具有很好的抗氧化，搞腐蚀性和高的蠕变强度。另外由于金属间化合物是处于高温合金与陶瓷材料之间的一种新材料，它填补了这两种材料之间的空档，因而成为航空发动机高温部件的理想材料之一。

目前在航空发动机结构中，致力于研究开发的主要是以钛铝（TiAl、）和镍铝（）等为重点的金属间化合物。这些钛铝化合物与钛的密度基本相同，但却有更高的使用温度。例如和 TiAl的使用温度分别为816℃和982℃。

金属间化合物原子间的结合力强，晶体结构复杂，造成了它的变形困难，在室温下显现出硬而脆的特点。目前经过多年的试验研究，一种具有高温强度和室温塑性与韧性的新型合金已经研制成功，并已装机使用，效果很好。例如美国的高性能F119型发动机的外涵机匣、涡轮盘都是采用的金属间化合物，验证机F120型发动机的压气机叶片和盘均采用了新的钛铝金属间化合物。

碳/碳复合材料

C/C基复合材料是近年来最受重视的一种更耐高温的新材料。到目前为止，只有C/C复合材料是被认为唯一可做为推重比20以上，发动机进口温度可达1930-2227℃涡轮转子叶片的后继材料，是美国21

世纪重点发展的耐高温材料，世界先进工业国家竭力追求的最高目标。

C/C基复合材料，即碳纤维增强碳基本复合材料，它把碳的难熔性与碳纤维的高强度及高刚性结合于一体，使其呈现出非脆性破坏。由于它具有重量轻、高强度，优越的热稳定性和极好的热传导性，是当今最理想的耐高温材料，特别是在1000-1300℃的高温环境下，它的强度不仅没有下降，反而有所提高。在1650℃以下时依然还保持着室温环境下的强度和风度。因此C/C基复合材料在宇航制造业中具有很大的发展前途。

C/C基复合材料在航空发动机上应用的主要问题是抗氧化性能较差，近几年美国通过采取一系列的工艺措施，使这一问题不断得到解决，逐步应用在新型发动机上。例如美国的F119发动机上的加力燃烧室的尾喷管，F100发动机的喷嘴及燃烧室喷管，F120验证机燃烧室的部分零件已采用C/C基复合材料制造。法国的M88-2发动机，幻影2000型发动机的加力燃烧室喷油杆、隔热屏、喷管等也都采用了C/C基复合材料。

飞机制造技术正沿着生产工艺依赖经验型向工艺模拟、仿真、实时监控、智能化制造方向发展；零件加工成形连接技术向增量成形、高速切削、高能束加工、精密成形等低应力、小变形、长寿命结构制造方向发展；从单个零件制造，向整体结构制造技术及近无余量制造技术发展；飞机制造技术从手工劳动、半机械化、机械化向数控化、柔性化、自动化技术方向发展；从一般铝合金结构的制造向以钛合金为代表的高性能轻合金结构、复合材料结构制造技术方向发展；向材料制备与构件成形同时制造发展；制造技术向信息化、数字化及设计/制造一体化方向发展，现代飞机制造技术正处在一个新的变革时代，它将为新一代飞机研制提供更先进的技术。

某汽车轮毂单元断裂分析 篇3

摘 要：对轮毂单元轴断口进行了宏微观观察，对材料的显微组织进行了分析，并进行了淬火回火热影响区层深度、 显微硬度、R角大小测量，确定了轮毂单元轴的断裂性质，分析了断裂原因。

关键词：轮毂单元轴；正火；显微硬度；断裂

1 概述

某车型行驶过程中，左后轮毂单元发生断裂。该轮毂单元轴所用材料为S55C钢，经锻造、正火、车加工、高频感应淬火、回火和磨加工制备而成。锻造加热温度为1140～1220℃；正火过程为先在870℃预热，加热到890℃一定时间后，风冷至580℃，保温一定时间后冷却至室温，正火后的硬度要求为HB180～240，表面层进行淬火和低温回火，淬火层的深度要求为1.5～3.0mm，淬火后的回火温度为160℃。

本报告对轮毂单元及轮毂单元外法兰外观进行了检查，对轮毂单元轴断口进行了宏微观观察，对材料的显微组织进行了分析，并进行了淬火回火热影响区层深度、 显微硬度、R角大小测量，确定了轮毂单元轴的断裂性质，分析了断裂原因。

2 试验过程与结果

2.1 宏观观察

轮毂单元断裂试样见图1，轮毂单元轴沿R角部位发生断裂，呈倾斜断口，未见明显宏观塑性变形。

图1 断裂轮毂单元外观

断口分为形貌差异明显的2个区域：周边环形带状区为浅灰色，较平整，有明显人字纹，人字纹收敛处为裂源，该位置可观察到两处小线源；中心区域呈深灰色，较粗糙且凹凸不平，呈快速失稳扩展形貌特征，中心区可见层片状形貌，断口粗糙程度沿裂纹扩展方向至中心区后部逐渐增大。

2.2 断口微观观察

吊环断裂失效分析 篇4

1 宏观检查

该吊环断裂部位位于吊环螺纹处, 断口与螺纹孔平齐, 属于该吊环最大承载处。断口形貌如图1所示, 断裂面与拉伸应力方向垂直, 断口由具有光泽的结晶亮面组成, 在断口边缘未见异常的缺陷。

2 微观检查

将该吊环的断口放入S-3700N型扫描电镜中进行微观形貌分析, 断口边缘为韧窝, 其余部位呈现解理断裂形貌, 如图2、图3所示, 由此可判定该吊环在断裂前期存在一定的颈缩现象, 属于典型的拉伸断口。

3 化学成分检测

在断口附近取样检测化学成分, 结果如表1所示。从表1可知, 该吊环的成分与20#钢相似。

4 金相检查

在断口附近取样做金相检查, 根据GB/T 10561-2005《钢中非金属夹杂物含量的测定 标准评级图显微检验法》评定, 该吊环的非金属夹杂物级别为:B1, C2.5e, D1 (见图4) , 说明该吊环原材料的洁净度较差。根据GB/T13299-91《钢的显微组织评定方法》评定, 吊环基体组织为2级魏氏组织 (见图5) 。螺纹牙底区域未见明显的机加工缺陷以及氧化脱碳现象, 螺牙区域组织与基体组织相同, 如图6所示。

5 分析意见

综上所述, 该吊环属于拉伸断裂, 该吊环的组织与该类型钢材锻造后未经热处理的组织类似[1], 致使组织中存在魏氏组织, 魏氏组织的出现极大地降低了该吊环的强度及韧性[2], 从而使该吊环在使用过程中承受的吨位急剧降低, 产生早期断裂。

参考文献

[1]李炯辉.金属材料金相图谱[M].北京:机械工业出版社, 2006.

星箭解锁装置夹块断裂分析 篇5

星箭解锁装置夹块断裂分析

星箭解锁装置夹块在进行振动试验时,一个夹块发生断裂.通过断口宏微观观察、金相组织检查、化学成分分析,确定了夹块断裂性质和原因.结果表明:分布在应力集中区的氧化膜缺陷是导致夹块断裂的主要原因;“U”型槽斜面与槽底无明显的圆角过渡,也是导致夹块断裂的`一个因素.在此基础上,对氧化膜缺陷的形成机制和预防方法进行了阐述.

作 者：刘德林 陶春虎 李莹 LIU De-lin TAO Chun-hu LI Ying  作者单位：北京航空材料研究院,中国航空工业集团公司失效分析中心,北京,100095 刊 名：失效分析与预防 英文刊名：FAILIRE ANALYSIS AND PREVENTION 年，卷(期)： 4(4) 分类号：V215.6 关键词：夹块   过载断裂   氧化膜缺陷  

某车型下摆臂轴套断裂失效分析 篇6

关键词：轴套 裂纹 疲劳断裂

某轿车右舵试验车在做耐久试验时，车速30km/h，比利时路况，当车行驶到5000km里程时，底盘有异响声，行驶至6800km时，下摆臂轴套外管发生断裂，导致车辆托底。

1 背景资料调查

下摆臂与轴套外管通过焊接连接，轴套由粘结在内套上的橡胶组成，镶在外管内，通过螺栓轴紧固在下摆臂上。外管由35#无缝钢管制造，由供应商提供，其质量应满足GB/T8162-87及GB/T699-1999标准，轴套质量应满足图纸设计规定要求，其中内套与橡胶粘结面积不

小于95%，压脱力>10kN，产品和技术要求由分公司提供。

2 检验过程及结果

2.2 断口分析

2.2.1 宏观断口分析

从宏观断口（见图1）可看出，断口边缘有部分挤压痕迹，属拆卸时造成，断口一侧凹凸不平，尺寸略有减薄，颜色暗黑，是裂纹起始区域；图2显示断口侧面受到很大挤压而发生塑性变形；从内套表面来看，也存在与外管内表面形状一样的挤压痕迹，同时在其另一侧可看到未与橡胶粘接的光亮金属表面，整体目视粗略估计粘接面积为85%左右，粘接力也较小。

2.3 金相分析

取断裂试块的裂纹源区横截面制成金相试样在显微镜下观察，源区附近可见微细裂纹（图5），深度0.35毫米左右，试样经3%硝酸酒精侵蚀后可看出，裂纹及断口附近无脱碳及组织变形，基体组织为珠光体+铁素体，晶粒度8级。

2.4 分析与讨论

从轴套质量分析看，内套与橡胶粘接面积达不到标准要求，而且未粘接部分刚好位于裂纹扩展附近。

下摆臂在做右舵试验时，轴套外管各部位受力状态是不一样的，钢管焊接部位及其对面部分受力较大，由于轴套内的橡胶与内套粘接面积不够，特别是在受力较大部位或附近粘接不好，极易导致下摆臂在运动过程中，轴套内的橡胶经过反复挤压和摩擦而脱落松动，脱落的橡胶在管内聚集，造成原本受力大的部位，应力更趋加大，钢管内表面的挤压和内套表面的挤压就是由于橡胶脱落造成，随着应力的增大，钢管表面产生微细裂纹，当应力继续增大时裂纹扩展，钢管发生断裂。由于钢管用35#钢制造，具有一定韧性，所以断口呈现撕裂的特性。

2.5 结论及建议

2.5.1 下摆臂轴套外管断裂属于疲劳断裂。

2.5.2 引起轴套外管断裂的主要原因是，钢管表面存在微细裂纹及轴套不合格造成。

2.5.3 建议如下：

①进厂无缝钢管要做探伤检验。

机车齿轮断裂失效分析 篇7

电力机车在运行过程中有时会发生从动齿轮断裂事故, 而与从动齿轮相匹配的其他零件基本完好无损。电力机车从动齿轮采用材质为42CrMo, 图号为:TXJ3-61-21-101-1。齿数Z=87, 法面模数mn=10, 端面模数ms=11。其主要生产工艺为:下料——模锻——粗加工——调质——精加工——中频淬火——回火——精磨等。按规定齿表面硬度应该达到HRC52-58, 淬硬层深度2-4mm。

2 理化检验

2. 1 宏观检验

从断裂齿轮的宏观上检验, 整个破损实物有较严重的扭曲变形, 齿面有烧伤、变形、碾压、剥落和磨损等痕迹, 尤其是断口附近的几个齿磨损较严重, 齿高仅为12mm左右, 如图1所示。

齿轮断于齿根处, 断面平齐, 无明显的塑性变形, 呈银灰色, 断口为典型的疲劳断口, 裂纹源区只有一个疲劳源, 位于距齿端35mm, 距齿根约2mm处, 经10倍放大镜观测, 疲劳源产生于次表面;裂纹扩展区呈现典型的贝壳状花纹, 贝纹线平滑, 间距较小, 并且扩展区较大;瞬时破断区位于裂纹源对面, 且面积较小, 约占整个断面的15%。如图2照片所示:

2.2 化学分析

按照相关规定取样, 对断裂齿轮进行化学分析, 结果如表1:

可见, 齿轮的化学成分符合42CrMo的规定 (GB/T3077-1999) 。

2. 3 硬度测定

按照GB230-83洛氏硬度试验法的规定对失效齿轮的心部、齿顶、齿根和齿节等部位分别进行洛氏硬度的测定, 结果为:心部:HRC22-25;齿顶:HRC53;齿根:HRC52;齿节:HRC53。

2. 4 金相分析

(1) 取样、制样。

在位于断裂齿轮实物断口附近处切割解剖, 在疲劳源附近采用 DK7725B1-1型电火花线切割机切取金相试样。

(2) 试样的侵蚀。

试样经磨光及抛光后, 在5%硝酸酒精溶液中侵蚀, 分别对淬硬层、过渡层及心部进行检验, 并且从齿轮离裂纹源较远的部位切取试样, 作为对比。

(3) 夹杂物分析。

按照GB/T1222-1984的规定, 试样经过抛光后进行夹杂物的分析, 结果为:夹杂物粗系2级, 细系2级。可见, 夹杂物在允许的范围内。

(4) 淬硬层分析。

沿齿轮齿面及齿根处淬硬层均为3mm, 组织为回火马氏体。

(5) 齿根淬硬过渡层。

由表面向内分别为马氏体、索氏体加屈氏体加铁素体。如图3, 而在作为对比的其他未断的齿处淬硬层中组织为回火马氏体, 过渡层组织为马氏体、索氏体。

(6) 心部组织。

齿轮心部及齿根心部组织均为索氏体加屈氏体加少量铁素体。如图4的照片所示:

3 受力分析

当机车运行时齿轮啮合, 不仅仅是一对轮齿在啮合, 各对轮齿啮合的状态不同, 另外, 轮齿啮合时不仅有相对的滚动, 而且还有相对的滑动。所以决定每个齿的具体受力情况是非常复杂的, 因此我们针对齿轮的断裂情况作简要的分析, 作为圆柱形齿轮传动的作用力主要为:齿轮端面分度圆上的额定圆周力Ft、径向力Fr、轴向力Fx、垂直于齿轮接触线的法向力Fbn等。具体的计算方法见参考资料。从宏观断口的形貌分析, 瞬时破断区位于疲劳源对面, 说明导致齿轮断裂的主要应力是弯曲应力, 疲劳源位于齿根应力集中处 (应力集中系数最大处) 齿根的弯曲应力 σbc为:

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式中:m——模数 (mm) ; B——齿宽 (mm) ; Sf——最弱断面齿厚 (mm) ; hf—— 抛物线梁长度 (mm) ; P——齿面法向载荷; (公斤) ; ω——齿轮中心线和齿面载荷作用线夹角的余角; yB——应力齿形系数。

可见, 齿轮模数、齿宽及齿面法向载荷等都对齿根处的弯曲应力有影响, 实际上除了基础应力以外, 齿轮啮合状态、载荷性质、齿轮大小以及齿圈与ZG25轮心过盈配合产生的应力等因素也对齿根处的弯曲应力大小有影响。在这些因素的共同作用下, 齿轮运转时, 产生了弯曲疲劳载荷。另外, 在系统启动及加速时, 还会产生弯曲冲击应力。

4 分析讨论

根据以上的检验结果表明, 该齿轮的断裂属于典型的早期疲劳断裂。理化检验分析表明, 该材料的化学成分合格, 材料的非金属夹杂物也合格, 齿轮各部位的硬度均在合格的范围内, 淬硬层的金相组织也是合格的, 惟有过度层及心部组织中有铁素体及屈氏体的存在, 而疲劳源正好产生在过渡侧层内。机车在启动、加速等情况下容易在齿根的应力集中处产生较大的冲击过载及连续过载, 在强度极限较低的过渡层中萌生了疲劳裂纹源。受力分析表明, 齿轮在正常的运转过程中, 受到多种因素的影响, 受力十分复杂, 但在齿根应力集中处, 主要是弯曲疲劳应力起决定性的作用, 观察疲劳裂纹的扩展区, 可见, 疲劳纹间距较小, 非常细密, 由此可见, 裂纹在扩展过程中, 所受的力并不是很大, 由于裂纹扩展区的组织中含有铁素体、屈氏体等, 并且组织不均匀导致材料抵抗裂纹扩展的能力下降。齿轮瞬时破断区位于裂纹源对面, 并且, 瞬时破断区的面积较小, 因此, 可以断定, 齿轮在断裂时的应力也并不大。齿轮断齿以后, 由于齿轮系统不能正常啮合, 受力不均匀, 局部应力过大, 造成其他齿的扭曲变形、烧伤、拉伤等。

5 结论

综合上述分析, 齿轮材质为42CrMo钢, 在正常调质后的组织为回火索氏体, 具有优良的综合机械性能, 而该齿轮在调质淬火时加热温度偏低, 或加热时间较短, 并且在冷却时, 局部冷却不足, 导致出现屈氏体和铁素体, 尽管在回火后硬度合格, 但其综合机械性能与正常组织相差较大, 在冲击过载和连续过载的情况下, 在齿根过渡层中产生了疲劳裂纹源, 随着齿轮的不断运转, 在交变弯曲应力的作用下, 裂纹沿最大应力方向扩展, 当有效工作面积减小到不能承受外力时, 发生瞬时破断。断齿后, 由于齿轮不能正常啮合, 因而造成其它齿的连续破坏。

6 建议

(1) 严格执行热处理工艺, 确保齿轮均匀加热和冷却, 保证足够的加热温度和时间, 保证冷却速度大于临界速度。

(2) 严格执行组装工艺, 减小由于组装不良引起的附加应力。

(3) 机车运行时, 注意避免突然的起停, 加速要均匀。

参考文献

[1]陈南平, 顾守仁, 沈万慈.机械零件失效分析[M].北京:清华大学出版社, 1988.

动叶片断裂失效分析 篇8

型号1.2-50/5抽气1.2万kW汽轮机组累计运行1万多小时发现振动加大, 停机后检查发现十级动叶片断裂, 此级叶片为成组叶片, 每组5片, 顶部围带与叶片焊接连接。其中有4组叶片共计断裂了5片, 即第一组第2片, 第二组第3片, 第三组第3片, 第四组第2、4 片, 叶片损坏并将附近叶片打坏 (如图1～3所示) 。断裂叶片的材质为1Cr13。

2试验研究

2.1化学成分检验

按GB/T 4336-2002检验, 其化学成分见表1, 符合标准要求。

2.2力学工艺性能检验

按GB/T 228-2002检验, 其力学工艺性能见表2, 布氏硬度值偏高, 伸长率、断面收缩率偏低, 其他项目正常。

2.3非金属夹杂物检验

按GB/T 10561-2005检验, 其非金属夹杂物分析见表3, 符合标准要求。

2.4晶粒度检验

按GB 6394-2002检验, 晶粒度为6～7级, 符合标准要求:平均晶粒度不粗于4级, 并且不含有1级或更粗的晶粒。

2.5显微组织检验

按GB/T 13298-1991、GB/T 13299-1991检验, 动叶片金相组织为回火索氏体 (如图4所示) 。因该级为成组叶片, 叶片与叶片之间在装配好后在叶片顶用围带焊接进行连接, 焊缝金相组织熔为焊接铸态结构, 熔合线附近为δ铁素体+马氏体, 基体母材为回火索氏体 (如图5所示) 。

2.6断口分析

十级动叶片长260 mm, 从叶根算起断裂位置在60～80 mm处。裂纹的起始位置从所断裂的5块叶片看均是从出气边向进气边扩展, 断口扩展区以断裂源为核心在周期应力作用下向前扩展形成一簇弧形线条, 此区占据断口大部分区域。随着剩余工作截面减小, 应力逐渐增加, 裂纹加速扩展, 在裂纹扩展到临界尺寸, 即失稳扩展所占面积不能适应所能承受的应力时出现瞬时破断区。由于载荷较稳定, 看不到明显的放射区, 只有剪切唇, 且瞬断区也较小。由于叶片在旋转过程中不仅受到切向的变形, 还有偏转一定角度的轴向变形, 因此断裂叶片的瞬断区不在疲劳核心的正对面, 而是偏离了一个角度。断裂表面经多次反复拉伸、压缩并摩擦使断口变得光滑像瓷质结构, 呈细晶状, 贝纹线清晰, 呈现振动疲劳断口的特征 (如图6, 7所示) 。

围带断口检查:

对围带断口纤维进行检查, 发现手工电弧焊围带有虚焊现象, 说明焊接工艺不良。

2.7微观分析

断口的扫描电镜分析是在JSM6300型扫描电子显微镜上进行, 断裂源在出气边一侧, 微观特征为解理平面和沿晶断裂特征形貌 (见图8, 9) 。图10～13分别是疲劳源区和护层区附近的疲劳弧线, 从弧线向距分析由于向距较小证明其振动频率不是很高;图14, 15为瞬时破断区韧窝形貌。

3分析与讨论

3.1叶片受力分析

十级动叶为5片一组, 顶部围带与焊接叶片连接, 叶片工作时作用在叶片上的力主要有:其一是透平高速旋转时叶片本身质量和围带产生的离心力, 并由偏心拉伸产生的弯应力;其次是气流流过叶片产生的气流作用力。离心力是不变的, 而气流作用力是变化的, 叶片在这两种力作用下产生变形, 迫使围带也产生变形, 形式呈圆周波浪形, 此时围带将产生一反弯距Ms和切向力Qs (见图16) 。围带的存在, 提高了叶片的刚性, 当围带焊缝存在脆性相和虚焊时, 在弯曲应力和切向应力的共同作用下, 围带就会裂开。当围带开裂, 则叶片的激振频率将会加大, 叶片将在最大弯曲应力危险截面处、出气边一侧出现疲劳源, 随着振动加大, 裂纹逐渐扩展直至瞬时断裂。

3.2综合分析

十级动叶片断裂源位于叶根和叶型交界处, 即叶片的危险截面处。该处宏观围带焊缝存在虚焊现象, 金相检查焊缝出现脆性δ铁素体相, 造成围带焊缝脱焊开裂, 也促使叶片激振频率加大, 导致叶片在出气边一侧产生疲劳源, 并扩展至瞬时破断。

4结论

(1) 不良焊接工艺造成围带出现脆性δ铁素体相和虚焊现象是造成叶片断裂的重要原因;

三代轮毂单元断裂分析 篇9

关键词：三代轮毂,断裂,分析

1 情况简介

某种三代轮毂单元心轴断裂, 材质65Mn, 经毛坯→锻造→机械加工→调质处理→轴表面高频感应淬火后成形。

2 宏观检测

轮毂轴的外观见图1, 箭头所指处为轴承内滚道。断裂位置及断口侧面宏观形貌见图2, 断面大致可分为两个平面, 且两平面之间由于不在一个水平线而形成台阶形貌, 一个断裂面在轴承内滚道上, 另一个断裂面与内滚道间有一定的距离, 同时, 轮毂轴断口侧面存在多处横向裂纹, 见图中箭头所指部位。轮毂轴断口宏观形貌见图3, 根据宏观特征可将断口分为2个区:断口1区、断口2区, 其中断口1区 (黑色区域) 约占整个断口的80%以上, 其中断口2区约占20%, 为银白色金属色泽, 断口相对光滑平坦。

3 微观断口分析

将断裂样品经超声波清洗后, 置于扫描电镜下观察。尽管断面经过了硝酸酒精腐蚀, 但其微观断裂特征仍然清晰可辨。断口1、2区微观形貌见图3, 断口呈熔融的自由表面特征, 断面被厚厚的一层氧化皮覆盖。图4为裂面附近低倍断面形貌, 在该图上既可见到裂缝, 又显示断面极度疏松。图5为图4的放大形貌, 更加清晰地显示出疏松的微观形貌。图6是沿晶断裂区的局部形貌, 此图上即显示单个晶粒面, 又可见多个晶粒交界线;图7仅是无数疏松空洞的代表。

4能谱分析

对断口1区进行能谱分析, 结果见表1。由分析结果来看, 断口发生严重氧化, 未见腐蚀元素。

5 化学成分分析、硬度测试

在轮毂轴断口附近制取试样, 采用光谱直读法进行化学成分分析, 各元素均符合技术要求。将试样磨制抛光后进行显微维氏硬度测试, 符合标准技术要求, 这里不再详细说明。

6 金相分析

垂直断口平面且过轴线和裂纹部位切取试样并对切取截面进行磨抛后, 裂纹的金相形貌见图8, 组织异常, 裂纹内部存在一定厚度的黑色氧化皮, 裂纹将基体分割, 此种缺陷大小不一, 大致呈"蠕虫"状组织形貌见图8红圈内。轴心部较多且尺寸较大的黑色块状缺陷, 缺陷内部填充氧化皮物质, 见图9。采用4%硝酸酒精溶液进行腐蚀后发现, 裂纹两侧均存在脱碳现象, 见图10, 未见明显过热过烧等缺陷。

7 结果浅析

由于其金相组织极度不正常并依据组织决定性能原则, 可以肯定, 轮毂轴的承载能力将受到极大削弱。不正常金相组织的出现并非锻造或调质, 而是原材料本身固有缺陷。这种固有缺陷应为冶炼过程中残留的且未切除的冶金缺陷, 如碳偏析, 疏松等。锻造过程中这些缺陷随着锻造变形量的增加沿金属材料的变形方向分布, 在锻造高温的作用下缺陷界面处发生氧化脱碳从而呈黑色块状。

减速箱齿轮断裂分析 篇10

关键词：减速箱,齿轮,断裂,原因分析

某厂5台减速箱均由美国福克FALK公司制造。在2011年6月14日,其中1台减速箱发生故障,值班人员检查后发现该减速箱中间齿轮轴输出端齿轮4处断齿和2处麻点剥落。另外2011年5月1日检查时,同样发现另1台减速箱中间齿轮轴输出端齿轮1处断齿。为了找到减速箱中间齿轮轴输出端齿轮断齿原因,某厂取样对减速箱中间齿轮轴输出端齿轮断齿原因进行分析。

1 试验与检测

1.1 宏观检验

减速箱断裂齿轮是减速箱中间齿轮轴的输出端齿轮。输出端的齿轮在齿的表面存在有麻点剥落、潜层剥落和硬化层剥落3种异常状态。从断裂齿轮断口宏观形貌来分析,可以明显看出整个断口分为3个区域,即:(1)裂纹的萌生区:约占断口的10%,此区域在齿轮的近表面,使用低倍放大镜可以看出该区域表面比较光滑、基本看不到裂纹发展的贝纹线;(2)裂纹发展区:约占断口50%的区域属于裂纹的发展区,在此区域有非常明显的贝纹线,说明裂纹在这一区域发展的速度比较快;(3)最终断裂区:约占断口的40%此区域为灰色粗糙面,属于脆性断裂,最终断裂区域的面积比例大,可以分析出齿轮根部的应力水平相对也高。

1.2 金相组织检验

1)对未断裂齿横向取样进行金相组织检验,渗层组织细针状马氏体,心部组织低碳马氏体+少量铁素体,碳化物为弥散状碳化物;测量渗层深度为3.2mm。

2)对断裂齿横向取样进行金相组织检验,渗层组织细针状马氏体,心部组织低碳马氏体+少量铁素体,碳化物为弥散状碳化物;测量渗层深度为3.5mm。

3)对断裂齿横向取样进行夹杂金相组织检验,评为1.5级。

1.3 硬度测定

未断裂齿齿面硬度测定值57.9HRC、56.1HRC、55.8HRC,心部硬度测定值33.7HRC、39.9HRC、34.6HRC;断裂齿齿面硬度测定值59.9HRC、60.1 HRC、58.8HRC,心部硬度测定值34.7HRC、38.8HRC、34.4 HRC(断裂齿取样并未是齿的正心部位置)。

2 减速箱齿轮断裂原因分析

从中间轴输出端齿轮齿面的宏观形貌可以看出,中间轴输出端的齿面有麻点剥落、潜层剥落和硬化层剥落3种异常状态,说明齿轮在正常工作条件下齿面的接触状态有异常,造成齿面受力不均匀,在齿面的局部会形成应力集中现象。

造成接触状态异常的主要原因是减速箱安装时输入轴与中间轴、中间轴与输出轴的相对平行度控制不严,形成齿面接触状态有异常,尤其是对中间轴的影响最大,中间轴输出端的齿轮转速相对最高,单齿的受力也是最大。减速箱齿轮的齿面最终热处理状态为表面渗碳处理,渗碳后的渗层金相组织为细针状马氏体,马氏体组织本身的应力水平就比较高,在做表面渗碳处理的过程也会有不均匀性存在,包括渗层厚度、金相组织的均匀性、表面硬度值的差异,实测断齿的渗层厚度3.5mm,最高表面硬度值60.1HRC,未断齿的渗层厚度3.2mm;最低表面硬度值55.8HRC,这样在齿轮加工后的原始状态齿面的应力水平也存在一定差异。

当减速箱处于工作状态齿面承受正常的工作载荷时,由于齿面的接触状态有异常,在齿面出现承载不均匀的情况,部分齿面的应力会远远大于平均应力,当这部分增加的应力与齿面固有的比较高的残余应力叠加时,会出现局部或个别接触点的应力大于齿轮材料的使用应力,长期运行后齿面就会发生失效损坏,根据超过材料使用应力的大小不同就会出现中间轴输出齿轮齿面有麻点剥落、潜层剥落和硬化层剥落3种异常状态。

当出现硬化层剥落时齿轮的受载能力下降会在剥落的边缘出现微裂纹,随着运行时间的增加,微裂纹也会随着时间而扩展,这就是齿轮断裂的裂纹萌生区,在这个区域裂纹发展的速度很缓慢,裂纹受到反复的挤压,呈现出很光滑的断裂面。进一步增加运行时间后材料的承载能力会明显下降,裂纹的扩展速度加快,这就是裂纹的发展区,裂纹在这个区域发展速度逐渐加快,就会在断面出现明显的贝纹线且贝纹线的间距随裂纹尺寸的扩大而增加;在裂纹扩展区出现的阶梯状态是和设备运行的启动停止有关系,当设备静止后重新启动,齿轮的啮合状态会有一些微小的变化,使得裂纹在扩展期间出现阶梯状的改变。

3 结论

根据以上分析,减速箱中间轴齿轮断裂的主要原因如下。

1)减速箱输入轴与中间轴、中间轴与输出轴在安装时有平行度的偏差,造成齿面接触异常局部应力集中,长期运行后齿轮失效断裂。

2)减速箱齿轮齿面最终热处理渗碳后表面应力水平有差异,与接触异常的齿面集中应力叠加后,加快齿轮失效的速度。

参考文献

[1]张秀英.40Cr调质齿轮接触疲劳点蚀形貌分析及机理研究[J].机械科学与技术,1995,(6):12-15.

冀北地区断裂构造成矿控矿分析 篇11

关键词：冀北地区；断裂构造；成矿控矿

前言：正常情况下，很多控矿因素在共同发挥作用的情况下，能够很好的决定矿床的形成模式，在冀北地区进行断裂构造研究的过程中，很多矿床比较容易由于构造因素的影响出现质量问题，因此，对冀北地区的成矿控矿实施分析研究，是当前很多矿产开发团队关注的问题。

一、冀北地区断裂构造的地球物理标志特征

（一）张家口至唐山NW向磁场异常带的控矿分析。在进行张家口区域nw值研究的过程中，经常会在常规模式的测算之下发现nw向的低值出现异常问题。因此，在唐山方向的断裂构造研究当中，可以结合不同县域地区的断裂构造发展情况，对现有的nw异常情况实施有效的研究。在使用nw向磁场异常带进行矿控分析的过程中，选取的矿控分析主体长度在300 km以上的情况下，相应的交叉宽度则需要保持在70km以内。因此，nw向异常带在进行管理的情况下，需要使用与其平行的异常带研究机制进行nw向异常带的有效分析，使现有的异常带能够结合磁场的具体形态实施管理。在nw磁场异常带的分析工作即将推行至唐山区域的情况下，现有的异常带需要同ne异常带实施交叉，因此，现有的异常带分析工作可以选取西至张家口，东至唐山的固有线路进行异常带技术的分析研究，使现有的异常带不会同西起北京的异常带形成冲突。此外，在进行断裂构造因素分析的过程中，相关构造因素的分布特点比较容易受到有关各界的关注。因此，从现有的断裂构造演化规律的角度出发对断裂构造的具体分布情况实施分析研究，是提升冀北地区断裂构造质量的关键之处。在实施信息资源处理质量分析研究的过程中，现有的数据资源很容易对断裂构造的产生原因构成影响，因此，冀北地区在进行深层次断裂构造分析的过程中，很有可能失去断裂构造完整信息现实，使控矿工作的推行时间较长。

（二）张家口至唐山NW向重力异常带的控矿分析。在研究张家口区域的nw向重力异常带的情况下，重力异常带很有可能同重力因素不同的区域实现连接，因此，nw异常带的研究活动经常需要从赤城区域开始实施研究。在进行唐山区域周边位置的nw断裂构造延伸性研究的过程中，异常带的宽度经常保持在70km以上。因此，nw异常带的应用也经常会受到梯度带的过多影响。如果在实施控矿技术应用的过程中发现现有梯度带的运，亍出现扭曲问题，则需要从当前的异常值研究状态入手，对等值区域实施分析控制，使后续的nw值能够结合重力异常状态下的分析数据实施控制。可以结合现阶段的异常带循环问题，对后续的重力异常模式实施研究，以便后续的异常图可以结合重力因素的调节趋势实施分界线的有效研究，使全部的重力异常因素能够以展布的形式完成通控矿技术的有效对接。

二、矿控分析的主要执行策略

（一）张家口至密云一带重力异常空间展布特征分析。首先，要从现有的控矿预案入手，对张家口区域20km以内的重力情况实施科学的研究，如果发现存在重力异常情况，则需要将张家口至密云区域的重力异常特点实施研究，保证全部的重力异常因素能够增强nw技术的应用质量。此外，要按照现阶段的重力异常因素，对客观存在的重力异常特点进行研究，使现有的重力异常因素能够在异常带的控制过程中进行重力梯度的正确处理。要结合现阶段的重力梯度长度特点，对长度在250km以上的重力梯度区域实施合理管控，保证所有的线陛因素能够在固定的铺展过程中进行断裂形态的分析，使全部的断裂构造研究机制能够结合断裂构造的具体特点实施分析，增强控矿技术的应用质量。

（二）冀北地区地球化学异常空间展布特征进行控矿分析。在进行控矿技术设计的过程中，要结合现阶段的化探方法，对固有区域内的化探技术是否具备异常性特点进行研究，使全部的矿化信息资源都可以结合固有的矿产规划标志进行应用。此外，要按照当前的矿产资源预测模式，对固有的控矿技术分布特点进行分析，使后续的控矿技术能够在控矿技术存在异常因素的情况下对矿产区域的分布特征进行研究。要使后续的矿产分布情况可以有效的结合矿产分布区域的特点实施处置，并保证后续的矿化集中技术可以在矿产的实际存在区域内实施管理，以便全部的矿产资源可以在固有资源层的分布模式下实现有规律的运行。要按照当前已经能够准确掌握的控矿技术参数特点，对控矿技术推进过程中的矿化特点实施研究处理，保证后续的控矿机制可以在控矿技术存在异常的情况下进行良好的处置，增强矿产资源的找寻等级，以便全部的矿产资源都能结合固有控矿技术的选择要求进行特点分析，提高控矿技术的应用质量。

（三）冀北地区内生矿床空间展布规律进行控矿分析。要首先对现有的矿床特点尤其是主观形态进行有效的分析研究，保证全部的矿产资源研究工作都能在矿床的控制之下实现有效运行，此外，要结合当前的矿产资源形成规律，对全部的矿产管理机制实施必要的研究，以便后续的矿床资源能够以線性排布的方式完成对带状物质的有效管控，使后续的矿床资源可以结合固有的间距特点进行研究分析。要按照已经出现的断裂构造模式特点，对后续的矿床研究机制进行分析，按照固有的矿床形成规律实施控矿技术应用点位的判断，保证后续的控矿特征可以在固有因素的影响之下进行断裂构造因素的有效判断。

结论：在冀北地区的矿产开发过程中，成矿控矿分析是一项重要的内容，因此，对冀北地区当前的断裂构造情况进行分析研究，并就成矿控矿工作的具体执行方案进行设计，能够很大程度上增强冀北地区矿产开发质量。

炼胶机辊筒断裂分析 篇12

天津市某某橡胶工业有限公司使用的Ф400×1000开放式炼胶机安装服役约9个月后, 运转中发现冷却水渗出, 检修时发现辊筒辊颈根部开裂, 拆卸后分离。如图1所示。该公司要求对炼胶机辊筒的断裂原因进行失效分析。

辊筒是炼胶机中要求较严格的主要部件, 工作时承受着交变弯曲应力、扭转应力及冲出载荷, 表面要求有一定的耐磨性, 材料为冷硬铸铁, 在我国的化工行业标准中 (HG/T 3108-1998) , 对辊筒材料的化学成分、机械性能、表面冷硬层深度以及表面硬度和内部的组织结构都有明确的技术要求和严格的质量控制。

2 宏观观察

将已断裂的辊颈上的轴承退出, 对断口观察后发现断口为脆性断裂, 约30%左右已锈蚀, 其余灰色断口部分为快速断裂区, 断口较粗糙。断裂方向自裂纹源与轴向呈45°角。由于拆卸不慎, 断口上有磕碰痕迹。辊颈根部退刀圆弧加工粗糙, 有明显的刀痕和毛刺。

3 化学成分分析

对辊筒的材质进行化学成分分析, 结果为C:3.09%, Si:0.87%, Mn:0.10%, P:0.71%, S:0.082%。

4 低倍观察

自辊颈端部40mm处横向切取试样, 磨光后经4%硝酸酒精溶液浸蚀, 观察整体剖面。观察结果为:①距内孔边缘有大面积缩孔存在, 缩孔较深而密集;②辊颈表面未显出硬化层及过渡区;③辊颈剖面上弥散分布着肉眼可见的石墨孔。

5 硬度检测

将上述低倍观察后的试样自剖面边缘向内逐点测试硬度 (HBW 5/750) , 测试为第一点205, 第二点204, 第三点207, 第四点202, 平均值204。

6 机械性能

自辊颈上纵向切取拉伸试样, 按HG/T 3118-1998标准进行测试, 抗拉强度 (灰口部分) 为166N/mm2。

7 微观组织及能谱分析

7.1 微观组织观察

自断口处由外向内切取金相试样, 经4%硝酸酒精溶液腐蚀后逐层进行观察分析, 其结果为: (1) 辊颈表面未发现白口区; (2) 金相组织为片状珠光体+A型石墨+磷共晶+碳化物, 石墨片较粗, 有的呈卷曲状, 晶界上有较多的磷共晶及碳化物呈断续网状分布, 并存在较多的晶间孔洞。

7.2 微观能谱分析

对基体中的磷化物 (B区) 及碳化物 (A区) 见图2进行了能谱分析, 其结果如下:

A区能谱分析结果:

B区能谱分析结果:

8 分析与讨论

①该辊筒选用材料应为冷硬铸铁, 对比标准HG/T 3108-1998中要求的化学成分, 实测Mn含量低于标准值下限, 仅为0.10wt.%, 由于含锰量低, 使机体组织得不到强化, 降低了材料的机械性能, 通过拉伸试验, 测得其抗拉强度低于标准要求 (180N/mm2) 的下限值。而材料中P含量高于标准值, 因而增加了材料的冷脆性。

②从断面形状观察, 断口是自表面向内延伸。辊筒使用过程中, 承受着较大的扭转应力, 因而裂纹是自裂纹源与轴向呈45°角的方向延展, 遇阻后改变了方向。

③观察断口形貌, 断口比较粗糙, 在灰色断面上有很多闪光的小亮面和黑色的小斑点, 属脆性解理断裂特征, 黑色小点状为断裂沿粗大的石墨片发生而导致在断口上留下石墨色。

④大量磷化物和碳化物聚集在晶界上, 削弱了晶粒间的结合力, 使金属的力学性能显著降低, 在反复交变载荷下, 裂纹首先起源于晶界碳化物过剩析出处, 然后以沿晶或穿晶形式扩展, 碳化物集中的地方沿晶断裂, 晶内较大颗粒碳化物或弥散的碳化物粒子引起显微空穴聚焦而发生穿晶断裂。

⑤辊筒辊颈根部加工粗糙, 退刀圆弧处留有明显的刀痕和毛刺, 在应力长期作用下很容易滋生微裂纹。

9 结束语