螺栓断裂原因分析

某螺栓材料牌号为0Cr17Ni4Cu4Nb(17-4PH)，螺栓经淬回火热处理工艺表面涂镀锌处理，在设备上安装并施加紧固应力，次年装船投入海洋环境使用，两年半后检查发现螺栓断裂。对断裂螺栓材料的力学性能、显微组织和硬度、断口形貌及化学成分进行了分析和检验。结果表明：螺栓表面涂层氢含量偏高，以及材料强度高、氢脆敏感性大是导致螺栓发生氢脆断裂的主要原因。服役过程中，紧固应力作用于螺纹段表面，导致螺栓表面涂层中的氢逐渐向附近的螺纹根部扩散并富集，局部氢含量达到氢致开裂的临界浓度后，导致螺栓发生氢脆断裂。     

30CrMnSiA螺栓断裂原因分析

30CrMnSiA螺栓在安装一段时间后断裂.通过断口宏微观观察、金相组织检查、硬度和化学成分检测、破坏拉力试验、氢含量测定以及模拟试验等,确定了螺栓断裂性质和原因.结果表明,螺栓在其材质氢含量仅1ppm条件下发生断裂的性质为氢脆断裂,断裂原因并非由于氢含量过高,而主要是由于该批次螺栓存在一定程度的回火脆化,加之螺栓材质C元素含量偏高和马氏体组织较粗大,提高了螺栓材料的抗拉强度,增加了材料的氢脆敏感性,最终导致螺栓的氢脆断裂.     

飞机盖板螺栓断裂失效分析

某飞机服役一段时间后，机翼盖板1根螺栓发生断裂。通过外观痕迹和断口形貌观察、显微组织检查、硬度测试、能谱成分分析、氢含量测试以及氢脆试验，对螺栓的断裂性质和原因进行了分析。结果表明，螺栓断裂性质为氢致延迟脆性断裂。材料强度偏高，氢脆敏感性较大是螺栓发生氢脆断裂的内因，表面局部腐蚀吸氢是导致螺栓氢脆断裂的直接原因。调整热处理工艺，在满足设计要求的前提下适当降低螺栓的强度，同时加强螺栓的腐蚀防护，可以有效预防氢脆断裂的发生。     

飞机起落架固定螺栓氢脆断裂研究

飞机起落架一固定螺栓发现裂纹,经断口宏观观察、微观观察、金相检查、硬度检测及H含量测定,综合分析确定该型螺栓的断裂性质,并分析断裂失效的原因。研究结果表明,螺栓的断裂性质为氢脆断裂,其修理过程中发生塑性变形产生局部应力集中,电镀前未除应力是氢脆断裂诱因,并导致最终断裂。建议该型螺栓修理时应严控表面处理过程,严格执行除应力措施,从而降低该型螺栓发生氢脆断裂的可能性。     

汽车缸盖螺栓断裂原因分析

汽车发动机用的一批35CrMo钢缸盖螺栓使用不久后即发生大比例的断裂,断裂位置都位于螺纹尾部磨削加工段,且断口形貌都比较接近。化学成分、显微组织、硬度、表面和断口形貌的检查和分析结果表明,断裂螺栓属于氢脆引起的延迟断裂。断裂批次螺栓的酸洗工序安排在了磨削和滚丝之后,螺纹尾部在酸洗后即出现了大量表面沿晶微裂纹,服役过程中沿晶裂纹进一步扩展并最终断裂。存在过酸洗和酸洗工序安排不合理是引起螺栓断裂的主要原因。     

35CrMoA螺栓断裂原因分析

针对35CrMoA强力螺栓断裂现象,通过理化综合分析和工艺过程调查,分析螺栓断裂形式和断裂原因,提出了针对性预防和改进措施.     

某型高强度螺栓断裂失效分析

为了能确定某海上设备使用的35CrMnSiA高强度螺栓的断裂原因,对断裂的螺栓进行外观检查,断口宏观、微观分析,氢含量检测,金相组织检查及硬度检测等试验.在理化试验的基础上,运用微观断裂机理对螺栓的断裂原因进行分析,得出结论:其断裂失效性质为由应力,氢和腐蚀共同作用引起的氢致开裂型应力腐蚀断裂.其中,引起螺栓断裂的氢来自外界腐蚀环境.提出改善螺栓的加工工艺和使用无氢脆的涂覆层来提高螺栓的抗腐蚀断裂能力.     

氢压机连杆螺栓失效分析

通过对失效的连杆螺栓进行宏观分析及微观分析,系统分析了螺栓断裂的原因.结果表明,螺栓断裂属于疲劳断裂,其中螺栓的材料性能不足为主要原因.由于材料本身对应力集中的敏感性较高,在螺栓变径处表面形成疲劳裂纹源,另外材料本身强度以及内部存在的孔洞、晶粒取向,加速了疲劳裂纹的生成扩展,在经过交变应力作用下,最终造成螺栓疲劳断裂.     

35CrMo钢缸盖螺栓断裂失效分析

采用宏、微观等观察手段对断裂的发动机缸盖螺栓进行分析。结果表明:缸盖螺栓断裂是由于氢脆延迟断裂而造成的,并提出了预防措施。     

30CrMnSiA钢沉头螺栓断裂失效分析

某飞机用30CrMnSiA钢沉头螺栓在拆卸过程中发生断裂,同炉批未曾使用的螺栓经磁粉检测也存在裂纹。为查找失效分析原因,通过对断裂件和同炉批开裂的螺栓外观检查、断口宏微观分析、能谱分析、硬度检测、金相分析等方法对断裂和开裂的螺栓进行了分析。结果表明:断裂螺栓和开裂螺栓断裂类型为氢脆,螺栓氢脆断裂主要与抗拉强度和热处理工艺有关,通过改善热处理工艺参数,适当降低螺栓的强度,增加酸洗后的除氢时间降低氢含量,从而避免氢脆发生的可能性。     

50CrVA弹簧断裂原因分析

50CrVA弹簧装配一段时间后发现断裂,后更换不同批次弹簧又发生断裂。对断裂弹簧进行断裂特征、组织观察分析,对硬度和镀层厚度进行测试。结果表明:存在表面镀层偏厚;弹簧的断裂性质为氢脆断裂;调查分析发现,断裂弹簧使用的表面处理槽液发生了改变,而工艺并未随之变化,致使在电镀过程中H的作用对弹簧影响较大,这是弹簧氢脆断裂的主要原因;此外,弹簧装配使用时不同轴导致应力集中,也对氢脆的发生有促进作用。工艺试验后,提出相应的改进措施,弹簧未发生断裂故障。     

电化学充氢对Cr15铁素体不锈钢和304奥氏体不锈钢氢脆敏感性的影响

研究了充氢时间、充氢电流密度、晶体结构对不锈钢氢脆敏感性的影响。结果表明:对于铁素体不锈钢,随着充氢时间的延长、电流密度的增大,塑性显著降低,氢脆敏感性大幅度增加;通过SEM观察实验钢断口形貌,断裂类型由韧性断裂转变为脆性断裂。而相同条件下,奥氏体不锈钢氢脆敏感性较低,抗氢脆性能较好。充氢后实验钢表面存在大量H,且氢含量随试样深度逐渐降低,晶界可能作为氢陷阱影响实验钢的氢脆敏感性。     

阴极极化对高强度船体结构钢焊缝氢脆敏感性的影响

在恒定阴极电位下利用慢应变速率拉伸试验研究高强度船体结构钢焊缝的电化学性能和力学性能。结果表明,试样拉伸断裂主要发生在焊缝的熔合区;结构钢的阴极极化程度对抗拉强度和屈服强度的影响不大;随阴极电位负移,船体结构钢在海水中的延伸率、断裂时间和断裂应变率逐渐减小, 并且当施加阴极电位为-0.89 V（vs SCE）时各项性能最佳。同时,随着阴极电位负移,断裂方式逐渐从韧性断裂向脆性断裂发展,氢脆敏感性逐渐增加,在 -0.70 V~-0.89 V（vs SCE）之间氢脆敏系数低于5%,不发生氢脆;当电位负于-0.94 V（vs SCE）,氢脆敏感性迅速提高,当极化电位为-0.99 V （vs SCE）时氢脆系数显著增大至20%,断口开始出现解理单元细小准解理断裂特征;在负于-1.04 V（vs SCE）时,氢脆系数已高于25%,进入危险区,且断口开始出现较多解理单元粗大的准解理、解理等氢脆断裂特征;随着电位继续负移至-1.14 V（vs SCE）,断口完全出现解理组织、沿晶、穿晶结构或者两者混合的氢脆断裂特征。     

A柱加强板热冲压延迟开裂机理

针对某车型超高强度硼钢A柱加强板热冲压成形后小翻边易发生延迟开裂的问题,进行了变薄率、化学成分、断面硬度、残余应力和断裂面扫描电镜等试验,对延迟开裂的原因进行了详细地讨论,并提出了改进措施。研究结果表明,开裂面呈韧窝形态,翻边圆角处发生氢脆现象。小翻边部位在热冲压时圆角处的应力集中导致镀层开裂,且放置一段时间后氢原子积聚形成氢分子易从开裂的镀层间隙处释放,形成该零件的延迟开裂。通过增加露点控制以有效降低氢的导入,可以避免氢脆的发生。     

65Mn高弹性垫片的机械镀锌研究

目的克服65Mn高弹性垫片电镀锌产生的氢脆问题。方法采用机械镀锌方法在65Mn高弹性垫片表面制备了镀锌层,采用目测法观察镀层的外观及镀层完整情况,采用硫酸铜试验分析镀层厚度的均匀性,采用划格试验法测试镀层的结合强度,采用铁试剂方法检测镀层的孔隙率,通过预紧固检测分析了镀液p H值对镀后垫片氢脆的影响,采用中性盐雾实验法检测了钝化对镀层耐蚀性能的影响。结果制备的机械镀锌层表面平滑,覆盖完整,无起皮、漏镀等缺陷。镀层呈灰亮色,厚度均匀,具有足够的致密度。当镀液环境的p H值较低时(1~2和2~3),施镀过程造成一定程度的氢脆隐患;镀液环境的p H值为3~4时,机械镀锌垫片不会发生裂纹或断裂。结论施镀时,镀液环境的p H值调整为3~4,或垫片在镀锌后装配前自然放置1~2周,采用机械镀锌的方法可消除65Mn高弹性垫片镀锌过程中的氢脆现象。钝化处理可推迟或防止65Mn高弹性垫片机械镀锌层白锈的产生。     

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 弹性垫圈在生产过程中断裂。采用金相检验、扫描电镜、化学成分分析和能谱仪等方法对此批产品进行了分析。结果表明：弹性垫圈断口为典型的沿晶断裂，在断裂的晶面上有细小的爪状纹和微孔。此为高强度钢氢脆断口的特征。是在酸洗电镀后除氢不及时或不彻底导致氢脆断裂。     

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 高强度螺栓材料为20MnTiB钢,服役时间约24 h发生断裂。利用光学显微镜、扫描电子显微镜、直读光谱仪、能谱分析仪和显微硬度机等手段,对断裂螺栓进行了宏观、化学成分、氢含量、硬度、金相、能谱和开裂面电子显微形貌分析后,得出该螺栓断裂的主要原因是在使用前已经存在裂纹,造成应力集中,在拉应力的作用下,材料中的氢原子向裂纹尖端移动、富集,使局部氢浓度升高,螺栓发生了氢致延迟脆性断裂。     

20CrMnMo钢中心楔块的渗碳与氢脆

对中心楔块渗碳导致的氢脆断裂现象进行了分析研究，测试分析结果表明，中心楔块在渗碳后出现氢脆，是因为工作表面缺陷和内部组织应力过大，在渗碳气氛中，吸附在工件表面的氢分子转变为氢原子，随后向应力集中区域富集，当氢的浓度达到临界值CH，引起微裂纹，裂纹在应力区扩展，最后导致氢致滞后断裂。     

50CrVA钢弹簧氢致延迟断裂失效分析

在服役一段时间后发现飞机舱门的50CrVA钢弹簧在螺纹处发生断裂失效,分别对断裂弹簧的断口形貌、显微组织、硬度、氢含量和化学成分进行了测试与分析。结果表明,弹簧发生失效的原因是氢致延迟断裂,断口裂纹源区为沿晶开裂,晶粒表面存在典型氢脆断口的微观形貌特征。调查制造工艺流程发现,该弹簧首次镀镉后镀层存在缺陷,在未除氢的情况下退除镀层并重新电镀,致使基体引入了更多的氢,加上弹簧装配时螺纹处承受了偏斜载荷,促使弹簧在服役过程中加速断裂。对50CrVA弹簧钢进行工艺验证试验,复现了氢致延迟断裂的失效模式。