力矩扳手连接杆的断裂原因及热处理工艺改进

武 坤, 杨 帆, 王秀健, 郑喜平, 李 皓

(郑州精益达汽车零部件有限公司, 郑州 450000)

力矩扳手的主要作用是紧固螺栓，其应用力矩一般为扳手扭力的20%～90%连续可调，使用时先设定目标扭矩，扳动手柄，在其扭矩达到目标值时，扳手会发生轻微的震动和清晰的“卡塔”声。某力矩扳手使用了3个月后，头部和手柄之间的连接杆出现断裂。为查明其断裂原因，笔者进行了一系列理化检验与分析，并对其热处理工艺进行改进，以防止该类问题的再次发生。

1 理化检验

1.1 宏观观察

力矩扳手长1 180 mm，扭矩为1 200 N·m，断裂发生在其头部和手柄连接处，见图1a)，由于靠近扳手头部，此处受力较大。图1b)是安装在扳手内部的连接杆，主要作用是连接头部和手柄，直径为16 mm，长为350 mm。图1c)是力矩扳手的断口宏观形貌，断口分为3个区域：Ⅰ区是裂纹源区，位于断口边缘位置，约占断口面积的1%～2%；Ⅱ区是疲劳扩展区，呈亮白月牙形，有明显疲劳辉纹，约占断口面积的8%～10%；Ⅲ区是瞬断区，颜色灰暗，有明显撕裂棱，约占断口面积的90%[1]。由此可知，断裂时连接杆受力较大，属于高应力低周疲劳断裂。

图1 扳手断裂位置、连接杆及断口的宏观形貌Fig.1 Macro morphology fracture location of wrench a) core connecting rod b) and fracture c)

1.2 化学成分分析

连接杆材料为40Cr合金钢，在断口附近取尺寸为φ16 mm×12 mm的圆柱形试样，经磨床磨平和砂轮机抛光后，采用PDA-5500型直读光谱仪进行化学成分分析，结果如表1所示，可见其化学成分符合GB/T 3077-2015《合金结构钢》对40Cr合金钢的技术要求。

表1 连接杆的化学成分Tab.1 Chemical compositions of connecting rod

1.3 力学性能试验

经调质热处理的连接杆，其硬度为22～26 HRC，在连接杆上截取一段尺寸为φ10 mm×5 mm的试样，采用SHK-A105型万能材料试验机测其拉伸性能，采用HR-150DT型洛氏硬度计测其硬度，结果如表2所示，其抗拉强度、屈服强度、延伸率均不符合技术要求。

表2 连接杆的力学性能试验结果Tab.2 Test results of mechanical properties of connecting rod

1.4 显微组织观察

在靠近连接杆断口处截取试样，用4%(质量分数)硝酸乙醇进行腐蚀后，采用CX31P-OC-1型显微镜进行观察。由图2可见，暗灰色组织为马氏体经高温回火后转变成的回火索氏体，以及母相奥氏体晶界处析出的网状铁素体和平行分布的针状铁素体，呈倒三角形分布在晶粒内部的是魏氏组织，魏氏组织中的铁素体沿母相奥氏体的惯习面析出，惯习面的晶面指数为{1 1 1}γ。淬火冷却条件下，当温度降至Ac3线时，为了保持组织的稳定，多余的铁素体会从固溶体中向四周“排出去”，从而形成网状铁素体，这是典型的高温转变特征。冷却速率越慢，越容易形成网状铁素体和魏氏组织，连接杆在冷却过程发生了高温转变，说明其热处理工艺不合理。

图2 连接杆断口处的的显微组织Fig.2 Microstructure at the fracture of connecting rod

1.5 断口分析

图3a)是断口起始区的微观形貌，起始区位于断口边缘，在裂纹源附近，有明显的同心圆状贝纹线，这是疲劳扩展的典型特征，说明其断裂形式属于疲劳开裂，对图3a)方框处进行能谱分析，如图3d)所示，Fe，Cr，Mn，O的衍射峰比较明显，说明裂纹源不是夹杂物引起的[2]。图3b)是扩展区的微观形貌，疲劳辉纹较窄，说明扩展时应力较小。图3c)是瞬断区的微观形貌，有较多的椭圆形韧窝，说明连接杆最后断裂是被拉断的。

图3 连接杆断口不同位置处的微观形貌及图3a)中方框区的EDS谱Fig.3 Micro morphology and EDS spectrum of fracture at different positions of connecting rod:a) initiation zone; b) extended zone; c) transient zone; d) EDS spectrum of the box area in figure 3a)

2 分析与讨论

对连接杆的断口进行分析，可知断口属于疲劳断口，断口位置没有夹杂物，表面没有划痕损伤，但其抗拉强度、屈服强度、延伸率均不符合技术要求。通过显微组织观察可知，断口处组织为网状铁素体和魏氏组织，说明在调质过程中温度较高，连接杆中的奥氏体具有较强的稳定性，导致魏氏组织的形成。其次，零件从热处理炉取出到入淬火介质前的停留时间较长，导致铁素体在晶界处析出并形成网状，这降低了晶界的强度和界面能，从而使材料脆性升高。在外力作用下，裂纹萌生、扩展至晶界处，由于该处铁素体硬度较低，晶界成为裂纹的扩展通道[3]。因此，需要对连接杆的热处理工艺进行改进。

3 热处理工艺改进

对连接杆的热处理工艺进行改进的措施是：(1)将淬火温度由880 ℃降低至830 ℃，较低的淬火温度可使奥氏体微区成分的不均匀性升高，同时可降低奥氏体的热稳定性，减小奥氏体发生高温转变而分解成针状铁素体的概率，促使微区中的奥氏体提前转变；(2)缩短保温时间，可避免高温下奥氏体晶粒长大和表面脱碳[4]；(3)原热处理工艺中，连接杆在台车炉中密排加热后，需装筐后进行淬火，转移时间约为180 s，改进后将连接杆在网带炉中进行分散加热，可快速进入淬火介质中，转移时间约为8 s，缩短转移时间可抑制网状铁素体的析出，促使奥氏体组织快速进入低温转变区，从而发生低温马氏体转变；(3)连接杆为细长杆状，淬火后应力比较均匀，不易开裂，原淬火介质为普通淬火油，油在550～650 ℃范围内的冷却速率较低，平均冷却速率仅60～100 ℃/s，该温度区间处于连续转变C曲线的“鼻尖”部位，需要快速冷却，经改用12%(质量分数)PAG(聚烷撑乙二醇)溶液后，冷却速率加快，可减少该温度区间内的中温转变，从而得到较为理想的低温马氏体组织和较大的淬硬层深度。

表3 热处理工艺参数改进前后对比Tab.3 Comparison of heat treatment process parameters beforeand after impravement

采用改进后的工艺对连接杆进行热处理，并对其力学性能进行检测，其抗拉强度为1 054 MPa，屈服强度为880 MPa，延伸率为12%，硬度为23 HRC，均符合技术要求。热处理后的显微组织见图4，没有网状铁素体和魏氏组织，也没有大块状的铁素体，组织均匀、稳定。经改进工艺热处理后，连接杆服役已18个月，未发生断裂。

图4 改进工艺热处理后连接杆的显微组织Fig.4 Microstructure of connecting rod after improvedprocess heat treatment

4 结论

(1) 连接杆的硬度合格，抗拉强度、屈服强度、延伸率均不符合技术要求；显微组织为回火索氏体+网状铁素体+魏氏组织，断口属于疲劳断口，裂纹起源于连接杆外表面，裂纹源处无夹杂物。

(2) 造成连接杆断裂的原因是连接杆热处理工艺不合格，导致其力学性能偏低，通过降低淬火温度、缩短保温时间和转移时间以及提高淬火冷却速率，对其热处理工艺进行改进。

(3) 经改进工艺热处理后，连接杆的力学性能和显微组织均符合技术要求，服役18个月未断裂。