摘 要:某電梯曳引機(jī)用螺栓在使用過程中發(fā)生了斷裂。采用化學(xué)成分分析、金相檢驗(yàn)、硬度測 試及斷口分析等方法,對螺栓斷裂的原因進(jìn)行了分析。結(jié)果表明:由于原材料、設(shè)計(jì)、熱處理等方面 的原因使螺栓各項(xiàng)性能下降,齒根部位形成應(yīng)力集中,在長期交變應(yīng)力的作用下發(fā)生了疲勞斷裂。 最后提出了控制螺栓原材料的質(zhì)量,嚴(yán)格進(jìn)行調(diào)質(zhì)熱處理的改進(jìn)措施。
關(guān)鍵詞:電梯曳引機(jī);螺栓;斷裂;脫碳層
中圖分類號:TG115.2 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:B 文章編號:1001-4012(2022)07-0068-04
某電梯在運(yùn)行過程中發(fā)生轎廂沖頂事故[1],經(jīng) 現(xiàn)場調(diào)查發(fā)現(xiàn),事故電梯曳引機(jī)制動(dòng)器的壓緊彈簧 內(nèi)有螺栓發(fā)生斷裂[2],斷裂螺栓的宏觀形貌如圖1 所示。斷裂螺栓為某高強(qiáng)度鋼制六角法蘭面螺栓, 材料為45 # 鋼,直徑為20mm,強(qiáng)度等級為8.8級。 筆者對該斷裂螺栓與同批次其他螺栓進(jìn)行了對比分 析,確定了該螺栓斷裂失效的形式與原因,為避免類 似事故再次發(fā)生提供了理論依據(jù)[3-4]。
1 理化檢驗(yàn)
1.1 硬度測試
采用HRD-150型 洛 氏 硬 度 計(jì) ,在 斷 裂 螺 栓 和同批次螺栓的中心區(qū)域(軸心線處)和1/2半徑區(qū)域 分別進(jìn)行硬度測試,結(jié)果如表1所示。由表1可知: 斷裂螺栓與同批次螺栓的整體硬度均分布較為均 勻,但中心區(qū)域硬度均略低于1/2半徑區(qū)域的硬度; 斷裂螺栓和同批次螺栓1/2半徑區(qū)域的洛氏硬度平 均值分別為25.1 HRC 和23.9 HRC,兩者均符合 GB/T3098.1—2010《緊固件機(jī)械性能 螺栓、螺釘 和螺柱》的要求,但接近于規(guī)定下限;斷裂螺栓中心 區(qū)域的洛氏硬度為23.8HRC,接近于 GB/T3098.1—2010 的 下 限;同 批 次 螺 栓 的 中 心 區(qū) 域 為 22.5HRC,低于 GB/T 3098.1—2010的要求。
1.2 化學(xué)成分分析
采用線切割方法對斷裂螺栓的橫截面進(jìn)行取 樣,經(jīng)過水磨砂紙打磨后,采用真空火花發(fā)射光譜儀 對基體材料進(jìn)行化學(xué)成分分析,結(jié)果如表2所示,結(jié) 果表明斷裂螺栓中的碳和磷元素含量均超出 GB/T 699—2015《優(yōu)質(zhì)碳素結(jié)構(gòu)鋼》的要求。
1.3 斷口分析
1.3.1 斷口宏觀分析
對螺栓的斷口進(jìn)行宏觀觀察,發(fā)現(xiàn)斷口表面比 較平 滑,斷 裂 面 與 軸 向 基 本 垂 直。 將 斷 口 分 成 I~IV 區(qū)域,其中I和II區(qū)有多個(gè)裂紋源,裂紋起始 于螺栓齒根部位,并伴隨有明顯臺(tái)階,表明該區(qū)域所 受的應(yīng)力或應(yīng)力集中程度較大;III區(qū)為裂紋擴(kuò)展 區(qū),有較明顯的“貝紋狀”花樣;IV 區(qū)為最終斷裂區(qū), 這是由裂紋擴(kuò)展到一定程度時(shí),截面縮小而材料疲 勞強(qiáng)度不夠引起的,由此可以推斷螺栓斷裂形式屬 于多源疲勞斷裂(見圖2)。
1.3.2 斷口微觀分析
將斷口置于無水乙醇中進(jìn)行超聲清洗,10 min 后吹干,用 Quanta200型掃描電子顯微鏡(SEM)觀 察斷口的形貌?？梢钥闯雎菟〝嗔哑鹗加诼菁y齒根 部位[見圖3a)];該部位屬于應(yīng)力集中區(qū)域,具有較 多的解理臺(tái)階[見圖3b)];在螺紋邊緣有剪切唇存在,在斷 口 表 面 可 以 見 到 明 顯 的 二 次 裂 紋 [見 圖 3c)];在裂紋擴(kuò)展區(qū)部分區(qū)域有“海灘”花樣,呈現(xiàn)出 比較明顯的片層狀結(jié)構(gòu),具有大量表征疲勞斷裂的 微觀“疲勞輝紋”,疲勞裂紋的擴(kuò)展主要以準(zhǔn)解理斷 裂為主[見圖3d)];最終斷裂區(qū)有大量的韌窩形成, 呈韌性斷裂[5]特征形貌,這是因?yàn)殡S著疲勞裂紋不 斷擴(kuò)展,螺栓產(chǎn)生了一定的開裂位移,導(dǎo)致施加在開 裂螺栓上的徑向力得到了一定的松弛釋放,從而形 成了韌窩狀組織[見圖3e),3f)]。
1.4 金相檢驗(yàn)
在斷裂螺栓和同批次螺栓上截取徑向試樣,試 樣經(jīng)機(jī)械打磨、拋光,1/2半徑區(qū)域經(jīng)4%(體積分 數(shù),下同)硝酸酒精溶液侵蝕8s后,在純水+乙醇 溶液中清洗并吹干,利用光學(xué)顯微鏡對試樣的顯微 組織進(jìn)行觀察,并依據(jù) GB/T6394—2017 《金屬平 均晶粒度測試方法》對試樣進(jìn)行晶粒度評級[6]。由 檢驗(yàn)結(jié)果可知:斷裂螺栓中心區(qū)域的顯微組織為片 狀珠光體+白色網(wǎng)狀、針狀和塊狀分布的鐵素體,晶 粒大小不均勻,有輕微的魏氏體,晶粒度等級評為 8~9.5級[見圖4a)]。斷裂螺栓外表面區(qū)域的網(wǎng)狀 鐵素體相對較少,晶粒度等級為 9 級[見圖 4b)]。 同批次螺栓中心區(qū)域的顯微組織與斷裂螺栓相似, 但網(wǎng)狀鐵素體的分布有所不同,晶粒大小相對較均 勻,晶粒度等級為9級[見圖5a)]。同批次螺栓外 表面區(qū)域的顯微組織與斷裂螺栓相似,1/2半徑區(qū) 域的網(wǎng)狀鐵素體明顯減少,晶粒更為細(xì)小,晶粒度等級為9.5級[見圖5b)]。
1.5 脫碳層測試
根據(jù) GB/T4340.1—2009《金屬材料 維氏硬度 試驗(yàn) 第1部分:試驗(yàn)方法》,采用 HVS-10型維氏硬 度計(jì)分別在斷裂螺栓和同批次螺栓試樣的外表面、 1/2半徑區(qū)域和中心區(qū)域進(jìn)行維氏硬度測試,結(jié)果 如表3所示。由表3可知:斷裂螺栓和同批次螺栓 的外表面區(qū)域的維氏硬度平均值分別為231.9HV 和 250.4 HV,均 小 于 GB/T 4340.1—2009 要 求 (≥255HV),且遠(yuǎn)低于1/2半徑區(qū)域和中心區(qū)域, 表明斷裂螺栓外表面有完全脫碳層[7],同批次螺栓 外表面有不完全脫碳層(見圖6)。
將試樣從中心剖開,制備軸向試樣,再經(jīng)機(jī)械打 磨和拋光后,用4%硝酸酒精溶液 侵 蝕20s后 對 脫碳 層 進(jìn) 行 觀 察,斷 裂 螺 栓 外 表 面 有 厚 度 約 為 55.96μm 的完全脫碳層[見圖7a)],不符合 GB/T 3098.1—2010的要求(≤15μm)。同批次螺栓外表 面有不完全脫碳層[見圖7b)],不完全脫碳層硬度 測試結(jié)果分別為 299.3,258.2,233 HV,也不符合 GB/T3098.1—2010的要求。斷裂螺栓的完全脫碳 層和同批次螺栓的不完全脫碳層內(nèi)均有裂紋[見圖 8a),8b)]。
2 綜合分析
上述理化檢驗(yàn)結(jié)果表明:斷裂螺栓屬于多源疲 勞斷裂,疲勞起源于應(yīng)力集中的螺栓齒根表面,齒根 表面有不符合 GB/T4340.1—2009規(guī)定的脫碳層, 降低了螺栓的硬度和疲勞強(qiáng)度,在長期交變應(yīng)力的 作用下螺栓發(fā)生疲勞斷裂。螺栓齒根部分缺乏有效 的過渡圓弧,易形成應(yīng)力集中區(qū)域,當(dāng)應(yīng)力超過其斷 裂強(qiáng)度時(shí),會(huì)在其應(yīng)力集中的薄弱處形成裂紋源。
斷裂螺栓的碳含量低于 GB/T699—2015要求 的范圍,降低了螺栓的疲勞強(qiáng)度和硬度。斷裂螺栓 的顯微組織為片狀珠光體+鐵素體(白色網(wǎng)狀、針狀 和塊狀分布),表明螺栓在熱處理時(shí)奧氏體化的加熱 溫度過低或淬火前保溫時(shí)間不足,造成斷裂螺栓基 體硬度的分散度加大,基體的疲勞強(qiáng)度明顯降低,塑 性和韌性下降,尤其是沖擊韌性下降明顯,最終在螺 栓裂紋擴(kuò)展區(qū)表現(xiàn)出準(zhǔn)解理斷口形貌的微觀特征。
3 結(jié)論與建議
該螺栓齒根表面有不合格脫碳層,齒根缺乏圓弧過 渡,易形成應(yīng)力集中,螺栓的硬度、疲勞強(qiáng)度等各項(xiàng)性能 均下降,在長期交變應(yīng)力的作用下發(fā)生了疲勞斷裂。
建議加強(qiáng)質(zhì)量監(jiān)控,對螺栓的化學(xué)成分、力學(xué)性 能、顯微組織和表面缺陷等進(jìn)行嚴(yán)格檢查,嚴(yán)格控制 原材料質(zhì)量,嚴(yán)格按工藝的要求進(jìn)行調(diào)質(zhì)熱處理,以 獲得細(xì)密的回火索氏體,全面改善螺栓的塑性和韌 性。同時(shí)適當(dāng)?shù)卦龃舐菟X根的圓弧半徑,降低加 工表面粗糙度,以減少應(yīng)力集中。
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