陳成奎 邵亮 佟國棟 劉柯軍 張煒 李潤哲

（中國第一汽車集團有限公司研發(fā)總院，長春 130011）

1 前言

汽車螺旋彈簧主要作用是承擔垂直載荷和減輕震動。它直接關系到汽車的平穩(wěn)性和人們乘車時的舒適性。為保證汽車的安全性和舒適性，螺旋彈簧在裝車前要進行耐久性試驗。

某螺旋彈簧在耐久試驗進行到約13 萬次后斷裂(設計要求30 萬次)，改進螺旋彈簧材料后再次試驗，試驗進行到約18 萬次斷裂，使用仍然不能滿足設計要求。于是通過對螺旋彈簧的結構特征、斷口進行分析以及內(nèi)在質(zhì)量檢測確定其疲勞裂紋源位置，并分析導致疲勞裂紋萌生的因素，針對這些因素進行生產(chǎn)工藝改進，使螺旋彈簧壽命滿足使用要求。

2 失效特征及斷口分析

耐久試驗中的螺旋彈簧在第二圈處發(fā)生斷裂，斷裂處表面沒有明顯的缺陷（圖1）。

圖1 斷裂螺旋彈簧形貌

螺旋彈簧斷口平齊，斷口與螺旋彈簧縱向垂直。如圖2 所示，斷口可分為3 部分，裂紋源區(qū)（Ⅰ）、剪切疲勞擴展區(qū)（Ⅱ）和扭轉剪切瞬斷區(qū)（Ⅲ）。其中裂紋源區(qū)（Ⅰ）位于螺旋彈簧內(nèi)側靠近表面處，所占面積最小。扭轉剪切瞬斷區(qū)在裂紋源區(qū)對側，是終斷區(qū)，所占面積最大，約占整個斷口的70%，這兩者之間是剪切疲勞擴展區(qū)（Ⅱ）。

圖2 螺旋彈簧斷口形貌

在SteREO Discoverry.V20 體式低倍顯微鏡下觀察Ⅰ區(qū)斷口，發(fā)現(xiàn)剪切疲勞起源處有一處微小的平坦區(qū)域，該平坦區(qū)域與剪切斷口平面呈45°左右，其形狀呈火炬形，下部靠近表面，上部與剪切疲勞擴展區(qū)相接（圖3～圖4）。

圖3 螺旋彈簧斷口Ⅰ區(qū)形貌

圖4 區(qū)中火炬形平坦區(qū)域形貌

進一步在ZEISS Merlin Compact 掃描電子顯微鏡下觀察螺旋彈簧剪切疲勞源區(qū)的形貌見圖5，由圖5 可知剪切疲勞起源處的火炬形平坦區(qū)域起源于表面，圖6 所示為該表面處的斷口形貌，斷口為沿晶斷口，晶粒較粗大，直徑約60 μm,在電鏡下測量該表面處沿晶斷口區(qū)域的厚度約120 μm。

圖5 中火炬形平坦區(qū)域電鏡下形貌

圖6 火炬形平坦區(qū)域起源處表面形貌

3 理化檢驗

3.1 元素含量檢驗

失效螺旋彈簧的元素含量檢測結果見表1，根據(jù)GB/T 4336—2016《碳素鋼和中低合金鋼多元素含量的測定火花放電原子發(fā)射光譜法(常規(guī)法)》＜第01 號修改單>其檢驗結果符合技術要求。

表1 螺旋彈簧元素含量檢驗結果及技術要求（質(zhì)量分數(shù)）%

3.2 硬度檢驗

根據(jù)GB/T 13298—2015《金屬顯微組織檢驗方法》，取失效螺旋彈簧不同部位的硬度檢驗結果為559 HV30、557 HV30、560 HV30，螺旋彈簧的技術要求為575～615 HV30，硬度符合技術要求。

3.3 金相組織檢驗

螺旋彈簧的基體組織為回火屈氏體（圖7），螺旋彈簧表面存在脫碳（圖8），其中總脫碳層深度為181 μm，全脫碳層深度為113 μm，根據(jù)JB/T 10416—2004《懸架用螺旋彈簧技術條件》規(guī)定，經(jīng)過淬火+回火處理的彈簧，單邊脫碳層深度不超過材料直徑的1%，本文中失效的螺旋彈簧直徑為Φ20 mm，單邊總脫碳層深度不應超過0.2 mm。因此脫碳層深度符合標準要求。

圖7 螺旋彈簧金相組織形貌

圖8 后螺旋彈簧表面脫碳層形貌

3.4 剪切疲勞起源處表面微觀組織檢驗

在螺旋彈簧剪切疲勞源區(qū)處沿彈簧縱向垂直于表面取樣，在Axio observer.A1m 金相顯微鏡下檢查剪切疲勞源區(qū)表面層的微觀組織形貌（圖9、圖10），該表面處為較粗大的鐵素體層，且在鐵素體表面層上有許多凹坑和微折疊，在鐵素體層內(nèi)有多處微裂紋，這些微裂紋起源于表面的凹坑和微折疊處，并向基體內(nèi)擴展，部分微裂紋貫徹整個鐵素體層。

圖9 剪切疲勞源區(qū)表面處的微觀組織形貌

圖10 剪切疲勞源區(qū)表面處的微觀組織形貌

4 分析與討論

a.剪切疲勞起源處的火炬形平坦區(qū)域與剪切斷口平面約呈45°，表明該火炬形平坦區(qū)域不是剪應力疲勞開裂區(qū)，而是正應力疲勞開裂區(qū)。而火炬形平坦區(qū)域起源于表面處，這說明螺旋彈簧真正的疲勞源區(qū)位于表面。根據(jù)圖5 火炬形平坦區(qū)域起源于表面沿晶區(qū)域?qū)?，其厚度約120 μm，這與螺旋彈簧表面全脫碳層深度113 μm 接近，這說明該表面沿晶區(qū)域?qū)泳褪侨撎紝?，從表面開始的剪切疲勞裂紋擴展到全脫碳層與基體過渡區(qū)（半脫碳層）時轉為正應力疲勞開裂，當正應力疲勞開裂到一定區(qū)域時又轉變?yōu)榧羟袘ζ诶^續(xù)擴展，最終導致扭轉剪切瞬間斷裂。

b.疲勞斷裂一般包括裂紋萌生、裂紋擴展和過載斷裂3 個階段，因此疲勞壽命長短取決于裂紋萌生和裂紋擴展。其中疲勞裂紋萌生的機理普遍認為是“侵入-擠出機制”，在交變應力作用下，金屬的局部區(qū)域分別發(fā)生多系滑移和單系滑移，并在表面形成原子尺寸的微觀“裂紋”[1-3]。試驗證明在循環(huán)應力下金屬表面上發(fā)生的塑性變形的局部區(qū)域不只是簡單地形成滑移臺階，而是形成一種稱作駐留滑移帶的缺陷。使金屬晶體原子之間的結合鍵遭到極大的破壞，從而產(chǎn)生疲勞裂紋源。本試驗中由于螺旋彈簧表面全脫碳層鐵素體硬度較低，后序的噴丸過程中在表面處形成較深的丸坑和微折疊，這些丸坑和微折疊處存在應力集中使裂紋的萌生階段大大縮短，甚至直接進入裂紋擴展階段。

c.裂紋萌生以后，當裂紋尖端塑性變形區(qū)在幾個晶粒直徑內(nèi)時，裂紋沿著剪切應力平面擴展，直到遇到障礙物，如晶界、夾雜物或珠光體區(qū)[4]。由于螺旋彈簧表面有全脫碳層，且全脫碳層鐵素體組織粗大，因此適合微裂紋擴展。本案例中從表面開始的剪切裂紋擴展到脫碳層與基體過渡區(qū)轉為正應力疲勞開裂，這個現(xiàn)象也證明了鐵素體利于剪切裂紋擴展，屈氏體阻礙剪切裂紋擴展。

d.綜上所述，雖然螺旋彈簧表面脫碳層深度符合JB/T 10416—2004《懸架用螺旋彈簧技術條件》要求，但是表面較粗大的鐵素體全脫碳層以及噴丸后在其上產(chǎn)生的丸坑和微折疊，對需要在高應力下工作的螺旋彈簧來說危害極大。是導致螺旋彈簧早期疲勞斷裂的主要原因。所以解決螺旋彈簧斷裂的主要措施是消除表面全脫碳層。

5 改進效果

通過改進螺旋彈簧熱處理工藝，將加熱保溫+淬火+回火改為高頻淬火+回火，解決了表面脫碳問題。圖11 所示為改進熱處理工藝后的螺旋彈簧表面微觀組織形貌，表面無脫碳。

圖11 改進熱處理工藝后的螺旋彈簧表面微觀組織形貌

對改進后的螺旋彈簧進行耐久試驗，試驗次數(shù)超過80 萬次未斷裂。表2 是熱處理改進前后兩次螺旋彈簧耐久試驗結果。

表2 熱處理改進前后兩次螺旋彈簧耐久試驗結果

6 結論

a.從本次試驗結果看，螺旋彈簧表面有粗大的全脫碳鐵素體層，由于鐵素體硬度低，在后序噴丸過程中，導致鐵素體變形產(chǎn)生丸坑并在晶界處產(chǎn)生微折疊，是導致螺旋彈簧早期疲勞斷裂的主要原因。

b.螺旋彈簧表面的全脫碳鐵素體層以及其上的丸坑和微折疊對疲勞壽命的影響，主要表現(xiàn)為在丸坑和微折疊處產(chǎn)生應力集中，同時微折疊本身即是裂紋，使疲勞裂紋萌生階段大大縮短，甚至直接進入裂紋擴展階段。

c.對那些需要在高應力下工作的螺旋彈簧，有必要對彈簧表面全脫碳層厚度及晶粒度進行嚴格規(guī)定。