張強(qiáng)宏，陳科仲，付揚(yáng)帆，王長(zhǎng)朋，陳大軍，梅華生，劉正濤，代野，叢大龍

（1.西南技術(shù)工程研究所，重慶 400039；2.陸軍裝備部駐重慶地區(qū)軍事代表局駐重慶地區(qū)第六軍事代表室，重慶400052）

螺旋彈簧是車輛獨(dú)立懸架的重要組成部分，是使車架與車橋彈性聯(lián)系，并承受和傳遞垂直載荷，緩和及抑制車輛行駛沖擊的關(guān)重件，其對(duì)車輛的行駛安全性、平穩(wěn)性、舒適性起著重要作用。為強(qiáng)化螺旋彈簧表層，提高其疲勞壽命，進(jìn)行噴丸處理是其后處理工藝中的標(biāo)準(zhǔn)工序之一[1-2]。因?yàn)槁菪龔椈尚柙诜磸?fù)高頻、高扭矩、強(qiáng)沖擊等惡劣工況下使用，長(zhǎng)期服役過程中存在著較大的失效風(fēng)險(xiǎn)[3-6]。車輛懸架螺旋彈簧在彎曲變形臺(tái)架中斷裂，為判定其失效原因，文中通過分析其化學(xué)成分、硬度、金相組織、斷口形貌等，研究失效螺旋彈簧的材質(zhì)、力學(xué)性能、斷裂形式等，進(jìn)而分析其失效行為，并提出改進(jìn)措施。

1 試驗(yàn)

1.1 試件

試件為大型車輛懸架螺旋彈簧，材質(zhì)為中溫回火55CrMn鋼，試件表面噴丸處理后，噴涂黑色環(huán)氧樹脂基耐蝕涂料，涂層厚度為15~30 μm。試件經(jīng)85 000次的彎曲變形臺(tái)架試驗(yàn)，發(fā)生斷裂。

1.2 試驗(yàn)過程

參照 GB/T 20123—2006《鋼鐵總碳硫含量的測(cè)定高頻感應(yīng)爐燃燒后紅外吸收法（常規(guī)方法）》[7]，采用HCS-140型高頻紅外碳硫分析儀，分析試件裂紋源臨近區(qū)域的C、S元素含量。參照GB/T 20125—2006《低合金鋼多元素含量的測(cè)定電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜法》[8]，采用ARCOS型電感耦合等離子體發(fā)射光譜分析儀，分析試件裂紋源臨近區(qū)域的Si、Mn、P、Cr、Ni、Cu元素含量。參照 GB/T 223.82—2018《鋼鐵氫含量的測(cè)定惰氣脈沖熔融-熱導(dǎo)或紅外法》[9]，采用LECO-RHEN 602定氫儀，分析試件裂紋源臨近區(qū)域表層及試件基體心部的H元素含量。

參照GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》[10]，采用MTS萬能試驗(yàn)拉伸機(jī)，測(cè)試同批隨爐材料的強(qiáng)度與斷后伸長(zhǎng)率。參照GB/T 230.1—2018《金屬材料洛氏硬度試驗(yàn)第1部分：試驗(yàn)方法》[11]，采用HR-150DT洛氏硬度計(jì)，測(cè)試試件基體心部硬度。

參照 GB/T 10561—2005《鋼中非金屬夾雜物含量的測(cè)定標(biāo)準(zhǔn)評(píng)級(jí)圖顯微檢驗(yàn)法》[12]，采用Observer.A1m型金相顯微鏡，在100倍放大條件下對(duì)裂紋源臨近區(qū)域的非金屬夾雜物進(jìn)行評(píng)級(jí)。參照GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》[13]，采用 80 ℃飽和苦味酸溶液腐蝕試樣 30 s后，用Observer.A1m型金相顯微鏡，在100倍放大條件下測(cè)定試樣的晶粒度。采用4%硝酸酒精溶液腐蝕試樣5~8 s，采用Observer.A1m型金相顯微鏡，分析試件的金相組織，并參照 GB/T 224—2008《鋼的脫碳層深度測(cè)定法》[14]，對(duì)裂紋源臨近區(qū)域的脫碳層深度進(jìn)行測(cè)定。采用QUANTA 200掃描電鏡，分析試件斷口微觀形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 斷口宏觀形貌

試件斷口的宏觀形貌如圖1所示?？梢?，斷口分為明顯的裂紋起始區(qū)、裂紋擴(kuò)展區(qū)及最后瞬斷區(qū)等3個(gè)區(qū)域。其中，裂紋起始于彎曲變形的內(nèi)側(cè)，呈放射狀擴(kuò)展，裂紋源有裂紋擴(kuò)展相遇形成的臺(tái)階紋，裂紋起始面涂層完整，無撞擊、劃傷、磨損等痕跡。裂紋擴(kuò)展區(qū)約占整個(gè)斷口面積的 40%~50%，早期斷裂形式為疲勞斷裂。

圖1 試件斷口宏觀形貌Fig.1 Macro-appearance of fracture area

2.2 化學(xué)成分

試件裂紋源臨近區(qū)域化學(xué)成分檢測(cè)結(jié)果見表1?？梢姡瘜W(xué)成分符合GB/T 33164.2—2016《汽車懸架系統(tǒng)用彈簧鋼第 2部分：熱軋圓鋼和盤條》[15]中55CrMn材料的化學(xué)成分技術(shù)要求，材質(zhì)中 P、S元素含量控制在極低水平，顯示出優(yōu)良的精煉水平。

表1 化學(xué)成分檢測(cè)結(jié)果Tab.1 Chemical component test results%

2.3 氫含量

試件裂紋源臨近區(qū)域表層及試件基體心部氫含量檢測(cè)結(jié)果見表2。可見，氫含量在表層與心部無差異，均符合GB/T 33164.2—2016中55CrMn材料的氫含量技術(shù)要求。

表2 氫含量檢測(cè)結(jié)果Tab.2 Hydrogen content test results3 mg/m

2.4 力學(xué)性能

同批隨爐材料的強(qiáng)度與斷后伸長(zhǎng)率檢測(cè)結(jié)果見表3?？梢姡估瓘?qiáng)度、規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度均符合GB/T 33164.2—2016中55CrMn材料的強(qiáng)度與韌性技術(shù)要求。斷后伸長(zhǎng)率雖符合GB/T 33164.2—2016規(guī)定，但其數(shù)值相對(duì)較低，顯示材料韌性一般。

表3 力學(xué)性能檢測(cè)結(jié)果Tab.3 Mechanical performance test results

試件基體心部硬度檢測(cè)結(jié)果見表4?？梢?，硬度滿足產(chǎn)品規(guī)定的55CrMn材料心部硬度42~49HRC的技術(shù)要求。

表4 硬度測(cè)試結(jié)果（HRC）Tab.4 Hardness test results (HRC)

2.5 非金屬夾雜物及晶粒度

試件裂紋源處垂直于斷口面的非金屬夾雜物評(píng)定圖見圖2，該件心部平均晶粒度評(píng)定圖見圖3。依據(jù)圖2對(duì)材料非金屬夾雜物的評(píng)定結(jié)果見表5?？梢?，非金屬夾雜物符合GB/T 33164.2—2016中55CrMn材料1組細(xì)系的非金屬夾雜物技術(shù)要求。顯示其非冶煉過程非金屬夾雜控制良好。

表5 非金屬夾雜物評(píng)定結(jié)果Tab.5 Non-metallic inclusion test results

圖2 非金屬夾雜物評(píng)定圖Fig.2 Non-metallic inclusion assessment diagram

圖3 平均晶粒度評(píng)定圖Fig.3 Average grain size assessment diagram

通過圖3與標(biāo)準(zhǔn)評(píng)級(jí)圖對(duì)比，可知其晶粒度為8級(jí)，高于GB/T 33164.2—2016規(guī)定的6級(jí)要求，顯示其冶煉與熱處理等過程未導(dǎo)致晶粒異常長(zhǎng)大。

2.6 金相組織及晶粒度

試件的金相組織如圖4所示。由圖4a可見，試件心部為回火屈氏體+極少量鐵素體，組織均勻、細(xì)小[16]。由圖4b可見，試件表層有輕微脫碳，脫碳層深度約0.08 mm，表層有較明顯的噴丸凹坑。由圖4c可見，表層有明顯的伸向基體內(nèi)側(cè)的線性缺陷。結(jié)合其兩側(cè)脫碳不明顯、無明顯球狀氧化物等特征，分析其應(yīng)為多道次軋制過程形成的折疊缺陷[10]。折疊處金屬被噴丸帶出，而呈半脫落狀態(tài)。由圖4d可見，表層凹坑處有多處折疊，折疊末端有向心部延伸的細(xì)小裂紋。

圖4 試件的金相組織Fig.4 Metallographic structure of fracture sample: a) core; b)-d) surface

2.7 能譜

能譜取樣位置如圖5所示，其中，A、B、C點(diǎn)均為折疊缺陷處，D點(diǎn)為鋼基體。能譜分析結(jié)果見表6?？梢姡郫B缺陷處較鋼基體 C元素含量略有升高，鋼基體未檢測(cè)出O元素，而折疊缺陷處均檢測(cè)出 O元素，其中 C點(diǎn) O元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)高達(dá)6.37%。沿著折疊缺陷也未檢測(cè)出鋼材成分以外的其他合金元素。分析認(rèn)為，該折疊缺陷是因?yàn)榍暗来诬堉浦?，高溫加熱過程在鋼的表層產(chǎn)生過充滿、劃痕、溝狀形狀等缺陷導(dǎo)致的，為非外來夾雜造成的折疊缺陷[17]。

表6 能譜分析結(jié)果Tab.6 EDS test results%

圖5 能譜分析取樣位置Fig.5 Sampling positions of EDS test

2.8 斷口微觀形貌

試件斷口的微觀形貌如圖6所示。由圖6a可見，裂紋在彎曲變形的內(nèi)側(cè)表層凹坑內(nèi)圓弧處萌生，裂紋源斷口為撕裂和準(zhǔn)解理的混合斷裂形式，未發(fā)現(xiàn)原始裂紋及非金屬夾雜，但有明顯的凹陷、分層。由圖6b可見，擴(kuò)展區(qū)斷口為準(zhǔn)解理斷裂，有典型的疲勞貝殼紋。由圖6c、d可見，瞬斷區(qū)斷口以韌窩的韌性斷裂為主，局部可見沿晶斷裂特征及二次裂紋[18]。

圖6 試件斷口微觀形貌Fig.6 Fracture micro topography of sample: a) crack source; b) crack expansion area; c)-d) instantaneous fracture area

圖7為褪去漆膜后的斷口形貌?？梢?，裂紋起始位置表面噴丸凹痕較深，凹痕邊緣形成明顯凸起棱邊。

圖7 褪漆后的斷口形貌Fig.7 Fracture micro topography of sample without paints

3 分析與討論

試件化學(xué)成分、氫含量等均符合 GB/T 33164.2—2016的規(guī)定。非金屬夾雜物明顯優(yōu)于GB/T 33164.2—2016的 1組細(xì)系要求。鋼基體金相組織為均勻、細(xì)小的回火屈氏體+極少量鐵素體，組織未見異常。脫碳層深度約為0.08 mm，在GB/T 33164.2—2016的要求范圍內(nèi)，且實(shí)踐表明，該脫碳層深度可滿足使用要求。結(jié)合試件抗拉強(qiáng)度、規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率、基體硬度等性能指標(biāo)，基本可排除材質(zhì)成分、氫脆、熱處理缺陷等導(dǎo)致失效的可能性。

試件斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)約占整個(gè)斷口面積的40%~50%，表明試件所受名義應(yīng)力不大。斷口未見明顯疲勞臺(tái)階紋，顯示并未發(fā)生應(yīng)力幅劇烈變化的情形。因此，基本可排除試驗(yàn)過程異常導(dǎo)致的應(yīng)力劇烈波動(dòng)條件下的瞬時(shí)或短時(shí)破壞[19]。

臺(tái)架試驗(yàn)過程中，試件彎曲變形的內(nèi)側(cè)所受的剪切應(yīng)力最大。因此，該處表層一旦出現(xiàn)極為微小的缺陷，也會(huì)引起顯著的應(yīng)力集中，導(dǎo)致材料的晶格產(chǎn)生極大的扭曲破壞，形成疲勞核心，且隨著應(yīng)力的不斷循環(huán)，該疲勞核心將逐漸擴(kuò)展，最終造成疲勞斷裂。分析認(rèn)為，本試件雖然經(jīng)噴丸處理，理論上，高速噴射鋼丸沖擊后，材料表面受冷加工作用而強(qiáng)化，且表面原始拉應(yīng)力會(huì)被部分抵消，疲勞強(qiáng)度會(huì)有所增加[20-24]。但結(jié)合試件金相及斷口微觀形貌可知，試件表面仍有約0.08 mm的脫碳層，即脫碳層并未完全被噴丸清除。由此可以進(jìn)一步推斷，材料表面的其他原始缺陷也并未在噴丸工藝中被完全去除。此外，試件表面脫碳后的鐵素體組織在噴丸過程中容易屈服變形，或形成局部脫落等，造成原始表面缺陷，即形成疲勞缺陷的可能性增高。此外，試件表面噴丸凹痕尺寸較大，且較深，在凹痕邊緣形成明顯的凸起棱邊，而凸起棱邊易引起局部應(yīng)力集中，即具備了形成疲勞核心的條件。表層噴丸凹坑有多處折疊缺陷，折疊末端有向心部延伸的細(xì)小裂紋，推斷認(rèn)為，在較大的循環(huán)應(yīng)力作用下，折疊缺陷端部存在明顯的應(yīng)力集中，進(jìn)而產(chǎn)生裂紋源，即折疊的產(chǎn)生進(jìn)一步增加了疲勞核心形成的可能性[25-27]。此外，考慮到試件斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)為準(zhǔn)解理斷裂，最后斷裂區(qū)為韌窩和沿晶的混合斷裂，說明試件仍有一定的脆性傾向。在疲勞核心形成后，阻礙裂紋擴(kuò)展的能力降低，最終，上述多因素共同導(dǎo)致試件在 85 000次的臺(tái)架彎曲變形試驗(yàn)中發(fā)生斷裂。

4 結(jié)論

1）試件彎曲變形內(nèi)側(cè)的剪切應(yīng)力值最大，其表層一旦出現(xiàn)極為微小的缺陷，也會(huì)引起應(yīng)力集中，從結(jié)構(gòu)上看，其疲勞斷裂風(fēng)險(xiǎn)大。

2）試件最后斷裂區(qū)為韌窩和沿晶的混合斷裂，試件斷后伸長(zhǎng)率雖滿足國(guó)標(biāo)技術(shù)要求，但仍較低，說明樣品仍有一定的脆性。

3）噴丸并未完全去除脫碳層及表面的其他原始缺陷，表層形成疲勞缺陷的可能性增高。

4）噴丸造成表層存在較深的凹坑，凹坑邊緣形成明顯凸起棱邊，引起應(yīng)力集中。材料表層存在折疊缺陷，在較大的循環(huán)應(yīng)力作用下，折疊缺陷端部，尤其是凹坑處折疊缺陷端部首先成為裂紋萌生點(diǎn)，在循環(huán)應(yīng)力的作用下，早期裂紋持續(xù)擴(kuò)展，最終導(dǎo)致疲勞斷裂。

因試件噴丸所用鋼丸直徑較大，且噴丸壓力較大，形成較大的凹痕和明顯的凸起棱邊，容易引起應(yīng)力集中。因此可適當(dāng)減小鋼丸直徑和噴丸力，并可適當(dāng)增加噴丸過程的表層去除深度。因最后斷裂區(qū)出現(xiàn)脆性斷口，說明樣品仍有一定的脆性，且試件抗拉強(qiáng)度、規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度和硬度較高，而斷后伸長(zhǎng)率雖滿足國(guó)標(biāo)技術(shù)要求，但仍偏低。因此可適當(dāng)調(diào)整熱處理工藝，降低材料強(qiáng)度，提高材料韌性。將抗拉強(qiáng)度控制在 1250~1400 MPa，規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度控制在1000~1200 MPa，使斷后伸長(zhǎng)率大于10%。改進(jìn)軋制工藝，消除材料的折疊缺陷，加強(qiáng)材料缺陷檢測(cè)。