張 兵,劉昌奎,孔志強(qiáng),姜 濤
(1.中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院,北京100095;2.中國(guó)航發(fā)失效分析中心,北京100095;3.航空材料檢測(cè)與評(píng)價(jià)北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,北京100095;4.材料檢測(cè)與評(píng)價(jià)航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,北京100095)
自20世紀(jì)40年代氫脆被發(fā)現(xiàn)以來,它一直是嚴(yán)重威脅產(chǎn)品使用安全的重大問題。由于氫脆斷裂具有突發(fā)性、難發(fā)現(xiàn)、破壞性大等特點(diǎn),因此,一旦零件發(fā)生氫脆斷裂,往往會(huì)造成十分嚴(yán)重的后果[1-3]。鋼發(fā)生氫致脆性斷裂并不一定是因?yàn)闅浜扛?,還與材料強(qiáng)度、應(yīng)力集中和應(yīng)變速率等因素有關(guān),國(guó)內(nèi)外已有一些研究,但并未引起人們的重視。
轉(zhuǎn)向節(jié)是汽車轉(zhuǎn)向橋上的主要零件之一,能夠使汽車穩(wěn)定行駛并靈敏傳遞行駛方向。作為連接汽車前梁和前輪的關(guān)鍵零件,轉(zhuǎn)向節(jié)直接影響汽車的行駛方向,若發(fā)生斷裂可能會(huì)引起嚴(yán)重的事故[4-5]。因此,對(duì)于轉(zhuǎn)向節(jié)斷裂展開失效分析,尋找失效原因,提出解決措施,具有重要意義。
汽車行駛1萬多km后轉(zhuǎn)向節(jié)發(fā)生斷裂。轉(zhuǎn)向節(jié)材質(zhì)為40Cr,調(diào)質(zhì)后機(jī)械加工而成,調(diào)質(zhì)后硬度要求為HRC 27~32,軸承安裝部位經(jīng)過中頻淬火,淬火深度要求為2~3 mm,淬火層硬度要求為HRC 45~52。本研究通過宏微觀觀察、金相組織檢查、硬度測(cè)試、化學(xué)成分分析、以及氫含量測(cè)定,確定轉(zhuǎn)向節(jié)的斷裂性質(zhì)和原因。
斷裂轉(zhuǎn)向節(jié)宏觀形貌見圖1,斷裂位置位于軸承安裝部位邊緣。斷口宏觀形貌見圖2,斷口從外表面2個(gè)區(qū)域起源,均呈線源開裂特征,斷面可見疲勞弧線特征,斷口附近未見明顯塑性變形。
圖1 轉(zhuǎn)向節(jié)宏觀形貌Fig.1 Macro appearance of the steering knuckle
圖2 斷口宏觀形貌Fig.2 Macro appearance of the fracture surface
斷口經(jīng)超聲波清洗后在掃描電鏡下進(jìn)行微觀形貌觀察。斷面1源區(qū)和擴(kuò)展區(qū)均呈沿晶開裂特征,瞬斷區(qū)呈韌窩+少量解理斷裂特征(圖3)。斷面2也呈沿晶開裂特征(圖4)。沿淬火部位的中間位置進(jìn)行人工打斷,人工斷口呈韌窩+少量解理斷裂特征。對(duì)斷面1進(jìn)行能譜成分分析,結(jié)果見表1。斷面1除源區(qū)和擴(kuò)展區(qū)局部可見微量的S元素外,未見其他腐蝕性元素。
截取垂直于斷口源區(qū)1的軸向截面試樣并且從未淬火的安裝臂處截取截面試樣,磨拋腐蝕后進(jìn)行金相組織檢查。斷口源區(qū)1附近、淬火部位表層及心部組織均為馬氏體組織,未淬火的安裝臂組織為回火索氏體(圖6)。
圖3 斷面1微觀形貌Fig.3 Microappearances of fracture 1
圖4 斷面2微觀形貌Fig.4 Microappearance of fracture 2
截取垂直于斷口源區(qū)1的軸向截面試樣并且從未淬火的安裝臂處截取截面試樣,磨拋后進(jìn)行顯微硬度測(cè)試,結(jié)果見表2。斷口源區(qū)附近以及淬火部分表層及心部硬度接近,約為HV 630~641,按GB/T 1172—1999《黑色金屬硬度及強(qiáng)度換算值》轉(zhuǎn)換成洛氏硬度,約為 HRC 56.5~57.0。
從轉(zhuǎn)向節(jié)安裝臂處取化學(xué)試末進(jìn)行化學(xué)成分分析,各元素含量均符合技術(shù)要求。
表1 斷面1能譜分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù) /%)Table 1 Results of energy spectrum analysis on fracture 1(mass fraction/%)
圖5 轉(zhuǎn)向節(jié)各部位金相組織Fig.5 Microstructures of the steering knuckle
表2 轉(zhuǎn)向節(jié)顯微硬度測(cè)試結(jié)果Table 2 Micro hardness testing results of the steering knuckle HV
從轉(zhuǎn)向節(jié)安裝臂處部位切取試樣進(jìn)行氫含量測(cè)定,氫含量?jī)H為2×10-6(質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)。
轉(zhuǎn)向節(jié)斷口源區(qū)和擴(kuò)展區(qū)均呈沿晶開裂特征,瞬斷區(qū)呈韌窩+少量解理斷裂特征。淬火部位的人工打開斷口呈韌窩+少量解理斷裂特征。能譜分析顯示,斷口沿晶區(qū)除局部含有微量的S元素外,未見其他腐蝕性元素。由此可判斷,轉(zhuǎn)向節(jié)斷裂性質(zhì)為氫致脆性斷裂。
轉(zhuǎn)向節(jié)在使用過程中受扭轉(zhuǎn)和振動(dòng)應(yīng)力作用,并且斷口可見明顯的疲勞弧線特征,說明轉(zhuǎn)向節(jié)在斷裂過程中存在氫脆和疲勞的交織現(xiàn)象。近年來,隨著新材料的應(yīng)用以及零件受力條件的變化,一些零件在斷裂過程中出現(xiàn)氫脆與其他失效模式(比如疲勞、應(yīng)力腐蝕等)的交織現(xiàn)象,其中氫在斷裂過程中起到了重要作用[6]。
鋼制零件發(fā)生氫脆的影響因素主要包括氫含量、材料強(qiáng)度、應(yīng)力集中和應(yīng)變速率,其中氫含量和材料強(qiáng)度是最關(guān)鍵的2個(gè)因素。在特定的工作應(yīng)力下,材料內(nèi)部氫含量越高,則越容易發(fā)生氫脆。此外,發(fā)生氫脆所需的臨界氫含量往往受到材料強(qiáng)度和組織狀態(tài)等因素的影響[7-9]。材料強(qiáng)度越高,則發(fā)生氫脆所需的氫含量越低。一般鋼中的氫含量在5×10-6以上時(shí)可能會(huì)產(chǎn)生氫脆裂紋[10];對(duì)高強(qiáng)度鋼,即使鋼中氫含量小于 1×10-6,都可能會(huì)發(fā)生氫脆開裂。轉(zhuǎn)向節(jié)斷口附近測(cè)得的硬度約為 HV 615~640,根據(jù) GB/T 1172—1999《黑色金屬硬度及強(qiáng)度換算值》換算成抗拉強(qiáng)度σb≥280 MPa,屬于超高強(qiáng)度鋼,具有較高的氫脆敏感性。硬度測(cè)試結(jié)果顯示,斷口源區(qū)和淬火部位表層和心部的硬度接近,約為 HRC 56.5~57.0,未淬火的安裝臂處硬度約為HRC 28~29;金相檢查顯示,斷口源區(qū)附近、淬火部位表層及心部組織均為馬氏體組織,未淬火的安裝臂組織為回火索氏體。由此可判斷,淬火部位整個(gè)截面都已淬透,淬火層硬度和深度均超出技術(shù)要求(HRC 45~52,2~3 mm)。轉(zhuǎn)向節(jié)在其材質(zhì)氫含量?jī)H為2×10-6的條件下發(fā)生氫致脆性斷裂,其原因并非由于氫含量過高,而主要是由于淬火層硬度偏高和深度偏大,使氫脆敏感性增加,最終在軸承安裝部位的邊緣(應(yīng)力集中處)發(fā)生氫致脆性斷裂。
對(duì)航空工業(yè)失效分析中心近年來分析的鋼制零件氫脆失效案例進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析,鋼制零件氫脆失效影響因素的統(tǒng)計(jì)結(jié)果見圖6[6]。材料強(qiáng)度偏高導(dǎo)致氫脆失效的案例約占35%,與強(qiáng)度相關(guān)的氫脆失效案例約占到60%??梢姡牧蠌?qiáng)度偏高是導(dǎo)致鋼制零件氫脆失效的一個(gè)常見原因。而零件材料強(qiáng)度偏高的原因,少部分是因?yàn)镃含量偏高或熱處理工藝控制不當(dāng)而使強(qiáng)度超出技術(shù)要求,大部分是由于設(shè)計(jì)要求本身偏高。
圖6 鋼制零件氫脆失效影響因素的統(tǒng)計(jì)結(jié)果Fig.6 Statistical result of influencing factors of hydrogen embrittlement failure of steel parts
1)轉(zhuǎn)向節(jié)斷裂性質(zhì)為氫致脆性斷裂。
2)轉(zhuǎn)向節(jié)斷裂與氫含量關(guān)系不大,淬火層硬度偏高和深度偏大,致使氫脆敏感性增加,最終導(dǎo)致轉(zhuǎn)向節(jié)發(fā)生氫致脆性斷裂。
3)調(diào)整淬火工藝,控制淬火層硬度和深度,可以降低氫脆敏感性,從而有效預(yù)防此類故障的發(fā)生。