汽车车轴管疲劳寿命偏低原因分析与改进

2024-02-27赵波廖德勇刘祥吴红王善宝袁琴解德刚

鞍钢技术 2024年1期

赵波，廖德勇，刘祥，吴红，王善宝，袁琴，解德刚

（1.海洋装备用金属材料及其应用国家重点实验室，辽宁鞍山 114009；2.鞍钢集团钢铁研究院，辽宁鞍山 114009）

随着我国汽车产量的不断增加，汽车车轴管需求量也日益增大。半挂汽车因其具有快捷、迅速、流动性强的运输特点而得到迅猛发展，半挂汽车车轴用无缝钢管的使用量也快速增加［1］。由于车轴在服役过程中除承受牵引力外，还承受弯矩和交变载荷的作用，因此对其性能要求较高，必须具有高强性和高韧性［2-4｛。SAE1527 是ASTM A29 标准中的牌号，属于低合金结构钢，可用于半挂汽车车轴管。由于其具有较好的渗碳和淬透性、优良的耐磨性和强韧性、较好的低温冲击韧性等，在汽车零部件的制造中得到广泛应用。传统加工工艺往往采用分段式加工，即用钢板弯成方管后，两头再焊接轴头，工艺复杂且焊接缺陷较多。而整体式车轴管与焊接式车桥相比，工艺具有流线连续、成本低、重量轻、刚性好、疲劳强度高、成型和热处理一致性好、承载能力强等优点，既节约了钢铁原材料，又降低了加工成本，属于低碳环保型产品，已成为整体后桥车轴成形工艺的重要发展方向［5］。车轴是关键承载部件，其断裂破坏直接危害到运输安全，车轴损伤具有很强的隐蔽性和突然性，给国家财产和人民安全带来巨大的损失和灾难，而在车轴损伤中，绝大部分是由疲劳损伤引起的。为了保证其使用的安全性和可靠性，车轴管在出厂前往往需要开展疲劳试验，对未达到设计疲劳寿命的钢管予以分析研究并及时改进。

1 车轴管疲劳断裂的基本情况

某厂生产的Φ178 mm×9 mm 规格SAE1527无缝钢管经用户二次成型成方管后热处理，其冶炼及加工主要流程为：铁水预处理→转炉冶炼→LF 炉精炼→方坯连铸→圆坯轧制→环形加热炉加热→穿孔→连轧→矫直→探伤等。之后用户经定尺锯切→轴管上机→中频加热→热挤压成型→轴管推方→整体调质→喷丸打砂等工序，成型后方管规格为150 mm×150 mm。进行整管疲劳试验后，发现其疲劳寿命偏低，未达到规定要求即发生断裂，因此对疲劳断裂后的试样进行断裂原因分析。方管疲劳断裂宏观图片见图1，裂纹延伸方向垂直于钢管轴向方向，裂纹较平直，长度超过30 cm，在方管角部裂纹较宽。

图1 方管疲劳断裂宏观图片Fig.1 Macroscopic Images of Fatigue Fractures of Square Tubes

2 断裂试样化检验分析

2.1 化学成分分析

采用ICP 化学法对钢管成分进行了分析，SAE1527 钢化学成分见表1，可见各元素含量均符合SAE1527 钢技术要求。

表1 SAE1527 钢化学成分（质量分数）Table 1 Chemical Compositions in SAE1527 Steel（Mass Fraction）%

2.2 力学性能检验

在方管裂纹附近未开裂位置取样进行力学性能检验。拉伸试样采用Φ8.9 mm 的纵向圆拉力，拉伸设备为Zwick/Roell Z600。取10 mm×7.5 mm×55 mm 纵向冲击试样，在PIT752H-3 冲击试验机上进行了常温冲击检验，力学性能结果如表2 所示，由表2 可见，该试样的拉伸性能虽满足要求，但屈服强度及抗拉强度均偏下限，余量不足。冲击性能良好，满足用户要求。

表2 力学性能Table 2 Mechanical Properties

2.3 夹杂物分析

夹杂物对材料疲劳性能的影响尤其重要。非金属夹杂物或其他脆性相若处于材料的表面时，他们与基体相交的界面往往起到类裂纹作用，疲劳裂纹由此扩展，并导致疲劳断裂［6］。同时，非金属夹杂物会破坏金属的连续性和致密性，造成应力集中，会降低钢的力学性能及加工性能［7］。因此，对样品进行夹杂物分析尤为重要。根据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》，参照附录A（规范性附录）进行夹杂物评定，在试样断口附近取纵向金相试样，抛光态下观察其夹杂物形态及评级，见图2。由图2 可以看出，所取的金相试样中主要夹杂物为A 类硫化物夹杂及DS 类单颗粒球状夹杂。A类夹杂物等级为1.5 级，DS 类夹杂物等级为0.5级，夹杂等级满足标准要求，未发现大尺寸夹杂物存在。

图2 SAE1527 钢夹杂物形态及评级Fig.2 Inclusion Morphology of SAE1527 Steel and Grading for Inclusions

2.4 断口形貌观察

在疲劳开裂较宽处取断口试样，通过SUPRA55 场发射扫描电镜对试样断口进行了微观形貌观察及能谱分析，分别见图3、图4。由图3 发现，裂纹经过多次循环反复拉压应力作用，引起断口表面摩擦，断口较为平坦，断口处可见疲劳条纹，并有二次细小裂纹生成，表明疲劳裂纹扩展过程中伴随着脆性开裂［8］。由图4 发现，在其断裂面上未发现明显夹杂物。可知，夹杂物不是引起该试样疲劳断裂的主要原因。

图3 断口SEM 形貌Fig.3 SEM Morphology of Fracture Surface

图4 断口面扫描能谱分析Fig.4 Analysis on Fracture Surface by Scanning Energy Spectrum

2.5 金相组织观察

由于钢管推方后采取了调质热处理工艺，因此其常规组织应为回火索氏体组织。对方管裂纹附近区域取金相试样，经磨制抛光后用4%硝酸酒精腐蚀，进行微观组织观察，观察位置分为钢管内壁、钢管中间壁、钢管外壁，试样金相组织如图5 所示。由图5 可以看出，钢管内壁及中间壁为索氏体+贝氏体+网状铁素体组织，钢管外壁为回火索氏体+少量贝氏体组织。钢管内、中、外壁金相组织存在明显差异，这与其热处理工艺有着重要关系，金相组织的不均匀性是引起其疲劳断裂的主要原因。

图5 钢管组织形貌500 倍Fig.5 500 Times Morphology of Microstructures in Steel Pipes

3 结果及讨论

从试样的金相组织可以看出，钢管内、中、外壁的金相组织存在较大差异，钢管外壁为索氏体+少量贝氏体，钢管内壁表面和中部出现了索氏体+贝氏体+网状铁素体组织，铁素体本身强度不高，而网状铁素体更是严重分割了基体，破坏了基体连续性，降低了钢的力学性能，引起钢管屈服强度和抗拉强度偏低。而且在疲劳扩展前沿，网状铁素体不但容易形成微裂纹，还会导致疲劳裂纹快速扩展，加速了断裂的过程，进而也引起疲劳试验中材料在较低的疲劳周次下即发生了断裂，降低材料疲劳使用寿命。特别是在方管角部，应力较为集中，若出现极其有害的网状铁素体，易在此处形成疲劳断裂源。同时，金相组织中出现的羽毛状上贝氏体为中温转变产物，其强韧性均不佳，对断裂性能危害较大［9］。上贝氏体及网状铁素体的产生，主要是在钢管淬火阶段冷却速度较慢或淬火加热温度较低造成，这说明钢管淬火效果不佳，淬火不足会导致材料在回火阶段无法全部形成回火索氏体，而是保留了回火贝氏体和网状铁素体，这也是钢管最终屈服强度和抗拉强度偏低的主要原因。

由于车轴实际生产时，热加工工序后必须对材料进行调质处理，而调质处理是通过改变材料的显微组织来影响其疲劳裂纹的扩展行为。因此材料采取调质工艺生产时，选择适当的淬火温度、淬火保温时间、回火温度、回火保温时间尤为重要，以期获得的马氏体完全转变为等轴晶，形成由细粒状渗碳体和等轴状铁素体构成的复相组织——典型的回火索氏体及少量贝氏体。由于高温回火后，组织中析出碳氮化物，析出物尺寸较小，不易对裂纹扩展产生直接影响，但其仍能阻碍和钉扎位错运动，从而延缓裂纹的扩展速率。同时，调质过程要控制钢的屈强比，减弱缺口敏感性，从而提高材料疲劳性能［10］。

通过对此次疲劳试验断裂试样的分析可以判定，此车轴管疲劳寿命偏低的主要原因是淬火温度不足或冷却速度较慢形成了不良组织。在此后的淬火生产过程中，生产厂确保了产品的淬火温度及冷却速度，适当提高淬火温度并加大冷却速度，避免贝氏体及铁素体生成，大大地提高了其疲劳寿命。同时，由于试样冲击性能余量较富足，而强度偏下限，适当降低了其回火温度，以提高其强度性能。