摘 要:某清洗機用雙自封高液壓氣管接頭在組裝時出現(xiàn)裂紋,采用化學成分分析、金相檢驗、 力學性能試驗等方法,對接頭開裂的原因進行了分析.結果表明:接頭開裂主要是由于接頭材料在 冷拉成型后退火處理不當,導致組織中存在大量冷變形過程中形成的滑移線,造成材料強度和硬度 都較高,材料脆性增大塑性減小,從而使接頭在組裝過程中因受力發(fā)生開裂.

關鍵詞:雙自封高液壓氣管;接頭;冷變形;滑移線;退火

中圖分類號:TH１３１．３ 文獻標志碼:B 文章編號:１００１Ｇ４０１２(２０１９)０９Ｇ０６４３Ｇ０３

清洗機用雙自封高液壓氣管接頭在用定力扭矩 扳手組裝時發(fā)生卡殼,經(jīng)檢查發(fā)現(xiàn)接頭的螺紋端部 出現(xiàn)了長度約為３mm 的裂紋,如圖１所示.接頭 整體呈階梯狀,其中螺紋部位材料為 HPb６３Ｇ３鉛黃 銅,是由規(guī)格為?１２mm 的冷拉制銅棒經(jīng)退火后加 工得到.螺紋部位之外較粗的部分被注塑封裹處 理.開 裂 處 螺 紋 規(guī) 格 為 M８ mm,螺 紋 管 壁 厚 ０．８mm.為查明開裂形成的原因,筆者對開裂的接 頭以及同批次的原材料取樣進行檢驗和分析,以期 找到有效的措施避免類似失效的再次發(fā)生.

１ 理化檢驗

１．１ 化學成分分析

從接頭開裂的螺紋部位取樣,用 MAXxLMM１４型SPECTRO直讀光譜儀進行化學成分分析,結果如 表１所示.可見開裂接頭的化學成分均符合GB/T ５２３１－２０１２«加工銅及銅合金牌號和化學成分»對 HPb６３Ｇ３黃銅成分的技術要求.

１．２ 金相檢驗

截取垂直于開裂面的剖面試樣,經(jīng)磨制、拋光后,用三氯化鐵鹽酸水溶液(５g三氯化鐵＋５０mL 鹽酸＋１００mL蒸溜水)浸蝕,使用 DMI３０００M 型光 學顯微鏡進行觀察.由圖２可見,試樣剖面的裂紋 貫穿螺紋管壁,裂紋尾端尖細,屬于典型的應力裂 紋;裂紋兩側組織無明顯異常,高倍下觀察到顯微組 織為α相和鉛顆粒[１],晶內(nèi)存在大量冷變形滑移線.

１．３ 硬度試驗

采用 DIA TESTER２RC型 WOLPERT 硬度計 在與接頭開裂部位材料同批次的 HPb６３Ｇ３鉛黃銅棒 上取樣,對試樣橫截面進行布氏硬度測試.銅棒規(guī)格 為?１２mm,標尺選用 HBW２．５/１８７．５,加載時間為 １５s.得到同批次銅棒的硬度實測值為７２．８,７１．３, ７２．７HBW２．５/１８７．５,平 均 值 為７２．３HBW２．５/１８７．５, 均高于行業(yè)圖紙規(guī)范要求的６５~６９HBW２．５/１８７．５ 范圍的最高值.

１．４ 拉伸試驗

在與接頭開裂部位材料同批次的 HPb６３Ｇ３鉛 黃銅棒上取拉伸試樣,按照 GB/T２２８．１－２０１０«金 屬材料 拉伸試驗 第１部分:室溫試驗方法»,采用CMT５３０５型萬能拉伸試驗機進行室溫拉伸試驗, 結果見表２.可見試樣的抗拉強度比 GB/T４４２３－ ２００７«銅及銅合金拉制棒»對 HPb６３Ｇ３黃銅的技術 要求值高５８MPa.

２ 分析與討論

由上述理化檢驗結果可知,與接頭開裂部位材 料同批次的 HPb６３Ｇ３鉛黃銅棒的硬度超出圖紙規(guī) 范要求,其抗拉強度比 GB/T４４２３－２００７標準規(guī)定 值高５８MPa;組織中存在冷變形滑移線.HPb６３Ｇ３ 鉛黃銅棒中鉛的質(zhì)量分數(shù)小于３６％,是典型的單相 α鉛黃銅[１].該材料是面心立方(FCC)結構,具有 較多的滑移系,在冷變形加工過程中,受外力作用時 極易發(fā)生滑移變形,從而在晶內(nèi)出現(xiàn)大量滑移線[２], 經(jīng)再結晶退火處理后形成孿晶組織[１].而對接頭開 裂部位進行金相檢驗發(fā)現(xiàn),顯微組織中只存在冷變 形滑移線,沒有退火孿晶組織,這表明該接頭所用 HPb６３Ｇ３鉛黃銅棒的冷拉制變形工藝正常,但是退 火處理不夠,造成其強度和硬度偏高,從而其脆性增 大,塑性減小,導致接頭在組裝時受力而開裂[３].

由于該批次 HPb６３Ｇ３鉛黃銅棒為國外進口,如 果退回原廠重新加工所需周期太長,且其采購量很 大,成本較高,因此需要找到有效的補救辦法.綜 上,筆者認為最有效的辦法是對鉛黃銅棒進行再結 晶退火處理.但由于此前鉛黃銅經(jīng)過拉制冷變形和 不充分的退火處理,其組織和應力狀態(tài)較復雜,因此 再結晶退火溫度的選擇非常關鍵.需要注意的是, 再結晶溫度不是恒定的溫度,其與變形程度密切相 關[４].同時,由于鉛黃銅在拉制冷變形后晶粒變形 大,位錯密度高,組織不穩(wěn)定,向低能量變化的傾向 更大,由此推斷鉛黃銅棒的再結晶溫度較低.但是, 如果溫度太低達不到再結晶溫度,鉛黃銅不會再結 晶形核或者形核速度非常緩慢;如果再結晶溫度太 高,晶粒會在形核后快速長大,從而弱化鉛黃銅的力 學性能[５Ｇ６].

為找到經(jīng)濟有效的退火工藝,筆者選取同批次 鉛黃銅棒４截,長度均為２００mm,在２６０,３００,３５０,４００℃下分別退火處理１h,再按上述步驟進行布氏 硬度測試和室溫拉伸試驗,試驗結果如表３所示. 可見隨著退火溫度的升高,試樣的布氏硬度和抗拉 強度均出現(xiàn)下降趨勢;３００ ℃和３５０ ℃下試樣的抗 拉強度較適中,略高于標準要求;４００ ℃下試樣的抗 拉強度低于標準要求.

用金相檢驗方法觀察不同溫度退火處理后試樣 的顯微組織.由圖３可見,當退火溫度為２６０ ℃時, 試樣組織中存在冷變形滑移線,所以其抗拉強度偏 高,仍有開裂的風險;當退火溫度為３００ ℃和３５０ ℃ 時,試樣組織為均勻的α相＋鉛顆粒;當退火溫度為 ４００ ℃時,試樣組織正常,但是晶粒有長大傾向.

３ 結論及建議

該開裂接頭的 HPb６３Ｇ３鉛黃銅部位成分滿足標準 要求,但硬度超標,抗拉強度超出標準值較多;該部位 顯微組織存在冷變形滑移線,表明退火處理不充分.

HPb６３Ｇ３鉛黃銅棒在３００ ℃和３５０ ℃下退火 處理１h均可達到理想的力學性能,但綜合考慮其 力學性能和成本因素,建議實際生產(chǎn)中在３００ ℃下 對其退火處理１h,可有效解決接頭開裂問題.

參考文獻:

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[５] 王笑天．金屬 材 料 學 [M]．北 京:機 械 工 業(yè) 出 版 社, １９８７:３９Ｇ４０．

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文章來源——材料與測試網(wǎng)