汽車車軸管疲勞壽命偏低原因分析與改進

趙波，廖德勇，劉祥，吳紅，王善寶，袁琴，解德剛

（1.海洋裝備用金屬材料及其應用國家重點實驗室，遼寧 鞍山 114009；2.鞍鋼集團鋼鐵研究院，遼寧 鞍山 114009）

隨著我國汽車產量的不斷增加，汽車車軸管需求量也日益增大。半掛汽車因其具有快捷、迅速、流動性強的運輸特點而得到迅猛發展，半掛汽車車軸用無縫鋼管的使用量也快速增加［1］。由于車軸在服役過程中除承受牽引力外，還承受彎矩和交變載荷的作用，因此對其性能要求較高，必須具有高強性和高韌性［2-4｛。SAE1527 是ASTM A29 標準中的牌號，屬于低合金結構鋼，可用于半掛汽車車軸管。由于其具有較好的滲碳和淬透性、優良的耐磨性和強韌性、較好的低溫沖擊韌性等，在汽車零部件的制造中得到廣泛應用。傳統加工工藝往往采用分段式加工，即用鋼板彎成方管后，兩頭再焊接軸頭，工藝復雜且焊接缺陷較多。而整體式車軸管與焊接式車橋相比，工藝具有流線連續、成本低、重量輕、剛性好、疲勞強度高、成型和熱處理一致性好、承載能力強等優點，既節約了鋼鐵原材料，又降低了加工成本，屬于低碳環保型產品，已成為整體后橋車軸成形工藝的重要發展方向［5］。車軸是關鍵承載部件，其斷裂破壞直接危害到運輸安全，車軸損傷具有很強的隱蔽性和突然性，給國家財產和人民安全帶來巨大的損失和災難，而在車軸損傷中，絕大部分是由疲勞損傷引起的。為了保證其使用的安全性和可靠性，車軸管在出廠前往往需要開展疲勞試驗，對未達到設計疲勞壽命的鋼管予以分析研究并及時改進。

1 車軸管疲勞斷裂的基本情況

某廠生產的Φ178 mm×9 mm 規格SAE1527無縫鋼管經用戶二次成型成方管后熱處理，其冶煉及加工主要流程為：鐵水預處理→轉爐冶煉→LF 爐精煉→方坯連鑄→圓坯軋制→環形加熱爐加熱→穿孔→連軋→矯直→探傷等。之后用戶經定尺鋸切→軸管上機→中頻加熱→熱擠壓成型→軸管推方→整體調質→噴丸打砂等工序，成型后方管規格為150 mm×150 mm。進行整管疲勞試驗后，發現其疲勞壽命偏低，未達到規定要求即發生斷裂，因此對疲勞斷裂后的試樣進行斷裂原因分析。方管疲勞斷裂宏觀圖片見圖1，裂紋延伸方向垂直于鋼管軸向方向，裂紋較平直，長度超過30 cm，在方管角部裂紋較寬。

圖1 方管疲勞斷裂宏觀圖片Fig.1 Macroscopic Images of Fatigue Fractures of Square Tubes

2 斷裂試樣化檢驗分析

2.1 化學成分分析

采用ICP 化學法對鋼管成分進行了分析，SAE1527 鋼化學成分見表1，可見各元素含量均符合SAE1527 鋼技術要求。

表1 SAE1527 鋼化學成分（質量分數）Table 1 Chemical Compositions in SAE1527 Steel（Mass Fraction）%

2.2 力學性能檢驗

在方管裂紋附近未開裂位置取樣進行力學性能檢驗。拉伸試樣采用Φ8.9 mm 的縱向圓拉力，拉伸設備為Zwick/Roell Z600。取10 mm×7.5 mm×55 mm 縱向沖擊試樣，在PIT752H-3 沖擊試驗機上進行了常溫沖擊檢驗，力學性能結果如表2 所示，由表2 可見，該試樣的拉伸性能雖滿足要求，但屈服強度及抗拉強度均偏下限，余量不足。沖擊性能良好，滿足用戶要求。

表2 力學性能Table 2 Mechanical Properties

2.3 夾雜物分析

夾雜物對材料疲勞性能的影響尤其重要。非金屬夾雜物或其他脆性相若處于材料的表面時，他們與基體相交的界面往往起到類裂紋作用，疲勞裂紋由此擴展，并導致疲勞斷裂［6］。同時，非金屬夾雜物會破壞金屬的連續性和致密性，造成應力集中，會降低鋼的力學性能及加工性能［7］。因此，對樣品進行夾雜物分析尤為重要。根據GB/T 10561－2005《鋼中非金屬夾雜物含量的測定標準評級圖顯微檢驗法》，參照附錄A（規范性附錄）進行夾雜物評定，在試樣斷口附近取縱向金相試樣，拋光態下觀察其夾雜物形態及評級，見圖2。由圖2 可以看出，所取的金相試樣中主要夾雜物為A 類硫化物夾雜及DS 類單顆粒球狀夾雜。A類夾雜物等級為1.5 級，DS 類夾雜物等級為0.5級，夾雜等級滿足標準要求，未發現大尺寸夾雜物存在。

圖2 SAE1527 鋼夾雜物形態及評級Fig.2 Inclusion Morphology of SAE1527 Steel and Grading for Inclusions

2.4 斷口形貌觀察

在疲勞開裂較寬處取斷口試樣，通過SUPRA55 場發射掃描電鏡對試樣斷口進行了微觀形貌觀察及能譜分析，分別見圖3、圖4。由圖3 發現，裂紋經過多次循環反復拉壓應力作用，引起斷口表面摩擦，斷口較為平坦，斷口處可見疲勞條紋，并有二次細小裂紋生成，表明疲勞裂紋擴展過程中伴隨著脆性開裂［8］。由圖4 發現，在其斷裂面上未發現明顯夾雜物?？芍?，夾雜物不是引起該試樣疲勞斷裂的主要原因。

圖3 斷口SEM 形貌Fig.3 SEM Morphology of Fracture Surface

圖4 斷口面掃描能譜分析Fig.4 Analysis on Fracture Surface by Scanning Energy Spectrum

2.5 金相組織觀察

由于鋼管推方后采取了調質熱處理工藝，因此其常規組織應為回火索氏體組織。對方管裂紋附近區域取金相試樣，經磨制拋光后用4%硝酸酒精腐蝕，進行微觀組織觀察，觀察位置分為鋼管內壁、鋼管中間壁、鋼管外壁，試樣金相組織如圖5 所示。由圖5 可以看出，鋼管內壁及中間壁為索氏體+貝氏體+網狀鐵素體組織，鋼管外壁為回火索氏體+少量貝氏體組織。鋼管內、中、外壁金相組織存在明顯差異，這與其熱處理工藝有著重要關系，金相組織的不均勻性是引起其疲勞斷裂的主要原因。

圖5 鋼管組織形貌500 倍Fig.5 500 Times Morphology of Microstructures in Steel Pipes

3 結果及討論

從試樣的金相組織可以看出，鋼管內、中、外壁的金相組織存在較大差異，鋼管外壁為索氏體+少量貝氏體，鋼管內壁表面和中部出現了索氏體+貝氏體+網狀鐵素體組織，鐵素體本身強度不高，而網狀鐵素體更是嚴重分割了基體，破壞了基體連續性，降低了鋼的力學性能，引起鋼管屈服強度和抗拉強度偏低。而且在疲勞擴展前沿，網狀鐵素體不但容易形成微裂紋，還會導致疲勞裂紋快速擴展，加速了斷裂的過程，進而也引起疲勞試驗中材料在較低的疲勞周次下即發生了斷裂，降低材料疲勞使用壽命。特別是在方管角部，應力較為集中，若出現極其有害的網狀鐵素體，易在此處形成疲勞斷裂源。同時，金相組織中出現的羽毛狀上貝氏體為中溫轉變產物，其強韌性均不佳，對斷裂性能危害較大［9］。上貝氏體及網狀鐵素體的產生，主要是在鋼管淬火階段冷卻速度較慢或淬火加熱溫度較低造成，這說明鋼管淬火效果不佳，淬火不足會導致材料在回火階段無法全部形成回火索氏體，而是保留了回火貝氏體和網狀鐵素體，這也是鋼管最終屈服強度和抗拉強度偏低的主要原因。

由于車軸實際生產時，熱加工工序后必須對材料進行調質處理，而調質處理是通過改變材料的顯微組織來影響其疲勞裂紋的擴展行為。因此材料采取調質工藝生產時，選擇適當的淬火溫度、淬火保溫時間、回火溫度、回火保溫時間尤為重要，以期獲得的馬氏體完全轉變為等軸晶，形成由細粒狀滲碳體和等軸狀鐵素體構成的復相組織——典型的回火索氏體及少量貝氏體。由于高溫回火后，組織中析出碳氮化物，析出物尺寸較小，不易對裂紋擴展產生直接影響，但其仍能阻礙和釘扎位錯運動，從而延緩裂紋的擴展速率。同時，調質過程要控制鋼的屈強比，減弱缺口敏感性，從而提高材料疲勞性能［10］。

通過對此次疲勞試驗斷裂試樣的分析可以判定，此車軸管疲勞壽命偏低的主要原因是淬火溫度不足或冷卻速度較慢形成了不良組織。在此后的淬火生產過程中，生產廠確保了產品的淬火溫度及冷卻速度，適當提高淬火溫度并加大冷卻速度，避免貝氏體及鐵素體生成，大大地提高了其疲勞壽命。同時，由于試樣沖擊性能余量較富足，而強度偏下限，適當降低了其回火溫度，以提高其強度性能。

4 結論

（1） SAE1527 車軸管疲勞壽命偏低的主要原因是熱處理工藝不合理，形成了網狀鐵素體及貝氏體組織，進而造成了屈服強度偏低。

（2） 在嚴格控制鋼中夾雜物的前提下，保證產品的淬火溫度及冷卻速度，避免形成貝氏體和網狀鐵素體不良組織，以提高材料的疲勞壽命。