失效断裂（共8篇）
失效断裂 篇1
某单位生产的吊环标准可吊重量为6.3 t, 但在实际使用过程中吊重为5 t左右的工件作业后发生断裂。为查找断裂原因, 对该吊环进行了断口分析、金相检验、化学成分检查等方面的分析。
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.
[2]史月丽.起重机变幅油缸断裂分析[J].金属热处理, 2009, 34 (5) :107-109.
减速机高速齿轮轴断裂失效分析 篇2
关键词：高速轴；魏氏体组织；；断裂；失效
中图分类号：TG115 文献标识码：A 文章编号：1674-7712 （2013） 02-0151-01
在某工厂二辊压机构中的减速机高速轴上线运行13天后出现了断裂的现象。在之前给出的图纸样例中提到了，这个轴的制造图纸上对于原材料的要求是42CrMo锻钢，硬度为270～300HB，调质热处理。同时还要对端口位置的宏观上的形态，金相组织，物理性质如硬度以及化学成分等进行相应的观察和测试，进而为今后这类轴零件的生产量的提升，以及在具体应用时候的使用提供有效的理论参考。进而防止断裂一类的事件发生。
一、对于检测结果的分析和研究
（一）端口宏观相貌的观察结果。轴同轴间的过渡和链接的位置是减速机高速轴发生断裂的最主要的地方。此处直径大小发生突变，最为关键的是这是轴的直径最小的地方。结构圆角的常见现象由于截面形状的变化以及轴间和轴的相交位置的几何关系处于垂直的状态而导致必将会出现的应力集中现象。端口经常见到的形貌特点便是具有很高的脆性以及较为平整，例如一种极为常见的是扭转应力所导致的断裂口。
只有受力的地方才是裂纹出现的根源，及轴键槽的受力的一面。应力的大小和半径的大小呈现反比的关系，也就是说半径较小的地方应力则很大。半径最小的便是轴键槽的根部位置，在此处经常出现应力集中地现象从而承受很大的拉应力；如果不进行强化处理就会提高出现裂纹（这种裂纹是由于疲劳产生的），对于轴类具有很强的破坏性，出现提前失效，很大程度上减少了其寿命。在裂纹的扩展部位较为平坦光滑，同时具有相对较大的表面积，几乎覆盖了整个端口区域的2/3.在轴的另外一侧是瞬间断裂区，紧靠其边缘位置，相对面积不大，同时表面光滑度很差。由此可以得出结论是低周疲劳断裂。
（二）对其化学成分的研究和分析。对于化学成分分析时，我们采用的是直读光谱仪ARC-MET8000来研究。并得出相应的结果并列出相应的表格。有所列表可以得出的结论是，这个轴材料并不符合之前所要求的GB/T3077-1999的42CrMo钢成分结构，而是采用了另外一种调制刚。即（GB/T699-1999的50钢）。
（三）金属显微组织的观察。首先要进行金相制样；具体步骤是，在轴的外层表面取点，采用浓度约为4%的硝酸溶液和酒精的混合溶液对其进行腐蚀操作。过了一定的时间之后，在金像显微镜下仔细观察可以发现，他的纤维组织是沿着境界呈现网状分布的铁素体和呈现片状的珠光体，还有为数不多的魏氏组织。42CrMo钢和50钢调质热处理之后的应该出现的金像组织不是回火索氏体和量及其微小的铁素体，但是这个轴的金相组织不是回火的索氏体却呈现出原始的正火态的组织现象。这一现象的出现表明这个轴并没有按照之前的要求进行调制处理过程。
对于经过回火过程的索氏体组织，出现的状况应该是由很高的强度，同时应该表现出来良好的韧性。这种性能直接决定了用这种材料所制造出来的轴类零件会有很强的扭转韧性和抗弯强度，这两项性能指标的出现决定其断裂强度的提高。钢的抗拉强度并不会由于魏氏组织的存在而发生显著地变化，但是对于钢的塑性的降低却有着很明显的影响。尤其是抗冲击的韧度，在很大程度上有所降低。经常伴随魏氏组织共同出现的便是体积很大的奥氏体晶粒，对于钢的力学性能也有很大程度的影响。魏氏组织是由于在加热过程中没有进行好对于温度的控制操作，温度过于高所导致的。而网状组织的出现则是因为加热温度过高但是在冷却过程中没有及时的冷却到位，速度过低所引起的。就是说网状组织和魏氏组织有着相同的形成机理便是温度的因素，且为加热温度过高。故而将这两类规定为过热组织。这种组织会在很大程度上对钢的韧性起到破坏性的作用。这也是轴断裂现象出现的一大重要的因素。
（四）硬度的检测。硬度测试所选取的位置也是轴类零件的外表面处。出现的结果是，轴表面硬度的平均值是203HB左右，这距离调制硬度所要求的270-300HB具有一定的差距。这种现象额出现说明了这根轴并没有经过调制的处理过程。
二、结语
由以上的阐述我们可以得出相应的结论便是，这个减速机的高速轴断裂的主要原因是没有按照所规定的要求选用42CrMo钢，同时并没有按照规定的步骤进行相应的调制处理过程。同时还有一些其余的外在原因便是，本身并没有采用严格规范的热处理的工艺流程，同时结构的设计更是缺少了很多必要而且合理的步骤。种种多方面的因素所导致的最终低周疲劳断裂现象的出现。而对于这种现象的预防，我们也有相应的应对措施。论述如下：
（一）应该按照图纸严格对于生产的过程加以规范性的控制，同时选材上也应该尽量的规范化。热处理过程也应该采用相应的规范化的步骤。
（二）通过正火处理的方式来加工经理粗大以及原材料中由组织缺陷的材料。这一过程可以相应的对晶粒加以细化，对于魏氏体的出现和预防以及网状组织的消除具有很好的预防性作用。
（三）合理的修正制造的图纸，将键槽置于界面变化较多的位置，从而对于应力集中现象的出现起到预防和控制的关键性作用。
参考文献：
[1]雷旻，梁益龙，万明攀.减速机高速齿轮轴断裂失效分析[J].金属热处理，2007，32（增刊）：234-238.
[2]夏立芳.金属热处理工艺学[M].哈尔滨：哈尔滨工业大学出版社，1998.
[3]戚正风.金属热处理原理[M].北京：机械工业出版社，1987.
[4]杨湘洪.电机轴的断裂分析及优化设计[J].机床与液压，2005，3：109-110.
机车齿轮断裂失效分析 篇3
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.
空气钻井钻杆断裂失效分析 篇4
关键词：空气钻井,钻杆,断裂失效,加厚过渡带
2007年5月17日,某空气钻井钻进至1 094.68m,钻压30kN,转盘65r/min,扭矩2.6kN·m。运行中忽然发出巨响,钻具跳起约1m,悬重由92t下降至32t,气压由2MPa下降至1MPa,判断为钻具断裂事故。起钻至16柱时,发现断裂处在距第16柱下单根钻杆本体近外螺纹端0.54m处。计算鱼顶452.54m,落鱼井段为452.54m~1 094.68m,鱼长642.14m。该钻杆单根从2007年5月14日6:33钻至632.60m开始下井,钻进到5月17日17:20钻杆断裂,入井纯钻进时间65.51h。
钻进参数:钻压80~100kN,转盘转速60~70rpm,空气排量160m3/min。
断裂钻杆规格:Ф127mm×9.19m×S135。
宏观断口分析
观察断裂样品,断口在距第16柱下单根钻杆本体近外螺纹端0.54m处。断口宏观形貌如图1所示,大约1/3圆周部分为较平直的断口,可确定为疲劳扩展区,其他部分存在较为明显的扭转撕裂纹路。管体断裂区外表面有密布的机械划痕,与钻杆圆周截面平行,如图2所示。
化学成分检测
从钻杆断口附近取样,用直读光谱仪和碳硫分析仪进行化学成分分析,结果见表1。结果表明,钻杆样品的化学成分符合API Spec 5D规定[1]。
金相组织分析
从样品上切取金相试样,在MEF4/M金相显微镜及图像分析系统上对钻杆材料进行金相分析,评定样品的夹杂物等级为A1.0,B0.5,D0.5,金相组织为回火索氏体,晶粒度为8.0级,如图3所示。
力学性能分析
在壁厚中心处取Φ6.25×25mm拉伸试样和10×10×55mm的V形夏比冲击试样,对其进行力学性能试验,结果见表2所示。结果表明,样品的拉伸及冲击韧性符合API Spec 5D规定。
微观断口分析
试样断口置于扫描电子显微镜下观察,低倍观察裂纹源区形貌如图4所示,在断面裂纹源区有一相对粗糙的狭长区域,I区高倍下的微观形貌如图5所示。断口表面在高倍下可见明显的疲劳辉纹,如图6所示。
对断口区域I进行侧向金相分析,裂纹源边缘及断口剖面组织与基体组织相同,均为为回火索氏体,裂纹源边缘表面有灰色物质,如图7所示。扫描电镜下观察试样如图8所示,对试样中的灰色物质和基体组织进行能谱分析,结果如图9和图10所示,能谱分析表明,灰色物质为铁的氧化物。
综合分析
通过对断裂钻杆试样进行全面的理化性能分析,结果表明,钻杆材质合格,各项性能指标均满足API Spec 5D标准要求。断口局部有轻微挤压痕迹,存在的明显剪切唇,有轻微塑性变形痕迹,高倍下断口表面可见明显疲劳辉纹,断口整体表现为低周疲劳特征。断裂部位位于钻杆本体近外螺纹端0.54m处,处于加厚过渡带消失区,该部位为钻杆管体应力集中部位。
断口I区域为裂纹源区,能谱分析表明裂纹源区边缘的灰色物质主要为氧化铁。根据其分布及形态特征,可以判定,该氧化物并非在钻杆断裂后形成,而是属于钻杆本体缺陷。在钻井过程中,钻杆承受复杂的交变应力,钻杆接头和加厚处一般具有较高的刚性,而加厚过渡区消失附近由于截面壁厚的减薄,成为应力集中部位之一。在空气钻井过程中,复杂的交变应力作用,使得该钻杆缺陷处在应力作用下产生裂纹损伤。随着裂纹的进一步扩展扩展,钻杆有效承载面积减小,交变应力因管壁截面的减小而增大,而裂纹尖端应力的增大又反过来加速了裂纹的扩展,随着裂纹的不断扩展,剩余壁厚越来越薄,最终当横截面承受的拉应力大于材料的抗拉强度时,将导致钻杆发生断裂。
结论
(1)钻杆的化学成分、力学性能符合API Spec5D规定。
(2)钻杆断裂是由于钻杆本体加厚过渡带消失处区存在缺陷,在交变应力作用下,缺陷处产生裂纹并疲劳扩展,最终导致钻杆断裂失效。
参考文献
上升式框架锯连杆断裂失效分析 篇5
某公司购买了一台上升式框架锯,主要用于切割天然和人造大理石、砂岩荒料等石材。使用不到一年,使用过程中连杆发生早期断裂失效,要求分析其原因。
2 金相检验结果
2.1 连杆断口宏观检验
2.1.1 断口形貌
断口形貌如图1~图9所示,图中断裂连杆短段部分断口称左断口,断裂连杆长段部分断口称右断口。
2.1.2 断口宏观检验
如图5所示,连杆断口分为三个组成部分:连杆主体、上下加强筋、左右加强筋。
连杆断口有肉眼可见的焊渣、空洞等缺陷,此外连杆表面质量很差,可见较多的气割毛刺。
加强筋中,上加强筋整体平整,图6箭头所指焊缝处光滑且有明显的扇形弧形线(海滩花样),表明该处是疲劳源区;疲劳扩展区自疲劳核心向外扩展,呈放射状+晶粒状;进一步观察发现上加强筋其余焊缝处也可见光滑区特征,表明是多源疲劳。下加强筋整体粗糙,呈撕裂状,表明是瞬时断裂区。
连杆主体断口整体呈45°,上部光滑平整+光滑脊状,是疲劳断裂扩展区;中部呈45°,光滑,是疲劳断裂扩展区;下部呈晶粒状脊状+粗糙撕裂状,是失稳瞬断区。
2.2 连杆主体化学成分检验
取样经直读光谱仪检验,连杆主体化学成分(%),如表1所示。
连杆主体化学成分检验结果表明:连杆材料碳含量偏低(属于低碳钢)。
2.3 断口连杆主体金相检验
2.3.1 取样、观察部位及其显微组织
取样部位及显微组织观察结果如表2所示。
2.3.2 显微组织形貌(腐蚀剂均为4%硝酸酒精溶液
各取样部位显微组织形貌如图10~图20所示。
2.4 显微硬度检验
显微硬度检验结果如表3所示,裂纹源附近的硬度相差很悬殊,基体平均为140HV0.2,而焊缝处最高达282HV0.2。
3 分析
该框架锯主要特点及使用情况如下。
该设备的连杆机构为单臂结构,连杆总成为组焊件,横截面为工字形(用钢板焊接而成),连杆主体为40mm厚钢板。该设备使用半年后曾出现飞轮裂成四块、轴承碎裂等事故。
从连杆的金相检验结果看,其断口上部和中部平整光滑,且可见扇形弧形线,该特征显示断裂系疲劳断裂,断口下部呈晶粒状脊状+粗糙撕裂区。这表明连杆断口面积大部分为疲劳裂纹扩展区,瞬断撕裂区面积较小,由此推断连杆使用中不存在过载状况,断裂是低应力下损伤累积的结果。
连杆材料含碳量很低,硬度也很低,但断口没有明显塑形变形痕迹,属于脆性断裂,这进一步证明断裂是疲劳断裂。
从金相组织和显微硬度检验结果看,连杆焊接的组织不均匀,硬度不均匀,表明该连杆内部存在的焊接内应力和组织应力并没有通过完善的热处理来消除;其次,焊缝未焊透影响了金属的连续性,降低了焊缝的强度,从而导致疲劳裂纹的萌生。
连杆的主体选用含碳量较低的钢材,显微组织为铁素体+珠光体,未见具有良好综合机械性能的回火索氏体组织,表明该连杆没有通过热处理来提高其刚性与强度,在连杆承受反复拉-压交变应力作用下大量的铁素体本身就是疲劳裂纹源,这必然导致连杆发生早期断裂。
4 结束语
综上所述,连杆断裂的直接原因是由于钢板的焊接质量不良引起的;其次选材不当也导致连杆使用寿命缩短。
为提高连杆的使用性能,应选用中碳钢或中碳合金钢,经过锻打和热处理,将硬度调整到(30~40)HRC,保持连杆足够的刚性和强度。
摘要：对上升式框架锯连杆断口进行宏观检验、成分分析、金相检验和显微硬度试验,结果表明,连杆的早期失效属于疲劳断裂,连杆材料碳含量偏低(20#钢),未经过适当的热处理,焊缝未焊透。
关键词：连杆,疲劳断裂,成分,金相组织,硬度,未焊透
参考文献
[1]刘正义.机械装备失效分析图谱[M].广州:广东科技出版社,1990.
前下摆臂断裂失效分析研究 篇6
1 宏观检查
图1所示为开裂失效零件的外观,前下摆臂本体贯穿断裂,开裂位置位于前下摆臂中间内弯处球销附件位置,在开裂处附近发现有打磨痕迹的小平面。零件其他位置没有明显的磕碰和外力撞伤痕迹。根据该下摆臂安装位置及受力分析,内弯区域是该零件的高应力区。
2 断口检测与分析
观察摆臂断面,依据颜色,整个断裂面可以分为两个区域即具有金属光泽的新鲜断裂区和黑色区域;整个断裂面具有清晰的裂纹扩展纹路,依据纹路判断裂纹扩展方向,如图2中箭头方向所示。
具有金属光泽的断裂区表面粗糙不平,表现出脆性的断裂特征,其裂纹起源于黑色的区域边界,由于快速扩展形成。
利用扫描电镜对断面微观形貌进行检查,分析不同颜色区域特征。结果如图3~图5所示。由图中内容可得出以下结论。
a.黑色区域表面呈现放射性的纹路(观察位置为图3a中的圆点区域),裂纹起源于表面,该区域表面覆盖着一层物质(图3c),局部可见解理断裂形貌(图3d),表面黑色区域最初为脆性过载所致。
b.黑色区域与新鲜的断裂区之间(观察位置为图4a中的圆点区域)的微观形貌为韧窝,见图4b中虚线间区域,表明两断裂区不是一次性完成的,新鲜断裂区起源于初始的黑色开裂区。
c.新鲜断裂区域的形貌(图5)为解理和韧窝,没有发现疲劳特征,属于脆性的过载断口。
利用能谱对黑色区域表面覆盖物进行鉴别,检测位置如图6所示,能谱结果见表1。由表1可知黑色区域表面覆盖层含有C,O和Al,新鲜断裂区的表面未检测到O和Al元素,对比油漆层的能谱检测结果,如图7和表2所示,可知黑色区域的O和Al元素来自油漆层,表明前下摆臂断口上的黑色物质为油漆,在电泳前零件就已经存在初始裂纹。
3 金相分析与材料检测
3.1 金相分析
在摆臂断裂附近位置取样,经研磨抛光后,使用Leica光学显微镜进行金相组织检测,结果如图8所示,金相组织为珠光体+铁素体,未见异常。
3.2 材料检测
对失效前下摆臂取样进行成份检测,测试结果符合GB/T15712-2008中对F38Mn VS的要求,如表3所示。
在失效零件本体上取样进行机械性能检测,结果显示失效下摆臂材料强度性能符合产品技术要求中对F38Mn⁃VS的要求,拉伸性能试验的结果见表4所示。
断裂前下摆臂的材料成份合格,机械性能符合要求,组织未见异常。
wt%
wt%
%
4 应力仿真分析
疲劳应力仿真分析结果如图9所示,下摆臂内弯区域是其高应力区,应力幅值约262 MPa,低于材料屈服强度很多。由仿真分析可知零件的安全系数较大,从另一方面也说明失效零件可能存在原始裂纹或缺陷。
5 零件制造工艺和缺陷模拟
5.1 零件制造工艺
该前下摆臂的毛坯制造工序为棒料下料—中频加热—辊锻—弯形—锻造—控冷—探伤—冷整—探伤。综合宏观观察现象、断口电镜以及金相分析结果,推断存在某种异常原因导致失效开裂,可能是锻造过程的折叠缺陷在冷整工序中发生比较大的延展,然后在用户使用过程中,某个路况条件下受到较大载荷发生贯穿断裂。
在调查失效产品生产记录后,发现当日辊锻设备机械爪钳发生过故障,转角没有转到位,同时在探伤工位有裂纹检出记录。
失效零件断裂位置附近的打磨痕迹说明该零件生产时曾经发现或探伤检出疑似裂纹,但由于混料或其他原因没有报废,而流入正常产品中,说明供应商的生产管理环节特别是探伤工序也存在一定问题。
5.2 缺陷模拟
对辊锻爪钳转角到位和不到位两种状态生产的坯料进行对比,发现辊锻爪钳(图10)转角不到位情况下坯料的内弯中球头位置坯料(图11)的厚度和宽度要小于爪钳转角到位状态的坯料,造成非正常生产坯料辊锻后无法聚料,终锻成型时,弯形处料由两侧金属回流,致使此处产生回流折叠。弯形位置有折叠的零件在冷整工序中,折叠裂纹发生延展(图12),而对正常转角状态坯料的锻造产品,弯形位置没有发现折叠缺陷,冷整过程也不会发生开裂(图13)。
通过裂纹缺陷再现模拟试验,发现只有在锻件变形大的情况下,同时弯形处有折叠缺陷的零件,在经过冷整工序后才可能造成折叠延展开裂,产生故障件裂纹状态类似的情况。同时也说明由于辊锻爪钳转角不到位是造成零件产生原始缺陷的根本原因。
6 结束语
断裂失效前下摆臂断面上的黑色物质为电泳漆,说明该零件锻造过程已经产生原始缺陷,冷整工序中折叠裂纹发生延展,在某个冲击性载荷下发生脆性断裂。
摘要：通过对某车型前下摆臂断裂失效件进行宏观检查、断口扫描电镜分析、断口物质能谱分析以及零件材料性能检测,发现该零件断裂裂纹扩展迅速,呈现脆性特征,同时零件断面存在电泳漆,且材料性能符合技术要求,综合推断零件失效前存在原始缺陷;进一步研究分析该下摆臂的锻造工艺过程,并进行失效模拟,结果显示由于设备异常导致锻造过程产生折叠缺陷,随后在冷整过程中缺陷延展,用户使用时在冲击性载荷作用下发生下摆臂脆性断裂。
汽车前稳定杆断裂失效分析 篇7
在车辆转弯或经过颠簸路面时,前稳定杆能够防止车身发生较大的横向倾斜及横向角振动,从而提高乘员的舒适性。近年来,随着轻量化进程的不断加快,质量更轻、应力更高的空心稳定杆的使用越来越普遍[1]。但随着稳定杆强度和应力的提高,由应力腐蚀断裂导致的失效也逐渐增多。
某车型新开发的空心稳定杆在试验车辆进行开发路试试验过程中发生早期断裂,行驶里程较短(约1 000 km),车辆下线时间不足1个月。稳定杆材料为34Mn B5,工艺过程为:冷拉管材焊接→弯曲成型→淬火→回火→校正→内腔涂油防腐→墩端头→外表面喷丸→探伤→磷化+静电粉末喷涂。稳定杆强度要求为1 500~1 800 MPa,脱碳层深≤0.05 mm。为分析该前稳定杆断裂失效原因,开展了以下试验工作。
2 试验
2.1 断口的宏观形貌和微观形貌
2.1.1 宏观形貌
a.稳定杆的外观及断裂位置见图1,断裂的初始位置在弯曲处的内侧。
b.由图2看出,内壁和断口表面已经出现锈蚀。对断口进行除锈处理后,看出断口可以分为3个部分,分别为:1-初始沿晶断裂区,2-裂纹疲劳扩展区,3-过载瞬断区,见图3。
c.稳定杆无明显的宏观塑性变形。
2.1.2 微观形貌
采用SEM观察断口微观形貌,结果如下。
a.初始沿晶断裂区为裂纹源区,由图4a可见,该区域表面具有典型的沿晶断裂特征,断面上布满二次沿晶裂纹。
b.裂纹断口疲劳扩展区可见微小的疲劳条纹,条纹扩展方向均与稳定杆受力方向一致,见图4b。
c.过载瞬断区主要呈韧窝形貌,见图4c。
另外,稳定杆在成形后需要经过表面静电喷涂,而在初始沿晶断裂区的断口表面未见油漆,由此可推断断裂发生于使用过程中,而非稳定杆热处理过程中;在断口靠近管外侧表面存在剪切唇(图5),而靠近管内侧有腐蚀痕迹(图6),据此可以推断沿晶开裂是由管内壁向外壁扩展。
2.2 金相组织
在稳定杆断口附近未开裂区域取样,分别制取横截面金相试样和纵截面金相试样,腐蚀后进行金相组织检验(图7)。由图中可见,金相组织为回火屈氏体,外表面存在轻微脱碳现象,符合图纸的技术要求。
垂直于断口表面、沿着初始沿晶断裂区剖切,制取断口裂纹源区的纵截面金相试样。断口裂纹沿晶开裂区表面的金相组织见图8。从图8b和图8c可见,断口裂纹源区附近分布着较多的二次沿晶裂纹,这与SEM观察结果(图4a)一致。且该位置的金相组织为回火屈氏体,符合图纸的技术要求,说明该位置的开裂与热处理没有关系。
2.3 硬度
在断裂稳定杆的横截面上测量硬度值,测量结果根据DIN EN ISO 18265-2004《金属材料硬度值的转换》中附表A.1换算为强度值。稳定杆的硬度(HV30)为487~490,转化为强度约为1 600 MPa,符合技术规范的要求(1 500~1 800 MPa)。
2.4 化学成分
在断裂稳定杆上取化学样品,采用直读光谱法对其化学成分进行分析,各成分含量均在技术规范要求范围之内。
3 结论与分析
3.1 失效原因分析
a.从断口宏观形貌看,稳定杆失效方式很明确,即先出现沿晶开裂,然后该裂纹在使用过程中扩展,最后发生一次性过载断裂。
b.稳定杆的金相组织、硬度和化学成分均符合技术要求,且通过SEM和金相组织分析,在断口的沿晶开裂区域未见其它冶金等缺陷,沿晶开裂区域也未出现在钢管焊缝处,表明断裂与材质无关。
c.初始沿晶断裂区不存在磷化和粉末喷涂油漆的特征,开裂不是由于热处理应力导致的淬火裂纹。
d.表面喷涂的时候不存在产生氢脆的工艺,而且是在稳定杆使用较长时间后产生的开裂,排除了氢脆的可能性;另外,氢脆断口为一次性全部开裂,而不是仅开裂一部分。
e.断口和内壁出现了锈蚀。在扫描电镜下,可以观察到沿晶断面上有明显的二次裂纹;从金相组织看,断口附近存在许多处二次沿晶裂纹,这些都符合应力腐蚀开裂的特征。
金属材料在特定介质环境中,承受一定的拉应力(远低于零件材料本身的强度),经过一定时间后发生裂纹及断裂的现象称为应力腐蚀断裂。应力腐蚀开裂的发生要有一定的前提条件:a.腐蚀环境;b.拉应力;c.一定强度和敏感性的材料。在本案例中,稳定杆的断裂符合这些特征。
3.2 失效原因验证
抽检该批次开发试验生产的稳定杆进行剖切检验。在稳定杆断裂同侧的内腔中均存在腐蚀迹象,见图9。对稳定杆供应商生产工艺进行检查时,发现该稳定杆热处理后有校型工序,校型可能导致在应力集中部位出现局部变形,从而在内壁产生拉应力;同时,由于自动涂油设备故障,该批次稳定杆的内腔涂油改为由手动涂油。由于手动涂油无法满足内腔的全面防腐要求,内部腐蚀导致应力腐蚀开裂。为避免再次发生此类失效,建议供应商在校型工艺后增加人工时效处理消除产生的拉应力,同时加强涂油这一关键工序和设备的控制。
4 结论
a.稳定杆的断裂是由应力腐蚀开裂引起的。
b.应力腐蚀开裂的原因与校型工序产生的内壁拉应力和内壁防腐性能有关,涂油工艺不当是导致应力腐蚀开裂的直接原因。
c.随着汽车轻量化进程的深入,汽车稳定杆的强度越来越高,其对应力腐蚀的敏感性也随之提高。由于使用环境和设计载荷已经确定,为避免应力腐蚀,就对稳定杆等底盘上这些重要的、与车辆同寿命的安全件的腐蚀防护性能提出了更严格的要求,这一点必须引起足够的重视。
摘要：某车型新开发的空心前稳定杆在开发试验路试过程中发生断裂。为分析断裂原因,对失效稳定杆的外观、金相组织、强度、硬度和化学成分进行了检测,并分析了其腐蚀情况、受力状态和生产工艺过程,得出导致前稳定杆断裂失效的主要原因有两个:内壁防腐不当,热处理和校型后内壁存在较大的拉应力。在此基础上,提出为避免前稳定杆等底盘重要安全件发生应力腐蚀,必须更加严格其防腐性能要求的建议。
关键词：汽车前稳定杆,应力腐蚀开裂,沿晶开裂
参考文献
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一种高强度螺栓断裂失效分析 篇8
关键词：螺栓,断裂,摩擦系数,预紧力
1 引言
螺栓在机器各部件的联接中应用广泛, 起着举足轻重的作用。螺栓在使用中如果发生断裂, 会给生产、设备及安全造成极大的危害。某公司风电设备中使用的10.9级高强度螺栓在半年内发生了多次断裂现象。断裂大多发生在设备装配旋拧过程中及设备试运行重拧过程中。
2 失效原因分析
2.1 金相检测与分析
根据对现场环境和工作过程的观察分析, 首先对断裂螺栓屈服强度、抗拉强度及冲击吸收功等力学性能进行试验, 结果表明其各项性能指标均合格。
对断裂螺栓取样进行化学成分检查分析, 经检测其C、S、Mn、Si、P、Cr等成分含量均达到相关国家标准的要求。
对断裂螺栓进行金相检查发现:螺栓外圆无明显脱碳现象, 螺栓回火表面为索氏体, 支撑面横向检验断裂面有多处存在非金属夹杂物, 夹杂物等级为2级, 周围无脱碳现象。
分析认为:螺栓材料内部有夹杂物导致成形时产生夹杂物滑移, 经热处理后内部产生裂纹, 最终受力产生裂纹以致断裂。另外, 追求过高的强度和硬度也极大地提高了螺栓内部裂纹的敏感性, 也会造成螺栓脆性断裂。
2.2 预紧应力分析
螺纹联接在装配时, 一般都要拧紧螺纹, 以增强联接的可靠性、紧密性和防松能力。使联接螺纹在承受工作载荷之前就预先作用的力称为预紧力。如果预紧力过小, 则会使联接不可靠;如果预紧力过大, 又会导致联接过载甚至联接件被拉断的后果。
预紧力的控制方法有多种。对于一般的普通螺栓联接, 预紧力凭装配经验控制;对于较重要的普通螺栓联接, 可用测力矩扳手或者定力矩扳手来控制预紧力大小;对于预紧力控制有精确要求的螺栓联接, 可采用测量螺栓伸长的变形量来控制预紧力大小;而对于高强度螺栓联接, 可以采用测量螺母转角的方法来控制预紧力大小。
根据设计手册要求要严格控制螺栓的预紧力。在本例中, 螺栓的拧紧力矩是按一定的扭矩系数计算得到的。而扭矩系数与螺纹副和螺纹头处的摩擦系数有关, 这两个摩擦系数又与两处的表面处理及采用的润滑剂有关。不同润滑剂的摩擦系数是不同的, 因此计算出的扭矩系数也就不同。本例设备中的联接螺栓拧紧力矩是按热镀锌螺栓涂固体润滑剂组合计算出来的。而该公司近年来一直采用达克罗螺栓涂轴承润滑脂的组合。两者的摩擦性能不同, 计算出的扭矩系数也不一致。
控制螺栓的预紧应力约为螺栓材料屈服极限的70%。即σpre=0.7σs。拧紧力矩的计算公式为:Tpre=k F0d, 其中k为扭矩系数, F0为螺栓预紧力, d为螺栓外径。
因为扭矩系数k与螺纹副和螺纹头处两处的表面处理及采用的润滑剂有关。如果依据某种润滑剂设计计算出拧紧螺栓所应施加的拧紧力矩, 而在实际现场安装中又采用了其它牌号的润滑剂, 根据计算公式, 由于采用新的润滑剂使得扭矩系数k减小, 而没有重新核算拧紧力矩, 在螺栓直径不变的情况下, 螺栓预紧力将增大, 预紧应力将有可能超过螺栓材料屈服极限的70%, 最终导致拧紧时螺栓损坏。
3 结论与建议
(1) 该型高强度螺栓断裂的主要原因是拧紧力矩过大, 致使螺栓预紧力过大, 进而导致预紧应力超过螺栓材料的屈服极限造成的。
(2) 应根据现场螺栓表面处理特性及润滑剂牌号重新计算各螺栓的拧紧力矩。同时现场操作时严格控制好施加的预紧力, 规范操作方法, 定期标定扭矩扳手以减少误差值, 确保扭矩扳手的准确性和稳定性。
(3) 加强螺栓材料的热处理综合力学性能, 追求高强度和高硬度的同时, 要保证螺栓具有相应的塑性和断裂韧性。螺栓是机械零件中常用的紧固件, 要求中等硬度并且有一定的韧性。热处理后螺栓不需要加工, 因此螺纹不得有脱碳现象, 这样才能起到紧固作用, 也不容易断裂。
参考文献
[1]吴宗泽.机械零件设计手册[M].北京:机械工业出版社, 2004.
[2]杨建伟, 等.机械设备联接螺栓的失效分析[J].机械强度, 2008, 30 (4) :683-686.