材料为10B21钢，规格为M6mm×15mm的螺钉冷镦后做渗碳热处理，表面镀锌，技术要求渗碳层硬度≥400HV0.3，心部硬度270~390HV0.3。

该螺钉在使用过程中发生了断裂，见图1。分析时将断裂螺钉过轴心线剖开，经镶嵌、磨抛后采用4%硝酸酒精进行化学侵蚀，可见螺钉表面存在渗碳层特征，低倍组织均匀、细腻，未见明显低倍缺陷。

螺钉断裂位置基本上位于距头部第一扣螺纹根部，断口比较平整、洁净，无剪切特征，具有脆性断裂的宏观特征。

核电厂装卸料机推杆驱动蜗轮与内齿轮上的连接螺栓服役大约9年时发生断裂，见图2。

分析时将螺栓断裂部分过轴线纵向剖开，经过磨抛后采用4%硝酸酒精进行化学侵蚀，可见断裂面上的两个疲劳区域不在同一个平面上，疲劳均起源于螺栓过渡R处。

断裂部分组织比较均匀，断裂源处未见其它异常。

材料为35钢，强度等级为8.8级的螺栓在装配时，扳手扭矩还没有达到规定的9N.m时即发生断裂，见图3（a）。

经调查，该螺栓的加工流程为：35钢φ12mm热轧盘圆→球化退火→冷拔到φ11.05mm→磷化→冷镦成型→热处理（水淬）→数控车外圆→磨外圆→滚压螺纹→镀锌，发生断裂（或开裂）的螺栓数量接近同批次总数量的1%。

螺栓杆部断裂面剖面形貌见图3（b），可见断裂面和螺栓横剖面大约呈30°角，同时从图3（c）中看到，靠近螺栓头部梅花形内孔一侧的裂纹相对较宽，裂纹还没有延伸到螺柱外表面，说明开裂起源于螺栓头部梅花形内孔一侧。后续的检测中发现开裂面上存在较高含量的Zn元素，说明裂纹在镀锌处理前就已经存在。

宏观金相分析发现裂纹较细，很少分叉，刚劲有力；微观金相分析发现裂纹穿晶扩展，源区无明显增、脱碳现象，这些都是热处理淬火裂纹的典型特征，该螺栓断裂的主要原因是由热处理裂纹引起的。

开裂件大臂为35MnMo铸钢零件，浇铸温度为1550℃~1560℃，一次性补缩，该零件在热处理工序回火后发现开裂现象。

经调查，该零件的加工流程为：铸造→清理→正火→去冒口→喷丸→去毛刺、精整→喷丸→MT→热处理（淬火、回火）→喷丸→MT。

热处理采用燃气炉加热，加热温度为910℃，到温后保温5小时，然后水淬，冷却水温为24℃~38℃，淬火后硬度检验结果为（415~ 601）HB；回火温度为540~600℃，保温时间为5.5小时，空冷，回火后硬度检验结果为（241~ 285）HB；淬火与回火工序间隔时间小于1小时纹。采用相同的热处理工艺共处理该零件300余件，出现开裂的零件有6件，开裂部位均在浇冒口附近，见图4（a）

分析时从裂纹部位切取剖面试样，加工后做1:1热盐酸腐蚀，发现裂纹呈圆弧状，内弧侧存在密集的疏松缺陷，靠近零件边缘存在沿铸造枝晶扩展的微裂纹。更进一步的失效分析发现，该零件铸造过程中补缩不足，铸造缺陷集中的冒口没有彻底去除干净，其附近存在明显的应力集中。

35MnMo为合金调质结构钢，淬火方式一般为油冷却，水冷却会加大淬火时的热处理应力，容易导致淬火开裂。

材料为Q235B的起重用吊耳为焊接件，最终表面处理为热镀锌。该吊耳在起吊大约16吨重物时（最大起重设计为30吨），重物还未吊起，吊耳即发生了断裂，见图5（a），可见断裂处有焊接特征的断裂面上存在镀锌层。

断裂件和未断裂件相同部位焊缝低倍形貌见图5，从图5（a）中看到，断裂件靠上边的一条焊缝几乎不存在焊肉，靠下边的一条焊缝存在焊接痕迹，但焊肉很少；从图5（b）中看到未经使用的吊耳其相同部位的焊缝形状比较正常，焊肉比较饱满。可见该断裂的吊耳焊接质量差，焊接熔合区较少，提吊时吊耳有效承力截面不足导致过载断裂。

某化工厂换热器汽包投入使用大约9年时发现渗漏，经去除外面保温材料后，检查发现汽包封头的盖板角焊缝位置出现裂纹，裂纹为穿透型，起源于汽包封头内表面。

换热器汽包封头材料为16MnR钢。正常情况下汽包水平放置，其下半部分为水，上半部分为过热蒸汽，温度约为200℃左右，内部压力约为0.8MPa。汽包内水质技术要求PH值为9-11，实际测试结果PH值为11左右。PH值主要采用添加烧碱来调整。

分析时垂直于裂纹部分的焊缝切割去样，经镶嵌、磨抛和侵蚀后观察，见图6，可见裂纹起源于焊缝和母材过渡R处，裂纹呈分叉状，具有应力腐蚀开裂的形貌特征。焊缝组织和母材组织界限清晰，说明焊接后回火温度较低。

最终失效分析结果表明：该汽包封头是在焊接残余应力和碱性介质作用下发生了应力腐蚀破裂。