52CrMoV4鋼屬于Cr-V系彈簧鋼,向鋼中添加Mo、V元素可以使其耐磨性增強(qiáng)、過熱敏感性降低、強(qiáng)度和韌性提高。該合金具有優(yōu)良的力學(xué)性能,疲勞強(qiáng)度和屈服比均較高,屬于優(yōu)質(zhì)的彈簧合金鋼,適用于制造承受大應(yīng)力的導(dǎo)向臂、彈簧、扭桿等部件[1-4]。彈簧裝置是車輛的重要部件,具有緩和沖擊、使車輛平穩(wěn)運行的作用,對于保障車輛安全運行具有十分重要的作用,彈簧裝置在工作過程中主要承受交變載荷,導(dǎo)向臂是其重要承載元件,需對導(dǎo)向臂開展疲勞壽命考核試驗[5]。

導(dǎo)向臂的主要生產(chǎn)工藝流程為：鋸切下料→加熱→雙邊軋制→彎頭（加熱）→卷耳（加熱）→熱處理（淬火+回火）→噴丸處理。某52CrMoV4鋼導(dǎo)向臂在疲勞壽命試驗過程中出現(xiàn)早期斷裂現(xiàn)象,疲勞試驗加載方式如圖1所示,導(dǎo)向臂兩端固定,中間加載,沿加載方向先加載滿載荷的1.8倍（15887.5 N）,再按振幅±14215 N進(jìn)行動載荷耐久試驗,試驗頻率為1.0Hz,目標(biāo)壽命不小于14萬次。斷裂導(dǎo)向臂的循環(huán)周次為86703次。導(dǎo)向臂斷裂位置外觀如圖2所示,斷裂位置距離卷耳中心180mm,斷裂位置厚度為16.5mm。筆者對斷裂導(dǎo)向臂進(jìn)行一系列理化檢驗分析,并提出相應(yīng)的改進(jìn)建議,以避免該類問題再次發(fā)生。

圖 1疲勞試驗加載方式示意

圖 2導(dǎo)向臂斷裂位置外觀

1. 理化檢驗

1.1 宏觀觀察

斷裂導(dǎo)向臂的宏觀形貌如圖3所示,按照導(dǎo)向臂疲勞試驗裝夾方式,規(guī)定施加載荷的一面為上表面,另一面為下表面。由圖3可知：導(dǎo)向臂斷裂位置上表面斷口比較平齊,下表面斷口比較粗糙,上、下表面均未見明顯損傷；導(dǎo)向臂截面厚度呈漸變趨勢,斷裂處截面厚度較?。粚?dǎo)向臂成型后轉(zhuǎn)角處兩側(cè)局部存在車削加工,一側(cè)加工量較大,另一側(cè)加工量較小,兩側(cè)在結(jié)構(gòu)上不對稱。

圖 3斷裂導(dǎo)向臂的宏觀形貌

導(dǎo)向臂斷口宏觀形貌如圖4所示。由圖4可知：導(dǎo)向臂發(fā)生橫向斷裂,斷口比較粗糙,無明顯塑性變形；斷口分為裂紋源區(qū)、疲勞擴(kuò)展區(qū)、瞬斷區(qū),圖4a)虛線框以內(nèi)為裂紋源區(qū)與疲勞擴(kuò)展區(qū)；裂紋起源于導(dǎo)向臂下表面,呈多源、線源特征,源區(qū)未見明顯損傷與冶金缺陷,擴(kuò)展區(qū)可見明顯放射棱線、疲勞弧線特征,瞬斷區(qū)位于上表面與右側(cè)；從整個斷口起源來看,源區(qū)分布不對稱,斷口左側(cè)靠近邊緣存在1處獨立起始的疲勞區(qū),右側(cè)靠近端面處均為瞬斷區(qū),未見獨立起源于右側(cè)下表面的疲勞區(qū)。

圖 4導(dǎo)向臂斷口宏觀形貌

1.2 化學(xué)成分分析

斷裂導(dǎo)向臂的化學(xué)成分分析結(jié)果如表1所示。由表1可知：斷裂導(dǎo)向臂的化學(xué)成分符合技術(shù)要求。

1.3 金相檢驗

在導(dǎo)向臂橫截面上截取金相試樣,將試樣置于光學(xué)顯微鏡下觀察,試樣的顯微組織形貌如圖5所示。由圖5可知：試樣的組織為回火屈氏體+少量貝氏體,按照J(rèn)B 3782—1984《汽車鋼板彈簧 金相檢驗標(biāo)準(zhǔn)》,判定為4級組織,組織基本正常,滿足技術(shù)要求。

圖 5導(dǎo)向臂顯微組織形貌

導(dǎo)向臂表面脫碳層的微觀形貌如圖6所示。由圖6可知：導(dǎo)向臂上表面脫碳層最厚約為196μm,下表面脫碳層最厚約為195μm,脫碳層局部可見鐵素體,導(dǎo)向臂兩側(cè)端面也可見明顯氧化脫碳層,脫碳層厚度約為140μm；導(dǎo)向臂轉(zhuǎn)角部位脫碳更嚴(yán)重,脫碳層厚度約為359μm。

圖 6導(dǎo)向臂表面脫碳層的微觀形貌

1.4 硬度測試

按照ASTM E384-22 《材料顯微壓痕硬度的標(biāo)準(zhǔn)試驗方法》對導(dǎo)向臂基體以及上、下表面脫碳層進(jìn)行顯微維氏硬度測試,結(jié)果如表2所示。由表2可知：基體平均硬度為411 HV0.5,按照ASTM E140-12B(2019)e1《標(biāo)準(zhǔn)金屬硬度換算表》,洛氏硬度為42 HRC,滿足技術(shù)要求（41.5~46 HRC）；下表面脫碳層平均硬度為300 HV0.5,上表面脫碳層平均硬度約305 HV0.5,脫碳層硬度比基體硬度低約100 HV0.5。

1.5 掃描電鏡(SEM)分析

斷口SEM形貌如圖7所示。由圖7可知：斷口呈多源、線源起始特征,源區(qū)未見冶金缺陷,擴(kuò)展區(qū)可見放射棱線與疲勞條帶特征,瞬斷區(qū)呈韌窩+解理特征,可見解理小平面,瞬斷區(qū)剪切唇呈剪切韌窩特征。

圖 7斷口SEM形貌

2. 綜合分析

綜合上述理化檢驗結(jié)果可知：導(dǎo)向臂斷裂呈多源、線源特征,斷裂起始于導(dǎo)向臂下表面,源區(qū)未見冶金缺陷與加工損傷,擴(kuò)展區(qū)可見疲勞條帶、疲勞弧線以及擴(kuò)展棱線,屬于低周疲勞斷裂,斷裂位置應(yīng)力水平較高。從疲勞試驗的加載形式來看,相較上表面,導(dǎo)向臂下表面承受的彎曲載荷較大,且導(dǎo)向臂斷裂處承載截面的厚度較薄,該處為結(jié)構(gòu)薄弱部位。

該導(dǎo)向臂表面存在氧化與脫碳,下表面源區(qū)較厚的脫碳層深度約為195μm。脫碳是含碳合金與其表面接觸的介質(zhì)發(fā)生一種或多種化學(xué)反應(yīng),使近表面發(fā)生碳損失的現(xiàn)象。在高溫下,鋼中的碳原子擴(kuò)散至材料表面,與氧元素或其他元素結(jié)合,造成材料表面碳原子流失,而表面與亞表面之間形成濃度梯度,不斷驅(qū)動亞表面的碳原子向表面流動擴(kuò)散,最終導(dǎo)致材料的近表面區(qū)域形成了部分脫碳、完全脫碳等不同程度的脫碳區(qū)域[6]。脫碳會導(dǎo)致材料近表面組織和性能惡化,脫碳層硬度較基體低,表面強(qiáng)度低,從而導(dǎo)致材料疲勞強(qiáng)度下降。研究表明,彈簧鋼表面脫碳0.1mm,就會使其疲勞強(qiáng)度明顯下降,特別是彈簧鋼表面出現(xiàn)鐵素體,疲勞強(qiáng)度可下降50%,而且隨著脫碳層深度的增大,疲勞強(qiáng)度會進(jìn)一步降低[7-8]。因此,加強(qiáng)熱處理過程中氧化與脫碳的控制至關(guān)重要。

根據(jù)導(dǎo)向臂的制造工藝,其表面經(jīng)過噴丸處理。噴丸是一種表面強(qiáng)化工藝,一方面通過噴丸改善表面狀態(tài),打斷加工刀痕,另一方面生成壓應(yīng)力,實現(xiàn)表面強(qiáng)化,從而使疲勞裂紋萌生位置遷移到亞表面,延長零件的疲勞壽命[9]。但該斷裂導(dǎo)向臂的斷口起源于表面,而非亞表面,近表面組織存在脫碳,且表面硬度整體較低,未見到表面噴丸硬化層,說明本次試驗的導(dǎo)向臂表面并未形成有效強(qiáng)化層,零件側(cè)面可見完整的氧化脫碳,說明噴丸未能完全覆蓋導(dǎo)向臂。一般情況下,噴丸層的有效深度約為0.1~0.4mm,而零件表面存在深度為0.14~0.37mm的脫碳層,導(dǎo)致零件不能有效生成噴丸強(qiáng)化層。說明需要控制脫碳層深度,才可能實現(xiàn)有效噴丸強(qiáng)化。

從整個斷口起源來看,源區(qū)分布不對稱,斷口左側(cè)端面處存在1處獨立起始的疲勞區(qū),右側(cè)端面處均為瞬斷區(qū),未見獨立起源于右側(cè)下表面的疲勞區(qū),形成該斷口的原因有：導(dǎo)向臂成形后因局部存在車削加工,一側(cè)加工量較大,另一側(cè)加工量較小,兩側(cè)在結(jié)構(gòu)上對稱性略差,導(dǎo)致在試驗過程中出現(xiàn)偏載或扭轉(zhuǎn)載荷；導(dǎo)向臂下表面因噴丸處理,脫碳層厚度不均,尤其是轉(zhuǎn)角位置脫碳層較深（370μm）,導(dǎo)致局部硬度偏低,抗疲勞能力較弱,易于在深度大的脫碳區(qū)率先開裂,引起受力不均衡,導(dǎo)致實際加載時出現(xiàn)扭轉(zhuǎn)偏載。

3. 結(jié)論及建議

導(dǎo)向臂發(fā)生了疲勞斷裂,源區(qū)位于導(dǎo)向臂下表面,呈多源、線源起始特征,源區(qū)未見冶金缺陷與加工損傷；導(dǎo)向臂表面存在脫碳層,脫碳層硬度偏低、抗疲勞能力下降是導(dǎo)向臂發(fā)生早期疲勞斷裂的主要原因。導(dǎo)向臂表面未形成有效的噴丸強(qiáng)化層,影響了導(dǎo)向臂的疲勞強(qiáng)度,促進(jìn)了導(dǎo)向臂發(fā)生斷裂。

建議加強(qiáng)導(dǎo)向臂熱處理過程中的氣氛控制,控制零件表面的氧化與脫碳,可通過吹砂將少量脫碳層在尺寸公差范圍內(nèi)去除,實際使用狀態(tài)表面最好無脫碳層。控制導(dǎo)向臂表面噴丸強(qiáng)化工藝,確保表面噴丸全覆蓋,實現(xiàn)表面強(qiáng)化。

文章來源——材料與測試網(wǎng)