失效案例分析
失效分析案例课件
图10 裂纹源扫描电镜照片ppt精选版
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2.3 结果分析
• 塔架用钢的材料组织状态正常, 母材常温拉伸与低温冲击试验结果 表明, 材料的塑性储备良好, 在-40℃以上没有出现冷脆开裂的现象 及风险。
• 根据宏观分析和微观分析找到了塔架焊缝开裂的裂纹源——近表面 的、深约2mm的焊接缺陷。
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2.2 断口形貌
1.宏观形貌分析
图4 塔筒内部裂纹宏观形貌照片
失效风电塔架的塔筒内部裂纹宏观形貌: 裂纹的早期扩展阶段，裂纹扩展平稳，属于慢应变速率条件下的宏观
脆性断裂。（图4上） 裂纹扩展的末期（即裂纹末端），裂纹起伏台阶特征明显，表明裂纹
扩展进入复杂应力区，p但pt精尚选未版 进入失稳快速扩展阶段。（图4下）9
断口的近表面层发现存在40-50μm深 的全屈服变形层变形层与基体交 界面部分出现平直细小的类似解 理裂纹。
图7 裂纹微观形貌照片 ppt精选版
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2.微观形扫描电镜照片
（2）断口的扫描电镜分析
失效主裂纹在焊缝的一侧（图 8）, 金相裂纹两边存在一个约4050μm的变形组织, 变形层下有显微 开裂, 这些开裂与多次反复挤压变形 有关。
风电塔架的失效分析
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失效分析思路
• 调查收集背景资料 • 试样检验分析: 材料的化学成分，金相组织，力学性能等 • 深入分析: 断口的宏观及微观形貌分析，无损探伤检查等 • 综合分析归纳，确定失效原因 • 结论 • 改进措施
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目录
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概况
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失效分析
3
改进措施
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Contents
1.宏观形貌分析
金属材料失效分析案例PPT
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案例四：金属材料脆性断裂 失效
失效现象描述
金属材料在无明显塑性变形的情况下 突然断裂，断口平齐，呈脆性断裂特 征。
断裂发生时，材料内部存在大量微裂 纹和空洞。
断裂前材料未出现明显的塑性变形， 无明显屈服现象。
失效原因分析
材料内部存在缺陷，如微裂纹、夹杂物等，降低 了材料的韧性。
金属材料在加工过程中受到较大的应力集中，如 切割、打孔等操作，导致材料内部产生微裂纹。
失效机理探讨
电化学腐蚀
金属材料与腐蚀介质发生 电化学反应，导致表面氧 化或溶解。
应力腐蚀
金属材料在应力和腐蚀介 质的共同作用下发生脆性 断裂。
疲劳腐蚀
金属材料在交变应力和腐 蚀介质的共同作用下发生 疲劳断裂。
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案例三：金属材料热疲劳失 效
失效现象描述
金属材料表面出现裂 纹
疲劳断裂，即在交变 应力的作用下发生的 断裂
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疲劳断裂通常发生在应力集中的 部位，如缺口、裂纹或表面损伤 处。
失效原因分析
金属材料在循环应力作用下，微观结 构中产生微裂纹并逐渐扩展，最终导 致断裂。
应力集中、材料内部缺陷或表面损伤 等因素可加速疲劳裂纹的萌生和扩展 。
失效机理探讨
金属疲劳断裂是一个复杂的过程，涉及微观结构、应力分布、材料缺陷等多个因素。
应力腐蚀开裂
在腐蚀介质和应力的共同作用下，焊接接头 处发生应力腐蚀开裂，裂纹扩展导致断裂。
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金属材料在低温环境下工作，材料的韧性下降， 容易发生脆性断裂。
失效机理探讨
金属材料的脆性断裂通常是由 于材料内部存在缺陷或应力集 中导致的微裂纹扩展。
在低温环境下，金属材料的韧 性下降，容易发生脆性断裂。
失效案例分析
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b.氢致开裂（HIC）
在钢的内部发生氢鼓 泡区域，当氢的压力 继续增高时，小的鼓 泡裂纹趋向于相互连 接，形成有阶梯特征 的氢致开裂。氢致开 裂发生不需要外加应 力（载荷应力、残余 应力），故从概念讲 不属于应力腐蚀破坏 范畴。
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c.硫化物应力腐蚀开裂（SSCC）
• 硫化氢在液相水中，由于电化学的作用，在阴极反应时生成氢 原子渗透到钢的内部，溶解于晶格中，导致脆性增加（氢原子 渗透到钢的内部晶格，在亲和力的作用下生成氢分子，钢材晶 格发生变形，材料韧性下降，脆性增加），在外加拉应力或残 余应力的作用下形成开裂。
2、焊接裂纹有不同的特性，要根据不同的裂纹产生机理 及形式选择检测的时机与方法，提高检验的有效性。
• 延迟裂纹 • 液化裂纹
3、对于易产生焊接裂纹的钢种，一旦发现裂纹，应扩大 检验比例。
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案例1：反应流出物换热器管箱入口不锈钢法兰开裂
某石化炼油厂，2010年大修检验发现，反应流出物换热器管箱入口 不锈钢法兰开裂。 主要原因：
P≤0.008%、Mn≤1.30%，且应进行抗HIC性能试验或恒 负荷拉伸试验。
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在湿硫化氢应力腐蚀环境中使用的其它材料制设备和管 道应符合下列要求：
铬钼钢制设备和管道热处理后母材和焊接接头的硬度应不 大于HB225（1Cr-0.5Mo、1.25Cr-0.5Mo）、HB235 （2.25Cr-1Mo、5Cr-1Mo）或HB248（9Cr-1Mo）；
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湿硫化氢环境分类（NACE 8X196） 一类：不选用抗HIC钢，可不做热处理 二类：可选抗HIC钢，要进行热处理 三类：选用抗HIC钢，要进行热处理
失效分析案例
5 金相分析
• 材质为3Cr13轴类零件推荐热处理工艺[1,2]为1000～1050℃ 淬火，640～670℃回火，调质后组织为保留马氏体位向的 回火索氏体
1#位置放大倍数为100、200和400是的金相
2#位置不同放大倍数时的金相
3#位置不同放大倍数时的金相
金相3#试样的金相组织为马 氏体+沿奥氏体相析出的网状碳化物；1#、2#、 3#试样中可以明显看到沿奥氏体相析出的网状碳 化物，可能是淬火处理时加热温度过高或保温时 间过长引起碳化物沿晶界析出和组织晶粒粗大， 会降低材料的力学性能；1#、2#、3#试样中可以 看到马氏体，与保留马氏体位向的回火索氏体不 符，推断泵轴调质处理时回火温度偏低，该泵轴 的热处理工艺可能存在问题。
改进建议
• 1）泵轴断裂处为轴径突变的轴肩处，在满足安装 工艺的条件下可适当增大此处的过渡圆角半径， 并注意提高加工表面质量； • 2）对离心泵轴进行无损检测，查看材质内部是否 存在缺陷，防止因内部缺陷引起应力集中； • 3）控制泵轴淬火时的加热温度和保温时间，使泵 轴经调质处理后的显微组织为马氏体位向的回火 索氏体，不允许有碳化物沿晶界网状的形态出现 。
Al 61.45 51.30 18.14 43.63 -
Si 0.86 0.95 3.14 1.65 ≤1.00
Cr 1.95 4.29 9.95 5.40 12.00~1 4.00
Ni 0.55 0.18 ≤0.60
泵轴微裂纹材质中Al和O含量严重偏高，分别为43.63% 和15.60%，化学成不符合GB/T1220-2007《不锈钢棒》 标准中对3Cr13成分的规定。推断裂纹内部物质为氧化 铝，在泵轴断口附近材质内部可能存在裂纹缺陷，这可 能是导致泵轴断裂的主要原因。
失效分析之经典案例
电子元器件失效分析技术与失效分析经典案例案例1 器件内部缺陷——导致整机批次性失效失效信息：整机是磁盘驱动器，制造过程整机的次品率正常为300ppm，某时起发现次品率波动，次品原因是霍尔器件极间漏电、短路。
图1 引出电极金属化（金）边缘脱落跨接图片析说明：引出电极金属化边两电极之间，在电压作用下漏电、击穿。
案例电极边缘脱落，跨接两电极引起电极之间漏电短路分缘有残边，残边在注塑时被冲开而跨接于这是器件的工艺缺陷，这种缺陷具有批次性的特征，该批器件在使用过程中失效率大，寿命短。
2：静电放电损伤失效图2 射频器件静电击穿照片（金相）图3 数字IC静电击穿照片SEM）分析说明：静电放电击穿典型的特征是能量小、线径小，飞狐、喷射。
主要发生在射频、能量释放时间短，其失效特征是击穿点微波器件，场效应器件、光电器件也常有静电放电击穿的案例。
案例3：外部引入异常电压引起通讯IC 输失效信息：分析说明：通讯芯片通讯端口上的传输线容易引入干扰电压（窄脉冲浪涌），干扰电压多次对通讯案例电流能力下降引起整机失效率异常增大某时起整机的市场维修率异常增大，维修增大是整机中的IGBT 功率器件失效引起的。
另外集成电路、出驱动失效通讯芯片在现场使用时发生失效，表现为通讯端口对地短路。
图4 通讯IC 输出管形貌（SEM ）图5 输出管电压击穿形貌（SEM ）IC 的通讯端内部电路起损伤作用，最终形成击穿通道。
4：功率器件失效信息：图6 IGBT 芯片呈现过电流失效特征图7 原来IGBT 的内部结构析说明：效样品表现为过电流失效。
整机维修率异常增大发生时更改IGBT 的型号。
IBGT 制造厂家给出新330W ，原来型号的IGBT 的功率指标为，其它指标没有变化。
两只芯片，多了一只反向释放二极管，两个型号的IGBT 芯片的面积一样大，显然，下降，因此，新型号的IGBT 的电流能分失型号的IGBT 的功率指标比为175W 但新型号的IGBT 内部结构（图6）仅有一只芯片，而原来型号的IGBT 有新型号的IGBT 的芯片要有部分面积来完成反向释放二极管的作用，由于IGBT 芯片有效面积的减小，导致其电流能力力不如原来型号的IGBT ，整机中IGBT 的工作电流比较临界，因此，使用过程中由于电流问题的发生大量失效。
五种法律失效案例(3篇)
第1篇一、案例一：合同法中的无效合同【案例背景】甲公司与乙公司签订了一份买卖合同，约定甲公司向乙公司购买一批货物，总价款为100万元。
合同签订后，甲公司发现乙公司提供的货物质量不符合约定，遂拒绝支付货款。
乙公司则认为合同有效，要求甲公司履行付款义务。
【法律失效原因】根据《中华人民共和国合同法》第五十二条规定，合同无效的情形包括：欺诈、胁迫、恶意串通、损害国家利益、违反法律、行政法规的强制性规定等。
在本案中，甲公司认为乙公司提供的货物质量不符合约定，构成欺诈，因此合同应属无效。
【失效法律】《中华人民共和国合同法》第五十二条二、案例二：知识产权法中的侵权纠纷【案例背景】丙公司发现丁公司生产的某产品与其注册的商标相似，认为丁公司侵犯了其商标权，遂向法院提起诉讼。
【法律失效原因】根据《中华人民共和国商标法》第五十七条规定，商标侵权行为包括：未经注册商标所有人的许可，在同一种商品或者类似商品上使用与其注册商标相同或者近似的商标；销售侵犯注册商标专用权的商品等。
在本案中，丁公司生产的某产品与丙公司的注册商标相似，但并未构成侵权，因为丁公司的产品并非与丙公司的商品相同或类似。
【失效法律】《中华人民共和国商标法》第五十七条三、案例三：公司法中的股东资格争议【案例背景】戊公司成立时，股东甲、乙、丙三人共同出资，甲为公司法定代表人。
后甲因故退出公司，丙因股权转让而成为公司新股东。
甲认为其仍有公司股东资格，遂要求恢复股东地位。
【法律失效原因】根据《中华人民共和国公司法》第七十一条规定，股东资格的确认应当以出资证明书、股东名册等为准。
在本案中，甲已退出公司，且未在股东名册上登记，其股东资格已失效。
【失效法律】《中华人民共和国公司法》第七十一条四、案例四：刑法中的时效问题【案例背景】己公司因涉嫌走私罪被公安机关立案侦查，但案件在侦查过程中因种种原因未能在法定期限内审结。
【法律失效原因】根据《中华人民共和国刑法》第八十七条规定，犯罪经过下列期限不再追诉：（一）法定最高刑为不满五年有期徒刑的，经过五年；（二）法定最高刑为五年以上不满十年有期徒刑的，经过十年；（三）法定最高刑为十年以上有期徒刑的，经过十五年；（四）法定最高刑为无期徒刑、死刑的，经过二十年。
失效分析案例讲解
原始资料收集及失效件初步检查
枪管加工工艺 枪管材料：30CrNi2WVA 军工钢(GJB) 长：111 mm 内径：9mm 壁厚：115 mm (内壁镀铬,有6条膛线) 原材料由φ42 mm的棒材通过锻造改拔成φ28 mm 的棒材,然后经以下工艺流程制成枪管成品: 下料→调质→深孔钻→电解抛光→挤丝→去应力→ 机加工→热处理→校直→机加工→酸洗(去除氧化膜) → 镀铬→打高压弹→磁粉探伤→检验→入成品库
失效机理分析及模拟验证 模拟验证试验
取20根与断裂枪管同状态的枪管进行校直模拟试验,对 枪管施加约1 t的压力使其变形,然后进行校直(以上工艺与 实际校直工序相同),校直后进行磁粉探伤,没有发现裂纹,因 此断裂不是由于校直裂纹扩展引起的。 探伤后,所有样品放在酸洗液(去除氧化膜酸溶液)中浸 30 min,取出后清洗并放置24 h,然后再次进行探伤, 5根枪 管出现了裂纹,长度在0.5-1cm之间,裂纹源在校直压点截面 的两侧,两侧均有裂纹产生。 对裂纹枪管进行高压试验,枪管马上断裂,其断口的宏观、 微观形貌与失效件基本一致,说明裂纹是由应力腐蚀引起的。
断口分析 断口宏观分析
宏观断口观察发现裂纹源在枪管内表面阴、阳线的交 界线上,裂纹扩展部分有明显的放射条纹,裂纹以裂源为中 心呈弧形向外扩展,最终断裂部位有明显的剪切唇。 用显微镜观察裂纹,发现裂纹源部分有约0.02 mm深 的渗铬层(图5白色部位),明显大于整体渗铬层深度(0.01 mm),说明枪管在内膛镀铬前已经产生了裂纹。
失效件初步检查
断裂枪管的裂纹都出现在管中部(图1),即进行校直时 的压点处。裂纹源在枪管内壁阴线与阳线的交界线上,成曲 线向外扩展,裂纹长度在410cm左右。根据断口的宏观形貌 (图2),可发现断口为脆性断口,裂源区、扩展区和瞬断区分 明。
fmea失效模式分析案例2篇
fmea失效模式分析案例2篇FMEA失效模式分析案例1：医院输液泵故障一、问题描述在医院使用的输液泵在使用过程中会发生故障，导致输液不正常，对患者造成影响。
二、分析步骤1. 列出可能的失效模式在使用过程中，输液泵可能出现以下失效模式：电源失效、软件出现错误、泵头堵塞、压力不足等。
2. 确定失效后果对于每个可能的失效模式，我们需要确定其产生的影响。
对于输液泵来说，可能导致输液不正常，导致患者的治疗效果受到影响，甚至危及生命。
3. 确定失效频率每个失效模式的出现频率不同，需要根据历史数据、专家评估等方式确定流失频率。
当然，针对不同的失效模式，可能需要采用不同的数据分析方法。
4. 确定探测方式为了及早发现输液泵的故障，需要确定哪些探测方式能够有效捕捉故障信号。
输液泵可能会出现一系列的故障信号，例如声音变化、滴速变慢等，需要通过多种探测方式来进行监测。
5. 确定纠正措施对于每个失效模式，需要确定针对性的纠正措施。
例如，对于电源失效，可以采取备用电源等方法来降低影响；对于软件错误，可以通过更新软件来解决；对于堵塞等问题，可以采取人工处理等方式来纠正。
6. 重新评估并持续改进在确定措施后，需要对整个过程进行重新评估，确保采取的措施有效。
同时，需要建立持续改进机制，不断优化输液泵的故障分析和纠正措施。
三、结论在输液泵的使用过程中，我们需要进行FMEA分析，以有效预防输液泵的故障。
通过对可能失效模式的分析，确定出可能的探测方式和纠正措施，并利用持续改进机制来优化管理。
这样可以最大限度地保证患者安全和治疗效果。
FMEA失效模式分析案例2：汽车刹车系统故障一、问题描述在汽车驾驶过程中，刹车系统出现故障造成车辆无法正常刹车，导致事故发生。
二、分析步骤1. 列出可能的失效模式在汽车刹车系统中，可能出现以下失效模式：制动液泄漏、制动片摩擦力不足、制动鼓磨损、制动蹄变形等。
2. 确定失效后果对于每个失效模式，我们需要进行分析，确定其对车辆行驶的影响。
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工程材料失效分析
姓名：丁静
学号：2
案例一乙烯裂解炉炉管破裂原因分析某石化公司化工一厂裂解车间CBL一Ⅲ型乙烯裂解炉于1998年9月投入运行，1 999年4月检查发现一根裂解炉管发生泄漏。
为查明炉管泄漏原因，对失效炉管进行了综合分析。
CBL一Ⅲ型乙烯裂解炉炉管工作温度为1050～llOO℃，材质化学成分（质量分数）为0.35~0.60%C;1.0%~2.0%Si;1.O%~1.50%Mn;33%~38%Ni;23%~28%Cr 及微量Nb.Ti.Zr等。
宏观观察失效炉管表面可以看出，泄漏部位炉管内、外壁均有两个孔坑，两个孔坑在内、外表面相互对应，孔坑边缘金属略有凸起，呈火山口状。
仔细观察发现，在内壁两个孔坑附近表面有一约3 mm xl mm凸棱，凸棱略高于附近炉管表面（图11-1、图11-2）。
化学成分分析结果表明，失效炉管化学成分符合厂家技术要求。
金相检查结果表明，失效炉管显微组织基体为奥氏体，晶界分布有骨架状碳化物，晶内和晶界分布有一定数量的颗粒状碳化物（图11-3）。
能谱分析结果表明，这些颗粒状碳化物为Nb.Zr.Ti或Cr的
碳化物。
晶界分布的骨架状碳化物系以铬为主的碳化物。
首先，采用扫描电镜观察了泄漏部位炉管内、外表面的放大形貌，观察发现，所有孔坑均存在白亮色块状物。
通常，不导电的非金属氧化物或金属氧化物在电子束作用下因积累电荷而呈白亮色。
能谱分析结果表明，白亮色块状物含有很高的稀土铈。
分析认为，白亮色块状物为稀土氧化物。
在泄漏部位，分别在内壁凸棱和孔坑两处，垂直于内表面制备了炉管横截面金相试样。
可以看出，不论是凸棱对应部位，还是炉管内、外表面两个孔坑之间，炉管横截面均分布有宏观深灰色金属夹杂物，夹杂物在内、外表面两个孔坑之间连续贯通（图11-4）。
在扫描电镜下进一步观察、分析结果表明，两个横截面深灰色区域同样是稀土铈的氧化物（图11-5）。
采用微型拉伸试样，对失效炉管进行了1100℃短时高温拉伸试验，其结果如表11-1所示。
可以看出，失效炉管1100℃高温短时拉伸性能低于厂家相关技术要求。
失效炉管显微组织为奥氏体，晶界分布有骨架状碳化物，晶内和晶界分布有一定数量的颗粒状碳化物。
这种骨架状碳化物是铸件在缓慢的冷却速度下通过奥氏体温度范围时形成的，这种组织会降低逐渐的塑性和韧性。
炉管在高温下长期运行，材质受到严重损伤，材料的微观组织恶化，碳化物会发生严重粗化，使得炉管的高温持久性能下降。
因为在热处理时没有消除这些骨架状碳化物和颗粒状碳化物，炉管中出现的少量气孔组织会集中在碳化物的位置上形成裂纹，或者工作应变疲劳裂纹会沿着晶界碳化物发展，造成整块的沿晶剥落，出现了图中的孔坑。
失效炉管的泄露部位内、外孔坑处存在稀土氧化物。
这种稀土夹杂物聚集在晶界处，造成夹杂物与集体之间界面处的应力集中。
晶界处聚集的稀土氧化物割裂了材料的连续性，最终在晶界处剥落失效。
浇注中不可避免的会形成夹杂，该炉管成分中的锰含量过高，高温作业时形成锰的氧化物，锰的氧化物容易形成形核的质点，稀土的活性很大，会有部分稀土逐渐吸附到锰的氧化物上形成稀土夹杂物。
夹杂物偏聚在晶界附近导致了炉管的失效，夹杂物的存在改变了晶界原有的特性，其断裂往往起始于这些地方，最终导致材料力学性能的下降。
这也解释了炉管在高温拉伸性能低于厂家要求的现象。
因此得出结论认为炉管的失效原因是浇注冷却时形成的晶界碳化物网状结构和在晶界分布的稀土夹杂物。
因此需要对炉管进行适当的热处理，例如正火后回火消除网状组织。
对于稀土夹杂物应该改善稀土夹杂物的形态，使其大部分呈现球状，还是需要调整材料的成分，改善稀土夹杂物的形貌。
案例二汽轮机末级叶片断裂原因分析某电厂2号发电机组运行一年半后出现低真空，负荷降至22万kW，系统电压明显降低，随即甩掉负荷。
重新启动电源泵不能工作。
经化验，复水器水质硬度偏高，凝结器大量漏水。
进一步检查发现，有20根铜管发生泄漏，采取措施后复水器仍然泄漏。
停机开缸检查发现，汽轮机两支末级叶片断裂，另有67支叶片发生了不同程度磨损、变形。
末级隔板复环汽封全部损坏。
为查明末级叶片断裂性质及其成因，对故障件进行了综合分析。
该电厂2号机系300 MW汽轮发电机组，其蒸发量为970 t/h，入口蒸汽温度为535℃，蒸汽压力为17. 35 Mpa。
该机组投产后工作一直断续运行，至一年半后出现故障，共启停64次，累计运行3315 h。
汽轮机末级叶片共94片，材质为2Cr11NiMoV耐热钢。
叶片工作部分高度为844.55 mm。
进气侧叶刃自顶部向下嵌焊265 mm×16 mm×1.6 mmStellite合金片，采用Inconel 82焊丝将合金片边缘与叶片焊接。
送检末级叶片断裂位置距顶端265mm。
断落部分因受其他叶片碰撞、挤压已发生严重塑性变形及碰伤。
所包嵌的Stellite合金片已全部剥落，只剩下两侧焊根。
断裂表面虽未直接受损，但因刃部合金片掉落已使断口关键部位（裂纹起始部位）严重残缺。
断裂叶片剩余部分基本完好，断裂表面未受碰损（图10-4）。
图10-5示出了叶片断口的宏观形貌。
可以看出，断裂表面明显分为两个区域，即光滑区和纤维区。
光滑区在叶片进气侧。
在光滑区
内宏观疲劳条纹极为明显，宏观疲劳条纹为设备启动、停机或功率变化留下的痕迹。
光滑区即疲劳裂纹扩展区，在疲劳裂纹扩展的后期，尚可见有由叶刃向排气侧扩展的放射状条纹。
光滑区与纤维区之间弧形条纹实际上代表疲劳裂纹终止线。
纤维区为终断区，即瞬时断裂区。
根据宏观疲劳条纹及疲劳裂纹终止线的指向可以判断，疲劳裂纹起始于进气侧叶片刃部。
从断口宏观形貌还可看到Stellite含金片的截面形状。
由于叶片断裂恰好处于Stellite合金片下端与基体金属焊合部位，所以正如外观检查时看到的，断掉部分叶片刃部的Stellite 合金片除两侧焊根外已全部剥落，而在剩余部分叶片断口上看到了与基体金属融合很好的堆焊层。
能谱分析结果表明，该堆焊层所有部位均未发现单一组分的钴基Stellite合金片及Inconel镍基合金，而是Fe.Ni.Co.Cr含量都很高的基体、合金片及焊丝共同组分的融合物。
采用扫描电镜观察了断裂表面不同部位的微观形貌。
首先，在叶刃及其邻近区域发现有明显的焊接缺陷——焊缝凝固裂纹，即热裂纹。
凝固裂纹分布在长3 mm、宽2 mm范围内。
图10-6示出了裂源附近断口的放大及微观形貌。
不难看出，断口表面具有典型的金属
凝固的自由面形态特征。
焊缝金属冷凝过程中，在液态与固态同时并
存的温度区间，由于结晶偏析，沿树枝状晶间、胞状晶间或一次结晶的柱状晶晶界发生而形成的裂纹均属凝固裂纹。
凝固裂纹断口的自由面特征形貌与形成温度密切相关。
形成温度高时，除树枝状晶一次枝晶外，尚可见有二次枝晶凸起；形成温度低时，不但一次枝晶凸起不明显，而且逐渐接近平坦的沿晶裂纹。
送检叶片刃部断裂表面看到的凝固裂纹二次枝晶凸起明显，说明该凝固裂纹形成温度较高。
在疲劳裂纹扩展区很大范围内，裂纹均以周期解理方式传播，因此，断口形貌具有准解理断裂特征。
由于基体及焊缝金属塑性较差，
因此只有在某些部位可以看到微观疲劳条纹（图10-7）。
2Cr11NiMoV耐热钢经调质处理后其显微组织为回火马氏体+少量碳化物（图10-8）。
焊层组织与散热方向有关，为具有一定方向的柱状奥氏体。
在断落叶片上，截取带有合金片焊缝残根的叶片刃部。
磨制其横截面金相试样发现，在焊层内存在一细微裂纹，高倍显微镜下，裂纹沿奥氏体
失效案例分析
晶界分布。
分析认为，该裂纹系焊缝凝固裂纹。
叶片断裂处于合金片下端与基体金属焊合部位，断掉部分叶片刃部的合金片除两侧焊根外已经完全剥落，在叶刃及其临近区域发现有明显的焊接缺陷—热裂纹。
失效叶片断落部分因受其他叶片碰撞、挤压已经发生严重塑性变形及碰伤，所镶嵌的合金叶片全部脱落。
断裂表面呈现明显的疲劳失效的特征，疲劳区为瞬时断裂区。
叶片和合金片焊接时在叶刃及其临近区域发现有明显的焊接缺陷—热裂纹，热裂纹不断扩展导致了叶片的失效。
热裂纹的产生削弱了叶片的工作能力和抗腐蚀能力，由于在运作过程中造成的应力集中，热裂纹则成为了叶片断裂的断裂源。
因此得出结论，叶片失效的主要原因是叶片承受高温疲劳导致失效，还有叶片和合金片焊接时存在的焊接缺陷导致了叶片的最终断裂。
对于承受高温疲劳的零件需要选择合适的耐热材料，同时严格控制焊接的质量，可以采用碱性焊条或焊剂。
在耐热钢中经常会出现热裂纹，减少热裂纹产生的方法有调整成分，细化晶粒，严格控制会形成低熔点共晶的杂质元素含量，以提高金属材料在脆性温度区间的塑性，缩小脆性温度区间，并从焊接构件设计和焊接工艺上设法尽量减少在脆性温度区间的拉伸应变。
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