林文欽，鄭　洪，朱　麗，朱　凱，何　軍（中航工業(yè)成都飛機工業(yè)（集團）有限責任公司，成都 610091）

50CrVA彈簧斷裂原因分析

林文欽，鄭洪，朱麗，朱凱，何軍
（中航工業(yè)成都飛機工業(yè)（集團）有限責任公司，成都 610091）

50CrVA彈簧裝配一段時間后發(fā)現(xiàn)斷裂，后更換不同批次彈簧又發(fā)生斷裂。對斷裂彈簧進行斷裂特征、組織觀察分析，對硬度和鍍層厚度進行測試。結(jié)果表明:存在表面鍍層偏厚；彈簧的斷裂性質(zhì)為氫脆斷裂；調(diào)查分析發(fā)現(xiàn)，斷裂彈簧使用的表面處理槽液發(fā)生了改變，而工藝并未隨之變化，致使在電鍍過程中H的作用對彈簧影響較大，這是彈簧氫脆斷裂的主要原因；此外，彈簧裝配使用時不同軸導(dǎo)致應(yīng)力集中，也對氫脆的發(fā)生有促進作用。工藝試驗后，提出相應(yīng)的改進措施，彈簧未發(fā)生斷裂故障。

彈簧；氫脆；鍍鎘槽液；工藝改進

0　引言

50CrVA彈簧鋼具有淬透性好、不易脫碳、表面質(zhì)量好等優(yōu)點，廣泛用于各種機械產(chǎn)品［1-2］。為提高彈性零件的抗蝕性能和精飾表面，很多彈性零件都要進行表面處理，如發(fā)蘭、鍍鋅、鍍鎘等［3］。彈簧表面處理過程中存在吸氫現(xiàn)象，易發(fā)生氫脆開裂失效［4］。發(fā)生氫脆與幾個方面有關(guān):材料強度越高，對氫脆越敏感；材料和制造缺陷易使H原子聚集而導(dǎo)致氫脆失效［5］；表面處理工藝及除氫工藝問題導(dǎo)致氫脆失效。表面處理槽液改變或工藝不當引起的氫脆有批次性特性，影響因素隱蔽而復(fù)雜，往往需要開展系統(tǒng)研究。

彈簧裝配使用一段時間發(fā)現(xiàn)斷裂，并在更換不同批次的彈簧后又發(fā)生延遲斷裂。彈簧材質(zhì)50CrVA，直徑φ3.2 mm，主要制造流程為:下料→繞制→去應(yīng)力回火→熱處理（淬火+回火，HRC 45～49）→校正→去應(yīng)力回火→時效→吹砂→滲透檢測→鍍鎘（其中:除氫（200±10）℃，23～25 h）→時效→強扭處理→成品檢驗。

本研究通過對斷裂彈簧進行斷口宏微觀檢查、能譜檢測、金相組織檢查和顯微硬度測試等方法，確定其斷裂性質(zhì)，并對斷裂原因進行調(diào)查和分析。

針對失效彈簧采用的新槽液及工藝分析產(chǎn)生氫脆的傾向性，開展工藝改進試驗，分析電流密度和電鍍時間對鍍層的影響。

1　試驗過程與結(jié)果

1.1宏觀檢查

其中1件斷裂彈簧宏觀形貌如圖1所示，彈簧兩端有一定的彎曲變形。斷裂位置基本相同，均在彈簧中間支臂直線段與彈性體的過渡處，斷面未見明顯的塑性變形。

1.2斷口分析

將斷口超聲波清洗后放入掃描電鏡下觀察，可見斷口形貌由3部分構(gòu)成，分別是裂紋起源A區(qū)、擴展B區(qū)和最后瞬斷C區(qū)（圖2a）。根據(jù)擴展區(qū)中放射狀斷裂棱線的收斂位置，可知裂紋起源于彈簧表面，對應(yīng)彈簧支臂直線段與彈性體的過渡處外表面（圖2b），A、B區(qū)與彈簧軸線大致垂直。源區(qū)呈沿晶特征，沿晶區(qū)面積約占整個斷口的1/6，微觀下可見沿晶的二次裂紋和晶面上“雞爪”狀的撕裂棱線，未見夾雜、氣孔等冶金缺陷（圖2c），同時源區(qū)的斷口較干凈，除材料基體元素未見外來元素；裂紋擴展區(qū)較平整，靠近源區(qū)的主要形貌為沿晶+韌窩（圖2d），而遠離源區(qū)的均為韌窩（圖2e）；裂紋瞬斷區(qū)低倍形貌均為與彈簧軸向呈約45°的剪切唇，高倍下為韌窩特征（圖2f）。所有斷裂彈簧的斷口微觀形貌基本相同。

圖1　彈簧宏觀形貌及斷裂位置Fig.1　Macroscopic appearance and fracture position of spring

1.3金相檢驗

在彈簧斷口附近沿橫向制備金相試樣，經(jīng)4%（質(zhì)量分數(shù)）硝酸酒精腐蝕后觀察，可見金相組織為正?；鼗鹎象w（圖3）。

1.4硬度測試

在斷裂彈簧彈性體部分取樣進行硬度測試，其結(jié)果為HRC 46.5～48.0，符合熱處理技術(shù)要求HRC 45～49。

1.5鍍層厚度測試

采用金相法在彈簧中間支臂位置沿橫向取樣進行表面鎘層厚度測量，測量值分別為18.62、19.21、19.34、20.21、21.65 μm，平均值為19.81 μm，不符合8～12 μm的技術(shù)要求，彈簧表面鍍層存在偏厚現(xiàn)象。

2　分析與討論

2.1斷裂性質(zhì)分析

斷裂彈簧斷口源區(qū)微觀特征均為沿晶脆性起源，晶面可見“雞爪”痕狀的撕裂棱線形貌，這是典型的氫脆斷口特征，均為同模失效；同時彈簧都是裝配后過段時間才發(fā)現(xiàn)斷裂，符合氫脆斷裂延時性的特點［6］。斷裂彈簧源區(qū)均未見Cd元素，且斷口均為一次性起源斷裂，說明彈簧斷裂前無電鍍裂紋存在。

2.2斷裂原因分析

零件發(fā)生氫脆斷裂，必須具備3個條件:1）H的滲入。彈簧經(jīng)電鍍鎘，存在H滲入的工序。2）斷裂彈簧材料為50CrVA，經(jīng)淬火+中溫回火后得到屈氏體組織，硬度達到HRC 46.2～48.0，換算成抗拉強度為1 520～1 620 MPa，屬超高強度鋼，具有較高的氫脆敏感性，文獻［7］表明，超高強度鋼中H含量達到10-6就可能發(fā)生氫脆。3）存在拉應(yīng)力作用。彈簧斷裂均起源于支臂與彈性體過渡R處的外表面，該處為裝配、使用過程中拉應(yīng)力最大部位。由以上可知，失效彈簧具備氫脆斷裂的條件，決定其氫脆斷裂的主要因素為彈簧內(nèi)部的H濃度和受力情況，而H濃度決定于表面處理電鍍過程中吸氫的多少及鍍后除氫的情況，零件吸氫的多少又與所選槽液的配方及電鍍時間有關(guān)。

圖2　彈簧斷口的形貌Fig.2　Appearance of spring fracture

據(jù)調(diào)查了解，斷裂的彈簧鍍鎘槽液為磺化蓖麻油鍍鎘，屬于氰化鍍鎘，1年前由紙漿廢液鍍鎘更換而來，具有電流效率高、分散能力強、鍍鎘層致密等特點，其中電流效率在90%左右，因此在電鍍的過程會伴隨著一定的副反應(yīng)，常見的副反應(yīng)為H++e→H，而鍍液中的氰化物是氫分子的毒化劑，使還原的H主要以原子態(tài)存在，并進入基體和鍍層。電鍍的過程也是析氫的過程，電鍍時間越長，相應(yīng)的析氫過程也越長，金屬內(nèi)部所滲入的H也隨之增加［8］。采用磺化蓖麻油鍍鎘槽液后，工藝部門并未全面摸索該工藝的電流密度、電鍍時間對50CrVA高強度彈簧氫脆敏感性的影響，后續(xù)的零件生產(chǎn)還是采用紙漿廢液鍍鎘工藝參數(shù)，致使彈簧的鍍層厚度偏厚，相應(yīng)的電鍍時間較要求鍍厚所需的時間長且電流密度偏大，這在一定程度上增加了電鍍過程的析氫量，加之鍍層比較致密，除氫時不易徹底將氫排出，導(dǎo)致彈簧H含量偏高。

圖3 金相組織Fig.3　Metallographic structure

此外，彈簧實際裝配使用過程中，中間支臂先固定再使用工具將兩端扭臂扭轉(zhuǎn)進入固定孔，這使得彈簧斷裂位置應(yīng)力最大。彈簧局部受力越大，H原子將越聚集，其延遲斷裂時間將縮短［9］，促進了氫脆斷裂的發(fā)生。從該彈簧使用歷史情況看，安裝部位和安裝方式多年均未變化，但彈簧氫脆斷裂均集中在新更改的槽液批次，說明造成彈簧氫脆斷裂的主要原因為鍍鎘槽液更換后工藝不當使得內(nèi)部H濃度偏高。

2.3工藝改進試驗

根據(jù)分析結(jié)果，進行如下工藝試驗:

失效彈簧的鍍鎘工藝參數(shù)為:電流密度1～3 A/dm2，電鍍時間15～20 min。在實際操作過程中，為盡量保證彈簧內(nèi)側(cè)面有鍍層，在工藝允許范圍內(nèi)，該零件的電鍍時間采用的是上限值20 min，且彈簧零件電鍍后對鍍層厚度未做檢測。根據(jù)新槽液特點，優(yōu)化彈簧鍍鎘工藝，進行的工藝試驗見表1。試驗表明，在電流密度較小時，鍍層的沉積速率緩慢，需較長的電鍍時間才能達到要求的厚度（8～12 μm）；當選擇的電流密度較大時，鍍層沉積速率較快，但裝掛于夾具邊緣的彈簧尖端部位出現(xiàn)毛刺、燒焦現(xiàn)象。

基于工藝試驗結(jié)果，選取電流密度為1.5～2 A/dm2，電鍍時間為10～15 min的工藝參數(shù)進行驗證試驗，同時為避免彈簧尖端出現(xiàn)燒焦現(xiàn)象，采用了具有陰極分流保護作用的夾具。圖4為該條件下試片的厚度檢測情況，可見試片的厚度滿足工藝要求且鍍層厚度均勻，同時在該工藝條件下的氫脆持久試驗也符合相關(guān)技術(shù)要求。提出的改進措施使得后續(xù)生產(chǎn)的彈簧在裝配后未再出現(xiàn)斷裂現(xiàn)象。

表1　工藝試驗情況Table 1　Technological test situation

圖4　新鍍鎘工藝下的鍍層厚度測量結(jié)果Fig.4　Coating thickness measure result of new cadmium plating technology

3結(jié)論

1）彈簧斷裂性質(zhì)為氫致延遲脆性斷裂，氫脆原因為彈簧表面處理采用磺化蓖麻油鍍鎘槽液后仍沿用紙漿廢液鍍鎘的工藝參數(shù)，致使彈簧氫含量偏高。

2）彈簧鍍鎘工藝電流密度選1.5～2 A/dm2，電鍍時間10～15 min，并采用具有陰極分流保護作用的夾具；為確保彈簧鍍后除氫效果，電鍍后到除氫時間不大于1 h。

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Analysis of 50CrVA Spring Fracture

LIN Wen-qin，ZHENG Hong，ZHU Li，ZHU Kai，HE Jun
（AVIC Chengdu Aircraft Industrial（Group）Co.，Ltd.，Chengdu 610091，China）

50CrVA springs fractured after assembling for a few days.Then different batches of springs were used but fracture occurred again.In order to find the failure cause of the springs，fracture characteristics observation，microstructure examination，hardness and coating thickness testing were carried out.The results show that the failure mode of the springs is hydrogen embrittlement fracture.The surface treatment bath solution for the broken springs had been newly improved and replaced，but the surface treatment process hadn’t change accordingly，resulting in the increase of the effect of hydrogen during the electroplating process，which is the main reason for hydrogen embrittlement fracture of the springs.Besides，uncoaxial assembly and use of the springs promoted stress concentration and the occurrence of hydrogen embrittlement.After process test，appropriate improvement measures were proposed，and springs didn’t fracture thereafter.

spring；hydrogen embrittlement；cadmium-plating bath solution；process improvement

TG115

A

10.3969/j.issn.1673-6214.2016.01.012

1673-6214（2016）01-0056-04

2015年11月5日

2016年1月12日

林文欽（1986年-），男，工程師，主要從事金屬材料金相檢測及失效分析等方面的研究。