(中國中車大同電力機(jī)車有限責(zé)任公司, 大同 037038)

均衡梁是廣泛應(yīng)用于電力機(jī)車上的一種零部件，其作用主要是使機(jī)車的重力均勻分配在各個(gè)車輪上，保證機(jī)車平穩(wěn)運(yùn)行。某公司在機(jī)車組裝過程中發(fā)生一起均衡梁斷裂事故，該批次均衡梁為外購產(chǎn)品，根據(jù)GOST 22703:1991MouldedPiecesofAutomaticCouplerfor1 520 mmGaugeRailwayRollingStock的要求，其材料為20фл鋼(ф指釩，л指鑄造，對(duì)應(yīng)國內(nèi)20V鑄鋼)，屈服強(qiáng)度為295～345 MPa，抗拉強(qiáng)度不小于490 MPa，斷后伸長率不小于20.0%，斷面收縮率不小于30%。此均衡梁斷裂發(fā)生在安裝過程中，這種現(xiàn)象比較罕見，說明其力學(xué)性能較差，為找到均衡梁的斷裂原因，筆者對(duì)該均衡梁和同批次另一均衡梁進(jìn)行了檢驗(yàn)，并結(jié)合檢驗(yàn)結(jié)果對(duì)發(fā)生斷裂的原因進(jìn)行了綜合分析。

1 理化檢驗(yàn)

1.1 宏觀分析

斷裂均衡梁宏觀形貌如圖1所示。圖1a)和圖1b)為斷裂均衡梁整體形貌，可見斷裂貫穿整個(gè)配件，已經(jīng)完全失效。由圖1c)斷口宏觀形貌可見，斷口有金屬光譯，且呈巖石狀，符合脆性斷裂特征，此外，斷口上存在大量夾渣，在夾渣附近有較多裂紋。圖1d)是該均衡梁的剖面圖，可見鑄件內(nèi)部存在大量鑄造縮孔和夾渣。

均衡梁在安裝時(shí)夾渣附近容易產(chǎn)生應(yīng)力集中使該配件能夠承受的載荷大幅度降低[1]，是造成斷裂的原因之一，但是脆性斷口表明該均衡梁的韌性不滿足標(biāo)準(zhǔn)的要求，需要對(duì)微觀組織進(jìn)一步分析。

圖1 斷裂均衡梁宏觀形貌Fig.1 Macro morphology of fractured equalizing beam:a) overall morphology (top view); b) overall morphology (main view); c) slag inclusion morphology of fracture;d) shrinkage cavity morphology in profile

熱處理作為改善金屬力學(xué)性能的常用手段，其實(shí)質(zhì)是改變了金屬材料的顯微組織，所以對(duì)試樣進(jìn)行不同工藝的熱處理，并對(duì)試樣進(jìn)行理化檢驗(yàn)與分析。經(jīng)查閱相關(guān)資料[2-3]，按表1分別對(duì)斷裂均衡梁(試樣1)和同批次未斷裂均衡梁(試樣2)進(jìn)行取樣、編號(hào)和熱處理。

1.2 化學(xué)成分分析

根據(jù)GB/T 4336—2016《碳素鋼和中低合金鋼 多元素含量的測(cè)定 火花放電原子發(fā)射光譜法(常規(guī)法)》的技術(shù)要求，利用光譜儀分別對(duì)未經(jīng)過熱處理的兩個(gè)均衡梁進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果如表2所示?？芍摼饬核貌牧咸己繚M足GOST 22703:1991對(duì)20фл鋼成分的要求，但合金元素硅、錳、釩含量均未達(dá)到要求。硅對(duì)鐵素體起到固溶強(qiáng)化作用，可以提高鐵素體的強(qiáng)度，但是會(huì)降低材料的塑性和韌性，錳在鋼中的多元碳化物可以細(xì)化鐵素體晶粒，還可以使鐵素體韌化，改善鑄鋼力學(xué)性能，釩也可以起到細(xì)化晶粒的作用，這3種元素的含量偏低會(huì)導(dǎo)致材料強(qiáng)度降低[4]。

表1 試樣的熱處理工藝Tab.1 Heat treatment processes of samples

表2 未經(jīng)過熱處理的均衡梁的化學(xué)成分分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.2 Analysis results of chemical composition of equalizing beams without heating treatment (mass fraction) %

1.3 力學(xué)性能測(cè)試

根據(jù)GB/T 228.1-2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》和GB/T 229—2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》的技術(shù)要求分別對(duì)未經(jīng)過熱處理和經(jīng)過熱處理的均衡梁進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，結(jié)果如表3所示，其中未經(jīng)過熱處理的兩根均衡梁拉伸試樣斷口形貌如圖2所示。

由表3可知試樣1-0的力學(xué)性能均與GOST22703：1991規(guī)定的值相差過大，強(qiáng)度較低，幾乎沒有韌性。根據(jù)圖2a)可知其斷口平整、光亮，表明其斷裂方式為脆性斷裂。試樣2-0的強(qiáng)度指標(biāo)(屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度)不滿足標(biāo)準(zhǔn)的要求，但韌性指標(biāo)(斷后伸長率、斷面收縮率)滿足標(biāo)準(zhǔn)的要求，且由圖2b)可知其斷裂前產(chǎn)生明顯的塑性變形，斷口形貌是暗灰色的纖維狀，其斷裂方式為韌性斷裂。

表3 均衡梁力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果Tab.3 Test results of mechanical properties of equalizing beams

圖2 未經(jīng)過熱處理的均衡梁拉伸試樣斷口形貌Fig.2 Fracture morphology of tensile samples of equalizing beams without heating treatment

力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果說明均衡梁材料的強(qiáng)度低、韌性差是斷裂的主要原因。經(jīng)過熱處理后均衡梁的強(qiáng)度和韌性均有不同程度的提高，尤其是經(jīng)過擴(kuò)散退火和正火后的試樣1-3均衡梁強(qiáng)度大大提升。

1.4 金相檢驗(yàn)

在均橫梁遠(yuǎn)離斷口位置截取金相試樣，根據(jù)GB/T 13299—1991《鋼的顯微組織評(píng)定方法》的技術(shù)要求對(duì)未經(jīng)過和經(jīng)過熱處理的均衡梁進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖3所示。試樣1-0和試樣2-0的顯微組織形貌分別如圖3a)和圖3g)所示，可知未經(jīng)過熱處理的兩個(gè)均衡梁原始顯微組織均為魏氏組織(從奧氏體晶界生長出來的規(guī)則排列的針狀鐵素體以及其間存在的珠光體組織)，評(píng)級(jí)為魏氏組織5級(jí)，晶粒較粗大。研究表明，在相同的奧氏體化條件下，魏氏組織鋼的綜合力學(xué)性能略高一些[5]，而由于奧氏體晶粒粗大導(dǎo)致魏氏組織鋼較正常組織鋼性能差[6-8]。

試樣1-0和試樣2-0的顯微組織相似，但是二者力學(xué)性能差別較大，所以判斷魏氏組織和晶粒粗大并不是導(dǎo)致均衡梁斷裂的主要原因。值得注意的是，通過對(duì)比圖3a)，3b)，3g)，可以發(fā)現(xiàn)試樣1-0的顯微組織中部分晶界處存在貫穿整個(gè)視場(chǎng)的“黑線”，可能為冷卻過程中原奧氏體晶界處的氮化鋁析出物，而試樣2-0顯微組織未發(fā)現(xiàn)此情況，故推測(cè)試樣1-0顯微組織中的晶界析出物導(dǎo)致力學(xué)性能大幅降低。

試樣1-1的顯微組織形貌如圖3c)和圖3d)所示，可知經(jīng)過930 ℃正火后魏氏組織完全消除，其顯微組織為等軸狀鐵素體+珠光體，但是該試樣仍然表現(xiàn)為低載荷脆性斷裂，且其顯微組織中仍然存在貫穿整個(gè)視場(chǎng)的“黑線”，說明正火處理并未消除晶間氮化鋁析出物。

試樣1-2的顯微組織形貌如圖3e)所示，可知經(jīng)過1 200 ℃擴(kuò)散退火后顯微組織中的晶界析出物消失。試樣1-3的顯微組織形貌如圖3f)所示，可知經(jīng)過擴(kuò)散退火和正火細(xì)化晶粒后，其力學(xué)性能得到較大提升。

試樣2-1的顯微組織形貌如圖3h)所示，可知經(jīng)過正火后魏氏組織完全消除，韌性顯著提高。

通過比較各組試樣的顯微組織及力學(xué)性能可知，鑄造過程中的晶界析出物導(dǎo)致均衡梁的力學(xué)性能大幅度下降，引起均衡梁斷裂。

圖3 不同工藝熱處理后均衡梁試樣的顯微組織形貌Fig.3 Microstructure morphology of the samples of equalizing beams after different heat treatment processes

1.5 微觀分析

為進(jìn)一步觀察均橫梁的斷裂方式，分析其影響因素，使用掃描電鏡(SEM)及X射線能譜分析儀對(duì)拉伸試樣1-0，2-0的斷口進(jìn)行微觀分析。

由圖4和圖5可知，試樣1-0的斷口大部分呈光滑、平整的脆性斷裂特征，少部分存在韌窩，還有一些呈均勻分布的細(xì)小顆粒狀MnS類夾雜物。由圖6和圖7可知，試樣2-0的斷口為典型的韌性斷裂，由細(xì)小的韌窩組成，窩坑內(nèi)也分布有MnS類夾雜物。由此可知試樣1-0的脆性斷裂并不是MnS類夾雜物導(dǎo)致的。

圖4 試樣1-0斷口SEM形貌Fig.4 SEM morphology of fracture of sample 1-0:a) brittle fracture characteristics; b) ductile fracture characteristics

圖5 試樣1-0能譜分析位置及結(jié)果Fig.5 Energy spectrum analysis a) position and b) results of sample 1-0

圖6 試樣2-0斷口SEM形貌Fig.6 SEM morphology of fracture of sample 2-0:a) position 1; b) position 2

圖7 試樣2-0能譜分析位置及結(jié)果Fig.7 Energy spectrum analysis a) position and b) results of sample 2-0

2 分析與討論

該均衡梁鑄件內(nèi)部存在大量縮孔、夾渣等鑄造缺陷，斷口表面光滑、發(fā)亮、稍有彎曲，斷裂強(qiáng)度低，且韌性和塑性較差。有研究表明鑄鋼件產(chǎn)生脆性斷口的原因是在一次奧氏體晶界上析出氮化鋁從而使晶界弱化，氮化鋁在奧氏體晶粒形成時(shí)以粗大的薄膜狀在晶界析出，降低了鑄鋼的塑性和韌性，增大了產(chǎn)生晶間裂紋的傾向[9-11]。

鋁作為強(qiáng)脫氧元素，強(qiáng)烈縮小γ相區(qū)，與氧、氮有很大的親和力，首先表現(xiàn)為固氮作用[12]，而鋼中鋁元素含量的增加主要是使用鋁脫氧的工藝導(dǎo)致的，該均衡梁的產(chǎn)品標(biāo)準(zhǔn)中雖未對(duì)鋁含量作出要求，但是根據(jù)許多研究者的分析和實(shí)踐，鑄鋼中的鋁質(zhì)量分?jǐn)?shù)一般應(yīng)控制在0.025%～0.050%[13-15]，均衡梁的化學(xué)成分分析結(jié)果表明其鋁含量明顯超標(biāo)，當(dāng)鑄造工藝不當(dāng)時(shí)，就會(huì)在原奧氏體晶界上形成連續(xù)的氮化鋁薄膜，使材料的力學(xué)性能大幅度下降。

通過1 200 ℃的擴(kuò)散退火，可以在一定程度上消除氮化鋁的晶間析出，提高材料力學(xué)性能，但是這種措施的效果十分有限。

3 結(jié)論及建議

(1) 均衡梁的斷裂性質(zhì)為脆性斷裂。導(dǎo)致均衡梁力學(xué)性能下降的主要原因是鋁含量過多，在晶界處形成了氮化鋁薄膜，使晶界的強(qiáng)度大幅度降低，且通過熱處理很難消除該缺陷。導(dǎo)致均衡梁斷裂的另一重要原因是組織中存在縮孔、夾渣等鑄造缺陷，裝配過程中在缺陷處容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，使該配件能夠承受的載荷大大降低。

(2) 對(duì)于鑄造缺陷，建議應(yīng)在澆筑時(shí)保證原材料質(zhì)量，控制好澆注溫度和速度，降低熔體中含氫量，提高型腔內(nèi)排氣能力，并且在使用前進(jìn)行無損探傷檢測(cè)。

(3) 對(duì)于氮化鋁析出和組織粗大的問題，建議應(yīng)嚴(yán)格控制脫氧劑(鋁)的加入量，并在澆筑時(shí)控制溫度，避免在氮化鋁析出溫度下長時(shí)間停留，澆筑后進(jìn)行正火以消除魏氏組織、細(xì)化晶粒。