失效分析应用实例（加分交流）

风来疏竹

引起零件失效的热处理缺陷种类很多，比如裂纹、变形、组织不合格、性能不合格、脆性、其他化学热处理缺陷和真空热处理缺陷等；产生热处理缺陷的原因也很多，比如在热处理前产生、热处理中产生、热处理后产生。
为了避免和防止类似热处理缺陷的产生，充分发挥材料潜力，提高产品质量，延长使用寿命，同时也为了方便更多的人能更好地借鉴参考，请论坛各位同仁参考以下格式发贴相互交流！
格式如下：
【概况】：
【原因分析】：
【改进措施】：
【试验及验证】：（可有可无）
【结论】：
【备注】：（可有可无）

[ 本帖最后由 风来疏竹 于 2009-7-13 20:27 编辑 ]

搬运工

【概况】：直径25--50mm销轴表面淬火端部出现弧型裂纹现象偶有发生.
【原因分析】：主要原因:为抢工时而加大设备输出功率造成温度过高及端部过热.次要原因:未倒角或倒角太小.
【改进措施】：严格热处理工艺纪律.机加工严格按图纸要求加工

【结论】：完全避免了此类质量问题的发生.

搬运工

【概况】：Cr12冲裁模加工零件时加工首件即开裂.硬度检查HRC58--62.
【原因分析】：先前认为硬度过高.或回火不足.后重回检查硬度HRC54--58..此时即知晓该零件用的''高淬高回''工艺.取其中一件试用.仅加工1000余件便出现裂纹.且磨损严重.
【改进措施】：其余件返工.960度淬火.260 度回火.实际硬度HRC59--61
【试验及验证】：也采取过不同的回火温度进行试验.硬度低明显磨损快.
【结论】：后一直沿用该工艺.模具在不返修的情况下.可达10000冲次以上.失效形式为磨损
【备注】：近几年因产品转为外加工.再未生产同类模具.未对两种工艺处理后模具做冲击功试验.甚为遗憾!

风来疏竹

45钢渣浆泵主轴早期疲劳断裂分析：
【概况】：发电厂用渣浆泵主轴，材料45钢，结构为阶梯轴，输出端为T形螺纹，螺纹底部直径100mm，断裂发生在轴与叶轮配合处，即螺纹第一级螺旋根部。泵输送物料介质为水煤浆，煤浆粒度60，固液比0.4：1，泵设计扬程10m，转速900r/min。服役现场渣浆泵布置属于2级串联工作。泵轴安装运行后不足24h发生断裂，服役时间短尚属罕见。
【原因分析】：
1、化学成分分析：断轴处取样，分析结果如下：C：0.44  Si：0.30  Mn：0.71  P：0.019  S：0.021  符合GB/T699要求。
2、金相显微组织分析：组织为铁素体+珠光体，珠光体晶粒度为4级，组织中有少量魏氏组织。
3、宏观断口分析：宏观上发现主断口断面平齐，与断轴主线垂直，多裂纹源特征，从断口形态和裂纹走向确定为多向弯曲疲劳断口，螺纹加工根部有明显加工刀痕。
4、微观分析：典型解理断裂，裂纹起始区台阶与裂纹快速扩展区有大量二次沿晶裂纹。
5、热处理工艺跟踪：正火+回火（外协件，具体工艺参数不祥）。
综合分析：常规45钢热处理正火后的珠光体晶粒度应为8-10级，而此泵轴晶粒度在4级，说明加热温度偏高或保温时间过长，造成奥氏体晶粒粗大，正火后形成粗大的珠光体和铁素体，并有少量魏氏组织。粗大的珠光体团和网状铁素体之间变形的不协调，使得加工时形成表面加工裂纹。轴在承受的交变载荷作用下，使得裂纹源迅速扩展，导致过早期失效。
【改进措施】：
1、严格正火工艺，保证材料具有正常的组织状态；
2、提高轴的加工质量，尽量减小应力集中。
【结论】：实施改进措施后，没有发现过早期失效情况。

孤鸿踏雪

【原始状态描述】：20Cr2Ni4A棒材坯料，始锻温度1180℃，终端温度约850℃，先镦粗，然后模锻成齿轮坯件，锻后空冷，920℃正火，650℃高温回火。
【质量情况】：齿坯加工成齿轮经碳氮共渗处理后，检测其金相组织发现：渗层中存在粗大的马氏体针，因其超过规定标准而报废。
【原因分析】：经检测，其化学成分合格，但共渗前（正火回火后）锻件晶粒粗大。进一步检查模锻后未正火锻件的外观及晶粒度，发现具有粗大马氏体的锻件的氧化皮比正常锻件厚得多，且晶粒十分粗大。经检查，是由于坯料加热时间过长造成过热所致。
【改进措施】：1.严格控制炉温，适当控制装炉量，避免坯料在炉内加热时间过长；2.对已过热的锻件，采用合适的正火温度细化晶粒。实验证明：920℃正火最理想；3.若一次正火难以获得理想的细化效果，则可进行二次正火。4.锻件冷却到室温后，经一次高温回火然后再进行正火晶粒细化效果也很好。
【试验及验证】：采取上述2、3项措施，齿轮再经共渗后获得了细小的马氏体组织。
【结论】：再无出现马氏体粗大（不合格）。
【备注】：

孤鸿踏雪

【原始状态描述】：40MnB或35Cr钢制造的汽车转向节臂，热锻成形，硬度要求269~302HBS。
【质量情况】：行车3万公里，转向节臂突然断裂，共发生两起。
【原因分析】：分别在两断裂件上取样，进行硬度和金相检验，发现1#号试样晶粒度1级，硬度156HBS；2#号试样晶粒度6级，硬度201HBS。
【改进措施】：严格执行工艺，锻件粗加工后调质达到技术要求。
【试验及验证】：取合格零件，进行硬度和金相检验，晶粒度6级，硬度298HBS。
【结论】：热处理达到技术要求后，再无出现类似事故。

zbhwel

这是两篇关于铍青铜棒材失效的文章，请大家交流！

所以因为

【概况】：GCr15钢制造的“样柱”淬火后严重变形，造成产品报废。
【原因分析】：热处理工艺规范，没有注意操作细节。GCr15钢制造的样柱用硝盐冷却，当时刚添加新硝盐，水分较多，再加之通入压缩空气翻动硝盐冷却液，因样柱壁簿，冷却过分剧烈，造成样柱变形。
【改进措施】：禁止通入压缩空气；蒸发硝盐内水分。
【结论】：注意操作细节后，再无出现类似的变形问题。

心有千千结

【概况】：刀轴成品表面出现多条垂直于轴向的细裂纹
【原因分析】：
金相分析：在裂纹处做现场金相分析，发现裂纹深浅不一，表面夹杂物情况正常，组织正常，不存在磨削烧伤现象，裂纹两侧组织与其他部位一致，且无脱碳现象。经仔细观察裂纹形态及裂纹内部情况，最终判断其为腐蚀裂纹。
【试验及验证】：通过向负责包装的人员询问，得知此刀轴的防锈油更换了，推测更换的这种防锈油可能质量不佳，再加上近段时间黄梅季节天气潮湿，种种因素叠加导致产生了腐蚀裂纹。
【改进措施】：重新换回原来的防锈油，并注意表面防护。
【结论】：换回原来的防锈油之后，后面的产品没有再发生类似的状况。因此断定，此次的裂纹是表面保护不到位引起的腐蚀裂纹。

孤鸿踏雪

【原始情况】：滚齿刀规格Ф100mm，m＝6。坯料尺寸Ф85×190mm，锻件尺寸为Ф105×117mm，始锻温度为1150~1180℃，原坯料经一次镦拔后锻造成型。
【质量情况】：滚齿刀在使用过程中产生了崩齿现象。
【原因分析】：经检查，化学成分合格，热处理质量良好。对崩刃的齿根处进行金相分析，发现有严重的碳化物偏析。这是由于原材料上有碳化物宽带和局部堆积，以及锻造过程中锻比小，碳化物偏析未被打碎。由于大块状碳化物的存在，降低了滚齿刀的机械性能，以致使用过程中崩刃。
【改进措施】：增大锻比，进行轴向反复镦拔（镦粗7次，拔长6次）。
【结论】：经这样的锻造，大块状及网状碳化物被打碎，达到5级，符合技术要求，使用情况良好。

[ 本帖最后由 孤鸿踏雪 于 2009-7-6 23:43 编辑 ]

孤鸿踏雪

【原始情况】：Cr12MoV钢冷冲模，坯料为Ф120mm的轧材，在400公斤的空气锤上经二次镦拔后成形，然后进行机加工和热处理。
【质量情况】：模具在试冲过程中开裂。
【原因分析】：经金相检查发现，模具表面与心部的碳化物分布极不均匀，表面碳化物较细，心部则存在较严重的网状碳化物，降低了模具的使用性能。经分析主要原因是：（1）所选的原材料直径较粗，碳化物偏析严重；
（2）Cr12MoV钢属于莱氏体钢，有共晶组织存在，需要进行反复镦拔。但此种钢料变形抗力较大，而所用设备吨位又较小，未能锻透，所以锻件表面金属变形较大，碳化物被打碎，而心部金属变形小，故保留严重的网状碳化物。
【改进措施】：
（1）选用Ф75×145mm的原材料；
（2）选用750公斤空气锤；
（3）为改善锻件心部的碳化物偏析，进行二次三个方向的镦拔，锻后中心部位碳化物小于3级。
【结论】：经机加工和热处理后，使用情况良好。

心有千千结

【概况】：长轴零件调质时断裂
【原因分析】：
首先分析断口形貌，断口平齐，根据纹路形态，初步判断为脆性断裂，并大胆假设原材料存在质量问题或者化学成分有问题。
对假设进行验证：将断口切片取下，加工成试片，用热酸浸蚀法检验低倍组织，结果发现试片心部存在大量形态不一的微小裂纹，整个试片很不致密，且心部疏松尤为严重。经高倍金相分析，组织为索氏体和珠光体的混合组织。
化学成分分析：成分合格，有害元素不超标。
【结论】：此次事故为原材料质量不合格引起。
【改进措施】：加强对原材料的检验。

风来疏竹

Cr26(渣浆泵过流部件材质）早期失效原因分析

[ 本帖最后由 风来疏竹 于 2009-7-7 15:24 编辑 ]

llw

客车定位座早期疲劳断裂原因分析
【概况】：某客车上新设计的“T”型定位座，上部四周焊接在构件横梁的下盖板上，“T”型定位座的下部与安全吊采用螺栓连接，在承受动载荷条件下运行不足10天就在螺栓孔处发生早期断裂。
【原因分析】：宏观断口检查呈现典型的疲劳贝壳弧线，螺栓孔两侧断口上显示的疲劳贝壳弧线均以其螺栓孔边倒角为中心，即其为疲劳裂纹源产生的地方；分析其定位座材质的化学成分符合其设计图纸要求的Q235C钢；断口金相检测，裂纹源区附近的螺栓孔边倒角存在有多条机加工时产生的毛刺，并且在其毛刺的根部可见有裂纹，其中毛刺高度约0.03~0.08mm，毛刺根部裂纹深度约0.08~0.19mm，在裂纹源区毛刺附近的金相组织均可见有明显的塑性变形痕迹，夹杂物和基体金相组织合格；结构分析，该“U”型安全吊的两端均与定位座相连接，呈现两端固定的悬臂梁结构，因此，该结构应用中所承受的振动应力较大（甚至有产生共振的可能）
【试验及验证】：新装车的，近2年，同类事故大幅度降低。
【结论】：此定位座螺栓孔倒角处存在有原始的机加工毛刺缺陷，这是其发生早期疲劳断裂的主要原因。
【建议】：设计加装减振垫片，降低振动应力；工艺对定位座螺栓孔边倒角后增加打磨机加工飞边毛刺要求。
【备注】：原定位座结构是采用一块立板，在实际使用中经常发生早期疲劳断裂，用户反应极大，强烈要求制造单位改进，确保行车安全。

米兰妖刀

【概况】：客运专线铁路道岔用M30重型弹簧垫圈制造依据为GB7244，热处理后表面镀锌。装配预紧过程中单个垫圈发生多处脆断，脆断率达到4%。断口具有明显的“人字纹”特征，裂纹源都位于表面有微小凹坑和鱼鳞状纹路处。初步推测弹簧垫圈断裂的原因为镀锌后除氢不净产生氢脆所致。为了进一步确认断裂的根本原因，在购入的弹簧垫圈中，通过对比失效垫圈与正常垫圈的表面质量、裂纹源的位置特点以及垫圈理化性能，找出断裂的根源。
【原因分析】：通过对弹簧垫圈的宏观断口、化学成分、机械性能和显微组织进行分析。结果表明：弹簧垫圈在热成型时温度过高，表面严重脱碳，并局部有氧化皮压入。氧化皮脱落后形成凹坑，凹坑边角尖锐处淬火过程中造成应力集中，产生微裂纹，导致道岔装配预紧时发生脆断。
【改进措施】：严格控制热成型温度和原材料
【试验及验证】：根据GB/T3098.17相关条款进行平行支承面法检查氢脆用预载荷试验，以验证断裂与氢脆无关。
【结论】：弹簧垫圈在热成型时温度过高，表面严重脱碳，并局部有氧化皮压入。氧化皮脱落后形成凹坑，凹坑边角尖锐处淬火过程中造成应力集中，产生微裂纹，导致道岔装配预紧时发生脆断。
【备注】：供货时跟供应商在合同中加签条款：使用中发生断裂的数量从下一批次供货中扣除。

孤鸿踏雪

【原始情况】：坯料：35CRNiMo热轧圆钢（Φ130×795），油炉加热，炉温1350℃，三火锻成：第一火加热锻造坯料，第二火加热模锻杆部，第三火加热模锻头部。
【质量情况】：热处理后进行断口检查，发现为石状断口，不合格。
【原因分析】：以设备能力所限，采用分段模锻，又因模块尺寸限制，试杆在模块外边，模锻时没有产生变形。该锻件采用快速加热，炉温在1350℃左右，可能因加热时间过长、温度过高，晶粒迅速长大，造成轴杆不合格，甚至使整个锻件出现石状断口。
【改进措施】：严格控制锻造温度，取消试杆，从锻件本身取试样，这样即得到细晶组织，热后得到纤维状断口。

孤鸿踏雪

【原始情况】：30CrMnSiA钢滑轨，用9mm厚钢板锻制，加热至1000~1100℃，胎膜锻造成形，因模腔尺寸过大，胎膜锻造时在钢板表面放一厚度为0.50mm的镀锌板，锻件经900℃正火后机械加工成零件。
【质量情况】：磁力探伤时，在该批零件中发现20余件滑轨面上有多处横向裂纹。
【原因分析】：在裂纹出切取试样进行金相分析，发现裂纹两侧有白色异相组织，进一步进行扫描电镜分析，判定白色异相为低熔点锌。不言而喻，锌应该来源于垫在钢板表面上的镀锌板。锻造时，在高温高压作用下，镀锌层上的锌以原子态深入钢件表面，并向内扩散，低熔点锌降低了晶界的键合力，故锻造时因受力在该处萌生裂纹，这种现象称为锌脆。
【改进措施】：1.合理设计胎膜，使锻造时不需加放任何垫板，用原有模具锻造时，垫放非镀锌板。

wujunfeng610

原帖由 心有千千结 于 2009-7-6 12:43 发表
【概况】：刀轴成品表面出现多条垂直于轴向的细裂纹
【原因分析】：
金相分析：在裂纹处做现场金相分析，发现裂纹深浅不一，表面夹杂物情况正常，组织正常，不存在磨削烧伤现象，裂纹两侧组织与其他部位一致，且无 ...

根据你的分析：失效原因归为应力腐蚀，也的确可能为应力腐蚀造成，但，你的分析中缺少应力腐蚀必要判据：裂纹沿晶；应力腐蚀裂纹形态（多细小分支）；裂纹中的腐蚀产物；其他。因此你的结论下的比较勉强，尽管后面换防护漆后没再开裂。

wujunfeng610

您的产品M针叶过长可以返修的啊，为什么直接报废？！重新正火或高温回火后再淬火回火不可以吗/

wujunfeng610

原帖由 风来疏竹 于 2009-7-4 16:12 发表
45钢渣浆泵主轴早期疲劳断裂分析：
【概况】：发电厂用渣浆泵主轴，材料45钢，结构为阶梯轴，输出端为T形螺纹，螺纹底部直径100mm，断裂发生在轴与叶轮配合处，即螺纹第一级螺旋根部。泵输送物料介质为水煤浆，煤浆 ...

您的这个分析中“常规45钢热处理正火后的珠光体晶粒度应为8-10级，而此泵轴晶粒度在4级，说明加热温度偏高或保温时间过长，造成奥氏体晶粒粗大”可有标准和依据？当然正火目的是细化晶粒，但能否提供正火后晶粒度评判依据？ 通常我们认为正火后组织均匀无W组织就可以了，达到8级以上当然很好：粗晶肯定是不利的，但得评判有据啊