车辆悬架螺旋弹簧断裂失效行为研究

张强宏，陈科仲，付扬帆，王长朋，陈大军，梅华生，刘正涛，代野，丛大龙

（1.西南技术工程研究所，重庆 400039；2.陆军装备部驻重庆地区军事代表局驻重庆地区第六军事代表室，重庆400052）

螺旋弹簧是车辆独立悬架的重要组成部分，是使车架与车桥弹性联系，并承受和传递垂直载荷，缓和及抑制车辆行驶冲击的关重件，其对车辆的行驶安全性、平稳性、舒适性起着重要作用。为强化螺旋弹簧表层，提高其疲劳寿命，进行喷丸处理是其后处理工艺中的标准工序之一[1-2]。因为螺旋弹簧需在反复高频、高扭矩、强冲击等恶劣工况下使用，长期服役过程中存在着较大的失效风险[3-6]。车辆悬架螺旋弹簧在弯曲变形台架中断裂，为判定其失效原因，文中通过分析其化学成分、硬度、金相组织、断口形貌等，研究失效螺旋弹簧的材质、力学性能、断裂形式等，进而分析其失效行为，并提出改进措施。

1 试验

1.1 试件

试件为大型车辆悬架螺旋弹簧，材质为中温回火55CrMn钢，试件表面喷丸处理后，喷涂黑色环氧树脂基耐蚀涂料，涂层厚度为15~30 μm。试件经85 000次的弯曲变形台架试验，发生断裂。

1.2 试验过程

参照 GB/T 20123—2006《钢铁总碳硫含量的测定高频感应炉燃烧后红外吸收法（常规方法）》[7]，采用HCS-140型高频红外碳硫分析仪，分析试件裂纹源临近区域的C、S元素含量。参照GB/T 20125—2006《低合金钢多元素含量的测定电感耦合等离子体原子发射光谱法》[8]，采用ARCOS型电感耦合等离子体发射光谱分析仪，分析试件裂纹源临近区域的Si、Mn、P、Cr、Ni、Cu元素含量。参照 GB/T 223.82—2018《钢铁氢含量的测定惰气脉冲熔融-热导或红外法》[9]，采用LECO-RHEN 602定氢仪，分析试件裂纹源临近区域表层及试件基体心部的H元素含量。

参照GB/T 228.1—2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》[10]，采用MTS万能试验拉伸机，测试同批随炉材料的强度与断后伸长率。参照GB/T 230.1—2018《金属材料洛氏硬度试验第1部分：试验方法》[11]，采用HR-150DT洛氏硬度计，测试试件基体心部硬度。

参照 GB/T 10561—2005《钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法》[12]，采用Observer.A1m型金相显微镜，在100倍放大条件下对裂纹源临近区域的非金属夹杂物进行评级。参照GB/T 6394—2017《金属平均晶粒度测定方法》[13]，采用 80 ℃饱和苦味酸溶液腐蚀试样 30 s后，用Observer.A1m型金相显微镜，在100倍放大条件下测定试样的晶粒度。采用4%硝酸酒精溶液腐蚀试样5~8 s，采用Observer.A1m型金相显微镜，分析试件的金相组织，并参照 GB/T 224—2008《钢的脱碳层深度测定法》[14]，对裂纹源临近区域的脱碳层深度进行测定。采用QUANTA 200扫描电镜，分析试件断口微观形貌。

2 试验结果

2.1 断口宏观形貌

试件断口的宏观形貌如图1所示。可见，断口分为明显的裂纹起始区、裂纹扩展区及最后瞬断区等3个区域。其中，裂纹起始于弯曲变形的内侧，呈放射状扩展，裂纹源有裂纹扩展相遇形成的台阶纹，裂纹起始面涂层完整，无撞击、划伤、磨损等痕迹。裂纹扩展区约占整个断口面积的 40%~50%，早期断裂形式为疲劳断裂。

图1 试件断口宏观形貌Fig.1 Macro-appearance of fracture area

2.2 化学成分

试件裂纹源临近区域化学成分检测结果见表1。可见，化学成分符合GB/T 33164.2—2016《汽车悬架系统用弹簧钢第 2部分：热轧圆钢和盘条》[15]中55CrMn材料的化学成分技术要求，材质中 P、S元素含量控制在极低水平，显示出优良的精炼水平。

表1 化学成分检测结果Tab.1 Chemical component test results%

2.3 氢含量

试件裂纹源临近区域表层及试件基体心部氢含量检测结果见表2。可见，氢含量在表层与心部无差异，均符合GB/T 33164.2—2016中55CrMn材料的氢含量技术要求。

表2 氢含量检测结果Tab.2 Hydrogen content test results3 mg/m

2.4 力学性能

同批随炉材料的强度与断后伸长率检测结果见表3。可见，抗拉强度、规定塑性延伸强度均符合GB/T 33164.2—2016中55CrMn材料的强度与韧性技术要求。断后伸长率虽符合GB/T 33164.2—2016规定，但其数值相对较低，显示材料韧性一般。

表3 力学性能检测结果Tab.3 Mechanical performance test results

试件基体心部硬度检测结果见表4。可见，硬度满足产品规定的55CrMn材料心部硬度42~49HRC的技术要求。

表4 硬度测试结果（HRC）Tab.4 Hardness test results (HRC)

2.5 非金属夹杂物及晶粒度

试件裂纹源处垂直于断口面的非金属夹杂物评定图见图2，该件心部平均晶粒度评定图见图3。依据图2对材料非金属夹杂物的评定结果见表5。可见，非金属夹杂物符合GB/T 33164.2—2016中55CrMn材料1组细系的非金属夹杂物技术要求。显示其非冶炼过程非金属夹杂控制良好。

表5 非金属夹杂物评定结果Tab.5 Non-metallic inclusion test results

图2 非金属夹杂物评定图Fig.2 Non-metallic inclusion assessment diagram

图3 平均晶粒度评定图Fig.3 Average grain size assessment diagram

通过图3与标准评级图对比，可知其晶粒度为8级，高于GB/T 33164.2—2016规定的6级要求，显示其冶炼与热处理等过程未导致晶粒异常长大。

2.6 金相组织及晶粒度

试件的金相组织如图4所示。由图4a可见，试件心部为回火屈氏体+极少量铁素体，组织均匀、细小[16]。由图4b可见，试件表层有轻微脱碳，脱碳层深度约0.08 mm，表层有较明显的喷丸凹坑。由图4c可见，表层有明显的伸向基体内侧的线性缺陷。结合其两侧脱碳不明显、无明显球状氧化物等特征，分析其应为多道次轧制过程形成的折叠缺陷[10]。折叠处金属被喷丸带出，而呈半脱落状态。由图4d可见，表层凹坑处有多处折叠，折叠末端有向心部延伸的细小裂纹。

图4 试件的金相组织Fig.4 Metallographic structure of fracture sample: a) core; b)-d) surface

2.7 能谱

能谱取样位置如图5所示，其中，A、B、C点均为折叠缺陷处，D点为钢基体。能谱分析结果见表6。可见，折叠缺陷处较钢基体 C元素含量略有升高，钢基体未检测出O元素，而折叠缺陷处均检测出 O元素，其中 C点 O元素的质量分数高达6.37%。沿着折叠缺陷也未检测出钢材成分以外的其他合金元素。分析认为，该折叠缺陷是因为前道次轧制中，高温加热过程在钢的表层产生过充满、划痕、沟状形状等缺陷导致的，为非外来夹杂造成的折叠缺陷[17]。

表6 能谱分析结果Tab.6 EDS test results%

图5 能谱分析取样位置Fig.5 Sampling positions of EDS test

2.8 断口微观形貌

试件断口的微观形貌如图6所示。由图6a可见，裂纹在弯曲变形的内侧表层凹坑内圆弧处萌生，裂纹源断口为撕裂和准解理的混合断裂形式，未发现原始裂纹及非金属夹杂，但有明显的凹陷、分层。由图6b可见，扩展区断口为准解理断裂，有典型的疲劳贝壳纹。由图6c、d可见，瞬断区断口以韧窝的韧性断裂为主，局部可见沿晶断裂特征及二次裂纹[18]。

图6 试件断口微观形貌Fig.6 Fracture micro topography of sample: a) crack source; b) crack expansion area; c)-d) instantaneous fracture area

图7为褪去漆膜后的断口形貌。可见，裂纹起始位置表面喷丸凹痕较深，凹痕边缘形成明显凸起棱边。

图7 褪漆后的断口形貌Fig.7 Fracture micro topography of sample without paints

3 分析与讨论

试件化学成分、氢含量等均符合 GB/T 33164.2—2016的规定。非金属夹杂物明显优于GB/T 33164.2—2016的 1组细系要求。钢基体金相组织为均匀、细小的回火屈氏体+极少量铁素体，组织未见异常。脱碳层深度约为0.08 mm，在GB/T 33164.2—2016的要求范围内，且实践表明，该脱碳层深度可满足使用要求。结合试件抗拉强度、规定塑性延伸强度、断后伸长率、基体硬度等性能指标，基本可排除材质成分、氢脆、热处理缺陷等导致失效的可能性。

试件断口裂纹扩展区约占整个断口面积的40%~50%，表明试件所受名义应力不大。断口未见明显疲劳台阶纹，显示并未发生应力幅剧烈变化的情形。因此，基本可排除试验过程异常导致的应力剧烈波动条件下的瞬时或短时破坏[19]。

台架试验过程中，试件弯曲变形的内侧所受的剪切应力最大。因此，该处表层一旦出现极为微小的缺陷，也会引起显著的应力集中，导致材料的晶格产生极大的扭曲破坏，形成疲劳核心，且随着应力的不断循环，该疲劳核心将逐渐扩展，最终造成疲劳断裂。分析认为，本试件虽然经喷丸处理，理论上，高速喷射钢丸冲击后，材料表面受冷加工作用而强化，且表面原始拉应力会被部分抵消，疲劳强度会有所增加[20-24]。但结合试件金相及断口微观形貌可知，试件表面仍有约0.08 mm的脱碳层，即脱碳层并未完全被喷丸清除。由此可以进一步推断，材料表面的其他原始缺陷也并未在喷丸工艺中被完全去除。此外，试件表面脱碳后的铁素体组织在喷丸过程中容易屈服变形，或形成局部脱落等，造成原始表面缺陷，即形成疲劳缺陷的可能性增高。此外，试件表面喷丸凹痕尺寸较大，且较深，在凹痕边缘形成明显的凸起棱边，而凸起棱边易引起局部应力集中，即具备了形成疲劳核心的条件。表层喷丸凹坑有多处折叠缺陷，折叠末端有向心部延伸的细小裂纹，推断认为，在较大的循环应力作用下，折叠缺陷端部存在明显的应力集中，进而产生裂纹源，即折叠的产生进一步增加了疲劳核心形成的可能性[25-27]。此外，考虑到试件断口裂纹扩展区为准解理断裂，最后断裂区为韧窝和沿晶的混合断裂，说明试件仍有一定的脆性倾向。在疲劳核心形成后，阻碍裂纹扩展的能力降低，最终，上述多因素共同导致试件在 85 000次的台架弯曲变形试验中发生断裂。

4 结论

1）试件弯曲变形内侧的剪切应力值最大，其表层一旦出现极为微小的缺陷，也会引起应力集中，从结构上看，其疲劳断裂风险大。

2）试件最后断裂区为韧窝和沿晶的混合断裂，试件断后伸长率虽满足国标技术要求，但仍较低，说明样品仍有一定的脆性。

3）喷丸并未完全去除脱碳层及表面的其他原始缺陷，表层形成疲劳缺陷的可能性增高。

4）喷丸造成表层存在较深的凹坑，凹坑边缘形成明显凸起棱边，引起应力集中。材料表层存在折叠缺陷，在较大的循环应力作用下，折叠缺陷端部，尤其是凹坑处折叠缺陷端部首先成为裂纹萌生点，在循环应力的作用下，早期裂纹持续扩展，最终导致疲劳断裂。

因试件喷丸所用钢丸直径较大，且喷丸压力较大，形成较大的凹痕和明显的凸起棱边，容易引起应力集中。因此可适当减小钢丸直径和喷丸力，并可适当增加喷丸过程的表层去除深度。因最后断裂区出现脆性断口，说明样品仍有一定的脆性，且试件抗拉强度、规定塑性延伸强度和硬度较高，而断后伸长率虽满足国标技术要求，但仍偏低。因此可适当调整热处理工艺，降低材料强度，提高材料韧性。将抗拉强度控制在 1250~1400 MPa，规定塑性延伸强度控制在1000~1200 MPa，使断后伸长率大于10%。改进轧制工艺，消除材料的折叠缺陷，加强材料缺陷检测。