汽车转向节断裂分析

张 兵，刘昌奎，孔志强，姜 涛

(1．中国航发北京航空材料研究院，北京100095;2．中国航发失效分析中心，北京100095;3．航空材料检测与评价北京市重点实验室，北京100095;4．材料检测与评价航空科技重点实验室，北京100095)

0 引言

自20世纪40年代氢脆被发现以来，它一直是严重威胁产品使用安全的重大问题。由于氢脆断裂具有突发性、难发现、破坏性大等特点，因此，一旦零件发生氢脆断裂，往往会造成十分严重的后果［1-3］。钢发生氢致脆性断裂并不一定是因为氢含量高，还与材料强度、应力集中和应变速率等因素有关，国内外已有一些研究，但并未引起人们的重视。

转向节是汽车转向桥上的主要零件之一，能够使汽车稳定行驶并灵敏传递行驶方向。作为连接汽车前梁和前轮的关键零件，转向节直接影响汽车的行驶方向，若发生断裂可能会引起严重的事故［4-5］。因此，对于转向节断裂展开失效分析，寻找失效原因，提出解决措施，具有重要意义。

汽车行驶1万多km后转向节发生断裂。转向节材质为40Cr，调质后机械加工而成，调质后硬度要求为HRC 27～32，轴承安装部位经过中频淬火，淬火深度要求为2～3 mm，淬火层硬度要求为HRC 45～52。本研究通过宏微观观察、金相组织检查、硬度测试、化学成分分析、以及氢含量测定，确定转向节的断裂性质和原因。

1 试验过程与结果

1．1 宏观观察

断裂转向节宏观形貌见图1，断裂位置位于轴承安装部位边缘。断口宏观形貌见图2，断口从外表面2个区域起源，均呈线源开裂特征，断面可见疲劳弧线特征，断口附近未见明显塑性变形。

图1 转向节宏观形貌Fig．1 Macro appearance of the steering knuckle

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

1．2 微观观察

断口经超声波清洗后在扫描电镜下进行微观形貌观察。断面1源区和扩展区均呈沿晶开裂特征，瞬断区呈韧窝+少量解理断裂特征(图3)。断面2也呈沿晶开裂特征(图4)。沿淬火部位的中间位置进行人工打断，人工断口呈韧窝+少量解理断裂特征。对断面1进行能谱成分分析，结果见表1。断面1除源区和扩展区局部可见微量的S元素外，未见其他腐蚀性元素。

1．3 金相组织检查

截取垂直于断口源区1的轴向截面试样并且从未淬火的安装臂处截取截面试样，磨抛腐蚀后进行金相组织检查。断口源区1附近、淬火部位表层及心部组织均为马氏体组织，未淬火的安装臂组织为回火索氏体(图6)。

图3 断面1微观形貌Fig．3 Microappearances of fracture 1

图4 断面2微观形貌Fig．4 Microappearance of fracture 2

1．4 硬度测试

截取垂直于断口源区1的轴向截面试样并且从未淬火的安装臂处截取截面试样，磨抛后进行显微硬度测试，结果见表2。断口源区附近以及淬火部分表层及心部硬度接近，约为HV 630～641，按GB/T 1172—1999《黑色金属硬度及强度换算值》转换成洛氏硬度，约为 HRC 56．5～57．0。

1．5 化学成分分析

从转向节安装臂处取化学试末进行化学成分分析，各元素含量均符合技术要求。

表1 断面1能谱分析结果(质量分数 /%)Table 1 Results of energy spectrum analysis on fracture 1(mass fraction/%)

图5 转向节各部位金相组织Fig．5 Microstructures of the steering knuckle

表2 转向节显微硬度测试结果Table 2 Micro hardness testing results of the steering knuckle HV

1．6 氢含量测试

从转向节安装臂处部位切取试样进行氢含量测定，氢含量仅为2×10－6(质量分数，下同)。

3 分析与讨论

转向节断口源区和扩展区均呈沿晶开裂特征，瞬断区呈韧窝+少量解理断裂特征。淬火部位的人工打开断口呈韧窝+少量解理断裂特征。能谱分析显示，断口沿晶区除局部含有微量的S元素外，未见其他腐蚀性元素。由此可判断，转向节断裂性质为氢致脆性断裂。

转向节在使用过程中受扭转和振动应力作用，并且断口可见明显的疲劳弧线特征，说明转向节在断裂过程中存在氢脆和疲劳的交织现象。近年来，随着新材料的应用以及零件受力条件的变化，一些零件在断裂过程中出现氢脆与其他失效模式(比如疲劳、应力腐蚀等)的交织现象，其中氢在断裂过程中起到了重要作用［6］。

钢制零件发生氢脆的影响因素主要包括氢含量、材料强度、应力集中和应变速率，其中氢含量和材料强度是最关键的2个因素。在特定的工作应力下，材料内部氢含量越高，则越容易发生氢脆。此外，发生氢脆所需的临界氢含量往往受到材料强度和组织状态等因素的影响［7-9］。材料强度越高，则发生氢脆所需的氢含量越低。一般钢中的氢含量在5×10－6以上时可能会产生氢脆裂纹［10］;对高强度钢，即使钢中氢含量小于 1×10－6，都可能会发生氢脆开裂。转向节断口附近测得的硬度约为 HV 615～640，根据 GB/T 1172—1999《黑色金属硬度及强度换算值》换算成抗拉强度σb≥280 MPa，属于超高强度钢，具有较高的氢脆敏感性。硬度测试结果显示，断口源区和淬火部位表层和心部的硬度接近，约为 HRC 56．5～57．0，未淬火的安装臂处硬度约为HRC 28～29;金相检查显示，断口源区附近、淬火部位表层及心部组织均为马氏体组织，未淬火的安装臂组织为回火索氏体。由此可判断，淬火部位整个截面都已淬透，淬火层硬度和深度均超出技术要求(HRC 45～52，2～3 mm)。转向节在其材质氢含量仅为2×10－6的条件下发生氢致脆性断裂，其原因并非由于氢含量过高，而主要是由于淬火层硬度偏高和深度偏大，使氢脆敏感性增加，最终在轴承安装部位的边缘(应力集中处)发生氢致脆性断裂。

对航空工业失效分析中心近年来分析的钢制零件氢脆失效案例进行统计分析，钢制零件氢脆失效影响因素的统计结果见图6［6］。材料强度偏高导致氢脆失效的案例约占35%，与强度相关的氢脆失效案例约占到60%。可见，材料强度偏高是导致钢制零件氢脆失效的一个常见原因。而零件材料强度偏高的原因，少部分是因为C含量偏高或热处理工艺控制不当而使强度超出技术要求，大部分是由于设计要求本身偏高。

图6 钢制零件氢脆失效影响因素的统计结果Fig．6 Statistical result of influencing factors of hydrogen embrittlement failure of steel parts

3 结论

1)转向节断裂性质为氢致脆性断裂。

2)转向节断裂与氢含量关系不大，淬火层硬度偏高和深度偏大，致使氢脆敏感性增加，最终导致转向节发生氢致脆性断裂。

3)调整淬火工艺，控制淬火层硬度和深度，可以降低氢脆敏感性，从而有效预防此类故障的发生。