鋼板彈簧斷裂失效行為研究

付揚帆，王長朋，陳大軍，梅華生，李忠盛，張靜元

（西南技術(shù)工程研究所，重慶 400039）

鋼板彈簧是汽車懸架系統(tǒng)的關(guān)鍵構(gòu)件，其將車輪的力和轉(zhuǎn)矩傳遞給車架，對車架起導向、緩沖、減震、支撐等作用，受成形工藝、安裝條件、使用環(huán)境等因素影響，在長期服役過程中，鋼板彈簧在外界循環(huán)載荷作用下存在斷裂失效的風險[1-6]。文中汽車鋼板彈簧斷裂失效為批次失效，失效率約 5%，通過化學成分、顯微硬度、斷口形貌、金相組織等的分析測試，分別對失效鋼板彈簧材質(zhì)、性能、斷裂形式等進行研究。在此基礎(chǔ)上判斷其失效行為，進而提出改進措施。

1 試驗

1.1 試件

試驗件為路試過程失效的汽車鋼板彈簧，材料為60Si2Mn，熱處理工藝為淬火+中溫回火。

1.2 試驗過程

采用 HCS-140型高頻紅外碳硫分析儀，參照GB/T 20123—2006《鋼鐵總碳硫含量的測定 高頻感應爐燃燒后紅外吸收法（常規(guī)方法）》分析試件材料C，S元素含量，采用 ARCOS型電感耦合等離子體發(fā)射光譜分析儀，參照 GB/T 20125—2006《低合金鋼多元素含量的測定 電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜法》分析試件材料 Si，Mn，P元素含量；采用HB-3000B型布氏硬度計，參照GB/T 231.1—2009《金屬材料 布氏硬度試驗 第1部分：試驗方法》檢測試件表層及心部硬度；采用OLYMPUS-BX60M型光學金相顯微鏡觀察試件金相組織，并參照GB/T 10561—2005《鋼中非金屬夾雜物含量的測定 標準評級圖顯微檢驗法》進行非金屬夾雜物評級；采用帶 INCA OXFORD能譜儀的QUANTA 200型環(huán)境掃描電鏡分析試件斷口形貌及腐蝕產(chǎn)物成分。

2 試驗結(jié)果

2.1 斷口宏觀形貌

圖1為試件斷裂位置及斷口宏觀形貌。由圖1可見，斷口平齊，無明顯塑性變形，裂紋在棱邊表面萌生，斷面有明顯的扇形疲勞擴展區(qū)域，斷口及其附近區(qū)域表面存在明顯銹蝕。

圖1 試件斷裂位置及斷口宏觀形貌

2.2 化學成分

表1為試件材料化學成分分析結(jié)果，可以看出，試件材料化學成分符合60Si2Mn材料的技術(shù)要求。

表1 化學成分分析結(jié)果 %

2.3 非金屬夾雜物

表2為試件材料非金屬夾雜物評定結(jié)果。由表2可見，試件材料非金屬夾雜物符合 60Si2Mn材料的技術(shù)要求。

表2 非金屬夾雜物評定結(jié)果

2.4 布氏硬度

表3為試件表層及心部硬度測試結(jié)果，可見，試件表層硬度明顯低于心部硬度，且表層硬度已低于技術(shù)要求。

表3 布氏硬度測試結(jié)果

2.5 斷口微觀形貌

圖2為試件的斷口微觀形貌，由圖2a，b可見，裂紋源處表層存在腐蝕坑，腐蝕坑附近區(qū)域斷口被腐蝕產(chǎn)物覆蓋，已無明顯斷口形貌特征。裂紋自腐蝕坑底部萌生并擴展，裂紋擴展區(qū)域呈扇形。由圖2c，d可見，裂紋擴展區(qū)呈現(xiàn)準解理斷裂特征，疲勞貝殼紋線較細密，局部存在二次微裂紋，裂紋擴展區(qū)約占整個斷口面積的70%。由圖2e，f可見，瞬斷區(qū)有明顯的韌窩及撕裂嶺，呈現(xiàn)韌性斷裂特征[7]。

2.6 金相組織

圖3為試件心部的金相組織。由圖3可見，組織為回火屈氏體+少量鐵素體，為正常淬火后中溫回火組織。

圖4為試件表層的金相組織，可以看出，表層凹凸不平，存在較多腐蝕坑，部分腐蝕坑底部可見腐蝕裂紋垂直表面向心部擴展，腐蝕裂紋外寬內(nèi)窄，呈喇叭狀，腐蝕坑及腐蝕裂紋內(nèi)部充滿腐蝕產(chǎn)物。試件表面有脫碳現(xiàn)象，腐蝕較輕的區(qū)域脫碳層深度約為0.15 mm，脫碳區(qū)域以部分脫碳組織為主，最表層可看到長大的塊狀鐵素體，出現(xiàn)全脫碳組織形態(tài)。

圖2 斷口微觀形貌

圖3 心部金相組織

2.7 能譜

圖 5為腐蝕裂紋內(nèi)部腐蝕產(chǎn)物能譜分析的取樣位置，表4為能譜分析結(jié)果?？梢钥闯?，腐蝕裂紋內(nèi)部腐蝕產(chǎn)物成分主要為O，Si，F(xiàn)e，無S，Cl等活性腐蝕離子。

表4 能譜分析結(jié)果 %

圖4 表層金相組織

圖5 能譜分析取樣位置

3 分析與討論

試件化學成分、非金屬夾雜物等級符合技術(shù)要求，心部硬度滿足技術(shù)要求，心部金相組織無異常。試件表層硬度較心部下降明顯，且已低于技術(shù)要求，結(jié)合金相組織分析可知，表層有明顯脫碳，脫碳層深度約為0.15 mm，脫碳層中可看到長大的塊狀鐵素體，出現(xiàn)完全脫碳組織形態(tài)。式（1）為完全脫碳層深度計算模型[8]：

式中：X為完全脫碳層深度；Cb為碳在鐵素體的溶解度；C1為碳的原始濃度；D為碳在鐵素體中的擴散系數(shù)；t為時間。

根據(jù)式（1）可知，出現(xiàn)明顯的完全脫碳層要求碳在鐵素體具有一定的溶解度。由 60Si2Mn鋼鐵碳相圖（如圖6所示）鐵素體中碳的飽和曲線可知[8]，當加熱溫度小于950 K時，碳在鐵素體中的溶解度小于0.01%，此時已很難滿足脫碳條件，也不發(fā)生鐵素體脫碳，即不發(fā)生完全脫碳。在單相奧氏體區(qū)，無論加熱爐氣氛中的碳勢高低，也不存在完全脫碳[9]。因此，可推斷此試件或材料在此溫度上下限區(qū)間范圍內(nèi)有較長的保溫過程[10]。

圖6 60Si2Mn鋼的鐵碳相圖（局部）

通過表層金相檢測可以清晰看出，表層有腐蝕裂紋萌生于腐蝕坑底部，并垂直表面向心部擴展。推斷認為脫碳使得表面疲勞強度及耐蝕性能降低，進而在裂紋源及附近表面產(chǎn)生較多腐蝕坑及垂直表面的腐蝕裂紋，在外力作用下表面腐蝕缺陷處成為早期疲勞源。斷口形貌也對上述結(jié)論提供了佐證，裂紋起始于表面腐蝕坑處，裂紋擴展區(qū)斷口為準解理斷裂形貌，為典型疲勞斷裂特征。此外，裂紋擴展區(qū)疲勞貝殼紋分布均勻細小且面積占斷口的70%左右，說明樣品承受的外力平穩(wěn)，名義應力并不大，非過大應力造成的瞬時或短時破壞。能譜分析結(jié)果顯示，腐蝕產(chǎn)物主要成分為O，Si，F(xiàn)e元素，而無S，Cl等活性腐蝕離子。可以推斷試件使用環(huán)境均處于正常狀態(tài)，并不存在鹽霧、酸雨等極端腐蝕環(huán)境加速失效的狀況。

4 結(jié)論

由于脫碳使得表面疲勞強度及耐蝕性降低，經(jīng)過長時間腐蝕及應力作用，在表面產(chǎn)生腐蝕坑及腐蝕裂紋。循環(huán)外力作用下，腐蝕缺陷處產(chǎn)生嚴重的應力集中現(xiàn)象，早期裂紋進一步擴展，進而最終導致腐蝕疲勞斷裂。

該批次鋼板彈簧失效率較高，達到約 5%，應為工藝原因造成。通過適當調(diào)整加熱溫度，避開脫碳峰值發(fā)生的溫度區(qū)間，并在加熱爐中通入保護氣氛，同時增加加工余量，在熱處理后將表面脫碳層加工掉，并對表面進行噴丸強化等一系列措施，表面耐蝕性及抗疲勞性能大幅提高，可有效避免脫碳引起的腐蝕疲勞斷裂。

參考文獻：

[1] 王霄峰. 汽車底盤設(shè)計[M]. 北京∶ 清華大學出版社,2010.

[2] 周長城. 車輛懸架設(shè)計及理論[M]. 北京∶ 北京大學出版社, 2011.

[3] 胥洲. 汽車鋼板彈簧噴丸強化處理研究[D]. 長春∶ 吉林大學, 2016.

[4] 王仁智, 姜傳海. 汽車懸架彈簧早期疲勞斷裂原因的試驗研究[J]. 材料熱處理學報, 2012, 33(6)∶ 127-135.

[5] 張寧. 汽車鋼板彈簧設(shè)計[D]. 長春∶ 吉林大學, 2007.

[6] 陳凱. 某平衡懸架少片變截面鋼板彈簧結(jié)構(gòu)分析與關(guān)鍵技術(shù)研究[D]. 長沙∶ 湖南大學, 2013.

[7] 姜錫山, 趙晗. 鋼鐵顯微斷口速查手冊[M]. 北京∶ 機械工業(yè)出版社, 2010.

[9] 史顯波, 趙連玉,王威, 等. 幾種高速列車用彈簧鋼的脫碳敏感性[J]. 材料熱處理學報, 2013, 34(7)∶ 47-52.

[10] 陳銀莉, 左茂方, 羅兆良, 等. 60Si2Mn彈簧鋼表面脫碳理論及試驗研究[J]. 材料熱處理學報, 2015, 36(1)∶192-197.