袁建宇，謝國君，韓 露

(航天材料及工藝研究所，北京 100076)

冷拉彈簧鋼絲卷制斷裂原因分析

袁建宇，謝國君，韓 露

(航天材料及工藝研究所，北京 100076)

對冷拉彈簧鋼絲卷制過程中發(fā)生斷裂的原因進(jìn)行分析，對其卷制工藝性的影響因素進(jìn)行總結(jié)。通過掃描電鏡、能譜儀、光學(xué)顯微鏡、顯微硬度測試儀、拉伸試驗(yàn)機(jī)等設(shè)備對多件卷制過程中發(fā)生斷裂的1Cr18Ni9Ti冷拉彈簧鋼絲的斷口形貌、微觀組織和力學(xué)性能進(jìn)行對比和分析。結(jié)果表明：冷拉彈簧鋼絲的斷裂模式為塑性斷裂，斷口形貌呈韌窩特征，斷裂原因與材料的卷制工藝性有關(guān)；鋼絲表面機(jī)械損傷會(huì)提供初始裂紋擴(kuò)展源區(qū)，組織中的氮化物聚集會(huì)破壞材料的連續(xù)性，材料強(qiáng)度過高會(huì)降低材料的塑性余量，該3類缺陷均會(huì)加大鋼絲的斷裂傾向，給鋼絲的卷制加工帶來不利影響。因此，需要盡量避免材料表面缺陷、組織缺陷以及性能缺陷，以便提高材料的卷制工藝性。

1Cr18Ni9Ti；彈簧鋼絲；斷裂；缺陷

0 引言

1Cr18Ni9Ti奧氏體不銹鋼具有優(yōu)良的工藝性以及力學(xué)性能，在航空航天中可被用來制造高強(qiáng)度彈簧鋼絲。由于1Cr18Ni9Ti經(jīng)過固溶處理后強(qiáng)度較低，且在加熱和冷卻過程中不會(huì)發(fā)生相變，故無法通過相變進(jìn)行強(qiáng)化[1]。然而，強(qiáng)度是彈簧鋼絲的一個(gè)重要指標(biāo)，在一些應(yīng)用領(lǐng)域，要求制作彈簧的鋼絲具有很高的強(qiáng)度，因此只能通過冷變形強(qiáng)化來獲得必要的強(qiáng)度[2]。經(jīng)過冷變形強(qiáng)化后，奧氏體晶粒沿拉拔方向存在一定的變形拉長，形狀變得不規(guī)則，晶界和晶內(nèi)出現(xiàn)大量的位錯(cuò)，伴隨有局部的變形孿晶。當(dāng)變形量繼續(xù)增大時(shí)，奧氏體晶粒沿著拉拔方向被拉長形成纖維狀組織[3]。

王效光等[4]認(rèn)為，1Cr18Ni9Ti彈簧鋼絲冷拉強(qiáng)化效果由3種因素造成，包括奧氏體加工硬化、形變誘發(fā)馬氏體強(qiáng)化和馬氏體加工硬化。其中，形變誘發(fā)馬氏體強(qiáng)化是冷拉彈簧鋼絲強(qiáng)化的主要機(jī)制。一般而言，1Cr18Ni9Ti彈簧鋼絲的拉拔程度越大，即冷作硬化越大，抗拉強(qiáng)度就越高。通常用式(1)中的經(jīng)驗(yàn)公式表示抗拉強(qiáng)度與減面率之間的關(guān)系[5]。

其中：σb為拉拔后鋼絲的抗拉強(qiáng)度，MPa；σo為拉拔前鋼絲的抗拉強(qiáng)度，MPa；K為冷加工強(qiáng)化系數(shù)；Q為冷加工減面率，%。

在變形強(qiáng)化的冷拉彈簧鋼絲卷制的過程中，常常會(huì)出現(xiàn)斷絲現(xiàn)象，斷裂原因一方面與彈簧加工過程控制不當(dāng)、卷制載荷過大有關(guān)，此時(shí)斷口呈現(xiàn)塑性斷裂特征，斷面不平齊，微觀呈等軸韌窩或剪切韌窩形貌；另一方面，斷裂原因還與鋼絲的卷制工藝性較差存在直接關(guān)系，此時(shí)斷口形貌較為復(fù)雜，源區(qū)呈現(xiàn)特定形貌，微觀組織和力學(xué)性能與正常斷裂的鋼絲相比有明顯不同。然而，目前研究冷拉彈簧鋼絲卷制工藝性影響因素的文獻(xiàn)較少，本研究主要針對1Cr18Ni9Ti奧氏體不銹鋼冷拉彈簧鋼絲的斷裂原因進(jìn)行分析，在此基礎(chǔ)上對其卷制工藝性的影響因素進(jìn)行總結(jié)。

1 試驗(yàn)結(jié)果與分析

1.1彈簧鋼絲斷口形貌

對卷制過程中發(fā)生斷裂的彈簧鋼絲的斷口形貌進(jìn)行觀察與分析，目視可見鋼絲存在一定的塑性彎曲變形，鋼絲表面未見明顯的腐蝕或機(jī)械損傷痕跡，鋼絲斷面為多角度斜斷面，斷口形貌高低不平且較為粗糙，源區(qū)位于承受拉應(yīng)力、曲率最大的表面，其宏觀形貌見圖1。將斷口置于掃描電鏡下進(jìn)行微觀形貌觀察，整個(gè)斷面未見明顯材料缺陷，斷口源區(qū)呈剪切韌窩形貌，其余斷面也均呈韌窩形貌(圖2)。以上斷口形貌特征表明鋼絲的斷裂模式為塑性斷裂，斷口特征根據(jù)所受載荷的大小與方向變化呈現(xiàn)不同的韌窩形貌。

在彈簧卷制過程中，源區(qū)表層金屬既沿鋼絲軸向運(yùn)動(dòng)，又向心部運(yùn)動(dòng)[6]，曲率最大的鋼絲表面所承受的拉應(yīng)力最大，塑性變形最明顯，首先形成微裂紋，并逐漸擴(kuò)展，最終導(dǎo)致鋼絲斷裂。與拉伸過程中形成的杯錐狀斷口不同，由于彈簧鋼絲表面所承受的應(yīng)力最大，且鋼絲斷口并非一次形成，加之彈簧卷制過程中的作用力大小和方向始終發(fā)生變化，裂紋的擴(kuò)展方向并不一致，最終導(dǎo)致斷口形成多角度斜斷面。綜上所述，彈簧鋼絲源區(qū)未見材料缺陷，也未見機(jī)械損傷痕跡，其斷裂原因與卷制過程中承受拉應(yīng)力的曲率最大的表面位置承受的載荷較大，首先形成裂紋并發(fā)生擴(kuò)展有關(guān)。

圖1 鋼絲斷口宏觀形貌Fig.1 Macro morphology of the steel wire fracture

1.2表面缺陷的影響

若鋼絲表面存在機(jī)械損傷，該損傷容易發(fā)展成為初始裂紋擴(kuò)展源區(qū)，造成鋼絲斷裂。圖3顯示了2個(gè)彈簧鋼絲斷口附近表面均存在環(huán)形機(jī)械損傷痕跡。將斷口置于掃描電鏡下進(jìn)行微觀觀察：圖3a所示的斷口源區(qū)為線源，較為平直，位于鋼絲表面周向機(jī)械損傷痕跡處，源區(qū)呈剪切韌窩形貌；圖3b鋼絲周向的機(jī)械損傷痕跡較深，源區(qū)位于機(jī)械損傷痕跡附近的次表面，呈剪切韌窩形貌。以上斷口特征表明鋼絲的斷裂模式仍為塑性斷裂，但源區(qū)位置由于機(jī)械損傷的存在出現(xiàn)了一定的選擇性。

圖2 鋼絲斷口微觀形貌Fig.2 Micro morphology of the steel wire fracture

圖3 鋼絲斷口附近表面損傷痕跡Fig.3 Surface indentation near the fracture

值得注意的是，當(dāng)鋼絲表面存在或深或淺的機(jī)械損傷痕跡時(shí)，在彈簧鋼絲卷制過程中初始裂紋傾向于在機(jī)械損傷痕跡萌生，因?yàn)檫@些位置是材料的薄弱和應(yīng)力敏感部位。若表面的機(jī)械損傷痕跡較深，源區(qū)甚至?xí)拇伪砻嫫鹪矗@很可能是因?yàn)楸砻鏅C(jī)械損傷已經(jīng)提供了深入到鋼絲次表面的初始裂紋。綜合上述觀察和分析可知，以彈簧鋼絲表面機(jī)械損傷為代表的表面缺陷容易發(fā)展成為斷裂源區(qū)，此時(shí)源區(qū)所承受的應(yīng)力不一定最大，但由于該部位較為薄弱，因此裂紋優(yōu)先在此處起源和擴(kuò)展。在彈簧卷制過程中，尤其要注意控制承受拉應(yīng)力表面的機(jī)械損傷及其他表面缺陷。

1.3組織缺陷的影響

在1Cr18Ni9Ti不銹鋼中，C對冷加工強(qiáng)化效應(yīng)影響最大，隨著C含量的增加，鋼絲固溶后的抗拉強(qiáng)度和冷加工強(qiáng)化效應(yīng)明顯提高；而Ti在鋼絲中的作用是固定C，防止500～800 ℃范圍內(nèi)保溫后出現(xiàn)的晶間腐蝕傾向[7]。當(dāng)材料成分控制不當(dāng)時(shí)，在組織中經(jīng)常出現(xiàn)大量堅(jiān)硬而又棱角分明的TiN夾雜，當(dāng)這些夾雜團(tuán)聚于鋼絲表面時(shí)，會(huì)破壞材料的連續(xù)性，容易發(fā)展為斷裂源區(qū)。

在圖4中，鋼絲整個(gè)斷面呈韌窩形貌，鋼絲表面與源區(qū)對應(yīng)位置可見條帶狀的龜裂狀微裂紋，裂紋內(nèi)部可見顆粒物聚集，尺寸均在10 μm以下；源區(qū)也可見呈聚集態(tài)分布的、棱角分明的顆粒物。對材料基體進(jìn)行能譜成分分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù) /%)，主要含有Fe、Cr(19.94%)、Ni(8.01%)、Mn(1.21%)、Si(0.68%)、Ti(0.77%)，主合金元素及含量與1Cr18Ni9Ti合金牌號相符；對顆粒物進(jìn)行能譜成分分析，主要為含有Ti和N，應(yīng)為TiN顆粒。

圖4 鋼絲表面與斷口源區(qū)顆粒團(tuán)聚形貌Fig.4 Particle aggregation on the wire surface and at the source region

從正常鋼絲和斷裂鋼絲上取樣，經(jīng)過鑲樣、打磨和拋光后采用體積分?jǐn)?shù)為10%的草酸溶液進(jìn)行電解，得到的金相組織如圖5所示?？v剖面上，冷拉處理后正常的鋼絲晶粒沿著拉拔方向形成細(xì)小的纖維狀組織，晶界已經(jīng)完全無法區(qū)分，應(yīng)為形變馬氏體組織；橫截面上，正常鋼絲顯微組織中彌散分布少量的棱角分明的顆粒，且顆粒未在鋼絲表面發(fā)生聚集(圖5a)。當(dāng)鋼絲表面附近存在組織缺陷時(shí)，縱剖面上靠近鋼絲表面位置存在大量呈條帶狀分布的氮化鈦顆粒；橫截面上，靠近鋼絲表面區(qū)域也存在大量的TiN顆粒分布(圖5b)。參照GB/T 10561—2005方法，按照B類夾雜物對氮化物顆粒進(jìn)行評級，結(jié)果大于3級。

從上述觀察結(jié)果中可以看到，若鋼絲表面附近存在大量呈聚集態(tài)分布的TiN顆粒等組織缺陷，缺陷會(huì)導(dǎo)致材料的連續(xù)性變差，塑性變形能力不足，且還會(huì)產(chǎn)生初始微裂紋，在彈簧鋼絲卷制過程中較易發(fā)展為斷裂源區(qū)。因此，在冷拉彈簧鋼絲組織控制中尤其要注意鋼絲表面附近的組織缺陷，防止這些缺陷發(fā)展成為斷裂源區(qū)。

1.4性能缺陷的影響

根據(jù)Q/LD 51—2004高強(qiáng)度不銹彈簧鋼絲驗(yàn)收標(biāo)準(zhǔn)，直徑為1.6～2.5 mm鋼絲抗拉強(qiáng)度應(yīng)不小于1 715 MPa。然而，彈簧鋼絲的強(qiáng)度并非越高越好。由于材料強(qiáng)度和塑性是相互矛盾的一對指標(biāo)，當(dāng)材料強(qiáng)度過高時(shí)，其塑性容限必然變小。圖6顯示了鋼絲冷拉過程中的應(yīng)力-應(yīng)變曲線示意圖，對于同樣規(guī)格的固溶態(tài)鋼絲，若彈簧鋼絲強(qiáng)度σ存在差異，則其塑性容限Δε也會(huì)不同，且有

若σ1>σ2，則

圖5 鋼絲金相組織Fig.5 Microstructure of the steel wire

圖6 鋼絲冷拉過程應(yīng)力應(yīng)變曲線示意圖Fig.6 Schematic view of the stress-strain curve of steel wires

表1是對正常鋼絲和某次卷制過程中的斷裂鋼絲進(jìn)行力學(xué)性能測試的結(jié)果。顯微硬度測試結(jié)果表明，斷裂鋼絲的顯微硬度(HRC 48.0)顯著高于正常鋼絲(HRC 45.4)。拉伸試驗(yàn)結(jié)果表明，斷裂鋼絲的抗拉強(qiáng)度(1 945 MPa)顯著高于正常鋼絲(1 883 MPa)。從式(2)可知，由于斷裂鋼絲的強(qiáng)度過高，導(dǎo)致材料的塑性容限變小，在卷制彈簧過程中一方面需要更大的卷制力才能使鋼絲發(fā)生形變，另一方面當(dāng)卷制力變大之后更易超過材料的塑性容限，導(dǎo)致彈簧加工工藝性變差。因此，在彈簧鋼絲的加工過程中，單純追求鋼絲強(qiáng)度，而不顧材料的塑性容限是不允許的。在1Cr18Ni9Ti彈簧鋼絲的驗(yàn)收過程中，建議不但要規(guī)定材料的最低抗拉強(qiáng)度，也須要求材料的塑性容限。

表1 正常鋼絲與斷裂鋼絲力學(xué)性能測量值Table 1 Mechanical performance testing results of normal and cracked steel wire

2 分析與討論

目前國內(nèi)廣泛采用的不銹彈簧鋼絲大致可分為3類：相變強(qiáng)化馬氏體鋼絲、形變強(qiáng)化奧氏體鋼絲和沉淀硬化半奧氏體鋼絲。相變強(qiáng)化馬氏體鋼絲主要依靠淬火+回火處理獲得必要的強(qiáng)度，而形變強(qiáng)化和沉淀硬化不銹彈簧鋼絲則需要通過冷變形來獲得必要的強(qiáng)度和彈性[8]。在1Cr18Ni9Ti冷拉彈簧鋼絲的卷制過程中，由于材料具有加工硬化的特點(diǎn)，卷制存在一定的困難。且冷卷后彈簧存在一定的回彈[9]，因此成為生產(chǎn)過程中的一大難題。卷制過程中若加工工藝控制不當(dāng)，很容易出現(xiàn)彈簧鋼絲的斷裂。

彈簧鋼絲的一般斷裂模式為塑性斷裂，大多數(shù)情況下，彈簧的斷裂位置位于卷制過程中彈簧受到拉應(yīng)力的塑性變形最大的表面。然而，若鋼絲表面存在缺陷，則缺陷位置就會(huì)成為卷制過程當(dāng)中的薄弱環(huán)節(jié)，易于發(fā)展成為斷裂源區(qū)。彈簧鋼絲的表面缺陷除了凹痕外，還有劃痕、毛刺、裂紋等，因此在鋼絲材料驗(yàn)收時(shí)，鋼絲表面應(yīng)光滑、潔凈，不得有結(jié)疤、折疊、裂紋和劃傷等缺陷，只有鋼絲表面質(zhì)量達(dá)到驗(yàn)收標(biāo)準(zhǔn)，才能有效減小彈簧卷制過程中的裂紋傾向。

1Cr18Ni9Ti的微觀組織中，TiN是主要的夾雜物，TiN若彌散分布于基體當(dāng)中，對基體連續(xù)性的破壞不大。若TiN呈聚集態(tài)分布于彈簧鋼絲表面附近，則會(huì)極大增加微裂紋的萌生傾向。TiN之所以會(huì)分布在冷拉彈簧鋼絲表面，一方面是由于冷拉過程中鋼絲表面變形較大，心部變形較小，隨著冷拉過程的進(jìn)行TiN顆粒逐漸分布于表面；另一方面也與TiN在鋼液中的上浮傾向有關(guān)，TiN熔點(diǎn)高，密度小，在熔體中不僅能上浮，而且在上浮過程中還會(huì)不斷長大，從而逐漸分布于材料表面。目前由于尚未廣泛應(yīng)用先進(jìn)的爐外精煉技術(shù)，不得不采用較高的Ti來穩(wěn)定鋼中的C以防止鋼在使用過程中的晶間腐蝕。因此在Ti含量較高的情況下，必須額外注意防止夾雜物的大量生成和聚集[10]。

在彈簧鋼絲的冷拉過程中，奧氏體晶粒沿拉拔方向存在一定的變形拉長，形狀變得不規(guī)則，晶界和晶內(nèi)都存在大量的位錯(cuò)，伴隨有局部的變形孿晶。隨著變形量的增加，更多的奧氏體轉(zhuǎn)為為形變馬氏體組織。在這個(gè)過程中，鋼絲的強(qiáng)度不斷增加。由于馬氏體的塑性與奧氏體的塑性相比較差，同時(shí)伴隨著位錯(cuò)量的增加，材料強(qiáng)度明顯增大，而材料的塑性變形能力發(fā)生大幅度下降。材料強(qiáng)度越高，其塑性容限就越低，對同樣的彈簧塑性變形而言發(fā)生斷裂的可能性就越大。因此，最佳的彈簧鋼絲強(qiáng)度應(yīng)保持在符合要求的下限，強(qiáng)度過高反而不利于彈簧鋼絲的加工。

3 結(jié)論

1)冷拉彈簧鋼絲的斷裂模式為塑性斷裂，斷口一般呈韌窩形貌，斷裂原因與材料的卷制工藝性有關(guān)。

2)鋼絲表面機(jī)械損傷會(huì)提供初始裂紋擴(kuò)展源區(qū)，組織氮化物聚集會(huì)破壞材料的連續(xù)性，材料強(qiáng)度過高會(huì)降低鋼絲的塑性容限，上述3類缺陷均會(huì)加大鋼絲的斷裂傾向，給彈簧的卷制工藝性帶來不利影響。

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FractureAnalysisofCold-drawingSteelWiresforSpring

YUAN Jian-yu，XIE Guo-jun，HAN Lu

(AerospaceResearchInstituteofMaterials&ProcessingTechnology,Beijing100076,China)

The fracture cause of cold-drawing steel wires for spring during the coiling process was analyzed, and the influencing factors of the coiling process were also summarized. The fracture morphology, microstructure and mechanical property of 1Cr18Ni9Ti cold-drawing steel wires were compared and analyzed by scanning electron microscopy(SEM), energy dispersive spectroscopy(EDS), metallographic microscopy, micro-hardness testing and tensile testing. The analysis results indicate that the fracture mode is ductile fracture, the fracture morphology is mostly dimple, and the fracture cause is related to the coiling process of spring wires. The surface mechanical damage of spring steel wires promoted the initiation of the cracks, the nitride aggregation in the microstructure impaired the continuity of the material, and the higher strength lowered the ductility capacity of the material. The above-mentioned defects increased the fracture inclination of the material, exerting unfavorable influence on the spring processing. Therefore, surface defects, microstructure defects and property defects should be avoided to improve the coiling capability of the spring wires.

1Cr18Ni9Ti; steel wires for spring; fracture; defects

2017年4月20日 [

] 2017年5月10日

袁建宇(1988年-)，男，博士，工程師,主要從事機(jī)械產(chǎn)品失效分析等方面的研究。

TG142.15

Adoi: 10.3969/j.issn.1673-6214.2017.03.007

1673-6214(2017)03-0174-06