三柱槽壳杆部断裂分析

2017-03-20郑金松曹慧泉

失效分析与预防 2017年6期

高振，郑金松，方静，曹慧泉，黄勇

(万向钱潮股份有限公司技术中心，杭州 311215)

0 引言

等速驱动轴在汽车驱动系统中起着动力传输的作用，在运行过程中承受着较高的扭转、弯曲、冲击以及各种复合载荷，易产生扭转、弯曲和断裂失效[1-2]。三柱槽壳作为等速驱动轴总成中的重要零件之一，工作时承受极其复杂的交变载荷，主要的失效模式有杆部断裂和内腔磨损等[3]。等速驱动轴在新车下线并进行驻车上坡测试时，三柱槽壳杆部发生断裂。三柱槽壳材质为CF53，主要生产工艺为：下料→精锻→机加工→中频感应淬回火→校直→回火。其中校直工序是细长杆件加工过程中的重要工艺之一，校直产生的残余应力的降低与消除对工件十分重要。本研究通过对失效件进行综合分析，确定断裂原因，有助于减少和预防同类零部件产品的失效重复发生，保障产品质量。

1 检验与分析

1.1 断口宏观形貌分析

三柱槽壳杆部断裂部位如图1箭头所示，材料整体无明显变形。断口呈银灰金属色，如图2所示。

图2中箭头所指区域为放射条纹的收敛处，该区域为裂纹源位置，裂纹的扩展始于杆部亚表面淬硬层区域，由裂纹源为起点以放射状的形态延伸，然后沿人字纹特征向两侧环形扩展，汇合于图2中A处平面起伏较大的台阶区域。断口心部为最终断裂区，心部的承载能力较低，裂纹扩展时间短，在断裂过程中塑性变形较大。

图1 失效件断裂部位Fig.1 Failure part

图2 断口宏观形貌 Fig.2 Macro morphology of the fracture

1.2 断口微观形貌分析

对断口进行扫描电镜观察分析,断口形貌如图3所示。断口裂纹源位置低倍形貌如图3a所示，可观察到明显放射条纹，条纹收敛处裂纹源区主要为磨损形貌(图3b)。断口淬硬层区域主要为沿晶形貌，并观察到裂纹源区域存在多条沿晶裂纹，裂纹形态如图3c所示。图3d、图3e为断口淬硬层区域台阶处断口形貌，为磨损后的沿晶断口。断口心部终断区呈河流状花样，为典型解理形貌(图3f)。

1.3 化学成分分析

距失效件断口3 mm处取样，应用火花直读光谱仪进行化学成分分析，其分析结果见表1。由表1可知，该失效件的化学成分符合技术要求。

1.4 非金属夹杂物分析

垂直于断面，沿轴线切割断口，获得纵向截面磨制抛光后检测其非金属夹杂物，检测结果见表2。结果表明，断口附近除少量硫化物夹杂外，并无明显缺陷，冶金质量良好。

1.5 金相组织分析

在断口裂纹源位置沿轴线纵向取样，磨制抛光后用体积分数为4%的硝酸酒精溶液腐蚀，杆部感应淬回火马氏体组织按JB/T 9204—1999《钢件感应淬火金相检验》评判为较细马氏体4级，符合M3-M6技术要求(图4a)。失效件心部组织为珠光体+铁素体(图4b)。在光学显微镜下观察，发现在断口裂纹源区域分布着较多微裂纹，其主要沿晶界扩展，裂纹两侧未发现明显氧化脱碳现象(图4c)。

图3 三柱槽壳的断口微观形貌Fig.3 Fracture morphology of the housing表1 三柱槽壳化学成分 (质量分数 /%)Table 1 Chemical composition of the housing (mass fraction /%)

ItemCCrMnSiPSCuNiTestspecification0.52～0.57≤0.250.70～0.900.15～0.35≤0.035≤0.040≤0.25≤0.20Sample0.560.140.860.260.0050.0130.050.02

表2 三柱槽壳非金属夹杂物分析结果Table 2 Non-metallic inclusion analysis results of the housing

图4 杆部显微组织Fig.4 Microstructure of the rod

1.6 硬度及淬硬层深度分析

对三柱槽壳杆部的表面硬度和淬硬层深度进行检测，断口附近的表面硬度为HV 758(约HRC 62.5)，高于技术要求硬度上限值(HRC 62)，淬硬层深度为3.4 mm，符合技术要求2.5～5.0 mm。

1.7 残余应力分析

取同型号热处理后未校直、20次校直和30次校直的三柱槽壳各3件，在断口产生的相应位置处进行X射线表面残余应力测试，结果见表3。结果表明，三柱槽壳杆部表面校直前后均为压应力，校直后的试样残余应力值大于未校直试样，并且随校直次数的增加试样残余应力值呈升高趋势[4-5]。

表3 表面轴向残余应力测试结果Table 3 Testing results of surface axial residual stress MPa

2 分析与讨论

三柱槽壳失效件的化学成分、非金属夹杂物、金相组织和淬硬层深度均符合技术要求，但失效件表面硬度值高于技术要求。

综合该失效件断口的宏观和微观形貌分析，材料无原始裂纹和缺陷，在裂纹源附近淬硬层区域可观察到多条沿晶裂纹，与金相组织中观察到的结果一致。根据裂纹分布于淬硬层内部、沿晶分布、无明显氧化脱碳等特征及裂纹附近金相组织为较细马氏体，判定该处裂纹不属于淬火裂纹[6-8]。因此失效方式为沿晶开裂萌生，然后在使用过程中裂纹进一步扩展，最后过载断裂，呈脆性断裂特征。

失效件杆部表面硬度值偏高，说明其内应力和脆性较大[9]。内应力产生主要有两方面：一是淬火过程中因马氏体相变而引入以组织应力为主的残余应力，杆部淬硬层区域表现为压应力[1]；二是校直工序中工件受校直应力作用，与工件内部相变引起的压应力相叠加，导致杆部残余应力升高，高应力状态下易于引发裂纹[10]。另外，校直过程中引入的外力，使得杆部局部产生变形，残余应力进行重新分布，在使用过程中，残余应力处于松弛状态，杆部的稳定性和抗脆断能力降低。

经排查发现，工件热处理过程中回火炉内实际温度偏低，炉内实际温度低于技术要求值约25 ℃，杆部回火不充分，存在较大残余应力[11-12]。进而在校直工作应力作用下，杆部内应力增大，亚表面产生微裂纹，最终导致三柱槽壳杆部在使用过程中断裂。