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 原帖由 搬运工 于 2009-7-4 11:41 发表 http://www.rclbbs.com/images/common/back.gif
【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 ...
也就是尖角的肌肤效应了！尖角处受热升温最快！ 该活动很有意义：有可供我们借鉴的经验，有原因分析，有工艺优化，每个案例都是各位上传者的沉淀的思想和专业精华，今晚在此拜读，从中本人获益颇丰。上面我提出了一些我的看法或疑问，权是学习之中的疑惑，并无他意！谢谢各位的谅解和解惑！谢谢！ 【概况】：材料W18，高速钢试样淬火后其晶粒度为8～8.5#，回火后过热图1~图2。
【原因分析】：高速钢高温淬火炉脱氧温度为1300℃，W18淬火温度为1270℃，脱氧后稳定期（降温期）应该是20分钟，因当天生产任务充足，降温时间未到20分钟就放入试样淬火，此时温度偏高所致。
【改进措施】：等待稳定期时间满20分钟。
【试验及验证】：重新用同一温度试淬，试样晶粒度为9.5~10#。恢复正常。
【结论】：脱氧后稳定期充分，重视时间观念。再无类似现象发生。
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因为是成品（磨齿件），顾客拒收，无法再返修。【概况】：车轮轴过烧断裂
【原始情况】：材料40Cr，两火锻成，第一火自由锻制成坯，第二火模锻成形。【质量情况】：模锻件送热处理车间时，周转运输过程，坯件跌落坠断。
【质量分析】：断口检查，根据断口形貌，将其分为三区：A区为摔断新断口，B区有氧化色，C区为被氧化的粗晶粒断口，对三个区域分别作金相检验，A、B两区腐蚀前观察发现，无异常；腐蚀后组织为粗大铁素体网，并呈魏氏组织形貌，晶粒度2级左右；C区腐蚀前观察发现，氧化物夹杂沿晶界呈网络分布，晶粒极为粗大，晶界已存在裂纹。同时，晶界不仅有严重氧化物，而且存在Fe2N。腐蚀后观察，晶界有网状氧化物夹杂和不同程度脱碳，晶粒粗大，魏氏组织明显。
【结论】：由于局部过热，力学性能劣化造成断裂。局部过烧为二次加热时由于该件两端粗细不均（造成受热不均）和加热不当造成。【措施】：加热时严格控温，装炉时坯料不宜靠近喷嘴，以免引起局部过烧。
【概况】：齿形铣刀齿根断裂
【情况描述】：铣刀所用材料为W18Cr4V，坯料尺寸为Φ150×70，终锻温度1150~1180℃，一次镦粗成形，锻后退火。【质量情况】：铣刀最终热处理后未发现裂纹，但在磨削加工过程中齿根断裂。
【原因分析】：金相检查发现，断裂部位有未打碎的莱氏体，且碳化物分布严重不均匀。这是由于选料较粗，开坯时变形程度小，残留有部分铸态组织，改锻时仅一次镦粗成形，由70mm长镦到40mm，锻比较小，变形很不充分，故锻件内部碳化物偏析未得到很好改善，且局部区域残留莱氏体组织未被打碎，严重降低了材料的机械性能。
另外，磨削加工过程中齿根部分发生断裂还可能与回火不充分有关。
【改进措施】：改选为较细的（Φ70×160）的坯料，并进行轴向反复镦拔（3镦2拔），经此锻造后，碳化物形态及分布大为改善，达到3~4级，内部组织和机械性能基本符合要求。
【概况】：冷冲凹模断裂
【情况描述】：用于冲制硅钢片的凹模，材料为Cr12MoV，成品外形95×85×17，锻坯尺寸105×95×25。【质量情况】：使用过程中，经常发生崩刀和舌形根部断裂，寿命仅3~5万次。
【原因分析】：对断裂的舌形部位取样作金相检查，发现碳化物非常粗大，呈网状分布，约为5~6级，该锻件选料为Φ100棒料，未经反复镦拔，只是简单成形，由于选料直径较大，碳化物不均匀，且级别差，变形程度小，故未能将粗大的碳化物打碎。
【改进措施】：选用较小坯料，增大锻比。
【结果验证】：改用Φ80棒料，采用二次三个方向的反复镦拔，锻后碳化物2~3级，经此锻造的模具寿命15万次左右，最高寿命达20万次。
连接螺栓断裂
【概况】：连接螺栓材料为0Cr18Ni9，材料使用状态：固溶处理。用在去离子水用容器与阀门之间的连接，使用13个月发生断裂，断裂部位在靠近光杆处的第1-2个个螺纹处。螺栓与介质直接接触，介质温度为100度，压力为0.6MPa。
【原因分析】：
1、化学成分分析：检验结果为C：0.18Si：0.50Mn：0.85P：0.029S：0.014Cr：15.82Ni：9.37 与GB/T1220中的0Cr18Ni9成分对比，C偏高、Cr偏低。
2、非金属夹杂检验：根据GB/T10561标准检验，结果为A1.5 B0 C0 D0.5 D（TiN）3.0，其中个别D（TiN）呈密集带状分布。
3、金相组织分析：金相组织正常，晶粒细小，沿晶分布着细小的夹杂物和未溶网状碳化物。
4、介质组成能谱分析：介质中含有高浓度的O、S、Cl离子，属于严重的不锈钢应力腐蚀敏感介质环境组合。
综合分析结论：
材料未经固溶处理，或材料虽经固溶处理，但固溶温度偏低，或保温时间太短，致使组织中沿晶析出网状碳化物，导致晶界贫铬，同时材料在高达100度的同时又含有高浓度的O、S、Cl离子的敏感应力腐蚀介质中使用，最终导致材料出现晶间腐蚀开裂失效。
【改进措施】：
1、控制成分，进行严格的固溶处理。
2、更换材料，把0Cr18Ni9更换为0Cr18Ni9Ti。
【试验验证及结论】：
1、在保证0Cr18Ni9呵呵化学成分下，进行严格的固溶处理，经处理后使用验证，没有出现断裂。
2、对更换材料进行固溶处理后使用，没有出现断裂情况。 1、样品简况
材料为45钢的齿筒经过下料→锻造→粗车→调质制成，调质后发现断裂，要求分析断裂原因。
2、断裂原因分析
从断口边缘组织观察情况看，未发现脱碳层，说明在淬火前没有发生断裂。而钢中存在大量集中成团分布的TiN夹杂，且在断口处也发现了TiN夹杂，这说明夹杂跟断裂有重要的关系。
从试验结果分析，断裂是在淬火时发生的，属于淬火裂纹，而大量集中成团分布的TiN夹杂则是淬火裂纹产生的重要原因，裂纹处的氧化物是在回火时产生的。
结论：
1. 齿筒金相组织正常；
2. 齿筒裂纹属于淬火裂纹；
3. 大量集中成团分布的TiN夹杂是齿筒断裂的重要原因
【概况】：电火花线切割引起模块炸裂
【情况描述】：在模具加工中，对于较厚大的碳素工具钢和低合金工具钢模快，在电火花线切割工程中经常发生炸裂现象【原因分析】：在模具制造中，放电加工或电火花线切割加工是越来越普遍而且有时必须使用的加工手段。但大量事实证明，由这两种加工方法带来的缺陷是显而易见的。由于放电加工是借助于放电所产生的高温而使模具表面熔化的加工方法，所以，在其加工面上形成一层白色的放电加工变质层，并产生80kgf/mm²左右的拉应力。这样，在模具的后续加工或使用时便常常出现变形和开裂等缺陷。
线切割产生的裂纹有两个：1.初切割表面产生了二次淬火层（变质层），其厚度约为0.01~0.50mm，在深度为100~200μm处存在最大张应力（大约750Mp）；2.淬火钢内部显微裂纹是诱发模块开裂的因素。有文献指出，由凸镜片状马氏体形成时撞击机理所造成的微裂纹长度在0.001~0.007mm，在切割时，当钼丝在行进过程中触发长度大于3.6μm的显微裂纹时，如工件内已有较大张应力存在，工件即发生开裂。
另外，由于碳素工具钢和低合金工具钢淬透性较差，冷作模具又采用低温回火，所以，对于较厚大的模块，难免存在较大的残余的淬火应力，在后续的放电和磨削加工中，与放电应力和磨削应力交互叠加作用，当某一峰值应力超过其断裂强度时，模块就会开裂甚至炸裂（伴有较强的声响）。
【预防措施】：1.尽量采用分级或等温淬火以及提高回火温度等办法来降低模块内的淬火残余应力；2.如果因硬度要求而无法提高回火温度，则考虑使用模具的重复回火。有资料介绍：对于淬火钢件，采用多次回火比一次长时间回火效果要好；3.合理预留切割余量，使钼丝的行进路径尽量远离模块内的高张应力区，尤其应避开淬硬层与未淬硬层之间的过渡区；4.利用矢量能够平移的原理，将切割前哨业已发生应力集中的内应力做切通引流释放；5.有条件时，尽量选用能够承受高温回火的钢种（如Cr12型钢）；6.为了减小热处理回火不足形成的残留应力，可以在热处理之前预钻工艺孔或预铣工艺槽；6.以稳定的放电条件进行加工，放电加工后磨去再凝固层，并进行再回火。
回复 18# wujunfeng610 的帖子
你说的对，我们分析报告上这些内容都有的，只是我在这里写的简略了些，可能有些内容忽略掉了，很抱歉，下次注意！Cr12MoV模板线切割开裂
【概况】：Cr12MoV模具线切割时开裂。【原因分析】：曾经做过多次这种模具均没有发生过问题，说明模具结构设计比较合理。经金相分析，发现共晶碳化物偏析严重，呈网状分布，不均匀程度4-5级。
【改进措施】：敦促上游厂商购进合格的原材料，勿将铸材当锻材。
【试验及验证】：使用合格材料重新加工，未发生开裂状况。
【结论】：共晶碳化物网状偏析严重导致线切割开裂。
轴套腐蚀分析
【概况】：轴套材料为2Cr13，与之配合的轴材料为316L，在海水介质中服役半年后，轴套被腐蚀掉。【原因分析】：2Cr13耐海水点蚀性能差，316L耐海水点蚀性能好，两者配合使用时，发生了电偶腐蚀，致使轴套腐蚀严重而失效。
【改进措施】：更换轴套材料为2205，或其它与316L电极电位相当的材料。
【结论】：两种或两种以上不同零件配合，在海水中使用要考虑到电偶腐蚀的因素。
[ 本帖最后由 风来疏竹 于 2009-8-4 18:20 编辑 ] 对楼上的2Cr13材料腐蚀，除了更换材料外，可否采取QPQ处理，增加表面的耐蚀性，QPQ处理后耐蚀性要强得多。
某枪上小零件50钢淬火硬度低
【概况】：该零件淬油硬度只有20多30度，后淬三硝水，硬度也只有30多。【原因分析】：取样作金相分析，组织中存在网状铁素体。
【挽救措施】：采用快速循环淬火工艺，淬火硬度在55HRC以上。工艺为：盐浴炉：810-830℃，时间：3-5分钟，油淬。连续淬火四次，硬度就上去了。
该工艺对于细化晶粒，破除网状铁素体有奇效，显著提高问题材料的韧性。
回复 1# 风来疏竹 的帖子
【概况】：滚柱轴承外圈外径Φ80mm掉地后开裂，碎裂成多块【原因分析】：轴承内挡边磨削时二次淬火烧伤，形成多条细裂纹
【改进措施】：选用适当砂轮，并改正磨削液喷水角度和加大喷水量
【试验及验证】：酸洗首检和过程检查均未发现磨加工烧伤。
【结论】：经改进砂轮结构后，在磨削有效避免了挡边二次淬火烧伤
回复 35# CD83707096 的帖子
其实“耐腐蚀性能良好”是一种通用说法。我现在想知道的是2Cr13采取QPQ处理后，表面可以得到什么样的组织？耐氯离子腐蚀性能怎么样？回复 36# CD83707096 的帖子
多大的零件？枪上的小零件不会太大吧？连续淬火四次的快速循环淬火工艺太复杂了，细化晶粒的作用确实明显，但以此提高硬度不好解释。感觉不应出现这一情况。
从“组织中存在网状铁素体”看，应是淬冷速度慢所致，直接用盐水试试怎么样（最好先正一次火）？
【概况】：12CrNi3A渗碳后空冷形成内裂、鼓包或鳞裂
【情况描述】：12CrNi3A渗碳后空冷形成内裂、鼓包或鳞裂的原因不是“氢脆”或“白点”类裂纹，而是由于钢材成分和冷却速度的综合作用，形成突变型的条带组织，在接近条带组织交界面处形成峰值拉应力而引其开裂。【原因分析】：有资料介绍：非马氏体渗碳钢（如15#、20#、20Cr、15CrV、15Mn、30Mn等）和马氏体渗碳钢（如18Cr2Ni4Mo、25Cr2Ni4W和15SiMn3Mo等）制零件，渗碳后均不产生鳞裂，只有半马氏体钢（亦称过渡类钢或P—M钢）渗碳后经空冷，心部转变为以珠光体为主的组织，表面转变为以马氏体为主的组织，从而引起珠光体带和马氏体带生成，对内裂、鳞裂才具有极大的敏感性。
【防止措施】：1.降低渗碳层碳浓度；2.控制冷却速度等。根据目前国内技术水平，控制碳浓度尚不普遍采用，而控制冷却速度却行之有效，但不可一概而论，应综合考虑钢种、渗层碳浓度、零件大小和放置密度、气温等因素。采用等温冷却方式，可综合排除上述几种因素的不利作用，是最安全可靠的方法。
等温冷却温度和保温时间的选取，应根据各牌号钢的渗碳层C曲线上珠光体转变鼻尖位置来确定。合金元素较多的半马氏体钢和马氏体钢渗碳件，在渗碳之前，一般要进行1~3次高温回火，即所谓的“中间回火”，
采用上述等温冷却工艺后，既可防止鳞裂产生，也可代替一次回火，并不明显增加成本。