50CrVA鋼彈簧氫致延遲斷裂失效分析

李明祥，楊 平，賀 韡，張 錳，王文博

(1.中航西安飛機工業集團股份有限公司，陜西 西安 710089；2.空軍裝備部駐西安地區第一軍事代表室，陜西 西安 710089)

50CrVA彈簧鋼具有力學性能和工藝性能良好、淬透性較高、不易脫碳等優勢，常用于各種彈簧類機械零件[1]。為了保證彈簧零件的防腐蝕性能以及增進美觀的效果，彈簧零件通常需要經過發藍、鍍鋅、鍍鎘等表面處理[2]。但零件的電鍍過程中極易發生滲氫，導致零件在裝配、使用過程中，存在氫致斷裂的現象。氫致斷裂具有延遲特性，在實際應用中往往會導致更大的危害[3]。

50CrVA鋼彈簧作為飛機艙門的重要零件已使用多年，在其服役過程中發生異常斷裂，分析其斷裂失效的機理和制造工藝原因，對加強工藝過程管理、增加該零件的服役可靠性、避免類似情況發生具有重要的實際價值。本文以服役中發生失效的50CrVA鋼彈簧為研究對象，通過斷口觀察、氫含量測試、金相分析、成分分析等手段對斷裂機理和原因進行分析，并進行失效模擬試驗以驗證失效分析機理的正確性。

1 試驗材料及方法

某飛機在服役過程中發現艙門打開困難情況，隨后在地面檢查時發現安裝于艙門的50CrVA鋼彈簧在服役過程中發生斷裂，隨即拆卸并進行失效分析，彈簧、螺母和配套墊片如圖1所示，該彈簧直徑為φ12 mm。斷裂位置位于從光桿處起第三扣螺紋處，如圖1(a)所示，斷裂部位彈簧裝配接觸面可見分布不均勻的磨損痕跡，磨損較嚴重；配套墊片緊挨螺母的一面亦可見不均勻的擠壓痕跡，如圖1(b)所示。

圖1 彈簧斷裂部位(a)及墊片上的壓痕(b)

在JEM-200CX型掃描電鏡和LEICA MZ6體視顯微鏡下對斷口進行觀察，在離斷口較近的位置截取試樣進行硬度測試和氫含量測定，并用化學分析法對彈簧材料的成分進行測定，分析材料的顯微組織，以此判斷失效機理和原因。最后通過工藝追溯，尋找產生失效的制造工藝原因，并通過失效模擬試驗復現失效模式。

2 試驗過程和結果

2.1 宏觀斷口形貌

在體式顯微鏡下對彈簧斷口進行觀察，圖2(a，b)分別為斷口的兩個表面，裂紋源位置如圖2箭頭所示。

圖2 斷裂彈簧的宏觀斷口形貌

在體式顯微鏡下可見斷口為典型的脆性斷口。斷口上沒有明顯的宏觀塑性變形，為脆性斷裂的平斷口；斷口可見放射線狀花樣，放射線收斂方向即裂紋起始位置，裂紋起始于螺紋根部應力集中處；斷口相對齊平并垂直于拉伸載荷方向；斷口表面粗糙，呈暗灰色；在裂紋擴展區和瞬斷區斷口邊緣存在少量的剪切唇。

螺母配合面上可見不均勻的摩擦痕跡，擦傷痕跡較深，如圖2(a)所示。較重的擦傷痕跡說明螺母和彈簧配合面發生了傾斜，加載過程中沿周向受力不均勻，在擦痕處受力更大。同時螺母摩擦痕跡的位置與彈簧斷口裂紋起始位置一致，說明斷口表面受力不均勻，裂紋起始位置承受了較大的應力水平。

2.2 微觀斷口形貌

在掃描電鏡下觀察裂紋源區，未見偏析、氣孔、夾雜等缺陷，如圖3(a)所示。對裂紋源區進一步放大，在距離表面1.6 mm處的斷口形貌如圖3(b)所示，可見斷口為冰糖狀沿晶斷裂斷口，晶粒表面上的“雞爪痕”花樣是氫脆斷口典型的微觀形貌特征[4]。

圖3 斷裂彈簧的斷口形貌

裂紋擴展區主要為準解理斷裂和小的韌窩，如圖3(c)所示。瞬斷區剪切唇較小，斷口特征為韌窩形貌，韌窩尺寸較小，如圖3(d)所示。

2.3 顯微組織

在彈簧斷口附近橫向制備金相試樣，腐蝕后觀察，可見顯微組織為正常回火屈氏體，無異常現象，見圖4。

圖4 斷裂彈簧心部的顯微組織形貌

2.4 硬度與氫含量

在彈簧斷口附近截取試樣，測試5個點的硬度為49.1～50.1 HRC，在遠離斷口位置截取試樣測得硬度為48.7～50.1 HRC，均滿足技術條件44.7～52.6 HRC的要求。

在斷裂彈簧斷口附近螺紋處以及遠離斷口的本體部位，沿橫向各截取3個試樣進行氫含量(質量分數)測定，同時，選取同批次制造合格未返工彈簧，在其螺紋處及本體部位，沿橫向各截取3個試樣進行氫含量測定，結果見表1。

表1 50CrVA鋼彈簧的氫含量

2.5 化學成分

對50CrVA鋼彈簧的基體材料進行化學成分分析，符合材料技術要求，結果見表2。

表2 斷裂50CrVA鋼彈簧化學成分(質量分數，%)

3 失效原因分析與討論

3.1 失效原因分析

零件斷裂的發生是在服役一段時間之后發生的，即斷裂事故的發展過程包括了時間因素，有裂紋形成和發展的時間過程，不是受載后立即發生斷裂，屬滯后破壞斷裂范疇。斷口是典型的脆性斷裂斷口，斷口未見宏觀塑性變形，說明斷裂并非由于大載荷造成應力超過材料抗拉強度而引起零件斷裂，引起破壞的載荷低于材料屈服強度。從宏觀斷口上剪切唇非常小也可以說明引起破壞的載荷并不大。

對裂紋源區的微觀斷口觀察，發現靠近材料表面的斷口裂紋源區呈現沿晶斷裂的斷口特征。此外，在晶粒表面上可見“雞爪痕”花樣，這是氫脆斷口典型的微觀形貌特征。斷口附近的氫含量測試結果顯示此處氫含量較高，達到10.8×10-6，材料中氫的富集為氫脆斷裂的產生提供有力條件。溶解于鋼中的氫容易與空位、位錯、晶界結合，其中氫與大角度晶界具有更強的結合能，不易擺脫晶界的束縛逃逸到外界環境中去，富集在大角晶界處的氫在外加載荷作用下，便造成沿晶開裂[5-7]。對于高強度鋼來說，氫脆并非一定造成沿晶斷裂，鋼的氫脆斷口微觀形貌復雜多樣，與試驗條件有很大關系。但相關研究表明對于高強度合金鋼，當載荷水平遠低于材料抗拉強度時，氫致延遲斷裂斷口更傾向于沿晶斷裂形貌[4]，故推斷氫脆導致的延遲開裂是零件斷裂的主要原因。

彈簧光桿裝配接觸面的不均勻磨損、螺母和墊片上的不均勻壓痕說明彈簧螺紋處承受了不均勻的應力分布，螺紋處承受了偏斜載荷。螺紋根部本來就有較大的應力集中，再加上偏斜拉伸的存在，加劇了氫脆的發生。

基于上述分析，可以推斷彈簧零件的斷裂模式為氫致延遲開裂的脆性斷裂，而裝配引起的偏斜載荷加劇了氫脆開裂的發生。

3.2 制造工藝分析

50CrVA鋼彈簧加工工藝流程為原材料檢查→繞制彈簧→局部退火→加工螺紋→熱處理(淬火+回火)→立定拉伸→磁力探傷→鍍鎘→除氫→磁力探傷→鉻酸鹽處理(鈍化)→交檢。

經復查該批次彈簧制造流程和記錄，發現該斷裂彈簧在鍍鎘之后鍍層存在缺陷，在未除氫的情況下，立即退除鍍層并重新鍍鎘。因此，該斷裂彈簧總的工藝流程為鍍鎘→退鍍→鍍鎘→除氫→磁力探傷→鉻酸鹽處理(鈍化)→交檢。因此，認為斷裂彈簧首次鍍鎘后未除氫，直接退除鍍層并重新電鍍鎘的工藝操作引入了更多的氫滲入材料基體，然而并沒有加強隨后的除氫工藝，使得基體中殘留足夠的氫在外加應力的作用下導致材料的氫致延遲開裂。

4 失效模擬試驗

開展工藝驗證試驗，驗證原因分析是否正確。首先按照上述斷裂彈簧的工藝流程制造50CrVA鋼彈簧工藝驗證試驗件，即：鍍鎘→退鍍→鍍鎘→除氫→磁力探傷→鉻酸鹽處理(鈍化)→交檢。隨后，模擬彈簧實際服役狀態，在根據彈簧裝配及運行的結構制造試驗工裝平臺上進行工況模擬試驗，模擬收放252次后彈簧于螺紋處斷裂。

工藝驗證試驗件的斷裂位置如圖5(a)所示，宏觀斷口如圖5(b)所示，斷裂位置和宏觀斷口形貌和失效零件一致。微觀斷口形貌如圖6所示，裂紋源區和擴展區和失效零件的斷口形貌一致。圖6(b)為距離表面1 mm距離處的斷口形貌，呈現沿晶斷裂的斷口特征，在晶粒表面上亦見“雞爪痕”花樣。

圖5 工藝試驗件的斷裂位置(a)及斷口表面形貌(b)

圖6 工藝試驗件的斷口裂紋源區(a, b)及裂紋擴展區(c)的微觀形貌

對50CrVA鋼彈簧模擬工藝過程，發現延遲斷裂試驗試樣的斷裂位置、宏微斷口形貌與失效件一致，復現了氫致延遲斷裂模式。通過失效模擬試驗驗證了失效原因分析的正確性。

5 結論

1)50CrVA鋼彈簧螺紋處發生斷裂失效的主要原因是氫致延遲斷裂。裂紋源區斷口形貌為沿晶開裂，晶粒表面呈現典型的氫脆斷口“雞爪痕”形貌特征，斷口附近氫富集含量達到了10.8×10-6，螺紋處承受偏斜載荷，螺紋截面上應力分布不均勻和螺紋根部的應力集中加劇了氫脆開裂的趨勢。

2)復查彈簧制造工藝流程，鎖定造成氫脆的原因是彈簧電鍍后發現鍍層存在缺陷，未除氫情況下便立即退除鍍層并重新電鍍，在此過程中引入較多的氫，致使載荷作用下引起氫脆斷裂。對50CrVA鋼彈簧實施工藝驗證試驗，復現了氫致延遲斷裂。