汽車(chē)懸架系統(tǒng)彈簧鋼60Si2MnA的斷裂失效分析*

韓曉威，楊曉彩，李　爽，戚翠芬

（1中鋼石家莊工程設(shè)計(jì)研究院有限公司 冶金分院，河北 石家莊050021；2河北工業(yè)職業(yè)技術(shù)學(xué)院 材料工程系，河北 石家莊050000）

1　前　言

中國(guó)作為汽車(chē)第一消費(fèi)大國(guó)，不斷刷新全球的汽車(chē)產(chǎn)銷(xiāo)記錄。如此龐大的汽車(chē)需求市場(chǎng)，將顯著帶動(dòng)汽車(chē)零部件行業(yè)的高速發(fā)展。彈簧是車(chē)輛懸架系統(tǒng)的重要組合部件，直接決定了車(chē)輛在行駛過(guò)程中乘客的舒適性和安全可靠性。而在行駛過(guò)程中，彈簧鋼會(huì)反復(fù)受到?jīng)_擊的彎曲應(yīng)力、扭轉(zhuǎn)等交變應(yīng)力，服役條件相當(dāng)惡劣，這就要求其具有優(yōu)良的綜合性能。彈簧鋼在承受各種載荷時(shí)容易發(fā)生破壞，提高彈簧鋼的性能、了解彈簧鋼的失效原因顯得尤為重要。本研究對(duì)車(chē)輛用彈簧鋼60Si2MnA在使用過(guò)程的失效方式進(jìn)行分析，以期為生產(chǎn)高性能彈簧用鋼提供一定的理論依據(jù)[1-3]。

2　試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)材料為某廠生產(chǎn)的熱軋彈簧線材60Si2MnA鋼，其主要化學(xué)成分如表1所示。試驗(yàn)分析加熱溫度和加熱時(shí)間對(duì)鐵素體脫碳行為的影響，從而達(dá)到控制60Si2MnA的脫碳層厚度和改善其疲勞性能的目的［4］。

表1　試驗(yàn)用60Si2MnA鋼化學(xué)成分 %

試驗(yàn)過(guò)程以空氣為介質(zhì)，用箱式爐加熱，加熱溫度選擇800～1 100℃范圍（以50℃為間隔），保溫60 min；試驗(yàn)在850、950 ℃下分別保溫20、30、60、90 min，試樣在不同溫度下保溫不同時(shí)間后空冷，然后測(cè)定脫碳層厚度，試驗(yàn)鋼加熱工藝見(jiàn)表2。

表2　試驗(yàn)工藝參數(shù)及試樣編號(hào)

將試樣沿中心剖開(kāi)后制成金相試樣，經(jīng)4%硝酸酒精腐蝕后，在金相顯微鏡下進(jìn)行觀察，在最深的均勻脫碳區(qū)的一個(gè)顯微視場(chǎng)內(nèi)隨機(jī)測(cè)量5次，取其平均值作為脫碳層深度。

選定 2#、3#、4#、5#、6#試樣經(jīng)過(guò) 850 ℃油淬、400℃回火保溫60 min后的試驗(yàn)鋼按標(biāo)準(zhǔn)制成疲勞試樣，在EHF-EV050-20高低周疲勞試驗(yàn)機(jī)上完成疲勞性能的檢測(cè)。在疲勞試驗(yàn)中，發(fā)生疲勞斷裂的試樣利用SEM-EDS觀察試樣拉伸斷口及斷口夾雜物形貌，分析斷口夾雜物成分，找出斷裂的原因。

3　試驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1脫碳層變化規(guī)律

3.1.1加熱溫度對(duì)彈簧鋼脫碳層的影響

圖1是試驗(yàn)鋼在不同加熱溫度下保溫60 min時(shí)脫碳層深度的變化規(guī)律。在800℃以上加熱后空冷，其室溫組織為珠光體和鐵素體，表面脫碳使含碳量急劇降低形成脫碳層。可以看出溫度從800℃到1 100℃時(shí)，試樣的脫碳層隨著溫度的升高而增加，當(dāng)溫度達(dá)到1 000℃時(shí)試樣脫碳層厚度達(dá)到最大量，溫度再增加脫碳也不會(huì)更嚴(yán)重，這個(gè)溫度可以定義為脫碳敏感性溫度。當(dāng)加熱溫度低時(shí)，氧化反應(yīng)速率小于脫碳反應(yīng)速率，脫碳層深度隨著加熱溫度的升高而增加。當(dāng)加熱溫度高時(shí)，氧化反應(yīng)速率大于脫碳反應(yīng)速率，脫碳反應(yīng)產(chǎn)生的脫碳層被部分氧化抵消掉，所以隨著溫度的升高脫碳層又開(kāi)始下降。因此，隨著加熱溫度升高脫碳層增加，當(dāng)達(dá)到一定溫度時(shí)，脫碳層厚度不再增加反而下降［5］。

圖1　不同加熱溫度保溫60 min的脫碳層形貌

3.1.2保溫時(shí)間對(duì)彈簧鋼脫碳層的影響

圖2是試驗(yàn)鋼在850℃的加熱溫度下保溫30、60、90 min時(shí)的脫碳層深度的變化規(guī)律。圖3是試驗(yàn)鋼在950℃的加熱溫度下保溫30、60、90 min時(shí)的脫碳層深度的變化規(guī)律。從圖中可以看出，隨著保溫時(shí)間的增加，脫碳層深度在增加，但增長(zhǎng)速率在下降［6］。這是由于隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，碳原子有充足的時(shí)間與鋼表面的氧分子進(jìn)行氧化反應(yīng)，所以脫碳層在不斷增加。當(dāng)保溫時(shí)間達(dá)到一定時(shí)，表面的碳原子都已經(jīng)發(fā)生了脫碳反應(yīng)，而離表面遠(yuǎn)些的碳原子想要擴(kuò)散到表面不太容易，所以氧化速率在下降，可以從圖中明顯地看出脫碳層相差不大。

圖2　850℃加熱、不同保溫時(shí)間的脫碳層形貌

圖3　950℃加熱、不同保溫時(shí)間的脫碳層形貌

3.2試驗(yàn)鋼金相組織

試驗(yàn)鋼熱軋態(tài)和調(diào)質(zhì)態(tài)的顯微組織見(jiàn)圖4。熱軋態(tài)60Si2MnA的金相組織主要為珠光體+少量鐵素體，見(jiàn)圖4a。經(jīng)過(guò)熱軋加工后珠光體組織變得細(xì)小，在隨后的熱處理中淬火后生成馬氏體，再經(jīng)回火后生成回火索氏體，滲碳體片層間距減小，彈簧鋼的綜合性能達(dá)到最佳［7］，見(jiàn)圖4b。

圖4　試驗(yàn)鋼的顯微組織形貌

3.3疲勞斷裂試樣的高倍分析

3.3.1斷口形貌

疲勞試驗(yàn)完成后4#和5#試樣發(fā)生了疲勞斷裂，利用掃描電子顯微鏡觀察試樣斷口形貌（見(jiàn)圖5）。從圖5中可以看出，2個(gè)試樣斷口形貌基本一致，斷裂均起源于表面，斷口分為疲勞斷裂源區(qū)、擴(kuò)展區(qū)和瞬斷區(qū)，試樣均存在明顯的疲勞斷裂源，斷裂源區(qū)覆蓋有氧化鐵，擴(kuò)展區(qū)存在明顯的多條撕裂棱，說(shuō)明斷裂過(guò)程中存在明顯的應(yīng)力集中。擴(kuò)展區(qū)微觀斷裂形貌為準(zhǔn)解理斷裂，瞬斷區(qū)微觀斷裂形貌為韌窩斷裂。

3.3.2夾雜物

取斷口應(yīng)力集中處進(jìn)行夾雜物能譜分析，判定發(fā)生疲勞斷裂的原因。夾雜物形貌見(jiàn)圖6，能譜分析結(jié)果見(jiàn)表3。彈簧鋼發(fā)生疲勞斷裂的主要原因是試驗(yàn)過(guò)程中的應(yīng)力集中，而引起應(yīng)力集中的主要原因是夾雜物。能譜分析結(jié)果表明，含Al、Ca、S的復(fù)合夾雜物降低了彈簧鋼的疲勞壽命，以?shī)A雜物為裂紋源斷裂［8］。

4#和5#試樣發(fā)生疲勞斷裂一是由于夾雜物導(dǎo)致

圖5　疲勞斷裂試樣斷口微觀形貌

圖6　疲勞斷裂試樣應(yīng)力集中處夾雜物形貌

表3　圖6裂紋源夾雜物能譜分析結(jié)果%

的，二是脫碳層也影響了其疲勞性能。

4　結(jié)　論

4.160Si2MnA鋼隨著加熱溫度的升高脫碳層厚度增加，當(dāng)達(dá)到1 000℃時(shí)脫碳達(dá)到最大量。

4.260Si2MnA鋼隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，脫碳層厚度增加，但增長(zhǎng)速率在下降。

4.3采用950℃加熱溫度保溫60 min的熱軋態(tài)隨后進(jìn)行熱處理，后得到的組織為粒狀的滲碳體和針狀鐵素體組成的回火屈氏體，其綜合性能最佳。

4.4彈簧鋼60Si2MnA在使用過(guò)程中發(fā)生的疲勞斷裂主要是由Al、Ca、S的復(fù)合夾雜物和脫碳層而造成的。