胡小華,龍曉偉,曹鎮(zhèn)君,馬麗莎

(1.93145部隊(duì),江西 南昌 330213; 2. 航空工業(yè)洪都,江西 南昌 330024)

30CrMnSiNi2A鋼是在30CrMnSiA鋼的基礎(chǔ)上提高了錳和鉻的含量,并添加了1.40%～1.80% Ni(質(zhì)量分?jǐn)?shù)),使其淬透性得到了明顯提高,改善了鋼的韌性和回火穩(wěn)定性。經(jīng)熱處理后可獲得高的強(qiáng)度、塑性和韌性,良好的抗疲勞性能和斷裂韌度,低的疲勞裂紋擴(kuò)展速率,因而常常被用作飛機(jī)起落架等重要受力結(jié)構(gòu)件[1]。但該鋼對(duì)缺口和氫脆較敏感[2],且服役環(huán)境比較惡劣,在彎曲、拉伸、扭轉(zhuǎn)等多種載荷的復(fù)合作用下該鋼制作的零部件在服役期間易發(fā)生失效,帶來飛行安全隱患[3-4]。

我國在20世紀(jì)50年代仿制俄羅斯的鋼種研制出30CrMnSiNi2A鋼[5],并廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域中,諸多學(xué)者在此基礎(chǔ)上對(duì)該鋼進(jìn)行了研究和探索[6-8]。潘雅琴等[9]發(fā)現(xiàn)30CrMnSiNi2A鋼在900 ℃奧氏化30 min油淬后,經(jīng)200～300 ℃回火具有較好的綜合力學(xué)性能,而在350～450 ℃回火后出現(xiàn)回火脆性。袁書強(qiáng)等[10]研究了回火溫度對(duì)30CrMnSiNi2A鋼微觀組織的影響,在180～280 ℃回火時(shí)其顯微組織為回火馬氏體,具有較高的強(qiáng)度和硬度;隨著回火溫度的升高,ε碳化物明顯聚集長大,其組織由回火馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樗魇象w,硬度和強(qiáng)度均下降。彭揚(yáng)文等[11]通過分析得出熱處理溫度過高引起組織過燒,導(dǎo)致30CrMnSiNi2A鋼活塞桿斷裂。胡生雙等[12]研究了真空爐、空氣爐、鹽浴爐及氣體保護(hù)爐四種加熱方式對(duì)30CrMnSiNi2A鋼淬硬層組織的影響,得出真空爐和氣體保護(hù)爐優(yōu)于鹽浴爐和空氣爐。

某飛機(jī)例行檢查時(shí),發(fā)現(xiàn)右起落架下扭力臂大雙耳根部處有疑似裂紋,經(jīng)磁粉檢測,在下扭力臂大雙耳根部R處發(fā)現(xiàn)一條長度約6 mm的裂紋。下扭力臂材料牌號(hào)為30CrMnSiNi2A(鍛件),熱處理要求σb為1665±100 MPa,加工過程為：鍛件→銑耳片→熱處理→磨耳片外側(cè)表面→倒角→去應(yīng)力回火→磁粉檢測(100%)→檢驗(yàn)→表面處理(磷化)。裂紋的出現(xiàn)會(huì)嚴(yán)重影響飛機(jī)安全性,因此本文對(duì)飛機(jī)起落架30CrMnSiNi2A下扭力臂進(jìn)行失效分析,確定裂紋性質(zhì)及產(chǎn)生原因,為預(yù)防此類問題的發(fā)生提供指導(dǎo)。

1 理化檢驗(yàn)

1.1 宏觀形貌觀察

下扭力臂宏觀形貌如圖1所示,裂紋位于大雙耳根部R處,裂紋長度約為5 mm,且裂紋附近有明顯的磨損痕跡。沿裂紋擴(kuò)展方向打開斷口,斷口宏觀形貌如圖2所示,整個(gè)斷口表面呈黑色且較平坦;而人為打開斷口部分呈白亮色。

圖1 下扭力臂宏觀形貌Fig.1 Macro morphology of the lower torque force armo

圖2 斷口宏觀形貌Fig.2 Macro morphology of fracture surface

1.2 SEM觀察

采用掃描電子顯微鏡觀察斷口形貌,斷口低倍形貌如圖3所示,斷口表面較平坦,裂紋深度約為0.87 mm,裂紋長度約為3.2 mm。

圖3 斷口低倍形貌Fig.3 Macroscopic morphology of fracture surface

觀察斷口微觀形貌,整個(gè)斷口表面被腐蝕產(chǎn)物覆蓋,斷口近表面位置的腐蝕形貌如圖4(a)所示。裂紋尾部的腐蝕形貌呈網(wǎng)狀開裂[13],人為打開斷口表面為韌窩特征,如圖4(b)所示。

(a)斷口近表面位置腐蝕形貌;(b)裂紋尾部腐蝕形貌和打開斷口的韌窩形貌圖4 斷口微觀形貌(a)corrosion morphology near the surface of the fracture;(b)corrosion morphology of crack tail and dimple morphology of open fracture surfaceFig.4 Micro morphology of fracture surface

1.3 能譜分析

近零件表面處的斷口能譜分析結(jié)果見表1,裂紋尾部的斷口能譜分析結(jié)果見表2,打開斷口的能譜分析結(jié)果見表3。由表1～3可知,原始斷口表面被一層氧化物覆蓋,除了氧元素,未見其他異常元素;而人為打開斷口處未見異常元素[14]。

表1 近零件表面處的斷口能譜分析結(jié)果Table 1 Energy spectrum analysis results of fractures near the surface of parts

表2 裂紋尾部的斷口能譜分析結(jié)果Table 2 Energy spectrum analysis results of fracture surface at the crack tail

表3 打開斷口的能譜分析結(jié)果Table 3 Energy spectrum analysis results of open fracture surface

1.4 化學(xué)成分分析

在30CrMnSiNi2A下扭力臂零件上取樣進(jìn)行化學(xué)成分分析,結(jié)果見表4,其化學(xué)成分符合標(biāo)準(zhǔn)GJB 1951—1994技術(shù)要求。

表4 化學(xué)成分檢測結(jié)果Table 4 Chemical composition test results

1.5 金相組織觀察

在斷口處截取金相試樣進(jìn)行金相組織觀察,如圖5所示。從圖5中可以看出,心部金相組織為回火索氏體,斷口處(“裂紋”側(cè)面)有脫碳現(xiàn)象。

(a)斷口處脫碳形貌;(b)心部金相組織圖5 試樣金相組織(a)decarburization morphology at the fracture surface;(b) core microstructureFig.5 Microstructure of sample

1.6 硬度檢測

在零件上截取硬度試樣進(jìn)行布氏硬度檢測,檢測結(jié)果分別為471 HBW、477 HBW,換算強(qiáng)度分別為1620 MPa、1646 MPa(換算強(qiáng)度值僅供參考)。對(duì)斷口處脫碳層的硬度進(jìn)行顯微硬度檢測,檢測結(jié)果分別為40.30 HRC、39.42 HRC,換算強(qiáng)度約為1243 MPa(換算強(qiáng)度值僅供參考)。

2 分析討論

通過對(duì)30CrMnSiNi2A下扭力臂進(jìn)行化學(xué)成分分析(表4),其結(jié)果符合標(biāo)準(zhǔn)GJB 1951—1994技術(shù)要求,這說明下扭力臂裂紋并不是由原材料的錯(cuò)混料問題而致。另外,通過對(duì)斷口進(jìn)行SEM觀察、能譜分析(圖3、圖4,表1～3),發(fā)現(xiàn)斷口表面有較嚴(yán)重的氧化腐蝕形貌,說明裂紋已產(chǎn)生了較長的時(shí)間;整個(gè)原始斷口特征一致,無明顯差異,說明在使用過程中裂紋并未擴(kuò)展[15]。通過對(duì)斷口進(jìn)行金相組織觀察(圖5)和顯微硬度檢測,發(fā)現(xiàn)裂紋斷口表面存在脫碳現(xiàn)象,且顯微硬度較低,說明裂紋在熱處理前已產(chǎn)生;心部金相組織為回火索氏體,其硬度約為1620 MPa,檢測結(jié)果符合要求,說明零件加工后的熱處理過程符合要求。

綜合分析下扭力臂鍛件的鍛造過程和下扭力臂零件的生產(chǎn)過程,導(dǎo)致裂紋斷口處出現(xiàn)脫碳現(xiàn)象的主要原因是鍛件在鍛造過程的加熱和零件在熱處理過程的加熱[16]。下扭力臂零件在熱處理前,扭力臂大雙耳根部并沒有加工工序,由零件加工過程生產(chǎn)裂紋的概率極少,因此該裂紋是下扭力臂鍛件在鍛造過程中產(chǎn)生的。

在鍛造過程中,由于終鍛溫度控制不好導(dǎo)致終鍛溫度偏低,在鍛壓過程產(chǎn)生較大的應(yīng)力,甚至產(chǎn)生裂紋;另外,在鍛造過程中存在較大的熱應(yīng)力,如果未及時(shí)進(jìn)行去應(yīng)力回火,極易產(chǎn)生裂紋或使裂紋擴(kuò)展,最終導(dǎo)致鍛件應(yīng)力相對(duì)集中的拐角處出現(xiàn)裂紋。

3 結(jié)論

飛機(jī)起落架30CrMnSiNi2A下扭力臂出現(xiàn)裂紋,是由于鍛造過程中的終鍛溫度偏低和未及時(shí)進(jìn)行去應(yīng)力回火,導(dǎo)致鍛件拐角處產(chǎn)生較大的應(yīng)力,從而使起落架在彎曲、拉伸、扭轉(zhuǎn)等多種載荷的復(fù)合作用下出現(xiàn)裂紋。