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22Si2MnCrNi2MoA 钎杆断裂失效分析

运用金相观察、扫描电镜观察和能谱定量分析等实验手段，从组织状态、夹杂物、断口形貌等方面分析了22Si2MnCrNi2MOA 钎杆内螺纹处断裂原因

螺纹连接钎杆的凿岩使用，主要依赖于螺纹连接钎杆的外螺纹与连接套筒或钎头的内螺纹施行连接配合，通过凿岩机的回转冲击钻凿岩孔：螺纹连接钎杆在凿岩过程中承受轴向的高频压缩和拉伸应力，这两种以应力波形式出现的高频应力是造成钎杆断裂或疲劳破坏的主要因素。另外，钎杆还承受扭转以及弯曲应力。

螺纹钎杆的失效部位一般分布在螺纹、杆体、螺纹与杆体的过渡区三个部位，螺纹与杆体之间由于存在设计的过渡区域，螺纹与杆体的过渡区的失效比例较大，为此对该部位的失效样进行分析具有重要意义。本文对 22Si2MnCrNi2MoA 钎杆在内螺纹附近断裂失效进行了系统分析以确定其失效原因，同时对疲劳裂纹起源和扩展进行了探讨。

1.材料及取样方法

1.1 材料

以 22Si2MnCrNi2MoA 钢制造的钎杆缺陷样为研究对象，其原始照片如图1(a)所示。22Si2MnCrNi2MoA钢的主要化学成分范围(质量分数，%)为:C，0.18~0.25；Si，1.20~1.80；Mn，1.10~1.60；Cr，0.20~0.40；Mo，0.30~0.50；Ni， 1.50~2.00。

1.2 取样方法

将22Si2MnCrNi2MoA钎杆缺陷试样断裂面整片切下以观察断裂形貌特征，如图1(b)所示。继续向下切一片以进行显微组织观察和夹杂物分析，如图 1(c)所示。

2.实验结果

2.1显微组织与硬度分布

为了确定该22Si2MnCrNi2MoA杆的组织状态以及渗碳层深度，对该钎杆横截面和纵剖面进行了观察及硬度分析，取样示意图见图1(c)。

22Si2MnCrNi2MoA钎杆缺陷试样由内表面到基体的低倍组织见图2所示。由图2(b)可见，在纵剖面低倍组织中无明显的带状组织。试样横截面内表面到基体的显微硬度分布曲线见图3，随着距内表面距离的增加，显微硬度逐步降低，由HV600左右降低到HV380。由横截面内表面到基体组织过渡(图2(8))结合硬度分布曲线(图3)，可以确定横截面内表面处的渗碳层深度约为0.8mm。

22Si2MnCrNi2MoA 钎杆缺陷试样横截面由内表面到基体到外表面的显微组织见图4。内表层组织为较细的回火马氏体组织，随后的次表层为马氏体，基体和外表面以板条束状贝氏体为主。

2.2 纵剖面夹杂物

由于夹杂物的存在造成材料的断裂失效是很常见的，因此利用扫描电镜观察了22Si2MnCrNi2MoA 钎杆缺陷试样纵剖面上的夹杂物，取样示意图见图1(c)，在纵剖面上，由22Si2MnCrNi2MoA钎杆外表面到内表面发现了图5 的夹杂物。

夹杂物1呈不规则形状，最大长度约为3μm，由能谱分析可知为钛的化合物夹杂，夹杂物2近似呈圆形，最大直径约为6μm，由能谱分析可知为氧化物夹杂，主要是 Al₂O₃、CaO和 MgO。夹杂物3近似呈圆形，最大直径约为13μm，由能谱分析可知为氧化物和硫化物的复合夹杂，主要是Al₂O₃、CaO等。

通过扫描电镜分析发现，22Si2MnCrNi2MoA钎杆缺陷样的纵剖面上观察到的夹杂物主要有氧化物夹杂、氧化物和硫化物的复合夹杂、钛的化合物夹杂等，这些夹杂物尺寸为3~13μm，这些夹杂物周围也没有明显的裂纹。

2.3 断口形貌

从缺陷样的宏观形貌(图6)观察，该钎杆缺陷样断口内表面有很多沿径向的放射状的宏观疲劳裂纹。进一步观察发现，该缺陷样壁厚不均，最大壁厚约为8.8mm，最小壁厚约为6.6mm，壁厚相对较薄区域的疲劳裂纹更为密集。整个断裂面上，右下方靠近外表面处最为粗糙不平，应为该钎杆缺陷样最后发生瞬断时形成的。

为了进一步明确疲劳源的位置以及产生原因，利用扫描电镜观察了图6所示断裂面上断裂处1、2、3和4这四个区域的扫描电镜微观形貌。

断裂处1的扫描电镜形貌如图7所示。断裂处1存在以 A、C为圆心的一簇波纹状的疲劳弧线，根据疲劳弧线的走向判断，此处的断裂起源于断裂处1的A和C两个位置，疲劳裂纹由钎杆的内表面沿着图7箭头所示方向向外表面扩展延伸。A和C两处断裂源处的扫描电镜微观形貌为韧窝形貌:B、D和E三处均处于疲劳裂纹的扩展区，其微观形貌为韧窝和沿晶的混合形貌，可见，断裂处1的疲劳源A、C两处疲劳裂纹在起源、扩展过程中，其微观形貌呈现出由韧性断裂特征向脆性断裂特征的变化。

断裂处2的扫描电镜形貌如图8所示。断裂处2存在以F、H为圆心的一簇波纹状的疲劳弧线，根据疲劳弧线的走向判断，此处的断裂起源于断裂处2的F和H两个位置，疲劳裂纹由钎杆的内表面沿着图8箭头所示方向向外表面扩展延伸。F和H两处断裂源处的微观形貌为韧窝形貌:G和I两处位于疲劳裂纹的扩展区，其微观形貌为韧窝和沿晶的混合形貌。

断裂处3的扫描电镜形貌如图9所示。断裂处3观察到一条贯穿内外表面的长裂纹，该长裂纹位于壁厚较薄处，此处壁厚约为7.4mm，重点观察了以J为圆心的一簇波纹状的疲劳弧线，根据疲劳弧线的走向判断，此处的断裂起源于断裂处3的J这个位置，疲劳裂纹由钎杆的内表面沿着图9箭头所示方向向外表面扩展延伸。断裂源J处的扫描电镜微观形貌为韧窝形貌。K和L两处位于疲劳裂纹的扩展区，其微观形貌为韧窝和沿晶的混合形貌:对比K和L两处的微观形貌，其明显呈现了疲劳裂纹扩展区两个不同阶段的沿晶韧窝形貌，这主要与裂纹扩展过程中裂纹扩展速率不同时微观机制不同有关。

断裂处4的扫描电镜形貌如图10所示。断裂处4观察到了以M为圆心的一簇波纹状的疲劳线，根据疲劳弧线的走向判断，此处的断裂起源于断裂处4的M这个位置，疲劳裂纹由钎杆的内表面沿着图10箭头所示方向向外表面扩展延伸:该区域的疲劳弧线间距不等，靠近内表面间距较小，疲劳弧线较为致密，而靠近外表面间距较大，疲劳弧线较为稀疏。断裂源 M 处的扫描电镜微观形貌为韧窝形貌:N处位于疲劳裂纹的扩展区，其微观形貌为韧窝和沿晶混合形貌。

3讨论

3.1断裂原因

首先，通过对该钎杆组织状态和硬度分布分析可知，该钎杆内表面有渗碳层，深度约为0.8mm，外表面无渗碳层，基体和外表面的组织以板条束状贝氏体为主，适合作为钎杆的基体组织。可见，该钎杆组织并没有任何异常，能很好地满足钎杆工作条件对组织的要求。

其次，通过对纵剖面夹杂物观察可知，22Si2MnCrNi2MoA钎杆缺陷样内螺纹处的纵剖面上观察到的夹杂物主要有氧化物夹杂、氧化物和硫化物的复合夹杂、钛的化合物夹杂等，这些夹杂物尺寸为3~13μm，并没有观察到大尺寸夹杂物的存在，这些夹杂物周围也没有明显的裂纹。同时，在2.3节中，在对多处疲劳源区观察中并没有找到明显的夹杂物.由此可知，22Si2MnCrNi2MoA钎杆内螺纹处断裂破坏并不是由夹杂物引起的。

在使用环境方面，在凿岩过程中，螺纹钎杆主要承受轴向的高频压缩压力和高频拉伸应力。因此，钎杆是处在高频应力、严重内外耗同时存在的应力状态下工作，从而造成了钎杆的断裂。

通过对断口形貌扫描电镜分析可知，该22Si2MnCrNi2MoA 钎杆内螺纹处疲劳破坏起源于钎杆内表面，疲劳源很多，如2.3节中A、C、F、H、J和 M。该缺陷样壁厚不均，壁厚相对较薄区域的疲劳短裂纹更为密集，壁厚较薄处优先断裂，如图9中断裂处3的贯穿壁厚的长裂纹就位于壁厚较薄处。这主要是因为在轴向的高频压缩压力和高频拉伸应力的交变载荷作用下，容易产生受力不均，壁厚较薄处极易成为受力薄弱区，疲劳裂纹更倾向于在壁厚较薄处优先形成，从而致使壁厚较薄处优先断裂，最终导致钎杆断裂失效。

综上所述，该22Si2MnCrNi2MoA钎杆内螺纹处壁厚较薄且壁厚不均，在高频应力、严重内外耗同时存在的应力状态下持续工作，壁厚较薄处优先断裂，最终导致钎杆的断裂失效。

3.2 疲劳裂纹起源和扩展

22Si2MnCrNi2MoA钎杆内螺纹处疲劳破坏起源于内表面，属于多源的疲劳断裂，说明钎杆在工作中承受的交变载荷很大，应力集中位置也很多即应力集中系数大。疲劳源处有很大的韧窝存在呈现出韧性断裂的特征，即疲劳源处承受了很大的塑性变形，塑性变形的本质是位错的运动。由于钎杆在内螺纹处过渡变化导致了滑移的不对称性，造成滑移带的挤入和挤出。可见，该钎杆疲劳裂纹起源于滑移变形，而利用疲劳裂纹沿驻留滑移带(PSB)萌生机制来解释该钎杆疲劳裂纹的萌生有待进一步的研究。

疲劳裂纹扩展的微观模式受材料的滑移特性显微组织特征尺寸、应力水平、裂纹尖端塑性区尺寸等强烈影响，疲劳裂纹扩展行为与裂纹萌生后形成的初始微观疲劳裂纹扩展行为有很大差异，其遵循经典的Paris公式。Paris等提出疲劳裂纹扩展速率da/dN与应力强度因子范围ΔK呈幂律关系:

式中:da/dN为疲劳裂纹扩展速率； α为裂纹长度； N 为循环次数；ΔK=K_max-K_min，K_max和K_min分别为一个应力循环中的应力强度因子的最大值和最小值；C和m为材料常数，与材料、循环频率、波形、环境等因素有关。裂纹尖端的应力强度因子幅ΔK为

式中:Δσ 为应力幅，即最大应力σmax与最小应力σmin 之差； F1为裂纹的形状因子。

疲劳弧线是由于载荷谱变化而在断裂面上留下的裂纹扩展瞬时前沿线，它的法线方向即为该点的疲劳裂纹扩展方向，因此疲劳弧线的间距即为在这一载荷谱下疲劳裂纹的扩展量。由式(1)和式(2)推出的疲劳弧线间距的数学模型可知，对于起源于同一位置的疲劳裂纹来说，随着疲劳裂纹的护展，后一个疲劳弧线的间距比前一个疲劳弧线间距宽，即随着裂纹的扩展，疲劳弧线将不断地变稀疏图10断裂处4中起源于M位置的疲劳裂纹，其靠近内表面疲劳弧线间距较小，而靠近外表面疲劳弧线间距较大，即在裂纹扩展过程中，疲劳弧线的间距产生了急剧变化，由定量反推可知疲劳裂纹的扩展速率发生了急剧变化。表明这两个区域的疲劳裂纹的扩展速率差异很大，两者明显分属于不同的疲劳裂纹扩展阶段；且断裂处4靠近内表面的疲劳弧线间距与断裂处1、2和3中疲劳弧线间距差异不大。因此，可以确定断裂处4靠近外表面区域应为高扩展速率区，即为最后产生的瞬断区，从而进一步证实了22Si2MnCrNi2MoA杆内螺纹处疲劳破坏起源于内表面。

对于疲劳裂纹扩展的全过程，较为普遍地将疲劳裂纹扩展分为低扩展速率区(近门阀值)区、中等扩展速率区(稳态区)和高扩展速率区这三个阶段该钎杆断口起源区微观形貌为韧窝形貌，扩展区的微观形貌为韧窝和沿晶的混合形貌，并没有观察到明显的疲劳条带。这种差异主要与疲劳裂纹扩展过程中微观机制的转变有关，随着疲劳裂纹的不断扩展，疲劳裂纹的微观机制逐渐由以韧性机制为主向以沿晶等脆断机制为主转变。

4 结论

(1)22Si2MnCrNi2MoA 钎杆内螺纹处断裂破坏并不是由组织异常和夹杂物引起的，而是由于钎杆内螺纹处存在明显的壁厚不均，在高频应力、严重内外耗同时存在的应力状态下持续工作，壁厚较薄处极易成为受力薄弱区，疲劳裂纹更倾向于在壁厚较薄处优先形成，从而致使壁厚较薄处优先断裂最终导致钎杆断裂失效。

(2)22Si2MnCrNi2MoA钎杆内螺纹处疲劳破坏起源于内表面，属于多源的疲劳断裂.起源区微观形貌为韧窝形貌，扩展区的微观形貌为韧窝和沿晶的混合形貌。