高壓開關在輸變配電系統中起著至關重要的作用。高壓開關由開斷元件、支撐絕緣件、傳動元件、基座及操作機構等基本部分組成。以斷路器為例，其開斷元件系統主要包含滅弧室、觸頭系統、輔助觸頭系統、導電回路等。常見的傳動元件有連桿、軸、齒輪、拐臂等，其主要功能是將操作命令傳遞給開斷元件的觸頭等部件，因此傳動元件對高壓開關的安全可靠運行起著至關重要的作用。

某機構產品更新換代前，在驗證操作機構性能時出現異常報警，連續(xù)操作中斷，經檢查發(fā)現該機構輔助開關驅動拐臂斷裂（見圖1）。該驅動拐臂材料為35CrMo鋼，35CrMo鋼為合金結構鋼，具有優(yōu)異的強度、韌性和焊接性能[1]，廣泛應用于汽車制造、石油化工、工程機械、壓力容器等行業(yè)。筆者采用一系列理化檢驗方法[2]對拐臂斷裂的原因進行分析，并研究了硬度、表面處理對材料性能的影響，以避免該類問題再次發(fā)生。

圖 1斷裂拐臂的宏觀形貌

1. 理化檢驗

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：驅動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，表面經過電鍍彩鋅處理。

圖 2拐臂斷口的宏觀形貌

1.2 微觀分析

利用數碼顯微鏡對斷口A進行觀察，結果如圖3所示。由圖3可知：斷口A分為裂紋源區(qū)、擴展區(qū)和終斷區(qū)，裂紋源區(qū)位于凹槽內直角位置，可見金屬光澤的閃光小刻面，呈結晶狀，斷口平整，無明顯的宏觀塑形變形[3]；擴展區(qū)和終斷區(qū)表面較為粗糙，呈結晶狀，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，采用光學顯微鏡對其進行觀察，結果如圖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]，符合調質處理要求。

圖 4斷口A裂紋源區(qū)的微觀形貌

將斷口A進行乙醇超聲波清洗，利用掃描電鏡（SEM）對其斷口A進行觀察，結果如圖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拐臂進行化學成分分析，結果如表1所示。由表1可知：斷裂拐臂的化學成分不符合GB/T 3077—2015 《合金結構鋼》對35CrMo鋼的要求，符合標準GB/T 3077—2015對42CrMo鋼的要求。

1.4 力學性能測試

按照GB/T 231.1—2018 《金屬材料 布氏硬度試驗 第1部分：試驗方法》對斷裂拐臂進行布氏硬度測試[7]，結果為360，368，365 HBW，不符合35CrMo鋼的調質處理要求（269~331 HBW），符合42CrMo鋼的調質處理要求（353~381 HBW）。

為了分析氫元素含量對零部件的影響[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。對試樣進行去氫處理，去氫處理溫度為190 ℃，去氫處理時間為3 h。制備去氫間隔時間分別為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、硬度下的氫元素質量分數、力學性能測試結果如表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內氫元素含量最少；隨著去氫間隔時間的延長，氫元素質量分數逐漸增大；去氫間隔時間對試樣的抗拉強度影響不大，但隨著硬度的增大，試樣的抗拉強度增大；在硬度為269~331 HBW時，試樣的斷后伸長率為17.6%~19.0%，去氫間隔時間對其影響不大；在硬度為353~381 HBW條件下，試樣的斷后伸長率隨著氫元素含量的增加而降低，在不去氫的情況下，試樣的斷后伸長率最小，為10.0%，低于標準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間的關系不大，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，去氫間隔時間為5 h時，試樣的沖擊吸收能量為60 J，低于標準GB/T 3077—2015的要求（不小于63 J），因此建議在間隔4 h內進行去氫處理。

42CrMo鋼在不同去氫處理工藝、硬度下的氫元素質量分數、力學性能測試結果如表3所示。由表3可知：隨著去氫間隔時間的延長，試樣的氫元素含量逐漸增多；試樣的硬度越大，抗拉強度越大；在硬度為269~331 HBW條件下，試樣的斷后伸長率為16.0%~20.0%，隨著去氫間隔時間的延長，試樣的斷后伸長率略有減??；在硬度為353~381 HBW條件下，試樣的斷后伸長率隨氫元素含量的增加而降低，在不去氫的情況下，試樣的斷后伸長率最小，去氫間隔時間為4 h時，試樣的斷后伸長率為10.0%，低于標準GB/T 3077—2015的要求（不小于≥12%），建議在3 h內進行去氫處理；試樣的沖擊吸收能量隨著去氫間隔時間的延長而減小。

2. 綜合分析

由上述理化檢驗結果可知：斷裂拐臂的化學成分、硬度不符合標準要求，材料由35CrMo鋼更改為42CrMo鋼，斷口呈結晶狀，斷口平整，無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為制造過程中去氫不及時，或表面處理后未進行去氫處理，最終導致氫元素擴散至材料中，造成拐臂斷裂。

電鍍鋅表面處理后，碳元素質量分數為0.32%~0.45%的合金結構鋼在硬度為269~331 HBW條件下，材料的抗拉強度、斷后伸長率、沖擊吸收能量不受去氫處理的影響，可不進行去氫處理。在硬度為353~381 HBW條件下，對于碳元素質量分數為0.32%~0.40%的合金結構鋼，應在4 h內進行去氫處理；對于碳元素質量分數為0.38%~0.45%的合金結構鋼，應在3 h內進行去氫處理，否則會增加材料氫脆斷裂的風險[9-11]。

3. 結論

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

在生產制造零部件時，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行表面處理時，因電鍍時溶入金屬中的氫原子富集在晶格缺陷（如空位、位錯、晶界、夾雜等）處未及時去除，造成氫脆問題。

文章來源——材料與測試網