重載汽車用U型螺栓斷裂失效分析

黃 山，駱玉城

(1.桂林福達齒輪有限公司，廣西 桂林 541199； 2.桂林福達股份有限公司，廣西 桂林 541199)

U形螺栓因形狀為U形而得名，其兩頭有螺紋可與螺帽結合，主要用于固定管狀物(如水管)或片狀物(如汽車的板簧)。重型汽車用U型螺栓主要用于汽車懸掛系統，起連接鋼板彈簧和車橋的作用。由于U型螺栓承受并傳遞各向作用力和載荷，若存在安全隱患或發生斷裂失效將引發嚴重的事故[1]。

U型螺栓常見的失效形式為疲勞斷裂失效，其失效原因主要有：1)螺栓本身制造質量存在問題，包括原材料非金屬夾雜物超標，存在粗大刀痕等機加工不良，以及熱處理組織不合格等問題導致裂紋源在缺陷處萌發；2)U型螺栓預緊力減小引起板簧側向竄動，對U型螺栓產生反復小能量沖擊，形成附加彎矩，進而在應力集中的螺栓彎曲段與平直段連接處或螺牙根部誘發裂紋源，并在持續的沖擊應力作用下疲勞擴展，最終發生疲勞斷裂失效[2-5]。

某型號U型螺栓，其材質為40Cr鋼，熱處理狀態為調質處理，熱處理后其強度等級為10.9級，抗拉強度要求為≥1040 MPa，硬度要求為 32～39 HRC。該U型螺栓在重載汽車底盤耐久試驗過程中發生斷裂失效，失效時行駛里程約為2100 km。本文通過對該U型螺栓進行化學成分、金相組織、力學性能、斷口宏觀和微觀形貌等研究和分析，確定其斷裂失效的原因，并且探究螺紋表面黑色組織對U型螺栓斷裂失效行為的影響。

1 試驗方法

本文對斷裂失效的U型螺栓進行全面的理化檢驗和斷口分析，采用Q8直讀光譜儀檢驗螺栓的化學成分；采用GX41金相顯微鏡觀察金相組織和非金屬夾雜物形貌、尺寸；分別采用TH300洛氏硬度計和Q10A+型維氏硬度計檢驗U型螺栓的洛氏硬度和維氏硬度；采用CMT5305拉伸試驗機檢驗材料的抗拉強度和屈服強度；采用配備能譜儀(EDS)的ZEISS EVO 10型鎢燈絲掃描電子顯微鏡(SEM)分析斷口微觀形貌以及微區成分。

2 試驗結果和分析

2.1 宏觀形貌

斷裂U型螺栓的整體宏觀形貌如圖1所示，斷裂位置發生在U型螺栓一端螺紋區。U型螺栓斷裂端內側存在多處不均勻、深淺不一的擠壓壓痕，見圖2(a)；斷裂端外側有一處擠壓痕跡，見圖2(b)；未斷裂端內側近螺紋區域有一條明顯的線性擠壓痕跡，見圖2(c)。根據U型螺栓表面擠壓痕跡，可知服役過程中U型螺栓發生松動并與板簧發生了相對運動和摩擦。

圖1 U型螺栓斷裂部位宏觀形貌

(a)內側壓痕；(b)外側壓痕；(c)線性壓痕

U型螺栓斷口經超聲波清洗后的宏觀形貌如圖3(a)所示，斷口局部低倍形貌如圖3(b)所示。可以看出，斷口區域無明顯的塑性變形，而斷口表面疲勞源區、疲勞擴展區和瞬斷區清晰可見。疲勞源區可見較明顯的“疲勞臺階”形貌特征，而疲勞源位于U型螺栓螺紋根部；疲勞擴展區較平坦，幾乎垂直于主應力方向，占據斷面的絕大部分，貝紋線略顯模糊但仍可觀察到其圓心指向疲勞源區；瞬斷區為呈約45°角的剪切唇，其比表面積占整個斷口面積的比例很小，表明該U型螺栓的失效形式為多源高周疲勞斷裂。

(a)整體形貌；(b)低倍形貌

2.2 微觀形貌

圖4(a)為斷口疲勞源區微觀形貌，可觀察到較多的“疲勞臺階”結構；圖4(b)為更高放大倍數下疲勞源的微觀形貌，該位置的螺牙有明顯擠壓變形痕跡，同時在螺牙根部產生裂紋；疲勞擴展區微觀形貌如圖4(c)所示，該區域具有典型的疲勞條帶和少量二次裂紋形貌；瞬斷區微觀形貌主要呈剪切韌窩形貌特征，見圖4(d)。

(a)疲勞源區；(b)裂紋區局部放大；(c)擴展區；(d)瞬斷區

2.3 化學成分

在U型螺栓斷口附近取樣，采用直讀光譜儀進行化學成分分析，結果見表1。由表1可知，U型螺栓材質符合標準GB/T 3077—2015《合金結構鋼》對40Cr材料的化學成分要求。

表1 U型螺栓化學成分(質量分數，%)

2.4 力學性能

在斷裂螺栓上取樣制作成標準拉伸試樣，按標準GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》進行拉伸性能測試；截取橫截面圓盤狀試樣，按標準GB/T230.1—2018《金屬材料洛氏硬度試驗第1部分：試驗方法》進行硬度測試。拉伸力學性能和硬度測試結果見表2。由表2可知，U型螺栓的力學性能符合10.9級螺栓技術要求。

表2 力學性能測試結果

2.5 金相組織

在U型螺栓斷口處取樣進行金相組織觀察。U型螺栓基體組織為回火索氏體，見圖5(a)，按標準GB/T 13320—2007評定為2級，符合技術要求。按標準GB/T 10561—2005中ASTM評級圖，可評定斷口區域的非金屬夾雜物為A0.5、D0.5，其含量較少，未見異常。

螺紋表面存在深度為8～15 μm的網狀黑色組織，在網狀黑色組織前端有一層很薄的鐵素體層，同時存在不完全脫碳層，見圖5(b)。螺紋未脫碳層高度約為E=0.8 mm，大于螺紋未脫碳層的最小高度要求(Emin=0.613 mm)。用載荷為100 g的維氏硬度計檢測黑色組織區域和基體材料的顯微硬度，分別為260和343 HV0.1。

(a)基體組織；(b)螺紋表面網狀黑色組織

2.6 SEM分析

圖6為螺紋表面黑色組織的SEM形貌。黑色組織主要分布在晶界中，呈不連續的網狀結構，見圖6(a)。圖6(b)為黑色組織的高倍組織形貌，可見其并未完全占據晶界，而是占據相鄰幾條晶界向橫向或縱深發展、形成“團簇”狀的非連續結構，向內擴展深度為8～15 μm。在每個黑色團簇組織上部都有1條或多條延伸至螺栓表面的擴散通道，如圖6(c)和6(d)所示。

(a)低倍形貌；(b)、(c)、(d)高倍形貌

圖7為黑色團簇組織的EDS分析結果，其氧含量高達42at.%，同時Cr、Mn、Si等合金元素的含量也相對較高，可知該黑色組織為Cr、Mn、Si的復合氧化物。

圖7 黑色組織的EDS分析結果

3 分析與討論

擠壓痕跡表明，服役過程中U型螺栓松動并與板簧發生相對運動，U型螺栓受到周期性的沖擊作用。斷裂失效的U型螺栓的化學成分符合技術要求，斷口附近無異常的夾雜物，抗拉強度、屈服強度和洛氏硬度測試結果均符合10.9級螺栓的技術要求，表明螺栓失效的原因并非原材料化學成分偏差或力學性能不足。螺栓金相組織正常，螺紋部位出現不完全脫碳現象，螺紋未脫碳層高度大于螺紋未脫碳層的最小高度要求，符合技術要求。螺紋根部表面存在深度為8～15 μm的網狀黑色組織和一層很薄的鐵素體層，顯微硬度測試結果顯示黑色組織區域硬度較基體硬度低83 HV0.1。SEM和EDS分析結果表明黑色組織為Cr、Mn、Si的復合氧化物。

U型螺栓在調質處理時為避免脫碳，通常使用甲醇作為保護氣氛，但還是不可避免的會殘留CO2、O2、H2O等氧化性氣體。高溫下，鋼中的Si、Mn和Cr等元素比基體元素Fe更容易與CO2、O2、H2O等氧化性氣體反應，并在晶界處形成Cr、Mn、Si的復合氧化物，導致晶界附近基體中Cr、Mn、Si等合金元素貧化，降低晶界附近基體合金的淬透性，因此在網狀黑色組織(Cr、Mn、Si氧化產物)周圍的基體組織轉變為屈氏體黑色組織，保護氣氛碳勢低于零件表面含碳量，是造成表面脫碳的根本原因。氣氛氧分壓過高，促進表層黑色組織的形成。

綜上所述，U型螺栓斷裂起始于應力集中的螺紋底部，且在起始區域有數量較多的疲勞臺階。根據U型螺栓表面磕碰痕跡可知，車輛在運行一段時間后，U型螺栓發生松動，鋼板彈簧產生側向竄動，導致U型螺栓不斷受到鋼板彈簧的沖擊和擠壓，從而在U型螺栓的螺紋根部表面萌生疲勞裂紋。在顛簸、震蕩等作用下，不同平面的疲勞裂紋相繼擴展，形成有一定高度差的疲勞臺階。疲勞裂紋擴展過程中，不同的疲勞裂紋相互連接并繼續向內擴展形成較平坦的疲勞擴展區，最終，U型螺栓以多源的形式發生了疲勞斷裂。螺紋表面深度為8～15 μm的黑色組織，會導致脫碳和屈氏體生成，這在一定程度上降低了表面硬度，為裂紋源的萌生提供了條件，從而對U型螺栓的疲勞斷裂起到了促進作用。

4 結論和改善措施

通過對斷裂失效的U型螺栓的化學成分、金相組織、力學性能和斷口形貌等進行檢測和分析，研究了U型螺栓斷裂失效的原因、螺紋表面黑色組織的形成原因及其對螺栓斷裂失效的影響，并提出改善措施。

1)U型螺栓的失效模式為多源疲勞斷裂。

2)服役過程中U型螺栓發生松動，導致其受到周期性的沖擊應力作用，是發生U型螺栓斷裂的主要原因，表面脫碳和黑色組織對裂紋的萌生和擴展有一定的促進作用。

3)應合理控制保護氣氛碳勢，避免表面脫碳的產生(但同時注意不能造成表面增碳)。采用氧探頭和碳控儀的碳控系統精準控制碳勢，加大排氣量；保證加熱爐氣密性，減少空氣侵入爐膛，提高淬火冷卻能力和采用凈化后保護氣氛，可以減少黑色組織的產生。