摘要：針對某汽車輪轂軸承在行駛過程中突然斷裂的問題，采用掃描電子顯微鏡、金相顯微鏡、直讀光譜儀、顯微維氏硬度計和布氏硬度計等進行原因分析。結果顯示，斷裂起源于與內圈過盈配合的邊緣R區，斷裂性質為一次性彎曲脆性斷裂，其材質和熱處理質量合格。分析得出，斷裂是由行駛過程中受到過載的沖擊載荷而導致，建議提高輪轂軸與內圈配合R區的感應淬火有效硬化層深度，同時將零件整體熱處理方式由等溫退火更改為調質處理。

關鍵詞：汽車輪轂軸承65Mn斷軸感應淬火

1前言

汽車輪轂軸承是汽車承重及為轉向系統提供精確導向的關鍵安全件之一，連接輪轂或制動盤與轉向節，主要作用是為旋轉副減少摩擦力，同時還起到傳遞扭矩的作用[1-4]。國內輪轂軸承已開發到第四代，第三代輪轂軸承已廣泛應用于乘用車領域，相對第一代和第二代，其集成度大大加強，具備更高的裝配精度和可靠性，因此受到所有主流主機廠的青睞[5-8]。

某汽車在行駛過程中，由于出現交通事故，其右后輪輪轂軸出現斷裂導致車輪飛出，給車主帶來巨大損失。該斷裂輪轂軸的材質為65Mn碳素鋼，其主要的生產工藝流程為原材料→熱模鍛→整體等溫退火處理→車削加工→軸表面感應淬火→磨削加工→裝配。

該零件整體等溫退火后，要求硬度為190～220 HBW，金相組織為片狀珠光體+少量球狀珠光體;軸表面經感應淬火后，要求硬度為60～65 HRC，金相組織為3～6級回火馬氏體，軸表面淬硬層深度為1.8～3.0 mm。為了找出該零件斷裂的原因，對其展開失效分析，主要從外觀檢查，斷口的宏微觀形貌觀察、基體及淬硬層的顯微組織和硬度分析、化學成分分析等方面進行檢測分析，以確定斷裂的性質及其斷裂失效的原因，并給出改進意見，對避免類似原因造成軸斷裂具有一定的工程應用價值。

2試驗過程與結果

2.1宏觀形貌

斷口的宏觀形貌如圖1所示，可見斷口面在局部區域已出現銹蝕和污染，斷裂發生于軸與內圈配合區，且起始于軸與內圈小端面配合邊緣區的外表面處(R區)，以與軸線成45°角方向迅速擴展后形成貫穿開裂。整個斷口面分為兩層，從表面向內約3.5 mm范圍顏色較暗，心部區域可見明顯的金屬光澤。斷裂面未見明顯的疲勞弧線特征，判斷屬于一次性斷裂。

圖1斷口的宏觀形貌

2.2斷口形貌

采用超聲波清洗機，用丙酮對斷口面進行清洗后，利用ZEISS EVO 18型掃描電子顯微鏡(SEM)對斷口面的1區、2區和3區(見圖1b)進行觀察，結果見圖2～4所示。可以看出，斷裂源(1區)特征為沿晶脆性斷裂，斷口面無任何疲勞特征，經放大后觀察顯示源區無原始裂紋、非金屬夾雜或折疊等原始缺陷;表層感應淬火區(2區)為沿晶+局部準解理混合型斷裂特征，裂紋在淬火區域呈人字形向基體快速擴展;心部基體區(3區)為解理+少量準解理混合型斷裂特征。

圖2斷裂源的SEM形貌

2.3顯微組織

按圖1b所示的虛線在裂紋源區進行取樣，制樣完成后，用4%硝酸酒精溶液(體積分數)腐蝕觀察面，采用Axio Vert.A1型金相顯微鏡進行金相組織觀察，結果見圖5所示。看出，表層感應淬火區域的金相組織為5級回火馬氏體，且組織均勻性較好，滿足感應淬火工藝對金相組織的要求;心部基體組織為細片狀珠光體+少量球狀珠光體，亦滿足等溫退火工藝對產品金相組織的要求。

圖3感應淬火區的SEM形貌

圖4基體區的SEM形貌

2.4化學成分及硬度

對零件取樣，利用ARL3460型直讀光譜儀進行化學成分分析，結果見表1。可以看出，該零件的各元素含量滿足GB∕T 699—2015中對65Mn的技術要求。

圖5金相組織

表1化學成分檢測結果%

利用MH-5L型顯微維氏硬度計對斷口面附近R區的有效硬化層深度(DS)進行測量，結果見圖6所示。從距離外表面0.25 mm處開始測試，測試載荷為1.0 kg，保載時間為10 s，以極限硬度HVHL=558 HV1來評估其DS值。得出表面硬度為726 HV1(依據GB∕T 1172—1999換算為61.3 HRC)，DS=1.9 mm，可見表面硬度及DS值均滿足感應淬火工藝的技術要求，但是DS偏下限。

圖6斷口面附近R區從表面至基體的硬度變化曲線

利用HB-3000型數顯布氏硬度計對零件做布氏硬度檢測，3次實測值分別為201 HBW、203 HBW和201 HBW，亦滿足整體等溫退火對基體的硬度要求。

3分析與討論

綜合上述試驗結果可知，該汽車輪轂軸的材質滿足65Mn相關技術要求，其基體熱處理質量和軸徑表面感應淬火質量均滿足產品圖紙的技術要求，因此該輪轂軸斷裂失效與其熱處理質量無關。從斷裂面的宏觀及微觀斷裂特征看出，裂紋起始于軸與內圈小端面配合邊緣區的外表面處(R區)，裂紋源區為沿晶開裂，感應淬火層和基體區都出現了明顯的解理斷裂特征，整個斷口面無任何疲勞特征，說明斷裂屬于脆性開裂。

同類型的金屬材料在常溫下的靜態拉伸斷口一般以韌窩型韌性斷裂特征為主，趙卓[9]研究了回火溫度對15Cr12MoVN鋼拉伸性能及斷裂行為的影響，指出各回火溫度下的拉伸斷口均呈現韌窩型斷裂特征;耿紅霞[10]在材料力學拉伸試驗后增加斷口形貌觀察，重點分析了低碳鋼拉伸斷口存在明顯的韌窩特征，并形成宏觀意義的杯狀斷口。與其同時，諸多學者對高應變速率下金屬的拉伸性能和斷口形貌進行了研究，韓亮亮[11]對不同應變速率下車輪鋼的拉伸性能和斷口特征進行分析，指出高應變速率下斷口呈現韌窩和準解理混合形貌;

牛秋林[12]研究了TC11鈦合金在準靜態下的拉伸性能，明確提出隨著加載應變速率的提高，拉伸斷口中韌窩的大小和深度變小，且解理面增加，材料的塑性降低，脆性增加;王懷國[13]研究了AM30鎂合金在高速沖擊載荷下的斷裂形貌后得出，相對于準靜態拉伸，高速拉伸斷口的韌窩數量較少，且較淺，說明斷口面中塑性斷裂所占比例在降低。結合該零件的斷裂失效環境及其斷口特征，得出車輛出現側翻后，車輪受到高速的沖擊載荷，進而對輪轂軸形成瞬時的超抗拉強度載荷力，導致輪轂軸過載而產生一次性的彎曲脆性斷裂。

感應淬火后，輪轂軸外表面由于發生馬氏體轉變比容增大而形成壓應力[14]，同時與內圈過盈配合也給予軸表面一定的壓應力，導致與內圈過盈配合的邊緣區域存在一定程度的應力集中，且配合區軸徑較其余區域小，因此在受到外界沖擊載荷時會首先在過盈配合的邊緣R區出現裂紋，進而快速擴展形成整體一次性斷裂。

4結論

a.汽車輪轂軸斷裂起源于與內圈過盈配合的邊緣R區，斷裂性質為一次性彎曲脆性斷裂。

b.汽車輪轂軸斷裂的原因是，在行駛過程中受到較大的額外沖擊載荷之后，由于過載而產生快速脆性斷裂，斷裂失效與其材質及熱處理質量無關。

c.建議針對輪轂軸與內圈配合的R區，加大其感應淬火有效硬化層深度，同時將零件整體熱處理方式由等溫退火更改為調質處理，以提高零件的斷裂強度。

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