分享：力矩扳手连接杆的断裂原因及热处理工艺改进

　　摘 要:力矩扳手连接杆在使用中发生断裂,通过宏观观察、化学成分分析、力学性能试验、显微 组织观察和断口分析等方法,对该连接杆断裂的原因进行分析。结果表明:连接杆硬度合格,抗拉 强度、屈服强度和延伸率不合格,显微组织为回火索氏体+网状铁素铁+魏氏组织,不符合技术要 求;断口属于疲劳断裂,裂纹起源于连接杆外表面,裂纹源处无夹杂物;断裂的主要原因是连接杆热 处理工艺不当导致力学性能偏低;通过降低淬火温度、缩短保温时间和淬火转移时间以及提高淬火 冷却速率等措施后,连接杆服役了18个月,未发生断裂。

　　关键词:连接杆;魏氏组织;工艺改进;网状铁素体

　　中图分类号:TG142.1 文献标志码:B 文章编号:1001-4012(2021)11-0071-04

　　力矩扳手的主要作用是紧固螺栓,其应用力矩 一般为扳手扭力的20%~90%连续可调,使用时先 设定目标扭矩,扳动手柄,在其扭矩达到目标值时, 扳手会发生轻微的震动和清晰的“卡塔”声。某力矩 扳手使用了3个月后,头部和手柄之间的连接杆出 现断裂。为查明其断裂原因,笔者进行了一系列理 化检验与分析,并对其热处理工艺进行改进,以防止 该类问题的再次发生。

　　1 理化检验

　　1.1 宏观观察

　　力矩扳手长1180mm,扭矩为1200N·m,断 裂发生在其头部和手柄连接处,见图1a),由于靠近 扳手头部,此处受力较大。图1b)是安装在扳手内 部的连接杆,主要作用是连接头部和手柄,直径为 16mm,长为350mm。图1c)是力矩扳手的断口宏 观形貌,断口分为3个区域:Ⅰ区是裂纹源区,位于 断口边缘位置,约占断口面积的1%~2%;Ⅱ区是疲 劳扩展区,呈亮白月牙形,有明显疲劳辉纹,约占断口面积的8%~10%;Ⅲ区是瞬断区,颜色灰暗,有明 显撕裂棱,约占断口面积的90% [1]。由此可知,断 裂时连接杆受力较大,属于高应力低周疲劳断裂。

　　1.2 化学成分分析

　　连接杆材料为40Cr合金钢,在断口附近取尺寸 为?16mm×12mm 的圆柱形试样,经磨床磨平和 砂轮机抛光后,采用PDA-5500型直读光谱仪进行 化学成分分析,结果如表1所示,可见其化学成分符 合GB/T3077-2015《合金结构钢》对40Cr合金钢 的技术要求。

　　1.3 力学性能试验

　　经调 质 热 处 理 的 连 接 杆,其 硬 度 为 22~ 26HRC,在连接杆上截取一段尺寸为?10mm× 5mm的试样,采用SHK-A105型万能材料试验机 测其拉伸性能,采用 HR-150DT型洛氏硬度计测其 硬度,结果如表2所示,其抗拉强度、屈服强度、延伸 率均不符合技术要求。

　　1.4 显微组织观察

　　在靠近连接杆断口处截取试样,用4%(质量分数)硝酸乙醇进行腐蚀后,采用 CX31P-OC-1型 显微镜进行观察。由图2可见,暗灰色组织为马 氏体经高温回火后转变成的回火索氏体,以及母 相奥氏体晶界处析出的网状铁素体和平行分布的 针状铁素体,呈倒三角形分布在晶粒内部的是魏 氏组织,魏氏组织中的铁素体沿母相奥氏体的惯 习面析出,惯习面的晶面指数为{111}γ。淬火冷 却条件下,当温度降至Ac3 线时,为了保持组织的 稳定,多余的铁素体会从固溶体中向四周“排出 去”,从而形成网状铁素体,这是典型的高温转变 特征。冷却速率越慢,越容易形成网状铁素体和 魏氏组织,连接杆在冷却过程发生了高温转变,说 明其热处理工艺不合理。

　　1.5 断口分析

　　图3a)是断口起始区的微观形貌,起始区位于 断口边缘,在裂纹源附近,有明显的同心圆状贝纹 线,这是疲劳扩展的典型特征,说明其断裂形式属于 疲劳开裂,对图3a)方框处进行能谱分析,如图3d) 所示,Fe,Cr,Mn,O 的衍射峰比较明显,说明裂纹 源不是夹杂物引起的[2]。图3b)是扩展区的微观形 貌,疲劳辉纹较窄,说明扩展时应力较小。图3c)是 瞬断区的微观形貌,有较多的椭圆形韧窝,说明连接 杆最后断裂是被拉断的。

　　2 分析与讨论

　　对连接杆的断口进行分析,可知断口属于疲劳 断口,断口位置没有夹杂物,表面没有划痕损伤,但 其抗拉强度、屈服强度、延伸率均不符合技术要求。 通过显微组织观察可知,断口处组织为网状铁素体 和魏氏组织,说明在调质过程中温度较高,连接杆中 的奥氏体具有较强的稳定性,导致魏氏组织的形成。 其次,零件从热处理炉取出到入淬火介质前的停留 时间较长,导致铁素体在晶界处析出并形成网状,这 降低了晶界的强度和界面能,从而使材料脆性升高。 在外力作用下,裂纹萌生、扩展至晶界处,由于该处 铁素体硬度较低,晶界成为裂纹的扩展通道[3]。因 此,需要对连接杆的热处理工艺进行改进。

　　3 热处理工艺改进

　　对连接杆的热处理工艺进行改进的措施是:(1) 将淬火温度由880℃降低至830℃,较低的淬火温 度可使奥氏体微区成分的不均匀性升高,同时可降 低奥氏体的热稳定性,减小奥氏体发生高温转变而 分解成针状铁素体的概率,促使微区中的奥氏体提 前转变;(2)缩短保温时间,可避免高温下奥氏体晶 粒长大和表面脱碳[4];(3)原热处理工艺中,连接杆 在台车炉中密排加热后,需装筐后进行淬火,转移时间约为180s,改进后将连接杆在网带炉中进行分散 加热,可快速进入淬火介质中,转移时间约为8s,缩 短转移时间可抑制网状铁素体的析出,促使奥氏体 组织快速进入低温转变区,从而发生低温马氏体转 变;(3)连接杆为细长杆状,淬火后应力比较均匀,不 易开裂,原淬火介质为普通淬火油,油在 550~ 650℃范围内的冷却速率较低,平均冷却速率仅 60~100℃/s,该温度区间处于连续转变 C曲线的 “鼻尖”部位,需要快速冷却,经改用12%(质量分 数)PAG(聚烷撑乙二醇)溶液后,冷却速率加快,可 减少该温度区间内的中温转变,从而得到较为理想 的低温马氏体组织和较大的淬硬层深度。

　　采用改进后的工艺对连接杆进行热处理,并对 其力学性能进行检测,其抗拉强度为1054MPa,屈 服强 度 为 880 MPa,延 伸 率 为 12%,硬 度 为 23HRC,均符合技术要求。热处理后的显微组织 见图4,没有网状铁素体和魏氏组织,也没有大块状的铁素体,组织均匀、稳定。经改进工艺热处理后, 连接杆服役已18个月,未发生断裂。

　　4 结论

　　(1)连接杆的硬度合格,抗拉强度、屈服强度、 延伸率均不符合技术要求;显微组织为回火索氏体 +网状铁素体+魏氏组织,断口属于疲劳断口,裂纹 起源于连接杆外表面,裂纹源处无夹杂物。

　　(2)造成连接杆断裂的原因是连接杆热处理工 艺不合格,导致其力学性能偏低,通过降低淬火温 度、缩短保温时间和转移时间以及提高淬火冷却速 率,对其热处理工艺进行改进。

　　(3)经改进工艺热处理后,连接杆的力学性能 和显微组织均符合技术要求,服役18个月未断裂。

　　参考文献:

　　[1] 孙智.失效分析[M].北京:机械工业出版社,2017.

　　[2] 石祝竹,莫煜.扫描电镜(SEM)在失效分析中的应用 [J].装备制造技术,2011(11):142-144.

　　[3] 崔忠圻,刘北兴.金属学与热处理原理[M].2版.哈 尔滨:哈尔滨工业大学出版社,2004.

　　[4] 刘晓光,王艳丽.花键轴断裂失效分析[J].热加工工 艺,2018,47(15):256-257,260.

　　<文章来源 > 材料与测试网 > 期刊论文 > 理化检验－物理分册 > 57卷 > 11期 (pp:71-74)>

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