履带限位块开裂分析

张宝东 ， 侯 锐 ,2， 张 兵 ， 毛艺蒙

（1. 北京北方车辆集团有限公司，北京 100072；2. 陆装驻北京地区某军代室，北京 100072；3. 中国航发北京航空材料研究院，北京 100095；4. 航空工业失效分析中心，北京 100095；5. 航空材料检测与评价北京市重点实验室，北京 100095；6. 中国航空发动机集团材料检测与评价重点实验室，北京 100095；7. 材料检测与评价航空科技重点实验室，北京 100095）

0 引言

由于H 渗入金属内部导致损伤，从而使零件在低于材料屈服极限的应力持续作用下发生失效称为氢致失效，俗称氢脆。由于零件氢脆开裂属于脆性延迟破坏，在开裂之前并无征兆，难以通过正常检查程序加以识别。此外，氢脆大都与“批次性”有关，破坏性大；因此，一旦零件发生氢脆开裂可能会造成严重的后果[1-4]。

经过近一个世纪的研究，人们对于氢脆机理、氢脆损伤的表现、影响因素以及工程控制已经有了较深入的认识。比如氢脆机理方面形成氢压理论、弱键理论、表面吸附理论、氢与位错交互作用理论等比较著名的理论[5]。但是工程上钢制零件的氢脆问题仍然频繁出现，特别是近些年来，由于高强结构材料以及新的表面处理工艺的大量应用，氢脆开裂在工程上呈现出一系列新的现象和特点[6]，应引起高度重视。电镀和酸洗等表面处理过程中引入H 从而导致零件发生氢脆开裂的现象屡见不鲜，而由于渗锌工艺引入H 最后导致氢脆的现象尚未见报道。对渗锌工艺引入H，进而导致零件氢脆开裂的故障现象和机理进行分析并提出相应措施，对于工程上类似故障的预防具有很好的警示和借鉴意义。

车辆履带在拆卸维护过程中发现部分限位块有裂纹，对装配完一段时间尚未出厂的履带进行检查，发现也有部分限位块存在裂纹。限位块材质为42CrMo 钢。制造工艺为：下料→机械加工→热处理（850 ℃，油冷+420 ℃，水冷）→表面渗锌（370～375 ℃保温约4 h）。渗锌剂为：锌粉+Al2O3+NH4Cl+助渗剂。本研究通过宏微观观察、能谱成分分析、金相组织检查、硬度测试、H 含量测定以及排查对比试验，确定限位块的开裂性质和原因，提出相应措施，并进行试验验证。

1 试验过程与结果

1.1 宏观观察

限位块宏观形貌见图1，各限位块开裂位置和裂纹形貌相似。裂纹主要位于螺栓孔左右两侧，沿螺栓孔纵向贯穿2 个端面，部分限位块顶端也发生开裂。限位块螺栓孔裂纹均从螺栓孔处起源，顶端裂纹从外表面起源，断面均比较平坦，未见明显塑性变形（图2）。

图 1 开裂限位块宏观形貌Fig.1 Macro appearance of cracking stop blocks

图 2 限位块断口宏观形貌Fig.2 Macro appearances of fracture surfaces

1.2 微观观察

限位块断口经超声清洗后在扫描电镜下进行微观特征观察。各断口微观形貌相似：源区位于次表面，裂纹断口主要呈沿晶断裂特征，局部可见韧窝特征，断口晶面可见鸡爪痕（撕裂棱线）特征，断面未见明显腐蚀性产物，人工打开区主要呈韧窝特征，局部可见少量解理和沿晶特征（图3）。

1.3 断口成分分析

利用能谱分析仪对限位块断口沿晶开裂区进行成分分析。沿晶开裂区未见腐蚀性元素（表1）。

表 1 断口沿晶区能谱分析结果（质量分数 /%）Table 1 EDS analysis result of intergranular cracking zone of fracture surface（mass fraction /%）

图 3 限位块断口微观形貌Fig.3 Micro appearances of fracture surface of stop block

1.4 金相组织检查

从开裂限位块取截面试样，磨抛腐蚀后在光学显微镜下进行金相组织检查。限位块基体组织为回火屈氏体，组织未见异常，表层渗锌层厚约15～30 μm（图4）。

1.5 硬度测试

分别从开裂限位块以及热处理后未渗锌的限位块上取试样，磨抛后进行显微硬度测试，结果见表2。开裂限位块和未渗锌限位块基体显微硬度接近，平均值分别约为HV 459、454。根据GB/T 1172—1999《黑色金属硬度及强度换算值》换算成布氏硬度约为HB 446、441，处于技术要求的中上限（HB 401～460）。

1.6 H 含量测试

分别从开裂限位块表层（带渗锌层）、心部以及热处理后未渗锌的限位块心部取测H 试样，进行H 含量测定。2 个限位块心部H 含量均小于1×10−6，带有渗锌层的试样H 含量较高（9×10−6）。

图 4 限位块金相组织Fig.4 Microstructures of stop block

1.7 排查对比试验

为进一步确定裂纹产生的时间和影响因素，进行如下排查对比试验：1）渗锌限位块100 件，装配前经无损检测无裂纹，装配后目视检查无裂纹，约18 h 后目视检查有3 件出现明显裂纹，并且随着时间推移，出现裂纹的限位块逐渐增多；2）热处理后未渗锌限位块100 件，装配后目视检查无裂纹，5 d 后目视检查无裂纹，拆卸后进行无损检测无裂纹。

表 2 限位块显微硬度(HV)测试结果Table 2 Micro hardness testing results of stop blocks (HV)

2 分析与讨论

2.1 开裂性质分析

根据故障背景分析、裂纹断口宏微观形貌观察以及金相组织检查等结果，可以得出以下规律：1）限位块装配或使用一段时间后发生开裂，时间上具有延迟开裂的特点；2）裂纹从次表面起源，裂纹断口主要呈沿晶断裂特征，并且在晶面上存在鸡爪痕特征−氢致延迟开裂的典型特征；3）断口未见明显腐蚀产物和腐蚀性元素；4）限位块开裂部位未见冶金、组织缺陷。综合以上特点，特别是其中延迟开裂、次表面裂纹、晶面鸡爪痕等典型特征，可以判定限位块开裂性质为氢致延迟脆性开裂。

2.2 开裂原因分析

钢发生氢致延迟脆性开裂主要受以下几方面因素的影响：H 含量、材料强度、拉应力水平、应变速率等，其中H 含量和材料强度是最关键的2 个因素。在一定的拉应力作用下，钢制零件内部的H 含量越高，则越容易发生氢脆开裂。而钢发生氢脆开裂所需的临界H 含量通常又受到材料强度和组织状态等因素的影响[6-7]。随着材料强度升高，氢脆敏感性增加，发生氢脆开裂所需的H 含量降低。一般钢中的H 含量在5×10−6以上时可能会发生氢脆开裂，而高强度钢即使H 含量小于1×10−6，都有可能会产生氢致裂纹[8-9]。

开裂限位块基体显微硬度约HV 459，换算成抗拉强度σb约1517 MPa，属于高强度钢，具有较高的氢脆敏感性。此外，限位块人工断口局部可见沿晶断裂特征，说明限位块材料脆性较大，材料本身的脆性会和氢脆现象叠加，从而导致材料氢脆敏感性增大[10-12]。

开裂限位块和未渗锌的限位块心部H 含量均小于1×10−6，而带有渗锌层的试样H 含量较高（9×10−6）。排查对比试验显示，渗锌限位块装配完一段时间后逐渐发生氢脆开裂，而未渗锌的限位块装配一段时间后均未出现裂纹。由此可判断，渗锌限位块氢脆开裂主要与表层较高的H 含量有关。

钢制零件中的H 通常来自以下几个途径：1）冶炼和热处理过程中进入的H；2）焊接过程中进入的H；3）酸洗和电镀等表面处理过程中进入的H；4）使用环境下渗入的H。开裂限位块和未渗锌的限位块心部H 含量均小于1×10−6，而带有渗锌层的试样H 含量较高。限位块未经焊接处理，在室温空气环境下保存和使用。由此可判断，渗锌限位块表层较高的H 含量源自第3 个途径。开裂限位块表面经过渗锌处理，渗锌后未进行除氢处理。渗锌剂中包含NH4Cl，NH4Cl 受热可分解成NH3和HCl：

反应产生的H 除了以H2的形式逸出外，还有部分H 可能进入金属内部（图5a）。进入金属后，部分H 可能解离成离子和电子，这种H+被电子所束缚，活动能力降低。而以原子存在的H 则并不被静电所吸引，它们在浓度梯度下扩散而占据晶体点阵中的空隙、空穴、位错等缺陷处。限位块装配后，H 原子在外力的作用下通过扩散与位错一起沿着滑移面移动，并逐渐在晶界或者其他内部缺陷处形成位错与H 原子的塞积（图5b），导致这些位置的金属发生脆化，进而形成微裂纹并扩展。对限位块人工打断时，材料的变形速率非常快，H 的扩散速率跟不上位错的移动，难以形成H 原子的堆积与偏聚，H 的脆化作用不明显。

2.3 预防措施及试验验证

钢制零件的氢脆开裂一般可从以下3 方面进行控制：1）适当降低材料强度，改善韧性；2）降低材料中的H 含量；3）降低拉应力水平。限位块氢脆开裂主要与表层H 含量较高有关，限位块在渗锌过程中存在吸氢现象，渗锌后未做除氢处理，通过调整渗锌工艺减少吸氢或者增加除氢工艺来降低限位块表层H 含量，可以预防氢脆开裂。此外，限位块材料强度处于材料技术要求上限，人工断口局部可见沿晶断裂特征，材料脆性较大，通过调整热处理工艺使材料强度接近设计下限并降低脆性，可以降低材料的氢脆敏感性。

图 5 限位块吸氢以及氢向晶界聚集示意图Fig.5 Schematic illustration of hydrogen ingress into stop block and gathering at grain boundaries

调整渗锌工艺（去除渗锌剂中的氯化铵）后，按照HB 5 067.1—2005 对渗锌试棒进行氢脆试验，渗锌试棒在200 h 内均未发生断裂。此外，车辆行驶1000 km 后，对新渗锌工艺渗锌的限位块进行检查，未发现裂纹。结果表明，调整渗锌工艺（去除渗锌剂中的NH4Cl）可以有效防止限位块氢致裂纹的产生。

3 结论

1）限位块开裂性质为氢致延迟脆性开裂。

2）限位块材料硬度接近设计上限并且脆性较大，本身具有较高的氢脆敏感性。

3）渗锌过程中引入氢导致限位块表层H 含量较高，是限位块发生氢脆开裂的主要原因。

4）调整渗锌工艺，防止渗锌过程中引入H，可有效预防限位块氢致裂纹的产生。