1、第8章 实际构件失效分析实例,8.1 M5-36-11No.20.5风机轴断裂分析 某厂M5-36-11N0.20.5D风机在使用接近7 年后，于1999年8月中旬发现风机轴偏斜， 轴径表面与风机罩发生摩擦。将该轴取下后 发现在叶轮端支撑轴承面台阶处发生开裂， 表面裂纹宽度接近2mm，叶轮附近的轴表面 磨损深度达5mm。于1999年10月26日将该 轴断开，确定对该轴的断裂原因进行分析。,8.1.1概况 M5-36-11No.20.5风机原设计的部分参数： 设计功率：710kW，电动机转速：1480r/ min，飞轮力矩：36.3Nm，叶轮质量： 788kg；主轴质量：285kg，主轴材料：4
2、5 钢，轴长度：1889.9mm；中心距： 816.9mm，叶轮力臂长度：575.9ram，临 界转速：2221r/min；转速系数：1.5。 风机主轴结构与尺寸，如图8-1所示。,风机轴受力分析与计算如图8-2所示。,经力学计算校核的部分数据： 危险截面应力：16.64MPa；强度系数：3.3。 在设备安装时，经设计、使用、制造单位同意， 将原设计的19D改为20.5D，经计算： 叶轮重量=8470N；危险截面计算扭矩 Mn=4581Nm；危险截面应力max=17.25 MPa。 45钢许用应力n=55MPa，maxn。 同时，根据行业标准，主轴临界转速系数应不小 于1.3，该风机主轴的临界
3、转速系数为2.14，符合要 求。,轴的断裂位置如图8-1所示。由图8-2的受力 分析可知，其断裂面发生在轴的应力最大面 上的台阶过渡处，即使用中的危险截面。检 查发现该轴台阶处过渡圆角半径为R5，但圆 弧加工不光滑，在圆弧连接处存在较明显的 “切根”现象，在此处可产生较大的应力集 中。,另外，现场检测人员发现在使用中，该轴 的振动较其他风机严重。其他风机的水平振 动和垂直振动均为20m左右；该轴的水平 振动为5060m，垂直振动为4050m， 均比其他四台风机振动大约30m。标准规 定该类风机的振动要求（标准参数由使用厂 提供）为：20m以下为优，40m以下为 良，超过80m为不合格。显见，该
4、风机使 用中的振动情况虽然在规定的合格范围以 内，但已超出“良”的要求。,8.1.2 断裂过程分析 风机轴断口的宏观形态如图8-3所示，断口 显示该轴的断裂为疲劳断裂性质。疲劳裂纹 首先由轴近表面的三处缺陷处起源，然后在 较低的旋转弯曲交变应力作用下，裂纹慢速 扩展。裂纹扩展至轴半径的1/2处后，扩展 加速，在断口上可观察到清晰的疲劳弧线， 疲劳弧线的圆心指向最后断裂区。,在断口上宏观可见三处明显缺陷A、B、 C，缺陷A根部有明显裂纹起源时形成的台 阶。A、B两处缺陷形成的裂纹基本在一个平 面上扩展，很快汇合形成一个的裂纹；C处的 裂纹扩展缓慢，最后断裂时与A、B裂纹形成 一个不大的撕裂台阶。
5、由此可知，裂纹均从 缺陷的根部形成并扩展。,b）,a）,图8-4 断口缺陷处裂纹形貌（3）,a）A处,b）B处,图8-5 缺陷根部裂纹微观形态（150,图8-6 裂纹快速扩展区解理（250,从宏观断口分析可知，裂纹起源于轴的缺 陷处，因此，轴上的缺陷对裂纹的形成有决 性的作用。为了进一步分析缺陷的作用及缺 陷处裂纹的形成过程和裂纹形态，在图8-4中 示出宏观断口上严重缺陷处的放大形貌。由 此可知，裂纹均从缺陷的根部形成并扩展。,在裂纹起始区和扩展区取样，在扫描电子 显微镜下分析断口的微观形态，如图8-5、图 8-6所示。在裂纹起始区（缺陷根部）可见大 量的微观台阶，这些台阶是在局部较大应力 集
6、中作用下疲劳裂纹起始时形成的。在裂纹扩展区为典型的解理断裂，可见珠 光体解理形貌，这是在调质组织中常见的疲 劳裂纹扩展区形态。,在交变载荷作用下，金属疲劳裂纹的形成 一般经过三个阶段。疲劳源形成阶段、裂纹 疲劳扩展阶段和失稳扩展（快速断裂）阶 段。疲劳源的形成和形成阶段所需载荷交变 循环次数对疲劳断裂有很大影响。在光滑零 件表面，当交变载荷低于材料的疲劳极限 时，疲劳裂纹源难以形成，即不可能发生名 义上的疲劳断裂。但当零件表面存在缺陷 时，裂纹源即在缺陷导致的应力集中作用下 形成。,当缺陷达到一定尺度，尤其是片状缺陷，则缺陷 为疲劳断裂过程提供了现成的疲劳源。疲劳断裂不 需经过裂纹的萌生期，而
7、直接在缺陷根部扩展，这 将极大地缩短零件的疲劳寿命。由于缺陷根部存在 较大的应力集中，在其根部可见大量细小疲劳裂纹 台阶，而这每一个台阶间即对应一个疲劳裂纹源， 疲劳裂纹源的数目可表示为n+1个（n为对应的疲劳 台阶数目）。应力集中程度越大，则形成的疲劳台 阶数目越多，疲劳裂纹源就越多。分析图8-4的缺陷 根部疲劳台阶的数目和形态，可大致确定裂纹首先 在A处起裂，而B处和C处的开裂略晚。,由以上分析可以确定，此次断轴的断裂性 质为疲劳断裂。疲劳裂纹在断轴危险截面的 三处主要缺陷处起裂，然后作低应力扩展。 由于所承受载荷为旋转弯曲载荷，因此，在 轴的圆周上存在多处开裂点。,8.1.3 缺陷与断裂
8、原因分析 缺陷与组织分析 金相组织分析显示，在轴表面有一厚度约 0.6mm白亮层。在扫描电镜上对缺陷部位和 基体金属进行能谱衍射分析，结果显示在缺 陷部位的金属成分与基体相同，主要元素为 Fe，有少量的Mn，未发现其他元素成分。,在缺陷处取样，对缺陷纵向的组织进行分析。缺 陷部位的组织构成如图8-7所示。图8-7中的组织由 三层构成，即表面白亮区、黑色组织区和基体组 织。表层白亮组织为细小的P+F组织，黑色组织为 淬火的板条M组织，基体组织为F+P+W1。组织分 析显示，该部位的组织分布形态为焊接组织。表层 为焊接的低碳钢组织，F含量高，而P含量相对很 低，组织形态与20钢相同。白亮层以下为4
9、5钢（基 体）淬火组织。,在焊接表层金属的过程中，在焊接热影响 区使基体部分金属温度达到其临界温度，从 而在其后的冷却中发生马氏体相变。缺陷处从表面到基体的硬度值测试结果如 图8-8所示，表层白亮区硬度很低，硬度值为 220HV0.1，淬火区M的硬度为386HV0.1，基 体硬度为250HV0.1。,图8-7 缺陷处表层组织形态（50）,图8-8 硬度测试结果,2. 缺陷的形成与致断原因分析 由上述实验和分析，可以认为缺陷的形成过程 为：该轴安装轴承的轴表面经过表面补焊或堆焊处 理，焊接材料为近似20钢。在焊接时，由于轴的台 阶结构和散热，在台阶过渡处形成多处虚焊点，即 轴上观察到的多处缺陷。
10、这些虚焊表面，形同轴内 存在宏观裂纹。轴在运行中，在这些缺陷根部以疲 劳裂纹源的形式导致疲劳开裂。,轴的基体组织中P含量偏高，且有明显的w组织。 该组织既不同于45钢正常正火组织，也不同于45钢 调质组织。组织分析认为，该组织的形成与该轴热 处理时加热温度偏高，而冷却时冷速较正常正火冷 速快有关。虽然该类组织在此次轴的开裂中不是根 本性的因素，但此类组织可降低轴的疲劳强度。尤 其该风机设计安装时将风机叶轮由19.5D改为 20.5D，增加了轴的负荷，因此，在更换新轴时应 注意对轴的热处理规范的控制。,另外，该风机在运行中的振动较其他风机 高，会造成振动疲劳与旋转弯曲疲劳的联合 作用，也导致轴的
11、疲劳寿命降低。导致该风 机振动增加的因素可能与表面焊接时形成的 缺陷有关，应注意检查。当更换新轴后的振 动依然未能解决，应从安装上查明原因，减 小其振动。,8.1.4 结论 （1）此次风机轴断裂为低应力疲劳断裂，断裂由 轴表面三处缺陷的根部起始，扩展后汇合形成开 裂。 （2）轴疲劳开裂的直接原因是在轴的最大受力面 有严重的缺陷。 （3）缺陷的形成为轴表面焊接时的焊接缺陷造成 的。表面焊接材料为近似20钢，在轴的台阶过渡处 形成多处虚焊。 （4）轴的基体材料组织存在w组织，同时风机运行 中振动较大，影响轴的使用寿命，建议加以更改。,82矿井提升绞车减速齿轮早期开裂分析 某矿主井提升绞车减速器二级
12、齿轮，在安装使 用不到2年时发生齿轮齿面开裂，而该设备按设计要 求应正常运行15年以上。矿井提升绞车不仅担负着 矿井煤炭提升运输的主要任务，而且其付井还承担 人员的提升运输，一旦减速器齿轮开裂导致提升机 失控，对矿井生产和安全将造成严重影响。因此， 有必要对开裂的齿轮进行综合分析，查找造成齿轮 开裂的原因，以避免事故的发生。,8.2.1 开裂齿轮的断口分析 1. 宏观分析 开裂齿轮的裂纹形态如图8-9所示。齿圈材料为 ZG310570，加工后热压套装在齿箍上。一对齿 轮中的一个发生齿面开裂，另一齿轮未发现开裂情 况。齿轮开裂已穿透整个齿轮圈，在原过盈力作用 下，裂纹最大张开宽度约5mm。齿面裂
13、纹有A、 B、C三条，从裂纹尺寸和分布情况，可确定A裂纹 为主裂纹。当A裂纹快速扩展穿透整个齿面时，齿 间拟合状态破坏，与断齿相邻的两个齿面在传动过 程中被挤压开裂。,图8-9 开裂齿轮形态及齿面 上裂纹的分布形态,为了确定齿轮开裂的性质，将开裂齿轮打 开，得到的齿轮开裂面形态如图8-10所示。,图8-10 断口宏观特征,断裂发生在齿轮齿根处。从断面裂纹扩展 宏观形态（见图8-10）可以确定，断裂属于 疲劳断裂特性。裂纹疲劳扩展区比较光亮， 呈半椭圆形形态，可隐约观察到裂纹扩展过 程中形成的疲劳弧线。裂纹疲劳扩展到一定 尺寸后在外力作用下快速扩展，形成过载开 裂形态，在疲劳断裂区边缘有明显的裂
14、纹扩 展形成的撕裂棱，开裂面粗糙，有清楚的放 射状花样。,整个齿轮的齿面损伤比较严重。在断裂的 齿面和没有断裂的齿面上，均有大量的麻 点，有的地方已形成剥落坑，见图8-10。,2. 微观分析 断口疲劳开裂区的微观形貌如图8-11图8-14所 示。图8-11为齿根开裂源区形貌，断面呈现枯木状 断裂形态，有许多块状碎裂的夹杂物，其上分布二 次裂纹；图8-12所示断口上难以观察到明显的疲劳 断裂形成的疲劳条痕，只在局部晶粒上有类似于疲 劳条痕的断裂形态；图8-13显示在二次裂纹部位可 以观察到裂纹内有较多的碎块状夹杂，两侧晶粒有 明显的摩擦痕迹；图8-14表明断面边缘也有明显的 磨损挤压形态，局部的
15、微孔深、孔口小，属于夹杂 脱落导致。,图8-11 断口的枯木状形态，有大量的碎块状夹杂和二次裂纹,图8-12 断面上大晶粒开裂的形态，开裂断面上有断续的疲劳痕迹,图8-13 二次裂纹形态，裂纹内有碎块状夹杂，裂纹两侧晶粒磨损挤压痕,图8-14 开裂面边缘形态，表面明显变形、磨损，有小深的微孔,8.2.2 齿轮材料金相组织与性能硬度分析 为了进一步确定齿轮开裂的原因，在开裂 的齿面不同部位取样，进行金相分析，各部 位典型组织形态为粗大的铸态组织，如图8- 15所示。从图8-15可知，齿轮齿面的组织形 态与心部基本相同，组织中存在较大的夹杂 物和铸造缺陷，这是导致材料疲劳强度降低 的主要因素。,C
16、）,d）,C）心部组织及夹杂物1（500）,d）心部组织及夹杂物2（500）,取断齿及相邻的轮齿，检验齿轮的硬度， 结果列于表8-1和表8-2。齿轮硬度较低，齿 面硬度只有30HRC，与齿轮心部硬度相差不 大。尤其齿根硬度偏低，只有25HRC。,表8-1 单齿硬度测试结果,（单位：HV0.1）,表8-2 不同齿的硬度测试结果结果,注：齿顶1靠近断口处，齿顶2、3为相邻的齿。,8.2.3 讨论 上述分析可以确定，齿轮的开裂属疲劳开裂。导 致齿轮早期开裂的主要原因是：齿轮表面尤其是 齿根部位硬度偏低，齿轮根部一方面要承受齿轮运 转中轮齿啮合时的较大弯曲应力；另一方面，齿轮 啮合表面产生较严重的磨损
17、和接触疲劳，形成齿面 上的剥落坑，使得齿轮在传动过程中产生冲击和较 大的振动，低硬度的齿根不能承受这样的载荷，疲 劳裂纹即从轮齿根部形成并扩展。,粗大的铸态组织和夹杂物以及钢中的铸 造缺陷提高了裂纹的扩展速率da/dN（mm /次），导致疲劳裂纹快速扩展，加速了断 裂的过程。 从齿轮齿面磨损和剥落坑形态以及断齿的 疲劳区与最后瞬断区的比例可以看出，齿轮 的实际运行载荷较大，为裂纹的形成和扩展 提供了力学条件。,大量的实验表明，承受交变载荷的零件表面硬度 对零件的疲劳寿命有很大影响。本分析中，齿轮轮 齿表层硬度与轮齿中心硬度基本相同。而日齿根的 硬度还低于齿顶和齿面的硬度，可见该齿轮加工后 没有
18、进行有效的热处理，即使对表面进行了火焰淬 火处理，也因淬硬层薄，起不到明显改善材料疲劳 强度的作用。,普遍认为钢中的缺陷对疲劳强度有较大的 影响，这一影响要比对静载强度的影响大得 多，金属的疲劳极限随晶粒的增大和缺陷的 增多而降低，而疲劳断裂概率明显增加。开 裂齿的金相组织粗大，有严重的铸造缺陷和 夹杂物，严重降低齿轮的疲劳寿命：,疲劳裂纹扩展速率与晶粒尺寸呈线性关 系；在疲劳裂纹扩展前沿，夹杂物极易形成 微裂纹，加速疲劳裂纹扩展；在疲劳裂纹扩 展前沿形成应力集中，使实际应力水平提 高，促进裂纹扩展；钢中的夹杂物和铸造 缺陷导致材料的脆性增大，强度和韧性降 低，导致快速的脆性断裂。,8.2.4
19、 结论与建议 （1）齿轮的开裂属于疲劳开裂，疲劳裂纹起 源于轮齿根部。 （2）齿轮材料存在较严重的组织缺陷，有铸 造缺陷和较大尺寸的夹杂物，这使得材料的 疲劳抗力降低。,（3）齿面硬度相对较低，致使齿轮在传动过程中 齿面形成严重磨损，在接触应力作用下，齿面形成 接触疲劳损伤。尤其齿根硬度偏低，疲劳抗力低， 不足以承受弯曲应力以及齿面损伤形成的振动和冲 击载荷作用。 （4）建议：为提高齿轮使用寿命，考虑到设备的 重要性，应采用锻造齿轮；或用铸造齿轮时，采取 有效探伤，确定钢中没有严重缺陷，方可保证安 全。,8.3 振动压路机驱动桥弧齿 准双曲面齿轮的实效分析 8.3.1 实效分析实例 下面以其中
20、的一对齿轮失效分析为例，以 说明弧齿锥齿轮的失效分析方法和研究结 果。,该对弧齿锥齿轮使用在YZ10液压振动压路机驱动 桥中，已运行约400h，失效齿轮的外观形貌如图8- 16所示。从失效齿轮外观可以看出：主动齿轮的齿 面出现严重磨损，齿顶磨成刃状，有3个轮齿的4处 发生深层剥落，即局部发生大块剥落，剥落深度约 为整个硬化层的深度；从动齿轮齿面出现严重磨 损，硬化层大部分地方全部磨掉，其磨损程度凹面 大于凸面，齿顶硬化层及部分心部金属全部磨去， 并有明显断裂现象。,a）主动齿轮,b）从动齿轮,图8-16 实效分析外观图,经过对失效主动齿轮进行检测可知：表层硬度 60HRC，心部硬度约3638H
21、RC,渗层深度为0.95 1.00mm，均符合技术要求。对渗层的金相组织 进行分析可知：共渗表层为密集带状的碳氮化合 物，深度约0.05mm，次层为针状马氏体和少量的 残余奥氏体，无非马氏体的不良组织，如图8-l7所 示；轮齿心部的金相组织为低碳马氏体，无未溶铁 素体，如图8-18所示。,图8-17 主动齿轮共渗表层金相组织（400）,图8-18 主动齿轮心部金相组织（400）,显微硬度计测得的渗层硬度分布曲线如图 8-19所示，由图可知：表层的碳氮化合物区 的硬度很高，次层的少量残余奥氏体未引起 硬度的明显降低，整个硬化层的硬度值及分 布均较为良好，有效硬化层深度也较大。按 此测定结果所确定
22、的共渗层全深度约 1.10mm。综合以上分析，说明主动齿轮热处 理质量较好。,图8-19 主动齿轮共渗层的显微硬度分布曲线,经过对失效从动齿轮进行检测可知：表层 硬度约60HRC，符合技术要求；心部硬度约 2829HRC，低于技术要求（35 42HRC）；显微组织确定的渗层深度约为 0.90mm，符合技术要求。,对渗层的金相组织进行分析后可知：共渗 表层为密集堆状的碳氮化合物，分布深度在 0.10mm以上，如图8-20所示，次层为隐针马 氏体组织，再次层为点状及爪状二次碳化物 加隐针马氏体和非马氏体组织，整个共渗层 看不到针状马氏体和残余奥氏体的痕迹，表 明该齿轮的基体中碳氮元素的饱和度是不高
23、 的；轮齿心部的金相组织为低碳马氏体及大 量的未溶铁素体，如图8-21所示。,图8-20 从动齿轮共渗表层金相组织（400）,图8-21 从动齿轮心部金相组织（400）,显微硬度计测得的渗层硬度分布曲线如图 8-22所示，由图可知：除表层碳氮化合物区 具有高硬度外，其余区域的硬度值均较低， 由表层的高硬度层突然降至很低硬度，而且 有效硬化层深度很浅，这样的硬度分布显然 是不好的。,图8-22 从动齿轮共渗层的显微硬度分布曲线,根据上述分析，可得出该对齿轮的早期失 效的原因主要是：从动齿轮的表层有密集堆 积状的高硬度碳氮化合物，次表层金属的硬 度很低，其支撑能力很差，在重载工作条件 下，从动齿轮
24、表层的碳化物壳层首先剥落， 其形貌如图8-23所示。,图8-23 从动齿轮表层碳氮化合物层剥落形貌（400）,表层高硬度的壳层剥落后，较软的基体金 属发生快速磨损，直至报废。在此过程中， 主动齿轮也发生磨损，由于啮合状态的恶 化，使磨损加剧，直至硬化层减少到不能承 受外加负荷时，在齿面接触应力最大的区域 引起大块状的硬化层剥落而失效。,导致从动齿轮共渗层质量不良的工艺因素主要 是：共渗处理温度偏低，由此而引起共渗表层碳氮 化合物的堆积和基体碳氮饱和度的降低；重新加热 淬火时的温度偏低，致使心部出现大量的未溶铁素 体，进而引起心部硬度的显著降低；在重新加热淬 火时，该齿轮的共渗层发生较为明显的脱
25、碳现象， 由此而引起次表层基体强度的降低。主动齿轮在磨 损到一定程度后，多处发生的深层剥落失效表明， 在啮合状态不良的情况下，即使符合技术要求的主 动齿轮，其硬化层深度也显得不足。,8.3.2 热处理工艺分析 现行的齿轮化学热处理工艺属于中温高浓度碳氮 共渗工艺，是渗碳和渗氮工艺的综合，兼有两者的 长处。生产单位是在吸收国内外同类产品有关技术 的基础上，结合工程机械产品低速、重载的特点及 现场实际条件，将该工艺应用于弧齿准双曲面齿轮 的热处理中。该工艺已在多种型号，特别是在双驱 动机型的驱动桥传动齿轮的应用中取得了良好的效 果。但对于前述单驱动机型的齿轮产品的使用性能 则不尽如人意，出现前面提
26、到的多对弧齿准双曲面 齿轮的早期失效破坏。,在对多例早期失效齿轮的失效分析中，可以得出 弧齿准双曲面齿轮失效的主要形式为：主动齿轮的 失效为被动失效，主要表现为深层剥落或磨损，在 避免从动齿轮过早失效的前提下，这类齿轮能够保 证齿轮副的使用寿命；从动齿轮的失效为主动失 效，齿面出现严重磨损和硬化层的大块剥落及断 裂，表明渗层的耐磨性和强度不足，引起从动齿轮 早期失效的主要原因是共渗层组织状态不良和硬度 低。,对主动齿轮热处理工艺的评价和分析： 该工艺在有利于减小热处理变形的同时，能够获 得较高的耐磨性和较高的承载能力；表层碳氮化合 物的形态不够好，数量相差较大，应严格控制碳氮 元素的渗入量，不
27、宜过多；降温扩散及淬火温度力 求按上限（830+10）控制，或于850 直接淬 火，这有利于增加硬化层深度，有利于防止深层剥 落而又不致于造成过量的热处理变形，同时也有利 于改善表层的CN化合物形态，防止堆积。,对从动齿轮热处理工艺的评价和分析 与主动齿轮的直接淬火不同，从动齿轮是重新加 热淬火，共渗温度为850与常规的渗碳温度 （930）相比，主要差别是奥氏体的饱和碳含量 不同，要低很多，淬火后对应的马氏体的含碳量也 很低，因而，所得渗层的耐磨性能和强度指标均有 很大差别，同是马氏体，温度越低，耐磨性和强度 指标越低；现场采用的共渗介质是煤油+液态氨， 煤油是长链CH化合物，860以下不能完
28、全分解， 温度越低，分解越不完全，产气量越小，析出的焦 油量越多，对获得优良的表层组织不利；,在相同的煤油加入量的前提下，温度越 低，碳势越低，碳原子向金属内部的扩散越 慢，结果将造成共渗表层原子碳的堆积和大 量的炭黑，使得共渗层的表层组织不易控 制；加热到830的淬火温度偏低，轮齿心部 很难获得像主动齿轮那样100的低碳马氏 体，而出现大量的未溶铁素体；,共渗出炉后空冷，将发生脱碳和二次碳化物的析 出，重新加热时，特别是保温阶段共渗层中的碳进 一步跑出并向内部扩散，致使共渗表层及次层奥氏 体的含碳量进一步降低，故在随后的压床淬火时易 发生早期分解而形成非马氏体组织，导致共渗层中 不易产生针状
29、马氏体和残余奥氏体。,8.3.3 保证质量的工艺措施（1）更新热处理设备，引入可控气氛加热炉 取代现行的井式电阻炉，以便实现无氧化 （脱碳）加热及热处理过程的自动控制。（2）将共渗温度和淬火温度分别提高10 20，为了防止温度提高后使热处理变形量 增加和脱碳导致硬度不足，可将重新加热淬 火的保温时间缩短10 20min，同时尽量缩 短工件出炉至淬火冷却的时间和共渗时扩散 阶段的时间。,（3）严格控制加入介质的质量，如液态氨的含水 量、煤油的含硫量等，为控制共渗时的煤油供给 量，在系统中可增加一个自动控制的定量装置，以 便控制碳势，满足渗碳要求。 （4）齿面渗层的深度对齿轮的使用性能有很大影 响
30、，渗层较厚，齿面的接触疲劳强度增加，可以防 止渗层录落，但渗层过深，需要共渗的时间较长， 表面压应力下降，表层含碳量增高，淬火后残余奥 氏体和大块碳化物增多，导致疲劳强度和冲击韧度 降低。,在此分析基础上提出保障齿轮热处理质量 的工艺措施，按此措施进行热处理，齿轮表 层、过渡层和心部组织正常。经过两年多的 实际运行，未再出现类似的失效现象。,8.6 潜水泵叶轮腐蚀破裂分析 作为矿山和动力工业的主要没备，潜水泵通常用 来提供冷却水或循环水。一般潜水泵的主要失效形 式为腐蚀、磨损和断裂。一旦叶轮被腐蚀，潜水泵 的工作效率将受到很大影响。通常，在高速旋转的 叶片表面的主要腐蚀形式为“空化腐蚀”或“磨
31、损腐 蚀”。下面分析的潜水泵叶轮的腐蚀主要发生在叶轮 根部和导柱的表面，最终导致断裂，而在叶轮的整 个表面腐蚀尚不严重。,8.6.1潜水泵的工作条件和腐蚀形态 潜水泵叶轮工作条件 失效的潜水泵为3级泵，提升高度60m， 无污泥转速为3000r/min。叶轮材料为 HT200，实测的化学成分列于表8-6。失效的 潜水泵为3级泵，提升高度60m，无污泥转速 为3000r/min。叶轮材料为HT200，实测的 化学成分列于表8-6。,表8-6 铸铁的化学成分（质量分数，%）,2腐蚀与失效形态 潜水泵的腐蚀情况如表8-7所示。,表8-7 叶轮的腐蚀状况统计,运行仅仅45个月的叶轮的腐蚀深度已经达 3m
32、m，而且叶轮已经破碎。潜水泵叶轮和腐蚀的叶 轮外形见图8-46。叶轮的腐蚀特征如下：泵的中 心柱的底部和顶部表面腐蚀最严重；在叶轮上表 面根部和下表面根部的中心部位存在两个“死区”， 在这些地方产生严重的局部腐蚀；在水流冲刷最 严重的叶轮体表面却几乎没有腐蚀，基本保持原来 的叶轮几何尺寸。,图8-46 潜水泵叶轮和腐蚀的叶轮外形,a）潜水泵叶轮 b）腐蚀的叶轮外形,由此似乎可以说明叶轮的腐蚀与其几何结 构有密切关系，或者说腐蚀的主要控制因素 是叶轮的结构或水的流动状态。发生严重腐 蚀的两个“死区”部位的水流速较叶轮整体表 面其他部位要低得多，这与产生“空化腐蚀” 或“磨损腐蚀”的条件是明显不同
33、的。,8.6.2 腐蚀表面形貌和腐蚀产物结构 叶轮腐蚀表面形貌特征 在腐蚀部位的金属表面，沉积着一层约 23mm粘附物，金属表面的形态类似于“蜂 窝状”，坑点大小约0.7mm，且分布均匀。用 扫描电子显微镜观察金属表面，如图8-47 所示。其表面形貌为“泥状”且有不同的斑 点。,图8-47 叶轮表面的SEM图形,a）腐蚀表面“泥状”形貌 b）图a暗区的放大,大量的研究表明，由于水流冲刷和“空化腐 蚀”的作用，在发生腐蚀的潜水泵叶轮的腐蚀 表面有明显的塑性变形痕迹。因此，可以说 分析的叶轮表面严重腐蚀的部位没有受到水 流的冲刷作用。上述的腐蚀形貌特征主要应 是由于腐蚀产物、脏物导致的垢下腐蚀以及
34、 石墨腐蚀造成的。,2金属腐蚀表面的微观分析 将保留在叶轮上的腐蚀产物清除，在扫描 电子显微镜上观察分析腐蚀的金属表面，其 微观形貌如图848所示。金属的腐蚀表面微 观形态基本上与基体金属（灰铸铁）一致， 条状石墨形态基本没有变化，但是周围的铁 素体上覆盖着一层疏松的腐蚀产物，可以看 到在铁素体表面上有许多的腐蚀坑。,a）微观形貌 b）腐蚀表面石墨形态,图8-48 金属腐蚀表面的微观形貌,c）腐蚀表面球状物微观形貌,铸铁在发生腐蚀时，铁作为阳极而加速腐 蚀，而石墨作为阴极受到保护。因此，可以 认为，铸铁中的石墨是导致潜水泵叶轮发生 严重局部腐蚀的重要因素，但是，还不能断 定这就是叶轮严重腐蚀的
35、基本原因，因为在 相同的工矿条件下，大多数都是使用铸铁 泵。这里可以明确，在叶轮的腐蚀过程中， 高速流动的水流产生的机械力对叶轮的腐蚀 没有产生什么大的作用。,3腐蚀产物结构分析 在扫描电子显微镜上用能谱对腐蚀产物进行分 析，与一般铸铁中的主要元素相同，为Fe、Si、S 和Al等，但Ca2+却比正常条件下高得多。腐蚀产物 的x射线衍射分析结果如图849所示。在腐蚀产物 中，除了常见的Fe、石墨和Fe3O4还含有大量的 FeCO3和CaCO3。由于腐蚀产物中的Fe及其氧化 物含量较低，所以其衍射峰在衍射曲线上被覆盖。,图8-49 腐蚀产物的X射线衍射定性分析图谱,8.6.3 讨论 叶轮的腐蚀机理
36、 按照热力学原理，Fe能够被氧氧化而后溶 解到一般的水中。Fe的腐蚀过程可以写为,（8-1）,由于叶轮工作在-20m的水下，水中氧的含 量较低，因此，只有部分Fe(0H)2能够被进一 步氧化成Fe(OH)3，而部分的Fe(OH)2与 Fe(OH)3发生反应，于是形成黑锈。,（8-2）,同时，由于有大量的CaC，在上述区域分解成 HCO3-离子， HCO3-离子与Fe(OH)2按下式发生中 和反应,（8-3）,上述的反应表明：有部分的Fe(OH)2通过式（8-2）的反应被氧化Fe(OH)3然后转化为Fe3O4沉淀。事实上,大多数的Fe(OH)2被水中分解出的HCO3-中和为FeCO3沉淀。在所有
37、的反应中，由于HCO3-加速了Fe(OH)2的转变，式(8-1)的反应平衡被破坏，所以，这一反应能够连续不断地进行，Fe的腐蚀也就被加速了。,由于潜水泵叶轮的结构所致，在叶轮根部会形成 “真空带”，这一区域水的流动速度相对其他部位低 得多,由于这些部位的压力较低，水中的CaCO3和溶 解氧以及CO2等气体很容易向这些区域运动并析 出，因而导致局部的HCO3-和溶解氧浓度增加（偏 聚）。结果是各种离子的存在形成了良好的电解 质，高浓度的溶解氧导致反应式（8-1）和式（8 2）能够快速、持续地进行。,2. 腐蚀叶轮表面锈层中CaCO3的作用 通常的研究表明，在中性水中，沉积的锈层中含 有一定量的C
38、aCO3，对Fe的腐蚀有减缓作用，尤 其是在供水管道和锅炉中。但前提是锈层必须是均 匀的和致密的。但在本分析中，如上所述，叶轮表 面形成的锈层是疏松的，而且有大量的孔洞和微细 管，这就不仅不能阻止腐蚀的进行，相反，却对腐 蚀的过程起了一个加速的作用。,在这里用图8-50来描述这一作用和腐蚀的过程。 在此情况下，由于氧和其他离子的扩散受到一定的 阻滞，处于疏松沉积物（锈层）底部的金属和周围 的金属形成一个宏观电池腐蚀系统。锈层底部的金 属成为阳极而加速腐蚀，周围的金属成为阴极而得 到了保护。于是，在锈层底部就产生了严重的局部 腐蚀，形成腐蚀坑。疏松锈层中的孔洞、微细管又 为氧、Fe+和HCO3-
39、提供了通道，因而Fe的腐蚀不 断被加速进行。,图8-50 沉积物下金属腐蚀机理示意图,8.6.4 结论 （1）在叶轮根部和导柱表面发生严重的局部 腐蚀，腐蚀使叶轮根部严重减薄，最终破 裂；在叶轮的其他部位腐蚀轻微。控制腐蚀 的主要因素是叶轮的几何形状和水的流动状 态。 （2）叶轮腐蚀的电化学过程为：水中的Fe被 氧化成Fe2+，进而被水中析出的HCO3-氧化成 FeCO3沉淀。,（3）在水流缓慢的局部区域，HCO3-的析出 和聚集是加速叶轮表面金属腐蚀的主要因 素。在水中CaCO3含量较高的地区，建议使 用铜或其他材料制造的叶轮或改善叶轮结 构，不使叶轮根部形成水的缓流，以防止 HCO3-的析
40、出。（4）含有疏松的锈层不能阻止金属的腐蚀， 反而在锈层底部和周围形成宏观腐蚀电池， 而加速了锈层底部金属的腐蚀。,8.7 白铜BFe30-1-1凝汽器管腐蚀失效分析 凝汽器铜管泄漏是火力发电厂安全、经济生产的 重要威胁之一。导致凝汽器铜管泄漏的主要因素是 铜管的腐蚀。按照凝汽器铜管运行环境和循环水水 质状况，凝汽器铜管的腐蚀形态有沉积物下腐蚀、 管端冲蚀、氨蚀和应力腐蚀等。国内许多电厂都发 生过类似的腐蚀，并进行了大量研究分析工作和提 出了相应的对策。,实际使用的凝汽器管为BFe30-1-1铜管，运行不 到一年即发生严重腐蚀。运行中的白铜管的腐蚀均 发生在管内壁。沿管内壁圆周上腐蚀程度明显不
41、 同，如图8-51所示。按其腐蚀严重程度可以分为三 个部分：管上部（运行中的位置，下同）腐蚀轻 微，与其他部位相比，可视为不腐蚀区；中部腐蚀 相对上部较重，但比下部要弱；管底部为严重腐蚀 区域，腐蚀形态如图8-52所示，在表面形成大量腐 蚀坑，管内表面凹凸不平，腐蚀坑最深处的铜管剩 余厚度只有0.4mm。,图8-52 腐蚀表面的宏观形貌,图8-51 腐蚀区域示意图,从腐蚀的宏观形态和铜管的使用环境可以 初步判断，凝汽器铜管的腐蚀为沉积物（粘 附物）在铜管内表面下部沉积导致的垢下腐 蚀。对许多电厂凝汽器管的腐蚀分析也表明 垢下腐蚀对凝汽器铜管腐蚀的危害作用。日 本栗田工业公司是国际上著名的水处理
42、技术 公司，他们在研究中特别注重冷却水系统中 的结垢处理及其结垢对冷却水管道系统的腐 蚀。,问题是沉积物的存在，能够促进腐蚀或者 说使腐蚀加快，但能否导致如此严重的腐蚀 结果，即有无其他的因素作用。因此，有必 要进行更进一步的实验分析。,872腐蚀的微观分析 1腐蚀的表面形态 在S250MK型SEM上对腐蚀表面的形态进 行微观分析，并对腐蚀表面（产物）进行选 区衍射分析。 图8-53a所示为铜管内表面的形貌。铜管表 面附着物呈团絮状，腐蚀坑底形态有条状 （见图8-53b）和呈圆状破裂的团絮状（见图 8-53c）。在这些部位都检测到Cl和S，图8- 53c所示形态类似于氯化物。,a）白铜管表面,
43、b）对应于图a中的暗区（条状）,c）对应于图a中的暗区（团絮状）,图8-53 铜管腐蚀坑底形貌,2. 腐蚀产物分析 在日本理学（Rigaku）D/Max-3B型X射 线衍射仪上，对从腐蚀比较严重的两段铜管 上取下的表面腐蚀产物和粘着物进行粉末衍 射。X射线衍射分析曲线见图8-54。腐蚀产物 中的主要成分为Cu2O，有少量的CaCO3、 SiO2、FeCO3，和复合物Mn1.00A11.11S1.89 等。,图8-54 白铜腐蚀物样品的X射线衍射定性测试图,对应于图8-53各位置进行微区能谱分析， 分析结果见表8-8 在腐蚀表面微区成分分析中，可见除去白 铜原有的元素成分之外，尚有Ca、K、Si
44、、 S、P等外来元素，以及表8-8中未列出的元 素Cl、O、Mn、Ti等。,表8-8 能谱成分定量分析结果,从能谱分析和X射线衍射分析结果可知，腐蚀应 以Cu的氧化为主。阳极反应为Cu失去电子成为离 子，而阴极反应主要是氧的去极化过程，但有S、 Cl等参与电化学腐蚀过程，促进了阴极去极化，加 速了铜的腐蚀。同时，腐蚀产物中有部分的 CaCO3，CaCO3在一定条件下可以分解，生成 CO32-或HCO3-离子，进而与Cu或Cu(OH)2：生成 CuCO3，这也是水管中铜腐蚀的一种重要形式。,8.7.3 化学成分 1. 管材化学成分和内表面残碳分析 应用X射线电子能谱（XPS）分析铜管内表 面的残
45、碳。分析仪器为XSAM800多功能表面 分析系统（英国KRATOS公司），样品分别 用超声波清洗10min，刻蚀条件为Ar+刻蚀， 2.6X10-4Pa，4keV。分析结果如表8-9所示。,表8-9 铜管表面残碳XPS分析结果（半定量） 注：Cu的摩尔质量取64，C的摩尔质量取 12。 根据白铜化学成分实测值和本表前列测试 数据计算所得值。,凝汽器铜管的主要化学成分分析结果如表 8-10所示。除使用管的含碳量略高外，其余 成分均符合GB/T 52312001的规定要 求。,表8-10 铜管的化学成分,2管材的常规力学性能 在电控WE600万能材料试验机上进行了铜管常规 力学性能测试、扩口试验（
46、GB/T2421997）和 压扁试验（GB/T2461997），测试结果如表8- 11所示，未使用过的铜管的常规力学性能均满足电 力行业标准DL/T7122000的规定。已运行的铜 管，表面有腐蚀现象发生，其力学性能较未使用管 有所下降。尽管其强度仍可达到标准要求，但分散 度较大。延伸率已降低到标准要求以下。,8.7.4 实验研究 在铜管上取样，分别在日用自来水和5NaCl水 溶液中进行恒电位极化曲线测试。测试面为管内表 面，试样暴露在介质中的面积为1cm2，其余部分用 环氧树脂封涂。用恒电位暂态方法测试试样的电化 学阳极极化和部分阴极极化曲线，电位间隔为 20mV，每一电位下的稳定时间是3m
47、in。参比电极 为饱和甘汞电极，辅助电极是Pt片，测试仪器为PS -1型恒电位/恒电流仪。应用Tafel直线法确定。 以此来对比各管在两种介质中的腐蚀速度以及NaCl 对铜管腐蚀的影响。各条件下测得的恒电位极化曲 线如图8-55所示。,a）日用自来水,b）5%NaCl 水溶液中,图8-55 腐蚀极化曲线,未使用管 未使用管（库存）运行中,从图8-55可以看出，试验的白铜在两种介质中的 腐蚀电化学行为过程相似，但不完全相同。在较低 的极化范围内，铜管在自来水和5NaCl水溶液中 均处于活化极化状态，随着极化过电位的增加，极 化电流不断增加。当极化过电位达到100150mV 时，腐蚀过程趋缓，铜管
48、的腐蚀开始出现钝化状 态。,两种介质比较，盐水中的铜管的钝化趋势比自来 水中要明显一些，但其维钝电流却比水中大得多， 而且即使进入钝化段，其腐蚀过程也不稳定，NaCl 对腐蚀试样表面的作用同时显示在极化曲线的波动 上。在自来水中，白铜管的腐蚀电位约是+100 +200mV；在5NaCl水溶液中，铜管的腐蚀电位 变负，变为-100mV。腐蚀速度比在自来水中明显 增加，达到5 8倍。从腐蚀电位和腐蚀电流可以 明显看出，铜管在盐水中的耐蚀性已经明显下降。,另外，使用管和未使用管的腐蚀速度表现出一定 的差别。在自来水中，由于水的腐蚀性较弱，铜管 表面缺陷（腐蚀造成的不均匀和粘附残余附着物） 引起的腐蚀
49、差别是很明显的。使用管的腐蚀电位比 未使用管低100200mV，腐蚀电流则高1倍以上。 在5NaCl水溶液中，由于盐水的腐蚀性较强，因 此这一差别不明显，管的腐蚀电位和腐蚀电流相差 不大。使用管与未使用管在此的差别只有管表面的 状态，显然使用管表面的原有附着物促进了试验条 件下铜的腐蚀。,8.7.5 结论 从上述实验和分析可知，气轮机凝汽器运行铜管 的材质符合国家标准和凝汽器管选用导则的有关规 定，在一般水中具有较高的抗蚀性。从上述实验分 析结果并结合相关文献提供的数据可以确定： （1）所分析的气轮机凝汽器管在使用中的腐蚀不 同于BFe30-1-1铜在一般水中的腐蚀。凝汽器管材 料在自来水和5
50、NaCl水溶液中的腐蚀行为符 BFe30-1-1材料的要求。管材表面的残碳对使用条 件下的腐蚀影响不大。,（2）由于凝汽器管内表面形成大量的沉积物 沉积，由此引起的沉积物下的腐蚀是导致凝 汽器管腐蚀失效的主要因素。 （3）凝汽器管内循环水流速不够，导致了管 下部的沉积物沉积，因此，在使用中应调整 水的流速，并适当减少水中的杂质含量。,8.8 IHI卧式离心机叶片开裂失效分析 某电化厂由国外引进的一台IHl型卧式连续 离心机，在运行10个月后螺旋叶片发生断 裂。为了搞清楚叶片的断裂原因，进行了如 下分析。 8.8.1 离心机叶片的工况条件 螺旋推进器是离心机的心脏部分，它是由一 根400mm2000mm的不锈钢管和焊接在 该管子上的螺形刀片（叶片）组成的。浆料 被螺旋叶片由管子的进料口送入另一端。,
