履带限位块开裂分析

车辆履带在拆卸维护过程中发现部分限位块有裂纹,对装配完一段时间未出厂的履带进行检查,发现也有部分限位块存在裂纹。为了确定限位块的开裂性质和原因,开展宏微观观察、能谱成分分析、金相组织检查、硬度测试、H含量测定以及排查对比试验。结果表明:限位块开裂性质为氢致延迟脆性开裂;限位块材料硬度接近设计上限并且脆性较大,本身具有较高的氢脆敏感性;渗锌过程中引入H导致限位块表层H含量较高,是限位块发生氢脆开裂的主要原因。调整渗锌工艺,防止渗锌过程中引入H,可有效预防限位块氢致裂纹的产生。     

马氏体超高强钢钢管开裂原因分析

采用马氏体超高强钢加工的矩形钢管经酸洗除锈后发生开裂，通过实验室模拟酸洗试验、残余应力分析及氢含量测定，对钢管开裂的原因及机理进行分析。结果表明:钢管开裂是由于酸洗导致的氢致脆性开裂，钢管成型过程中产生的弯角内壁张应力、原始微裂纹以及酸洗吸氢是导致开裂的主要因素，从优化钢管成型及酸洗工艺等方面提出预防和改进措施。     

齿轮轴退火开裂分析

应用理化分析方法对齿轮轴退火后开裂进行分析。结果表明该齿轮轴所用的20CrMnTi钢材合金元素Cr、Mn含量超过标准要求,引起齿轮轴热处理退火后出现较大应力,这是导致齿轮轴开裂的主要原因。     

超高强马氏体钢抗氢致延迟开裂性能的研究

超高强马氏体钢易氢致开裂。通过渗氢试验、热脱附试验及动态低应变速率拉伸试验等,研究了具有不同组织的冷轧马氏体钢1号、2号试样的抗氢致延迟开裂性能。1号试样组织为马氏体+铁素体+渗碳体,平均晶粒尺寸为7.0μm; 2号试样组织为回火马氏体+渗碳体,平均晶粒尺寸为6.1μm。结果表明：1号试样的表观扩散系数D_ap为7.081×10^-7 cm²/s, 2号试样的为4.670×10^-7cm²/s; 1号试样的可扩散氢含量为0.192 3μg/g,明显小于2号试样的0.260 5μg/g; 2号试样对氢的敏感性大于1号试样;随着充氢电流密度的提高,拉伸试验时1号试样从韧性断裂变为准解理断裂,2号试样则从韧脆性断裂变为穿晶脆性断裂;与1号试样相比,2号试样的氢表观扩散系数和可扩散氢含量均更大;对于超高强钢,除了有效氢陷阱外,减小局部应力也能显著改善抗氢致延迟开裂性能。     

风电齿轮轴渗碳淬火纵向裂纹分析

对风电齿轮轴渗碳、淬火、回火处理后的纵向裂纹进行了宏观及微观的断口分析,对裂纹源区及其附近区域进行了金相组织、渗碳层深度、硬度、化学成分、拉伸及冲击性能等测试。结果表明:在轴身表层下的拉应力区存在异常大尺寸氧化铝夹渣缺陷,该部位在残余应力的作用下发生沿晶脆性开裂,具有氢致延迟开裂的典型特征,裂纹发生扩展形成宏观裂纹。     

汽车用780MPa级别双相钢氢致延迟开裂行为的研究

采用电化学充氢、慢拉伸试验、TDS分析以及SEM等方法对汽车用780 MPa级别双相钢(DP780)的氢致延迟开裂行为进行研究。结果发现,DP780的氢扩散系数为5.79×10-7cm~2/s。随着充氢电流密度从0 mA/cm~2增加到8mA/cm~2,试样内部氢含量从0.78 ppm增加到1.47 ppm,抗拉强度从802 MPa降低到758 MPa,氢脆敏感指数I_σ为5.49%。随内部氢含量的增加,DP780氢致开裂敏感性增加较小;同时断口形貌由韧性向脆性转变。     

管线钢氢致开裂研究现状

综述了管线钢发生氢致开裂的影响因素及机理的研究现状。分析了材料因素、应力因素和环境因素对氢致开裂的影响,认为材料性质是影响氢致开裂的主要因素。提出了氢致开裂研究中存在的问题,并指明未来氢致开裂的研究方向。     

热喷涂TiB2-Ni复合涂层组织结构和力学性能

采用团聚烧结方法制备TiB₂-Ni复合粉末喂料,并采用大气等离子喷涂和高速火焰喷涂两种喷涂方法制备了TiB₂-Ni涂层,比较分析了两种涂层的显微组织、物相组成、孔隙率、硬度和断裂韧性.结果表明,与等离子喷涂相比,高速火焰喷涂制备的TiB₂-Ni涂层具有更高的致密度,TiB₂含量,硬度和断裂韧性.两种涂层中TiB₂都没有发生明显的脱硼,氧化,但等离子喷涂过程中TiB₂向金属相中发生了溶解生成了大量脆性Ni₂₀Ti₃B₆相,并降低了涂层中TiB₂的含量,这是涂层硬度和断裂韧性相对较低的主要原因.     

输出齿轮轴试验件的裂纹分析

9310钢制输出齿轮轴试验件进行高周疲劳试验时,其轴肩挖根R处发生开裂且挡边出现剥落。本文采用断口宏、微观分析、显微组织检测、硬度测试、力学性能测试等手段对其失效性质及裂纹萌生原因进行分析。结果表明,该输出齿轮轴开裂性质为疲劳,裂纹源位于轴肩挖根R的表面应力集中处。与之配合的小锥轴承的磨损失效是造成开裂的主要原因,轴肩挖根表面粗糙度过大且局部刀痕尖锐度促进了裂纹的萌生。为了提高输出齿轮轴试验件的疲劳寿命,要合理选用耐磨轴承材料或采取适当的表面处理以提高轴承的耐磨性,要严格控制输出轴的圆角加工质量、降低挖根R处的表面粗糙度。     

热连轧机齿轮轴断裂分析

用断口、化学成分、硬度、金相检验和力学性能分析方法,对850 mm中宽带钢热连轧机17Cr2Ni2Mo钢齿轮轴的断裂原因进行分析.结果表明,非金属夹杂物含量较多,锻造比不够,带状组织及成分偏析,粗大马氏体及脆性相三次渗碳体沿晶界析出,轴心部硬度太低等缺陷是导致齿轮轴开裂的主要原因.     

硫化机外胎底座齿轮轴断裂分析

应用化学成分分析，金相组织、宏观断口观察，力学性能及氢含量检测等方法对40Cr钢齿轮轴断裂原因进行了综合分析。结果表明：宏观断口为脆性断裂，钢中氢含量过高产生白点裂纹以及硅含量超标导致夹渣是齿轮轴脆性断裂的主要原因。     

18CrNiMo7-6钢齿轮热处理后开裂失效分析

一批在生产加工后进行了淬火和低温回火的齿轮在库房存放过程中发生开裂。通过超声波探伤、金相检验、化学成分分析、硬度测试、断口形貌观察、端淬试验和补充热处理等手段,对齿轮开裂原因进行了分析。结果表明,开裂齿轮强度高导致氢脆敏感性高,在次表面产生氢致延迟裂纹是引起齿轮快速脆性开裂的直接原因。开裂齿轮淬硬性和淬透性过高,超出了BS EN 10084-2008对18CrNiMo7-6+HH钢淬透性要求,是齿轮开裂的根本原因;通过调整淬火介质,降低淬火时高温区冷速,从而降低淬回火后齿轮的强度和硬度,可有效避免开裂。     

尾桨轴模拟件电子束焊缝裂纹分析

9310钢制尾桨轴模拟件电子束焊试验件进行疲劳试验时,偏向尾桨轴模拟件一侧出现裂纹。采用磁粉检测、断口分析、金相组织分析、显微硬度测试和材料化学成分分析等方法对其失效原因进行了分析。结果表明：尾桨轴模拟件裂纹性质为疲劳开裂,裂纹源起始于电子束焊环缝起焊收尾搭接处的气孔缺陷处;改善电子束焊的工艺设计,加强工艺控制可有效预防焊缝气孔的产生,同时合理运用X射线、超声等无损检测技术手段,并加强对焊缝处的无损检测可提高焊接结构的可靠性。     

上夹板断裂原因分析

某材料牌号为30CrMnSiNi2A的上夹板进行强度试验,当加载到220 kN时在夹板截面突变处R根部发生突然断裂,其设计要求是在加载到300 kN时不允许破坏。通过断口宏微观观察、化学成分分析、金相组织检查、硬度测试等手段对夹板的断裂原因进行了分析。结果表明:夹板金相组织为正常的回火马氏体,无过热过烧的粗大组织,该上夹板断裂失效原因是氢脆所致;对于高强度钢,即使氢含量较低,也会在应力集中处发生氢致脆性断裂。     

叶轮转轴断裂分析

叶轮转轴在工作中断裂,通过对故障转轴及其断口进行宏微观检查、砂轮越程槽圆角半径测量、金相组织观察、化学成分分析、力学性能测试等,对断裂原因进行分析,并对转轴相关零组件进行完整性分析。结果表明:转轴断口性质为疲劳断裂,裂纹源在砂轮越程槽底部;叶轮偏载是导致转轴发生疲劳断裂的主要原因;转轴的强度和硬度偏高,对裂纹萌生和扩展有较大的促进作用;建议转轴调质前粗车台阶或调整热处理制度,改善裂纹源处组织,提高转轴疲劳寿命。     

50CrVA钢弹簧断裂分析

由50CrVA钢绕制的弹簧在服役后发生断裂,采用断口宏观及微观观察,金相组织分析,能谱分析,显微硬度试验等方法对断裂原因进行了综合分析。结果表明,断裂弹簧属氢致脆性断裂,在加工过程中电镀时的电接触损伤是发生氢致脆断的主要原因,同时退铜工艺过程中酸洗过度也是导致氢致脆断的因素。提出改进措施为在电镀过程中,确保电极固定后与簧丝不局部接触,在表面处理工艺中尽可能减少弹簧吸氢环节,同时保证除氢的时间受控。该故障的原因分析及纠正措施可为提高产品质量,加强特种工艺控制,防止类似问题再次发生提供借鉴。     

重型汽车后桥主动锥齿轮的失效分析

采用扫描电镜、光学显微镜、火花放电原子发射光谱仪、定氢仪以及布氏硬度计对重型汽车后桥主动齿轮失效原因进行了分析。结果表明:失效齿轮的各项性能指标均满足标准要求,氢含量较低,失效原因主要是由于预紧力过大致使在齿轮轴尾部螺纹空刀槽与花键连接处应力集中导致的延迟断裂失效。     

Environmentally Assisted Cracking of Drill Pipes in Deep Drilling Oil and Natural Gas Wells

Corrosion fatigue (CF), hydrogen induced cracking (HIC) and sulfide stress cracking (SSC), or environmentally assisted cracking (EAC) have been identified as the most challenging causes of catastrophic brittle fracture of drill pipes during drilling operations of deep oil and natural gas wells. Although corrosion rates can be low and tensile stresses during service can be below the material yield stress, a simultaneous action between the stress and corrosive environment can cause a sudden brittle failure of a drill component. Overall, EAC failure consists of two stages: incubation and propagation. Defects, such as pits, second-phase inclusions, etc., serve as preferential sites for the EAC failure during the incubation stage. Deep oil and gas well environments are rich in chlorides and dissolved hydrogen sulfide, which are extremely detrimental to steels used in drilling operations. This article discusses catastrophic brittle fracture mechanisms due to EAC of drill pipe materials, and the corrosion challenges that need to be overcome for drilling ultra-deep oil and natural gas wells.     

18CrNiMo7-6���������ѷ���

 某厂生产的18CrNiMo7-6齿轮轴,在进行热处理过程中出现开裂,将齿轮轴切开,采用金相、扫描电镜等分析方法对试样断口的裂纹源以及裂纹的扩展、裂纹末端进行了综合分析,查找开裂原因。结果表明裂纹两侧没有氧化脱碳,没有非金属夹杂物聚集,裂纹是淬火裂纹,没有发现导致淬火裂纹的冶金缺陷,裂纹是齿轮轴淬火后没及时回火造成的。