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(1.西安飛機工業(yè)集團有限責任公司，西安 710089；2.西北工業(yè)大學航空學院，西安 710072)

0 引 言

某型飛機上安裝的30CrMnSiNi2A超高強度鋼起落架輪軸在服役時處于較為苛刻的磨損工況環(huán)境，因此需要在其表面局部電鍍硬鉻層進行保護。該輪軸的生產(chǎn)流程為下料→預備熱處理(正火+高溫回火)→機械粗加工→熱處理(淬火+低溫回火)→機械精加工→噴丸處理→局部電鍍硬鉻層(厚度60～80 μm)→除氫(溫度200 ℃，保溫24.5 h)→磁力探傷→鍍硬鉻層磨削加工→磁力探傷→局部電鍍鎘鈦→除氫(溫度190 ℃，保溫12 h)→涂漆。電鍍鎘鈦的目的是改善非磨損區(qū)域的耐腐蝕性能。然而在存放一段時間后，在部分輪軸表面的鍍硬鉻區(qū)域可觀察到裂紋。裂紋的出現(xiàn)嚴重影響了輪軸的成品率和飛機的安全性，長期困擾著輪軸生產(chǎn)單位和用戶。為了找到30CrMnSiNi2A超高強度鋼起落架輪軸表面開裂的原因，作者對其進行了失效分析，并探討了防止開裂的控制措施。

1 理化檢驗及結(jié)果

1.1 宏觀形貌

研究對象為未使用的放置一段時間后開裂的30CrMnSiNi2A超高強度鋼輪軸。由圖1可以看出：開裂輪軸屬于變截面軸，軸肩處光亮部位為鍍硬鉻區(qū)域，灰色部位為鍍鎘鈦區(qū)域；裂紋均出現(xiàn)在靠近電鍍鎘鈦的軸肩邊緣的硬鉻層表面(圖中標示部位)；輪軸的外觀完整，硬鉻層表面未見其他宏觀損傷。

采用線切割方法在開裂輪軸上截取含裂紋試樣，外觀見圖2(a)。對試樣進行磁粉探傷，其裂紋磁痕形貌見圖2(b)。由圖2(b)可以看出：裂紋主要分布在靠近軸徑變小的軸肩的鍍硬鉻區(qū)域，方向沿輪軸軸向，裂紋止于軸肩處鍍硬鉻區(qū)域與鍍鎘鈦區(qū)域的分界線處。采用稀鹽酸腐蝕法去除硬鉻層后，發(fā)現(xiàn)輪軸鋼基體上同樣有微裂紋存在，如圖2(c)所示。由此可見，輪軸上的微裂紋并不僅僅存在于硬鉻層中。

圖2 開裂輪軸試樣的外觀、表面裂紋磁痕及去除硬鉻層后的鋼基體形貌Fig.2 Appearance (a) and surface cracking magnetic marks (b) of cracked axle sample and steel substrate morphology afterremoving hard chrome layer (c)

圖3 將輪軸試樣表面裂紋人為打開后裂紋面的微觀形貌Fig.3 Micromorphology of cracking face by artificial opening ofcrack on the axle sample surface

1.2 微觀形貌

在輪軸開裂區(qū)域切取試樣，將試樣上的微裂紋人為打開，清洗后采用BTL-520型體視顯微鏡觀察裂紋面的微觀形貌。由圖3可以看出，開裂深度在幾十到幾百微米，裂紋面呈金黃色，存在小刻面，呈明顯脆性斷裂特征[1]。采用JSM-6700F型掃描電子顯微鏡(SEM)附帶的SHD-FD-3022型能譜儀(EDS)對裂紋面上的金黃色區(qū)域進行微區(qū)成分分析，測2個平行試樣，結(jié)果見表1。由表1可以看出，裂紋面上的金黃色區(qū)域除了含有鋼基體中的鐵、鎳、鉻、錳等元素外，還含有較高含量的氧元素，表明金黃色區(qū)域發(fā)生了氧化。裂紋面的氧化應(yīng)該是由局部電鍍鎘鈦后的190 ℃加熱除氫工藝造成的，由此可知裂紋在除氫工藝前已經(jīng)存在。此外，表1中2個平行試樣裂紋面的氧元素含量不同，表明二者的氧化程度不同，即開裂時間不同。

表1 不同輪軸試樣裂紋面上金黃色區(qū)域的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分數(shù))Table 1 EDS analysis results of golden area on crackingface of different axle samples (mass) %

采用JSM-6700F型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察人工打開裂紋后的斷口(包括裂紋面和人工斷口)形貌。由圖4可以看出：硬鉻層中的裂紋面呈解理斷裂特征(脆性開裂區(qū))，鋼基體的裂紋面呈沿晶+準解理斷裂特征[2]，并有撕裂痕跡；人工斷口呈典型韌窩斷裂特征。

1.3 化學成分

在3件開裂輪軸的鋼基體上取樣，使用JSM-6700F型掃描電子顯微鏡(SEM)附帶的SHD-FD-3022型能譜儀(EDS)進行微區(qū)成分分析，結(jié)果見表2。由表2可以看出，所有試樣的微區(qū)成分測試結(jié)果均符合GJB 1951-1994中有關(guān)30CrMnSiNi2A鋼的技術(shù)指標要求，可知輪軸的開裂不是由鋼基體的成分不合格導致的。

表2 開裂輪軸鋼基體的微區(qū)成分測試結(jié)果及標準指標(質(zhì)量分數(shù))Table 2 Micro area composition and standard indice of steel substrate of cracked axle (mass) %

圖5 輪軸試樣內(nèi)部鋼基體和含裂紋表層截面的顯微組織Fig.5 Microstructures of inner steel substrate (a) and surface layer section containing cracks (b) of the axle sample

1.4 顯微組織

在開裂輪軸上取樣，采用化學方法去除硬鉻層。按照GB/T 226-2015，用體積分數(shù)10%的硝酸酒精溶液腐蝕后，借助低倍放大鏡對鋼基體進行低倍組織檢查。檢查結(jié)果表明，鋼基體的低倍組織均勻，未見燒傷等機械加工缺陷。在裂紋區(qū)表層及內(nèi)部鋼基體上取樣，經(jīng)磨制和拋光后，在LWD300LCS型光學顯鏡上觀察顯微組織。由圖5可知：開裂輪軸的不含裂紋及含裂紋鋼基體的顯微組織均為典型的馬氏體組織，未見異常夾雜物、燒傷組織和其他冶金缺陷；裂紋產(chǎn)生于輪軸鋼基體的表面和次表層，部分裂紋穿透硬鉻層，與外界連通；裂紋呈沿晶+穿晶曲折擴展，與圖4的斷口形貌分析結(jié)果相符，裂紋附近組織未見異常。由此可見，30CrMnSiNi2A鋼輪軸的開裂不是由基體組織不合格導致的。

1.5 硬 度

在近表面裂紋區(qū)垂直于輪軸軸向取樣，經(jīng)磨制和拋光后，用HV-1000型顯微硬度計測截面硬度分布，載荷為0.49 N，保載時間為20 s，由表面至心部每隔20～40 μm取點測試，相同深度測3個點取平均值，共測3個平行試樣。按照GB/T 1172-1999，將所測維氏硬度換算成洛氏硬度。由圖6可以看出：輪軸表面硬鉻層表層(距表面距離不大于0.05 mm)的硬度很高；由于在電鍍硬鉻層前對輪軸進行了噴丸強化處理，產(chǎn)生了表面加工強化效應(yīng)[3-4]，因此近硬鉻層的鋼基體硬度較高；在距表面0.1～1.0 mm范圍內(nèi)，鋼基體的硬度均在477～516 HV(47.5～50 HRC)范圍內(nèi)，滿足輪軸技術(shù)文件規(guī)定的47.0～50.5 HRC的指標要求。由此可見，輪軸的開裂不是由30CrMnSiNi2A鋼基體硬度不合格造成的。

圖6 不同開裂輪軸試樣的硬度隨距表面距離的變化曲線Fig.6 Curves of hardness vs distance from surface ofdifferent cracked axle samples

1.6 拉伸和沖擊性能

在開裂輪軸的無裂紋鋼基體上截取拉伸和沖擊試樣：拉伸試樣的長55 mm，厚2 mm，標距為15 mm；沖擊試樣的尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，開U型缺口。根據(jù)GB/T 228-1987，使用WDW-5型拉伸試驗機進行室溫拉伸試驗，應(yīng)力加載速率為10 MPa·s-1；根據(jù)GB/T 229-1984，使用PTM2000型沖擊試驗機進行室溫沖擊試驗。各測3個平行試樣取平均值。測得開裂輪軸鋼基體的抗拉強度為1 640 MPa、屈服強度為1 313 MPa、斷后伸長率為12.7%、斷面收縮率為56.5%、沖擊功為677 kJ·m-2，其室溫拉伸性能和沖擊性能均符合GJB 1951-1994的技術(shù)指標要求。由此可知，輪軸開裂不是由30CrMnSiNi2A鋼基體拉伸和沖擊性能不合格導致的。

1.7 氫含量

分別在3個輪軸試樣的硬鉻層表層、鋼基體表層(機械法去除硬鉻層)、鋼基體心部取樣，使用H-3000型測氫儀檢測氫含量。由表3可以看出：開裂輪軸鋼基體心部的氫質(zhì)量分數(shù)均在1×10-6以下，硬鉻層的氫含量高于鋼基體表層和心部的；鋼基體表層存在氫含量高于心部的現(xiàn)象，說明在電鍍硬鉻的過程中輪軸鋼基體表層滲入了氫。由于在電鍍硬鉻后進行了除氫處理，因此輪軸表層的氫含量控制在了較低的水平。

表3 輪軸試樣不同區(qū)域氫含量測試結(jié)果(質(zhì)量分數(shù))Table 3 Hydrogen content measurement in various areas ofaxle samples (mass) 10-6

1.8 殘余應(yīng)力

采用X-3000型X射線殘余應(yīng)力測試儀測試了輪軸表面開裂區(qū)域的環(huán)向(與裂紋方向垂直)殘余應(yīng)力。表層殘余應(yīng)力的測試采用腐蝕剝層法；測心部殘余應(yīng)力時采用線切割法取樣，并應(yīng)用腐蝕法將線切割加工的熱影響區(qū)去除。由表4可知，輪軸表層均存在殘余拉應(yīng)力，其數(shù)值比心部的高約1個數(shù)量級，局部最大值達到180 MPa以上。由此可見，輪軸開裂區(qū)處于較高的拉應(yīng)力狀態(tài)，這些應(yīng)力應(yīng)是在磨削加工硬鉻層的過程中引入的。

表4 輪軸試樣開裂區(qū)域表層及心部的殘余應(yīng)力測試結(jié)果Table 4 Residual stress measurement of surface layer andcore in cracking area of axle samples MPa

為了研究去應(yīng)力退火對輪軸表層殘余應(yīng)力狀態(tài)的影響，在輪軸表層取樣并進行190 ℃×4 h的去應(yīng)力退火處理，使用X-3000型X射線殘余應(yīng)力儀測其表面硬鉻層在去應(yīng)力退火前后的殘余應(yīng)力。去應(yīng)力退火前硬鉻層的殘余應(yīng)力測試值分別為73.0，63.1，9.1，67.9，163.0，123.7，去應(yīng)力退火后的分別為-114.8，-65.3，-124.0，-96.1，-56.3，73.3 MPa。退火后硬鉻層的殘余應(yīng)力基本上由退火前的拉應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力，說明去應(yīng)力退火能夠改善輪軸表層的殘余應(yīng)力狀態(tài)。

2 開裂原因分析及改進措施

2.1 開裂原因分析

由輪軸裂紋面的微觀形貌觀察可知，開裂性質(zhì)屬于典型的脆性開裂，可能的原因主要包括材料冶金缺陷、回火脆化、氫脆、應(yīng)力腐蝕等[1-2]。30CrMnSiNi2A鋼輪軸基體的顯微組織合格，不存在冶金缺陷和回火脆化現(xiàn)象。輪軸未裝機使用，在存放過程中也未接觸腐蝕性介質(zhì)，因此也可以排除應(yīng)力腐蝕開裂。氫脆的發(fā)生需要有一定量的氫滲入輪軸表面，同時還應(yīng)滿足一定的臨界拉應(yīng)力條件[5-6]。

輪軸的裂紋面呈金黃色，裂紋面上含有較多的氧元素，說明輪軸開裂后發(fā)生了高溫氧化。由輪軸的生產(chǎn)流程可知，輪軸在最后一次磁力探傷后，只有局部電鍍鎘鈦后的除氫工序(190 ℃×12 h)存在高溫環(huán)境，由此推知輪軸是在最后一次磁力探傷至電鍍鎘鈦后的除氫工序之間產(chǎn)生了裂紋，時間上具有延遲開裂的特點。

30CrMnSiNi2A鋼的顯微組織為回火馬氏體組織，對氫脆十分敏感[7]。輪軸表面硬鉻層及鋼基體表面的氫含量高于輪軸心部的，即在電鍍硬鉻過程中有較多的氫滲入到了硬鉻層中及鋼基體表面。雖然在局部電鍍硬鉻層后進行了200 ℃×24.5 h的除氫處理，使輪軸的整體氫含量控制到了較低的水平，但是在輪軸表面晶界處難免局部含有較多的氫，特別是在除氫不及時的情況下，滲入鋼晶界處的氫易于復合成氫分子或者與鋼中的元素形成氫化物，很難采用常規(guī)除氫方法去除[1]。此外，輪軸表面氫含量是在局部電鍍鎘鈦并經(jīng)190 ℃×12 h的除氫工藝處理后測試的，此時測試得到的氫含量應(yīng)比局部電鍍硬鉻并除氫后的要低。而超高強度鋼即使在整體平均氫質(zhì)量分數(shù)低于5×10-6的情況下，由于局部晶界等缺陷處富集氫的緣故，依然會發(fā)生氫脆破壞[1,7]。由此推知，輪軸表層的氫含量滿足氫脆開裂的必要條件。

30CrMnSiNi2A鋼輪軸未裝機使用，因此不存在工作應(yīng)力。在電鍍硬鉻前輪軸進行了噴丸處理，測試結(jié)果表明在未開裂區(qū)域存在400 MPa左右的殘余壓應(yīng)力，這對氫脆的產(chǎn)生具有抑制作用[8]。在輪軸開裂區(qū)域均存在殘余拉應(yīng)力，最大為184.0 MPa，這種水平的殘余拉應(yīng)力較難引發(fā)氫脆破壞。但是，表面殘余應(yīng)力是在鍍層開裂測得的，開裂會導致殘余應(yīng)力的釋放，因此推測開裂前的實際應(yīng)力水平應(yīng)高于測試值。拉應(yīng)力主要是在磨削加工硬鉻層的過程中引入的，此外在硬鉻層沉積過程中也會形成較高的固有殘余拉應(yīng)力[1]。輪軸為變截面軸，在電鍍過程中由于電流密度的不同導致各部位硬鉻層的厚度也不同，軸徑變化部位的硬鉻層厚度要大于軸徑均一部分的，因此在軸徑變化部位的硬鉻層的磨削加工量大，殘余拉應(yīng)力水平相對較高；開裂區(qū)域處于鍍硬鉻區(qū)域的邊沿處，該處的應(yīng)力集中程度也較大。此外，電鍍鎘鈦后的190 ℃×12 h除氫處理也會進一步降低前期工序引入的應(yīng)力水平。由此推知，在產(chǎn)生裂紋的磁力探傷至電鍍鎘鈦后的除氫工序之間的階段，硬鉻層及輪軸鋼基體表面的拉應(yīng)力水平較高，滿足氫脆開裂的必要條件。

此外，由裂紋微觀形貌可知：裂紋產(chǎn)生于輪軸鋼基體的表面和次表面，部分裂紋貫穿硬鉻層；裂紋呈沿晶+穿晶曲折擴展，并且沿晶裂紋表面上存在撕裂痕跡，這是氫致延遲開裂的典型特征。綜上所述，在較高的拉應(yīng)力與輪軸表面局部富集的氫的協(xié)同作用下，輪軸發(fā)生了氫致延遲開裂(氫脆)。

2.2 改進措施

控制30CrMnSiNi2A鋼輪軸的氫脆開裂必須從氫含量和拉應(yīng)力方面入手，為此采取了以下工藝改進措施：

(1) 在電鍍硬鉻時采用陰極保護圈等措施對鍍硬鉻區(qū)域末端進行工藝改進，使硬鉻層的均勻性得到改善，并盡可能降低硬鉻層的厚度，減少硬鉻層的加工磨削量。在硬鉻層的磨削加工過程中降低進給量，最大限度地降低磨削后輪軸表面的殘余拉應(yīng)力。

(2) 在電鍍硬鉻后立即進行除氫處理，從而有效降低輪軸表面的氫含量。

(3) 在硬鉻層磨削加工后進行去應(yīng)力退火，以消除輪軸表面的殘余拉應(yīng)力。

采取上述技術(shù)措施后，連續(xù)生產(chǎn)了1 200多件30CrMnSiNi2A鋼輪軸，在制造環(huán)節(jié)和交付客戶后均未再出現(xiàn)開裂現(xiàn)象。

3 結(jié) 論

(1) 30CrMnSiNi2A鋼輪軸的開裂性質(zhì)為氫致延遲開裂(氫脆)，裂紋首先產(chǎn)生在輪軸鋼基體的表面或次表面，部分貫穿硬鉻層;開裂發(fā)生在最后一次磁力探傷與鍍鎘鈦后的除氫工序之間。

(2) 輪軸的開裂是由在電鍍硬鉻過程中滲入輪軸表面的氫和在磨削加工硬鉻層時引入的拉應(yīng)力的協(xié)同作用導致的。

(3) 通過采取改善電鍍工藝、電鍍硬鉻后及時除氫、合理控制硬鉻層的磨削加工參數(shù)、在硬鉻層磨削加工后增加去應(yīng)力退火工藝等措施，30CrMnSiNi2A鋼輪軸未再出現(xiàn)開裂現(xiàn)象。