2  检查分析 

如图3、图4所示，检查图中1#、2#失效滑板，都出现以螺孔位置为拐点的宏观面弯曲变形，失效滑板断裂位置、断裂路径、断口颜色大致相同。如图5所示，检查未拆卸的3#滑板，也具有大致相同的断裂特征。因此，确定三只国产滑板断裂原因相同。

如图6所示，将1#失效件断裂的两部分拼合，发现螺栓不是垂直于滑板平面，而是沿滑板中心线倾斜。检查其他强度试验件，都有同样现象。

如图7所示，滑板断口颜色为深灰色，无光泽，断面不平。

如图8所示，贴有“进口未破坏”黄色标签的滑板是进口件，已做过测试；另外1件是新的国产件。如表1所示，测量比较发现，国产件D1、D2圆沿周向沟痕较深，并且圆的直径大于进口件对应圆直径d1、d2；D1(d1)到D2(d2)圆台阶高度H，国产件更大；D1-D2＞d1-d2，即国产件圆间距也大于进口件，钢板厚度则小于进口件。分析认为，同种材料条件下，圆周沟痕越深，直径越大，D1(d1)到D2(d2)圆台阶越高，圆间距越宽，变形越大，应力也越大，沿圆周开裂的可能性越大。因此，国产件滑板在螺栓孔周边变形应力大于进口件，国产件模具及压力加工工艺有改善的空间。

如图9所示，断口附近的螺纹根部凹陷变形，加工纹间距增宽，壁厚减薄。

图10、图11中标示出裂纹源所在的微观和宏观位置。如图10所示，白色线条圈起的区域就是裂纹源区，存在较多微孔，是拉应力条件下微孔聚合断裂特征。图中，有两处裂纹扩展方向，分别用箭头A和B标示。裂纹扩展区A颜色深灰色，裂纹先扩展，扩展速度较慢；裂纹扩展区B颜色偏浅，扩展时间晚，扩展的速度快。箭头B起始处出现与箭头线垂直的台阶，正是两次裂纹扩展相交线的结果。

如图12是对裂纹源区检查，发现裂纹源区颜色较深，存在较多微孔，属于微孔聚合型断裂。在裂纹源区同样观察到大量白点聚集，在白点聚集的区域，断裂速度快。分析，白点聚集是氢脆的基本特征。因此，确认微孔聚合与氢脆并存是本次开裂的基本特征。

如图13所示，裂纹沿螺纹根部附近周向扩展，裂纹扩展路径锯齿形，开裂面参差不平，具有沿晶走向特征。在图14中，也能观察到裂纹周向扩展的痕迹。黑色区域是延性断裂特征，白色区域白点聚集，断口平直，脆性增大。

 

 

 

 

图21为进口件螺纹根部附近边缘组织，其中方形框内的显微裂纹，起源于切割面，是制样过程中形成的。图22、图23为螺纹根部附近心部金相组织。边缘和心部均为：F+少量P+细小弥散析出的合金相。铁素体基体中分布细小弥散的合金相，不但能提高基体的强度，而且有助于提高材料的延伸率。进口滑板的金相组织检查结果表明，该材料为一种具有高强度、高塑性的高强钢。

 

 

将新品国产件和进口件2#，沿与滑板纵向垂直的直径方向，剖开螺栓孔，对比检查剖面硬度，测量结果如表2所示。国产件的硬度接近进口件的2倍，依据GB/T 1172换算成洛氏硬度为45.5HRC，高于图纸（GTQ-YL190503）要求的38～42HRC。钢的硬度越高，氢脆的危险性越大。

 

表2： 滑板硬度检查结果（HV0.3）

 

图24. 裂纹源区	图25. 片状裂纹结构
图26. 氢脆形貌特征

元素	C	Si	Mn	P	S	Cr	Ni	Cu
高级优质钢技术要求	0.37～0.44	0.17～0.37	0.50～0.80	≤0.025	≤0.025	0.80～1.10	≤0.30	≤0.25
实测结果	0.4312	0.2033	0.6109	0.0127	0.0152	0.9726	0.0223	0.0306