应“gtn1314 搞具体点，上点分析数据啥的。 ”，特将具体分析上传，供朋友们探讨与纠错；
一、试验:
1)化学成分:C:0.76(超标) Si:0.202 Mn:0.55 P:0.013 S:0.0071 Cr:1.02 Ni:0.067 Mo:0.277
2)硬度检验: a.表面硬度HRC:43.0~44.0(表面硬度超标准要求) b.次层硬度HRC38.5~39.0
3)抗拉强度试验:符合技术要求;
4)金相检验:
a.头部六角面表层组织,回火T,1级,增碳状态,增碳层约0.40mm,表面组织不符合技术要求;
b.次层(磨削2mm处)组织,回火S,1级,心部组织符合技术要求;
5)氢脆试验:经试验未见大量气泡逸出,除氢正常;
二、宏观:
1)位置:断裂失效发生在螺纹最后一扣牙底并与支承面R角底部接壤,有少量残存螺纹矗立;
2)支承面垫片:见多量黑色覆盖物,经清理镀锌层色泽光亮与R角接壤处平面见少量挤压磨擦痕迹;
3)断裂面:
a.断面附近未见有明显缩颈塑性变形痕迹,宏观呈灰色,呈细晶颗粒状,有金属光泽;外周圆多处呈现小台阶条纹,局部受磨擦
而发光,且均在圆周边缘,以小适度均角排列,细密而有规则;
b.断面与螺杆轴线垂直,宏观内凹形似碗状皿形,皿形面上均有多条放射线纹,皆由表面小台阶发展而至,以太阳辉纹状密布排
列,纹路刚直无扭曲,角度一致,界限明显,宽度不一,但几乎同时向心部中央聚拢,而聚拢交汇区不是一宏观平面,而是有一2mm
左右高度差的自由平面,圆弧接壤;
c.太阳辉纹聚拢的方向及位置均为断面中心,此区呈纤维状,较粗糙,颜色灰暗,无金属光泽,肉眼可见其有扭曲痕迹.
d.在图的左侧一块单独三角形地带,其与中心纤维区紧密相连,并与螺杆轴线呈45°,与太阳辉纹有明显分界,分界处有撕裂磨
擦痕迹,其它皆为粗糙的纤维状,暗淡无光,局部残存些许破损螺纹断牙,是螺栓发生断裂的最后部分;
三、原因:
1)螺栓断裂发生在头部端面的R角根部最后一牙螺纹小径处,由联接副的受力特征可知,由于螺栓六角头支承面R处承受应力比
例占其总应力的40%左右,此处因截面突变及支承作用其应力值较集中,在螺栓与螺母相对压缩、递进、锁紧、挤压、磨擦的过
程中,螺栓承受轴向拉力的同时,还与内螺纹面产生磨擦应力,当夹紧力载形成的开始,其反作用力也开始抑制螺母递进,此时
内、外螺纹贴合面在承受轴向拉力的同时还受周向磨擦作用力,当进程进一步增加时,贴合面也进一步抱紧、咬合、挤压,螺纹
面在六角头与配合螺母相对作用下以轴线为基点沿扭转方向产生一定扭转倾角,相当于六角头逆装配扭转方向而动,给螺纹面留
下一个扭转倾角,而这个扭转倾角所产生的应力及螺母压缩时所产生的轴向应力均表现在内、外螺纹贴合区域外的起始螺纹和
六角头支承面R处,应力极高;
2)由于热处理工艺过程控制不良,造成螺栓表面产生增碳层,而增碳层的增加将导致其材料硬度及强度增加,其同时也降低了材
料的强韧性和可塑性,增加了脆性;而网带炉的密闭性问题又容易导致氧原子的出现,并沿材料表面进入工件内部,与材料内的合
金元素Mn、Cr发生内氧化,而氧化物将损伤晶界,破坏晶界接合力并使强度下降,脆性加大; 0.40mm的增碳层只对其表面进行了
强化,心部性能未发生变化,在外部应力作用下损伤部位易生成显微裂纹;
3)由于螺栓表面存在0.40mm增碳层,其表面硬度高于次表层及心部,其硬度的增加使其螺纹面的磨擦系数发生变化,而磨擦系数
的变化直接影响装配现场的扭矩系数值,其必然结果就是发生过载装配;
4)由于扭矩系数的偏差,装配时所用扭矩值传递至螺栓时其拉力接近或超过材料的屈服强度,装配完成时其仍保持完好状态,但
表面显微裂纹已扩展移动,当整机发生震动或螺栓开始服役承重时,突加外荷作用下其螺栓难以承顾所加载荷而发生断裂失效;
四、结论:表面增碳
综上所述,由于表面有浅层硬壳,预留下潜在微层损伤,装配时扭矩系数和标准偏差发生变化,造成单件扭装时发生过载,因表
层的隐留微损伤及韧性的下降,扭装时在先期条件保证下裂纹以较快的速度发展,最后在承载时断裂.
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发表于 2012-12-29 07:02:03
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楼主
发表于 2012-12-25 11:20:30
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