高壓開(kāi)關(guān)在輸變配電系統(tǒng)中起著至關(guān)重要的作用。高壓開(kāi)關(guān)由開(kāi)斷元件、支撐絕緣件、傳動(dòng)元件、基座及操作機(jī)構(gòu)等基本部分組成。以斷路器為例，其開(kāi)斷元件系統(tǒng)主要包含滅弧室、觸頭系統(tǒng)、輔助觸頭系統(tǒng)、導(dǎo)電回路等。常見(jiàn)的傳動(dòng)元件有連桿、軸、齒輪、拐臂等，其主要功能是將操作命令傳遞給開(kāi)斷元件的觸頭等部件，因此傳動(dòng)元件對(duì)高壓開(kāi)關(guān)的安全可靠運(yùn)行起著至關(guān)重要的作用。 

某機(jī)構(gòu)產(chǎn)品更新?lián)Q代前，在驗(yàn)證操作機(jī)構(gòu)性能時(shí)出現(xiàn)異常報(bào)警，連續(xù)操作中斷，經(jīng)檢查發(fā)現(xiàn)該機(jī)構(gòu)輔助開(kāi)關(guān)驅(qū)動(dòng)拐臂斷裂（見(jiàn)圖1）。該驅(qū)動(dòng)拐臂材料為35CrMo鋼，35CrMo鋼為合金結(jié)構(gòu)鋼，具有優(yōu)異的強(qiáng)度、韌性和焊接性能[1]，廣泛應(yīng)用于汽車(chē)制造、石油化工、工程機(jī)械、壓力容器等行業(yè)。筆者采用一系列理化檢驗(yàn)方法[2]對(duì)拐臂斷裂的原因進(jìn)行分析，并研究了硬度、表面處理對(duì)材料性能的影響，以避免該類(lèi)問(wèn)題再次發(fā)生。 

圖  1  斷裂拐臂的宏觀形貌

1.   理化檢驗(yàn)

1.1   宏觀觀察

拐臂斷口的宏觀形貌如圖2所示。由圖2可知：驅(qū)動(dòng)拐臂斷裂位置為凹槽根部，該凹槽為線切割加工而成，凹槽呈方形，根部為直角，表面經(jīng)過(guò)電鍍彩鋅處理。 

圖  2  拐臂斷口的宏觀形貌

1.2   微觀分析

利用數(shù)碼顯微鏡對(duì)斷口A進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖3所示。由圖3可知：斷口A分為裂紋源區(qū)、擴(kuò)展區(qū)和終斷區(qū)，裂紋源區(qū)位于凹槽內(nèi)直角位置，可見(jiàn)金屬光澤的閃光小刻面，呈結(jié)晶狀，斷口平整，無(wú)明顯的宏觀塑形變形[3]；擴(kuò)展區(qū)和終斷區(qū)表面較為粗糙，呈結(jié)晶狀，斷口A呈脆性斷裂形貌。 

圖  3  斷口A的微觀形貌

在斷口A裂紋源截面處截取金相試樣，采用光學(xué)顯微鏡對(duì)其進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖4所示。由圖4可知：試樣表面存在鍍鋅層，鍍鋅層厚度為2.59~3.43 μm，試樣的顯微組織為回火索氏體[4]，符合調(diào)質(zhì)處理要求。 

圖  4  斷口A裂紋源區(qū)的微觀形貌

將斷口A進(jìn)行乙醇超聲波清洗，利用掃描電鏡（SEM）對(duì)其斷口A進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖5所示。由圖5可知：斷口呈多面體“冰糖塊狀”沿晶斷裂特征，晶粒輪廓鮮明，晶界上可見(jiàn)明顯雞爪痕花樣[5-6]，符合氫脆斷裂特征。 

圖  5  斷口A的SEM形貌

1.3   化學(xué)成分分析

將斷裂拐臂表面鍍鋅層打磨掉后，采用直讀式光譜儀對(duì)拐臂進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果如表1所示。由表1可知：斷裂拐臂的化學(xué)成分不符合GB/T 3077—2015 《合金結(jié)構(gòu)鋼》對(duì)35CrMo鋼的要求，符合標(biāo)準(zhǔn)GB/T 3077—2015對(duì)42CrMo鋼的要求。 

1.4   力學(xué)性能測(cè)試

按照GB/T 231.1—2018 《金屬材料 布氏硬度試驗(yàn) 第1部分：試驗(yàn)方法》對(duì)斷裂拐臂進(jìn)行布氏硬度測(cè)試[7]，結(jié)果為360，368，365 HBW，不符合35CrMo鋼的調(diào)質(zhì)處理要求（269~331 HBW），符合42CrMo鋼的調(diào)質(zhì)處理要求（353~381 HBW）。 

為了分析氫元素含量對(duì)零部件的影響[8]，選用試樣材料為35CrMo鋼和42CrMo鋼，熱處理方式為淬火+回火，硬度分別為269~331 HBW和353~381 HBW，表面處理方式為電鍍鋅，膜厚度為5 μm。對(duì)試樣進(jìn)行去氫處理，去氫處理溫度為190 ℃，去氫處理時(shí)間為3 h。制備去氫間隔時(shí)間分別為1，2，3，4，5 h的試樣，以及不去氫試樣，共6組。 

35CrMo鋼在不同去氫處理工藝、硬度下的氫元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)、力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果如表2所示。由表2可知：試樣在不去氫情況下的氫元素含量最多，去氫間隔1 h內(nèi)氫元素含量最少；隨著去氫間隔時(shí)間的延長(zhǎng)，氫元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸增大；去氫間隔時(shí)間對(duì)試樣的抗拉強(qiáng)度影響不大，但隨著硬度的增大，試樣的抗拉強(qiáng)度增大；在硬度為269~331 HBW時(shí)，試樣的斷后伸長(zhǎng)率為17.6%~19.0%，去氫間隔時(shí)間對(duì)其影響不大；在硬度為353~381 HBW條件下，試樣的斷后伸長(zhǎng)率隨著氫元素含量的增加而降低，在不去氫的情況下，試樣的斷后伸長(zhǎng)率最小，為10.0%，低于標(biāo)準(zhǔn)GB/T 3077—2015的要求（不小于≥12%）；在硬度為269~331 HBW條件下，試樣的沖擊吸收能量與去氫間隔時(shí)間的關(guān)系不大，在硬度為353~381 HBW條件下，試樣的沖擊吸收能量隨著氫元素含量的增加而減小，在不去氫的情況下，試樣的沖擊吸收能量最小，去氫間隔時(shí)間為5 h時(shí)，試樣的沖擊吸收能量為60 J，低于標(biāo)準(zhǔn)GB/T 3077—2015的要求（不小于63 J），因此建議在間隔4 h內(nèi)進(jìn)行去氫處理。 

42CrMo鋼在不同去氫處理工藝、硬度下的氫元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)、力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果如表3所示。由表3可知：隨著去氫間隔時(shí)間的延長(zhǎng)，試樣的氫元素含量逐漸增多；試樣的硬度越大，抗拉強(qiáng)度越大；在硬度為269~331 HBW條件下，試樣的斷后伸長(zhǎng)率為16.0%~20.0%，隨著去氫間隔時(shí)間的延長(zhǎng)，試樣的斷后伸長(zhǎng)率略有減?。辉谟捕葹?53~381 HBW條件下，試樣的斷后伸長(zhǎng)率隨氫元素含量的增加而降低，在不去氫的情況下，試樣的斷后伸長(zhǎng)率最小，去氫間隔時(shí)間為4 h時(shí)，試樣的斷后伸長(zhǎng)率為10.0%，低于標(biāo)準(zhǔn)GB/T 3077—2015的要求（不小于≥12%），建議在3 h內(nèi)進(jìn)行去氫處理；試樣的沖擊吸收能量隨著去氫間隔時(shí)間的延長(zhǎng)而減小。 

2.   綜合分析

由上述理化檢驗(yàn)結(jié)果可知：斷裂拐臂的化學(xué)成分、硬度不符合標(biāo)準(zhǔn)要求，材料由35CrMo鋼更改為42CrMo鋼，斷口呈結(jié)晶狀，斷口平整，無(wú)明顯的宏觀塑形變形，斷口微觀形貌呈多面體“冰糖塊狀”沿晶斷裂特征，晶粒輪廓鮮明，晶界上可見(jiàn)明顯雞爪痕花樣，呈典型氫脆沿晶斷裂特征。造成氫脆的主要原因?yàn)橹圃爝^(guò)程中去氫不及時(shí)，或表面處理后未進(jìn)行去氫處理，最終導(dǎo)致氫元素?cái)U(kuò)散至材料中，造成拐臂斷裂。 

電鍍鋅表面處理后，碳元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.32%~0.45%的合金結(jié)構(gòu)鋼在硬度為269~331 HBW條件下，材料的抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率、沖擊吸收能量不受去氫處理的影響，可不進(jìn)行去氫處理。在硬度為353~381 HBW條件下，對(duì)于碳元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.32%~0.40%的合金結(jié)構(gòu)鋼，應(yīng)在4 h內(nèi)進(jìn)行去氫處理；對(duì)于碳元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.38%~0.45%的合金結(jié)構(gòu)鋼，應(yīng)在3 h內(nèi)進(jìn)行去氫處理，否則會(huì)增加材料氫脆斷裂的風(fēng)險(xiǎn)[9-11]。 

3.   結(jié)論

斷裂拐臂的材料由35CrMo鋼更改為42CrMo鋼，材料的去氫處理不當(dāng)，導(dǎo)致氫元素?cái)U(kuò)散至材料中，引起材料發(fā)生氫脆，最終導(dǎo)致拐臂斷裂。 

在生產(chǎn)制造零部件時(shí)，如變更零部件的材料，則需綜合考慮材料的硬度、表面處理等因素，防止高硬度零件在進(jìn)行表面處理時(shí)，因電鍍時(shí)溶入金屬中的氫原子富集在晶格缺陷（如空位、位錯(cuò)、晶界、夾雜等）處未及時(shí)去除，造成氫脆問(wèn)題。

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