宮高麗
(成都市海瑞產品質量技術檢測有限公司, 成都 610500)
單元制動缸是決定列車運行安全的重要部件,在其組裝完成或定期使用后必須進行測試,以確保其狀態良好。某單元制動缸在定期檢修測試過程中,發現其緩解量不夠,經拆解發現其中的緩解彈簧斷裂。彈簧材料為60Si2Mn鋼,彈簧自由高度為(165±3) mm,彈簧中徑為90.5 mm,鋼絲直徑為6.5 mm,有效圈數n=5,彈簧是返修彈簧,為防止彈簧使用過程中發生銹蝕,在返修過程中對其進行了電鍍鋅防銹處理(鍍層厚度要求為7~10 mm),彈簧原始表面防銹工藝為發黑處理。為查明彈簧斷裂原因,筆者進行了一系列理化檢驗與分析,以防止類似事故再次發生。
對該單元制動缸的斷裂彈簧進行宏觀觀察,其宏觀形貌如圖1所示,發現斷面均呈不規則狀。經拆卸后發現該緩解彈簧已斷裂成了3部分。

圖1 單元制動缸斷裂緩解彈簧宏觀形貌
按照GB/T 20123—2006 《鋼鐵 總碳硫含量的測定高頻感應爐燃燒后紅外吸收法(常規方法)》和GB/T 20125—2006 《低合金鋼 多元素含量的測定 電感耦合等離子體原子發射光譜法》的要求在斷裂彈簧上取樣,采用CS-200型紅外碳硫儀和ICPS-7510型電感耦合等離子發射光譜儀進行化學成分分析,結果如表1所示,可見彈簧的化學成分符合GB/T 1222—2016 《彈簧鋼》中對60Si2Mn鋼的要求。

表1 斷裂彈簧化學成分分析結果 %
將斷裂彈簧斷口經制樣、拋光、侵蝕后,采用DMM-480C型倒置式光學顯微鏡,按照GB/T 13298—2015 《金屬顯微組織檢驗方法》對其進行分析觀察,試樣的顯微組織形貌如圖2所示。由圖2可知:彈簧基體組織為均勻回火屈氏體,符合技術要求,試樣存在輕微的脫碳現象。脫碳深度檢驗結果如表2所示(表中D為彈簧直徑)。由表2可知:彈簧的總脫碳深度符合技術要求。

圖2 斷裂彈簧顯微組織形貌

表2 斷裂彈簧脫碳深度檢驗結果 mm
按照GB/T 4340.1—2009 《金屬材料 維氏硬度試驗 第1部分:試驗方法》的試驗方法,采用VH-5LA型維氏硬度計測試彈簧的硬度,測試結果如表3所示。由表3可見彈簧的次表面層硬度已超出技術要求的上限,心部硬度測試結果也處于技術要求的上限。

表3 斷裂彈簧的硬度測試結果 HRC
用掃描電鏡(SEM)對彈簧斷口形貌進行觀察,結果如圖3所示。從圖3可以看出:斷口處未觀察到孔洞、夾雜等冶金缺陷;低倍下可見斷口無舊斷口特征,斷口處存在較平整的區域A、明顯放射狀條紋(或稱撕裂棱)的擴展區域B和C,以及最后斷裂剪切特征的區域D;A區為斷裂起始區,該區域呈橢圓型分布,斷面平整,其邊緣存在明顯的放射狀應力臺階,微觀形貌為準解理;B區和C區為斷裂擴展區,斷口呈現韌性花樣,沿由韌窩構成的晶界面擴展,且存在細小的、發育不完整的韌窩,斷口存在明顯放射狀應力臺階,微觀上為準解理斷裂;D區為最后斷裂區,沿著擴展區撕裂棱的裂紋,隨著應力的增加,裂紋相互貫通形成一個貫穿的剪切面,且斷口邊緣呈現傾斜斷面,微觀上為剪切斷裂。

圖3 彈簧斷口SEM形貌
上述理化檢驗結果表明:彈簧的化學成分符合GB/T 1222—2016對60Si2Mn鋼的要求;彈簧的次表面層硬度已超出技術要求的上限(48.0 HRC),心部硬度也處于技術要求的上限;彈簧基體顯微組織為均勻回火屈氏體;彈簧表面存在輕微的脫碳現象;SEM觀察到斷口存在平整的斷裂起始區,斷裂起始區的微觀形貌以準解理為主,部分存在微裂紋特征,在斷裂起始區邊緣呈現有明顯的放射狀應力臺階;此外,斷口還存在明顯的快速擴展區和最后斷裂的剪切區;彈簧表面不存在凹陷、孔洞或夾雜物等冶金缺陷。
電鍍鋅工藝在除油、酸蝕、鍍鋅工序中,均易發生基體或鍍層滲氫,會引起鍍層鼓泡和脫皮,甚至產生氫脆并導致彈簧斷裂。在檢修過程中對該單元制動缸彈簧進行了返修處理,返修過程中采用電鍍鋅防銹處理,彈簧檢修前原始表面防銹工藝為發黑處理且運行正常,由此可見檢修前是沒有氫脆現象的。經確認,該彈簧經電鍍鋅處理后未進行去氫處理就投入使用,當其硬度過高時,就會產生氫脆現象,導致彈簧發生早期斷裂[1-2]。
綜上所述:該彈簧在測試加載前并不存在裂紋源,加載后由于應力與氫的交互作用逐漸形成平整的斷裂起始區(或稱裂紋源區),最終導致其發生脆性斷裂[3-6]。
該單元制動缸的緩解彈簧在加載后,由于應力與氫的交互作用逐漸形成裂紋源,因此裂紋快速擴展并最終引發氫脆斷裂。
建議采用低氫脆風險的發黑(發藍)、磷化方法對彈簧進行表面防銹處理。同時在恒溫電烘箱內進行除氫處理,烘箱配鼓風機,使箱內的溫度均勻。溫度和時間參數根據彈簧的硬度、服役情況進行改進。