零件失效分析第六章精选.ppt

第六章 6.2 材料成分与失效 6.2.1概述 氮： 氢： 硫： 6.3 杂质元素偏聚与晶界脆化失效 6.4 非金属夹杂物与失效 6.4.2非金属夹杂物对断裂韧度的影响 6.4.4非金属夹杂物对强度和塑性的影响 6.4.5非金属夹杂物对疲劳性能的影响 6.4.6非金属夹杂物对点腐蚀的影响 6.4.7对钢中硫化物形态的控制 6.5 材料的显微组织与失效 6.5.3材料组织结构对失效的影响 * * 6.1 材料因素引起失效的原因分析 围绕着“材料成分——组织——性能”主线展开！ 材料化学成分分析思路 钢中合金元素的主要作用 合金的每一组元对合金性能的影响不但反应了该组元本身的贡献， 而且还体现了组元之间互相作用对合金总体性能的影响。 6.2.2材料的有害成分 合金中的有害元素来源：一类是生产过程中带进来的气体，如氧、氮、氢； 另一类主要是原材料或辅料中带进来的，这些有害杂质主要是周期表右侧的一些非金属元素，如硫、磷等。 氧： 钢液凝固后的密度和均匀度随氧含量的减少而增加， 脆性转变温度随氧含量减少向低温推移。 导致低碳钢发生蓝脆的主要原因，使得钢的屈服点升高，韧性下降，提高脆性转变温度。 氢脆效应与拉伸速率及温度有关，冲击试验中应变速率快，氢来不及富集，察觉不出氢的危害。除非氢含量更高，出现了白点。 但是氢更严重的危害是发生延迟破坏，即在氢量较低范围，一定应力条件下，氢会逐渐富集，减弱基体原子间的结合力，引起脆性断裂。 钢中硫几乎不溶于铁，硫与铁结合形成FeS，FeS 与铁形成共晶体，熔点为988℃，分布于晶界导致热加工开裂，形成热脆。 磷： 易产生偏析，形成Fe3P,虽对提高钢的强度有利，但却增大钢的脆性倾向性，使脆性转变温度显著升高，形成冷脆。 措施： 1、真空冶炼、真空电弧重熔、电渣重熔等先进熔炼技术 2、加入一些合金元素，如锰、硅、铝等。 6.3.1回火脆性 第一类回火脆性：200~350℃范围，为不可逆回火脆性。对产生此回火脆性的工件在更高一些温度回火后，脆性消失，即使再将工件在产生这种回火脆性的温度回火，脆性也不再出现。 第二类回火脆性：450~650℃范围，为可逆回火脆性。回火后脆性已被抑制的工件，重新回火并缓冷，脆性又出现。 钢的回火脆性敏感性用脆化处理前后的塑-脆转变温度之△DBTT表示。△DBTT称为脆化度，主要决定于回火温度和保温时间。 40CrNi在水淬后675℃，1h回火水淬，再经过不同温度-时间处理后的脆化过程 34CrMoV钢经850℃加热后（a）620℃等温24h的珠光体组织；（b）350℃等温24h的贝氏体组织；（c）油淬得马氏体，再650℃回火水冷组织的CVN-T℃曲线 不同显微组织的回火特点 马氏体的脆性转变温度升高最明显，珠光体相对不明 显，贝氏体组织居中。 6.3.2高合金钢的失效脆化 高强度钢晶界上有细小析出物时，发生微孔型沿晶断裂，其断裂过程为以晶界析出相为核心形成微孔洞并发展成小韧窝，小韧窝长大，沿晶界联结。 18Ni马氏体钢产生热脆化的原因是由于在奥氏体晶界析出薄膜状Ti（C,N）造成的。 最高加热温度与中间保温温度对18Ni马氏体钢热脆化的影响 6.3.3低合金钢去应力退火开裂与杂质元素偏聚 低合金钢去应力退火裂纹是焊接接头去应力退火时在热影响区的粗晶区发生的晶界开裂形式，受焊接内应力、显微组织和化学成分的影响。 产生这种裂纹的条件：晶界强度比晶内低，晶界表面能低及晶粒粗大等。 断裂形貌主要为：微孔型沿晶断口特征。 一些杂质元素如P，Sn，Sb，As和Cu等对焊接热影响区的粗晶贝氏体是非常有害的。 6.4.1非金属夹杂物的来源与性质 来源： （1）脱氧、脱硫产物。 （2）随钢液温度降低，硫、氧、氮等杂质元素溶解度下降，杂质元素脱溶之后与金属化合形成非金属夹杂物沉淀于钢中。 （3）钢液被大气氧化形成氧化物。 （4）浇注过程中带入钢液中的炉渣、熔渣和耐火材料。 分类： 脆性夹杂物：不具有塑性变形能力的简单氧化物、双氧化物、氮化物和不变形的球状或点状夹杂物。 塑性夹杂物：具有良好的塑性，可以很好的适应钢的变形。主要有含 SiO2量较低的铁锰硅酸盐，硫化锰等。 半塑性夹杂物：指夹杂物的外壳具有一定的变形能力，而核心部分不能变形，将阻碍附近夹杂物的自由变形。主要指各种复合的铝硅酸盐夹杂物。 断裂韧度是材料在低于屈服强度的应力下，抑制或阻止已存在的裂纹开始扩展的能力。夹杂物的作用相当于材料中存在的缺陷，表面办椭圆裂纹的临界尺寸为： 钢中非金属夹杂物对强度和塑性的影响决定于所含夹杂物的种类、数量及其存在形态。 可见在一定韧性水平时， 钢的强度随含硫量的增加而降低。 硫对淬火后回火到不同强度的45CrNi3Mo钢断裂韧度