摘 要:某电梯曳引机用螺栓在使用过程中发生了断裂。采用化学成分分析、金相检验、硬度测 试及断口分析等方法,对螺栓断裂的原因进行了分析。结果表明:由于原材料、设计、热处理等方面 的原因使螺栓各项性能下降,齿根部位形成应力集中,在长期交变应力的作用下发生了疲劳断裂。 最后提出了控制螺栓原材料的质量,严格进行调质热处理的改进措施。
关键词:电梯曳引机;螺栓;断裂;脱碳层
中图分类号:TG115.2 文献标志码:B 文章编号:1001-4012(2022)07-0068-04
某电梯在运行过程中发生轿厢冲顶事故[1],经 现场调查发现,事故电梯曳引机制动器的压紧弹簧 内有螺栓发生断裂[2],断裂螺栓的宏观形貌如图1 所示。断裂螺栓为某高强度钢制六角法兰面螺栓, 材料为45 # 钢,直径为20mm,强度等级为8.8级。 笔者对该断裂螺栓与同批次其他螺栓进行了对比分 析,确定了该螺栓断裂失效的形式与原因,为避免类 似事故再次发生提供了理论依据[3-4]。
1 理化检验
1.1 硬度测试
采用HRD-150型 洛 氏 硬 度 计 ,在 断 裂 螺 栓 和同批次螺栓的中心区域(轴心线处)和1/2半径区域 分别进行硬度测试,结果如表1所示。由表1可知: 断裂螺栓与同批次螺栓的整体硬度均分布较为均 匀,但中心区域硬度均略低于1/2半径区域的硬度; 断裂螺栓和同批次螺栓1/2半径区域的洛氏硬度平 均值分别为25.1 HRC 和23.9 HRC,两者均符合 GB/T3098.1—2010《紧固件机械性能 螺栓、螺钉 和螺柱》的要求,但接近于规定下限;断裂螺栓中心 区域的洛氏硬度为23.8HRC,接近于 GB/T3098.1—2010 的 下 限;同 批 次 螺 栓 的 中 心 区 域 为 22.5HRC,低于 GB/T 3098.1—2010的要求。
1.2 化学成分分析
采用线切割方法对断裂螺栓的横截面进行取 样,经过水磨砂纸打磨后,采用真空火花发射光谱仪 对基体材料进行化学成分分析,结果如表2所示,结 果表明断裂螺栓中的碳和磷元素含量均超出 GB/T 699—2015《优质碳素结构钢》的要求。
1.3 断口分析
1.3.1 断口宏观分析
对螺栓的断口进行宏观观察,发现断口表面比 较平 滑,断 裂 面 与 轴 向 基 本 垂 直。 将 断 口 分 成 I~IV 区域,其中I和II区有多个裂纹源,裂纹起始 于螺栓齿根部位,并伴随有明显台阶,表明该区域所 受的应力或应力集中程度较大;III区为裂纹扩展 区,有较明显的“贝纹状”花样;IV 区为最终断裂区, 这是由裂纹扩展到一定程度时,截面缩小而材料疲 劳强度不够引起的,由此可以推断螺栓断裂形式属 于多源疲劳断裂(见图2)。
1.3.2 断口微观分析
将断口置于无水乙醇中进行超声清洗,10 min 后吹干,用 Quanta200型扫描电子显微镜(SEM)观 察断口的形貌。可以看出螺栓断裂起始于螺纹齿根 部位[见图3a)];该部位属于应力集中区域,具有较 多的解理台阶[见图3b)];在螺纹边缘有剪切唇存在,在断 口 表 面 可 以 见 到 明 显 的 二 次 裂 纹 [见 图 3c)];在裂纹扩展区部分区域有“海滩”花样,呈现出 比较明显的片层状结构,具有大量表征疲劳断裂的 微观“疲劳辉纹”,疲劳裂纹的扩展主要以准解理断 裂为主[见图3d)];最终断裂区有大量的韧窝形成, 呈韧性断裂[5]特征形貌,这是因为随着疲劳裂纹不 断扩展,螺栓产生了一定的开裂位移,导致施加在开 裂螺栓上的径向力得到了一定的松弛释放,从而形 成了韧窝状组织[见图3e),3f)]。
1.4 金相检验
在断裂螺栓和同批次螺栓上截取径向试样,试 样经机械打磨、抛光,1/2半径区域经4%(体积分 数,下同)硝酸酒精溶液侵蚀8s后,在纯水+乙醇 溶液中清洗并吹干,利用光学显微镜对试样的显微 组织进行观察,并依据 GB/T6394—2017 《金属平 均晶粒度测试方法》对试样进行晶粒度评级[6]。由 检验结果可知:断裂螺栓中心区域的显微组织为片 状珠光体+白色网状、针状和块状分布的铁素体,晶 粒大小不均匀,有轻微的魏氏体,晶粒度等级评为 8~9.5级[见图4a)]。断裂螺栓外表面区域的网状 铁素体相对较少,晶粒度等级为 9 级[见图 4b)]。 同批次螺栓中心区域的显微组织与断裂螺栓相似, 但网状铁素体的分布有所不同,晶粒大小相对较均 匀,晶粒度等级为9级[见图5a)]。同批次螺栓外 表面区域的显微组织与断裂螺栓相似,1/2半径区 域的网状铁素体明显减少,晶粒更为细小,晶粒度等级为9.5级[见图5b)]。
1.5 脱碳层测试
根据 GB/T4340.1—2009《金属材料 维氏硬度 试验 第1部分:试验方法》,采用 HVS-10型维氏硬 度计分别在断裂螺栓和同批次螺栓试样的外表面、 1/2半径区域和中心区域进行维氏硬度测试,结果 如表3所示。由表3可知:断裂螺栓和同批次螺栓 的外表面区域的维氏硬度平均值分别为231.9HV 和 250.4 HV,均 小 于 GB/T 4340.1—2009 要 求 (≥255HV),且远低于1/2半径区域和中心区域, 表明断裂螺栓外表面有完全脱碳层[7],同批次螺栓 外表面有不完全脱碳层(见图6)。
将试样从中心剖开,制备轴向试样,再经机械打 磨和抛光后,用4%硝酸酒精溶液 侵 蚀20s后 对 脱碳 层 进 行 观 察,断 裂 螺 栓 外 表 面 有 厚 度 约 为 55.96μm 的完全脱碳层[见图7a)],不符合 GB/T 3098.1—2010的要求(≤15μm)。同批次螺栓外表 面有不完全脱碳层[见图7b)],不完全脱碳层硬度 测试结果分别为 299.3,258.2,233 HV,也不符合 GB/T3098.1—2010的要求。断裂螺栓的完全脱碳 层和同批次螺栓的不完全脱碳层内均有裂纹[见图 8a),8b)]。
2 综合分析
上述理化检验结果表明:断裂螺栓属于多源疲 劳断裂,疲劳起源于应力集中的螺栓齿根表面,齿根 表面有不符合 GB/T4340.1—2009规定的脱碳层, 降低了螺栓的硬度和疲劳强度,在长期交变应力的 作用下螺栓发生疲劳断裂。螺栓齿根部分缺乏有效 的过渡圆弧,易形成应力集中区域,当应力超过其断 裂强度时,会在其应力集中的薄弱处形成裂纹源。
断裂螺栓的碳含量低于 GB/T699—2015要求 的范围,降低了螺栓的疲劳强度和硬度。断裂螺栓 的显微组织为片状珠光体+铁素体(白色网状、针状 和块状分布),表明螺栓在热处理时奥氏体化的加热 温度过低或淬火前保温时间不足,造成断裂螺栓基 体硬度的分散度加大,基体的疲劳强度明显降低,塑 性和韧性下降,尤其是冲击韧性下降明显,最终在螺 栓裂纹扩展区表现出准解理断口形貌的微观特征。
3 结论与建议
该螺栓齿根表面有不合格脱碳层,齿根缺乏圆弧过 渡,易形成应力集中,螺栓的硬度、疲劳强度等各项性能 均下降,在长期交变应力的作用下发生了疲劳断裂。
建议加强质量监控,对螺栓的化学成分、力学性 能、显微组织和表面缺陷等进行严格检查,严格控制 原材料质量,严格按工艺的要求进行调质热处理,以 获得细密的回火索氏体,全面改善螺栓的塑性和韧 性。同时适当地增大螺栓齿根的圆弧半径,降低加 工表面粗糙度,以减少应力集中。
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