60Si2Mn彈簧鋼具有良好的塑性、韌性，較高的屈服強(qiáng)度、疲勞強(qiáng)度，且使用壽命較長(zhǎng)，因此60Si2Mn彈簧鋼常用于制作螺旋彈簧、異形彈簧、渦卷彈簧、漸變載荷高應(yīng)力工作狀態(tài)要求的重要卷制彈簧，以及飛行器起落架等重要交通工具用的減震系統(tǒng)彈簧。彈簧鋼的品質(zhì)至關(guān)重要，需要嚴(yán)格把關(guān)生產(chǎn)、加工、運(yùn)輸、存放等環(huán)節(jié)，以確保產(chǎn)品的化學(xué)成分控制精準(zhǔn)，內(nèi)部性能穩(wěn)定，尺寸及橢圓度等表面質(zhì)量良好。某批60Si2Mn彈簧鋼盤條在卷簧校直過(guò)程中發(fā)生脆性斷裂。該彈簧的生產(chǎn)工藝流程為：連續(xù)澆鑄生產(chǎn)圓坯→熱軋盤條→集卷打包→運(yùn)輸至彈簧生產(chǎn)車間→校直→卷簧→熱處理。筆者采用一系列理化檢驗(yàn)方法對(duì)該盤條斷裂的原因進(jìn)行分析，以避免該類問(wèn)題再次發(fā)生[1-2]。

1. 理化檢驗(yàn)

1.1 宏觀觀察

沿垂直于盤條軋制方向截取橫向試樣，對(duì)盤條斷口進(jìn)行宏觀觀察，結(jié)果如圖1所示。由圖1可知：斷口為斜茬斷口，呈脆性斷裂特征，斷裂起源于盤條外表面，裂紋沿垂直于軋制方向擴(kuò)展，初斷區(qū)域斷面齊平，擴(kuò)展區(qū)在三向應(yīng)力的作用下撕裂成斜茬狀；斷裂源處可見(jiàn)沿軋制方向的有亮白金屬光澤的擦蹭痕跡，該處形貌明顯與其他位置不同。

圖 1盤條斷口宏觀形貌

1.2 化學(xué)成分分析

利用直讀光譜儀對(duì)斷裂盤條進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果如表1所示。由表1可知：斷裂盤條的化學(xué)成分符合GB/T 1222—2016 《彈簧鋼》的要求。

1.3 掃描電鏡（SEM）分析

在盤條斷口處取樣，將試樣用乙醇超聲清洗干凈，再置于SEM下觀察，結(jié)果如圖2所示。由圖2可知：斷裂源附近斷面較平，初斷位置存在明顯的小平臺(tái)，小平臺(tái)處有磨損痕跡，附近可見(jiàn)細(xì)小的韌窩；擴(kuò)展區(qū)呈典型的解理形貌特征；擦蹭位置有沿著軋制方向排列，開(kāi)口方向垂直于軋制方向的成排裂紋。

圖 2盤條斷口處SEM形貌

1.4 金相檢驗(yàn)

在斷裂盤條斷裂源位置的橫截面上截取試樣，對(duì)試樣進(jìn)行金相檢驗(yàn)，結(jié)果如圖3所示。由圖3可知：缺陷位置可見(jiàn)黃亮色組織，即隱晶馬氏體，馬氏體和基體組織過(guò)渡區(qū)組織嚴(yán)重變形，其他位置為正常的珠光體+鐵素體，符合企業(yè)的內(nèi)控標(biāo)準(zhǔn)要求。

圖 3斷裂盤條斷裂源位置顯微組織形貌

為進(jìn)一步探究是否可通過(guò)熱處理改善缺陷產(chǎn)品中的異常組織，對(duì)試樣進(jìn)行退火處理，退火工藝為：將試樣加熱至870 ℃，保溫30 min后隨爐冷卻。對(duì)熱處理后的試樣進(jìn)行金相檢驗(yàn)，結(jié)果如圖4所示。由圖4可知：原隱針馬氏體位置的組織已轉(zhuǎn)變?yōu)檎５闹楣怏w+鐵素體。

圖 4退火后斷裂源位置顯微組織形貌

沿?cái)嗔驯P條直徑方向縱向切割取樣，對(duì)試樣進(jìn)行磨拋處理，按照GB/T 10561—2023 《鋼中非金屬夾雜物含量的測(cè)定 標(biāo)準(zhǔn)評(píng)級(jí)圖顯微檢驗(yàn)法》，對(duì)試樣進(jìn)行非金屬夾雜物分析，結(jié)果如表2所示。由表2可知：試樣中非金屬夾雜物級(jí)別符合標(biāo)準(zhǔn)GB/T 1222—2016的要求。

2. 綜合分析

由上述理化檢驗(yàn)結(jié)果可知：斷裂盤條的化學(xué)成分、非金屬夾雜物等級(jí)均滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，材料組織為珠光體+鐵素體。盤條斷裂源位置可見(jiàn)擦蹭痕跡的小平臺(tái)，平臺(tái)附近斷口呈細(xì)碎韌窩形貌，擴(kuò)展區(qū)呈典型解理斷口特征。裂紋源一側(cè)表面有嚴(yán)重的擦蹭痕跡，并伴隨有垂直于盤條軋制方向的成排橫向裂紋。斷裂源位置的組織為黃亮色隱針馬氏體，靠近隱針馬氏體的組織發(fā)生嚴(yán)重變形，其他位置為正常組織形態(tài)[3-4]。

當(dāng)金屬表面瞬間升溫至奧氏體化溫度后急速降溫，材料在該過(guò)程中相當(dāng)于進(jìn)行了淬火，極易形成淬火后硬相組織。當(dāng)這一過(guò)程發(fā)生時(shí)間很短，瞬間升溫形成的奧氏體晶粒內(nèi)溶質(zhì)元素濃度分布不均勻時(shí)，可將淬火區(qū)域分為多個(gè)溶質(zhì)濃度不同的微觀區(qū)域，每個(gè)不同溶質(zhì)濃度的小區(qū)域都有其各自的馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度點(diǎn)，淬火發(fā)生的瞬間沒(méi)有足夠時(shí)間使材料經(jīng)歷典型的奧氏體均勻化、高溫回復(fù)、晶粒長(zhǎng)大、再結(jié)晶這一過(guò)程，奧氏體小區(qū)域切變過(guò)程中得到晶粒極其細(xì)小的馬氏體，此時(shí)馬氏體內(nèi)部的典型針過(guò)小，因此不能明顯被觀察到，成為了黃亮色的隱針馬氏體。由于馬氏體的硬度高、塑性差，在校直過(guò)程中受力時(shí)，局部產(chǎn)生應(yīng)力集中，萌生了微裂紋，裂紋瞬間擴(kuò)展，最終導(dǎo)致材料斷裂。

馬氏體區(qū)域的硬度高、塑性差，與基體的變形不同步，在馬氏體和基體間容易形成擠壓扭曲變形的過(guò)渡層，過(guò)渡層組織變形屬于塑性變形。該位置在變形過(guò)程中產(chǎn)生大量的位錯(cuò)，位錯(cuò)繼續(xù)運(yùn)動(dòng)積塞，使垂直于變形方向產(chǎn)生纖維化組織，該過(guò)程屬于硬化過(guò)程，該處硬度高于基體，并存在極大的內(nèi)應(yīng)力，在校直過(guò)程中加快了材料的脆斷過(guò)程。

通過(guò)對(duì)生產(chǎn)工序和生產(chǎn)后的包裝、吊裝、運(yùn)輸?shù)拳h(huán)節(jié)的跟蹤，發(fā)現(xiàn)該批產(chǎn)品在打包前沒(méi)有明顯表面問(wèn)題，在下一工序進(jìn)行前，拆包后的試樣表面存在局部擦傷現(xiàn)象，判斷該批試樣的表面缺陷是在打包過(guò)程中產(chǎn)生的。在盤條打包過(guò)程中[5-6]，當(dāng)打包線與基體無(wú)防護(hù)措施時(shí)，盤條容易發(fā)生瞬間碰撞和擦蹭，導(dǎo)致接觸位置的基體發(fā)生明顯變形，嚴(yán)重時(shí)會(huì)產(chǎn)生較高溫度，形成淬火組織，此外，盤條內(nèi)部線圈與線圈之間的擠壓摩擦也會(huì)導(dǎo)致材料產(chǎn)生表面局部缺陷。

將斷裂盤條進(jìn)行退火處理，原隱針馬氏體位置的組織已轉(zhuǎn)變?yōu)檎５闹楣怏w+鐵素體，說(shuō)明退火處理可以改善由硬相組織產(chǎn)生的應(yīng)力集中問(wèn)題[7-8]。

3. 結(jié)論及建議

斷裂盤條在打包過(guò)程中產(chǎn)生了表面缺陷，在卷簧校直過(guò)程中，盤條受到校直力的作用，缺陷位置處產(chǎn)生應(yīng)力集中，并萌生裂紋，裂紋不斷擴(kuò)展，最終導(dǎo)致盤條斷裂。

建議做好打包線點(diǎn)檢工作，在打包線和盤條之間進(jìn)行隔離防護(hù)，避免打包過(guò)程中打包機(jī)滑道與盤條之間出現(xiàn)擦蹭，或盤條間出現(xiàn)擠壓摩擦。利用叉車調(diào)運(yùn)時(shí)，防止發(fā)生嚴(yán)重擦蹭，入庫(kù)時(shí)減少搬運(yùn)次數(shù)?？刂票P條成品的橢圓度，調(diào)整好設(shè)備孔型，避免在后期校直過(guò)程中，盤條與設(shè)備孔徑發(fā)生局部異常摩擦。對(duì)存在局部淬火硬脆組織的產(chǎn)品進(jìn)行熱處理，可緩解校直過(guò)程中的斷線情況。

文章來(lái)源——材料與測(cè)試網(wǎng)