制動(dòng)杠桿螺栓的斷裂原因

(中國(guó)鐵道科學(xué)研究院機(jī)車(chē)車(chē)輛研究所，北京 100081)

0 引 言

制動(dòng)杠桿螺栓是機(jī)車(chē)制動(dòng)夾鉗單元的一個(gè)轉(zhuǎn)動(dòng)連接件，也是夾鉗單元中制造工藝復(fù)雜且加工難度較高的一個(gè)關(guān)鍵零件。隨著我國(guó)對(duì)國(guó)外機(jī)車(chē)車(chē)輛制造技術(shù)的引進(jìn)與吸收，機(jī)車(chē)制動(dòng)系統(tǒng)零部件開(kāi)始進(jìn)入國(guó)產(chǎn)化的發(fā)展進(jìn)程，其中國(guó)產(chǎn)制動(dòng)杠桿螺栓已投入了實(shí)際應(yīng)用。2013年3月，在對(duì)某機(jī)車(chē)車(chē)輛段的機(jī)車(chē)進(jìn)行檢修的過(guò)程中發(fā)現(xiàn)，和諧號(hào)機(jī)車(chē)制動(dòng)夾鉗單元中的一根杠桿螺栓發(fā)生斷裂。經(jīng)確認(rèn)該螺栓為國(guó)產(chǎn)螺栓，生產(chǎn)于2010年7月，螺栓桿直徑為33 mm，長(zhǎng)度為300 mm，其材料為1Cr17Ni2馬氏體不銹鋼，熱處理工藝為調(diào)質(zhì)熱處理，該螺栓已在HXD1型機(jī)車(chē)上批量使用。根據(jù)設(shè)計(jì)要求，螺栓經(jīng)調(diào)質(zhì)熱處理后的抗拉強(qiáng)度應(yīng)不低于900 MPa，與螺栓套接觸部位的表面硬度應(yīng)達(dá)到45～51 HRC。為了找到螺栓斷裂的原因，并為該螺栓的國(guó)產(chǎn)化生產(chǎn)及工藝優(yōu)化提供依據(jù)，作者對(duì)該制動(dòng)杠桿螺栓進(jìn)行了失效分析。

1 理化檢驗(yàn)及結(jié)果

圖1 斷裂螺栓的宏觀形貌Fig.1 Macroscopic morphology of the fractured bolt

1.1 宏觀形貌

制動(dòng)螺栓與螺栓套的接觸部位如圖1中所示a，b區(qū)域。由圖1可以看出，該螺栓斷裂的位置位于a區(qū)域外側(cè)。

1.2 化學(xué)成分

在斷裂螺栓較長(zhǎng)的一端距離斷裂位置約30 mm處截取平面尺寸為20 mm×20 mm的試樣，采用OBLF QSN750型直讀光譜儀測(cè)化學(xué)成分，結(jié)果如表1所示。由表1可知，斷裂螺栓的化學(xué)成分滿足GB/T 1220-2007中有關(guān)1Cr17Ni2鋼的成分要求。

表1 斷裂螺栓的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the fractured bolt (mass) %

1.3 力學(xué)性能

按照GB/T 228.1-2002，在斷裂螺栓較長(zhǎng)的一端上截取規(guī)格為φ20 mm的拉伸試樣，采用E45.605型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)室溫拉伸性能；按照GB/T 229-2007，在斷裂螺栓較長(zhǎng)的一端上截取平面尺寸10 mm×10 mm的U型缺口沖擊試樣，在ZBC 2302-C型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上測(cè)室溫沖擊功。由表2可知，斷裂螺栓的力學(xué)性能滿足GB/T 1220-2007的要求。

表2 斷裂螺栓的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the fractured bolt

1.4 顯微組織

在距離螺栓斷裂處10 mm的位置截取與螺栓同截面、長(zhǎng)度為20 mm的金相試樣，經(jīng)研磨、拋光后采用OLYMPUS DSX100型光學(xué)顯微鏡觀察夾雜物形貌。由圖2結(jié)合GB/T 10561-2005可知，斷裂螺栓中存在較為嚴(yán)重的B類和C類夾雜物，級(jí)別分別為2.5級(jí)和3級(jí)，超過(guò)標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的等級(jí)。

圖2 斷裂螺栓中的夾雜物形貌Fig.2 Morphology of inclusions in the fractured bolt: (a) class Binclusions and (b) class C inclusions

將上述拋光后的金相試樣用由1 g苦味酸、5 mL鹽酸和100 mL酒精組成的溶液腐蝕后，觀察其顯微組織。由圖3可知：斷裂螺栓表面的組織為回火馬氏體和沿軋制方向分布的帶狀鐵素體；心部組織由回火索氏體、夾雜物和晶界析出物組成。

圖3 斷裂螺栓的顯微組織Fig.3 Microstructures of the fractured bolt: (a) surface and (b) core

1.5 斷口形貌

采用光學(xué)顯微鏡觀察斷口形貌，由圖4可以看出：斷裂螺栓斷口A區(qū)域顏色較深，為裂紋擴(kuò)展區(qū)，有氧化現(xiàn)象，B區(qū)域顏色較淺，為瞬斷區(qū)，裂紋源位于C區(qū)域；螺栓斷口平齊，無(wú)明顯的塑性變形，基本呈脆性斷裂特征；裂紋源處晶粒發(fā)生氧化，且其裂紋邊緣晶粒已發(fā)生明顯分離，呈沿晶斷裂特征。

圖4 斷裂螺栓斷口的整體形貌和裂紋源放大Fig.4 Overall morphology of fracture (a) and amplification of crack initiation (b) of the fractured bolt

圖5 斷裂螺栓斷口瞬斷區(qū)的SEM形貌Fig.5 SEM morphology of rapid fracture area of the fractured bolt: (a) at low magnification and (b) at high magnification

采用JSM-6460型掃描電鏡(SEM)對(duì)斷裂螺栓斷口瞬斷區(qū)的形貌進(jìn)行觀察。由圖5可以看出，斷口的晶粒狀特征明顯，為典型的沿晶斷裂形貌，且晶界處有輕微的氧化現(xiàn)象。由此可知，斷裂螺栓的斷裂形式為沿晶脆性斷裂。采用JSM-6460型掃描電鏡附帶的能譜儀對(duì)斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)晶界進(jìn)行微區(qū)成分分析。由圖6可知，晶界處存在較多的氧、鉻元素，說(shuō)明螺栓斷口已經(jīng)發(fā)生氧化。

圖6 斷裂螺栓斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)的SEM形貌和能譜分析結(jié)果Fig.6 SEM morphology (a) and energy spectrum analysis results (b) of crack growth area of the fractured bolt

1.6 超聲探傷和磁粉探傷檢測(cè)

圖7 經(jīng)熒光磁粉探傷觀察到的與斷裂螺栓同批次螺栓不同位置的微裂紋Fig.7 Micro cracks at different positions of the bolt with the same batch of the fractured bolt observed by fluorescent magnetic particle inspection: (a) head and (b) tail

對(duì)斷裂螺栓所在同批次正在使用的螺栓進(jìn)行在線超聲探傷，并將經(jīng)超聲探傷發(fā)現(xiàn)的有疑似裂紋的螺栓拆解后進(jìn)行熒光磁粉探傷。經(jīng)熒光磁粉探傷后確認(rèn)，拆解的螺栓上確有微小的裂紋存在，如圖7所示，且微裂紋位置均位于螺栓頭部和尾部，基本對(duì)應(yīng)于螺栓上表面硬度較高要求的a，b區(qū)域(如圖1所示)的邊界處，微裂紋所在的螺栓頭部位置基本與上述斷裂螺栓的斷裂位置一致。在螺栓的制造過(guò)程中，需對(duì)a,b這2段區(qū)域進(jìn)行表面淬火處理，將其表面硬度控制在45～51 HRC。在螺栓服役過(guò)程中，這2段區(qū)域所受的應(yīng)力最大，且與螺栓套有頻繁的摩擦旋轉(zhuǎn)接觸，導(dǎo)致在高低硬度過(guò)渡的區(qū)域，即螺栓表面組織產(chǎn)生變化的薄弱處不斷受到接觸應(yīng)力的作用，從而形成了如圖7所示的微裂紋。

將存在微裂紋的螺栓沿裂紋處縱向剖開(kāi)，采用光學(xué)顯微鏡觀察裂紋的形貌及裂紋處的顯微組織。由圖8可知：晶界處存在較為明顯的析出物；微裂紋的長(zhǎng)度約為1 mm，裂紋由表面萌生，存在多處裂紋源，并沿螺栓的周向連接成環(huán)，同時(shí)向螺栓心部擴(kuò)展，最終導(dǎo)致螺栓斷裂。

圖8 存在微裂紋螺栓的顯微組織和裂紋形貌Fig.8 Microstructure (a) and crack morphology (b) of the bolt with micro cracks

2 應(yīng)力校核和斷裂原因分析

2.1 應(yīng)力校核

采用有限元理論對(duì)螺栓的受力情況進(jìn)行模擬。由圖9可知：螺栓在其兩側(cè)螺栓套之間的區(qū)域受橫向彎曲應(yīng)力作用，螺栓斷裂的位置正好位于螺栓所受應(yīng)力最大的位置。由此說(shuō)明，螺栓的斷裂位置受到較大的應(yīng)力作用。

圖9 制動(dòng)杠桿螺栓的應(yīng)力分布云圖Fig.9 Stress distribution contour of brake lever bolt

2.2 斷裂原因分析

組織中細(xì)小的析出物對(duì)提高材料的強(qiáng)度起到積極作用，但對(duì)于1Cr17Ni2馬氏體不銹鋼，若晶界處的析出物過(guò)多，則會(huì)降低晶粒間的結(jié)合力，從而對(duì)螺栓的性能產(chǎn)生不利影響[1-2]。由上述檢驗(yàn)結(jié)果可知，斷裂螺栓的化學(xué)成分和力學(xué)性能均符合要求。螺栓中的夾雜物尺寸較大，且氧化物中的鉻元素可促使雜質(zhì)在晶界處聚集，這會(huì)削弱晶粒的晶界結(jié)合力，并導(dǎo)致脆性斷裂的發(fā)生。研究表明，若鐵素體含量較高，則會(huì)導(dǎo)致材料的沖擊韌性降低[3-4]。因此，在對(duì)該螺栓進(jìn)行熱處理過(guò)程中應(yīng)盡量避免其組織中出現(xiàn)大量的鐵素體、殘余奧氏體以及晶界碳、氧、鉻化物等。

螺栓的斷裂位置正好位于螺栓與螺栓套的接觸部位外側(cè)，螺栓與螺栓套間的接觸造成螺栓表面的磨損，這對(duì)裂紋的出現(xiàn)起到一定的誘導(dǎo)作用。同時(shí)，轉(zhuǎn)向架部件位于車(chē)身的底部，在行車(chē)過(guò)程中這些零部件所處的環(huán)境惡劣，螺栓與螺栓套之間會(huì)有雨水等物質(zhì)存在，這為螺栓的斷裂提供了腐蝕環(huán)境。

綜上可知，螺栓的斷裂形式主要為由應(yīng)力腐蝕造成的沿晶脆性斷裂。螺栓在服役時(shí)其斷裂處所受的較大彎曲應(yīng)力作用以及螺栓的惡劣服役條件是螺栓斷裂的外在原因，而螺栓中存在的帶狀鐵素體以及較大的夾雜物是螺栓斷裂的內(nèi)在原因。

3 改進(jìn)措施

(1) 加強(qiáng)螺栓材料的質(zhì)量控制。采用電渣重熔的方式對(duì)原材料進(jìn)行冶煉，嚴(yán)格控制螺栓材料中各類夾雜物的級(jí)別均在2級(jí)以下。對(duì)優(yōu)化后的螺栓材料進(jìn)行抽樣檢查后發(fā)現(xiàn)，螺栓材料中的夾雜物為A類和D類夾雜物，級(jí)別分別為1.5級(jí)和1級(jí)，如圖10所示。

圖10 優(yōu)化后螺栓材料中的夾雜物形貌Fig.10 Morphology of inclusions in optimized bolt material:(a) class A inclusions and (b) class D inclusions

(2) 優(yōu)化螺栓的熱處理工藝。降低螺栓調(diào)質(zhì)過(guò)程中的淬火溫度，避開(kāi)回火脆性溫度區(qū)，淬火后及時(shí)回火，同時(shí)表面感應(yīng)淬火后進(jìn)行合理的回火熱處理，以消除淬火過(guò)渡區(qū)的殘余應(yīng)力，從而適當(dāng)降低螺栓的基體硬度,減少組織中鐵素體含量，并盡量避免晶界析出物的產(chǎn)生，以保證顯微組織的均勻性和穩(wěn)定性。由圖11可知，優(yōu)化后螺栓的基體組織為均勻的回火索氏體，且鐵素體及晶界析出物明顯減少。

經(jīng)過(guò)優(yōu)化后的螺栓已經(jīng)實(shí)現(xiàn)批量生產(chǎn)。實(shí)際應(yīng)用結(jié)果表明，優(yōu)化后的螺栓在和諧機(jī)車(chē)上裝車(chē)使用后的運(yùn)行狀態(tài)良好，沒(méi)有出現(xiàn)斷裂。

4 結(jié) 論

(1) 螺栓的斷裂形式為由應(yīng)力腐蝕造成的沿晶脆性斷裂；螺栓在服役時(shí)其斷裂處所受到的較大應(yīng)力作用，以及螺栓的惡劣服役條件是螺栓斷裂的外在原因，而螺栓組織中存在的沿軋制方向分布的帶狀鐵素體和較大的夾雜物是螺栓斷裂的內(nèi)在原因。

圖11 采用優(yōu)化熱處理工藝制備所得螺栓的顯微組織Fig.11 Microstructure of the bolt obtained by optimal heat treatment process

(2) 采用加強(qiáng)螺栓材料的質(zhì)量控制優(yōu)化螺栓的熱處理工藝等措施后，新生產(chǎn)的螺栓沒(méi)再出現(xiàn)斷裂。