1. 引言

自中国加入世界贸易组织后，中国汽车市场大举对外开放，带动了国内汽车产业的迅速发展，其产量现已占据全球三分之一，特别是2024年中国新能源汽车产销量首次突破1000万辆，中国在全球汽车生产中的地位举足轻重。汽车用钢是汽车制造的基石，随着汽车行业对钢材需求的提高，汽车用钢的质量、品种及规格等取得长足进步，应用领域不断拓展[1] [2]。各汽车用钢生产企业在此方面应势创新，积极投入市场需求的新品研发，并与汽车零部件生产商合作开发新一代车轮用钢。该类钢的性能优劣直接影响汽车行驶舒适度和安全性，尤其制造的轮毂在服役过程中受到疲劳载荷影响，要求有较高的力学性能，其失效会导致交通事故发生，严重时甚至造成人员伤亡和重大经济损失[3]-[5]。

本文失效分析针对某钢厂生产的钢板，制成轮毂进行台架试验，将台架试验后钢样的裂纹部位进行取样，采用体视显微镜、金相显微镜、扫描电镜和显微硬度计对汽车轮毂的显微组织和力学性能进行研究，为提高构件质量提供参考依据。

2. 试验材料及方法

2.1. 试验材料

Table 1. Chemical composition of tested steel (mass fraction,%)

表1. 试验钢的化学成分(质量分数，%)

Figure 1. Diagram of failed samples taken from the hub of the test bench

图1. 台架轮毂上取的失效试样图

试验钢为22MnB5钢(1#试样)和中锰钢(2#试样)经激光焊接而成，其具体成分见表1。焊接部位处于图1两试样下方弯折线下部。台架试验中裂纹首先从2#钢的焊接处产生，向上疲劳扩展到风口(圆弧处)，向下扩展到焊接区域。

2.2. 测试过程及方法

首先用锡纸封闭裂纹的开口，用酒精洗涤试块浮尘，撕掉锡纸后将两试块分别在酒精中用超声波清洗微浮尘以提高成像质量；分析试样取在垂直图1底边近裂纹开裂地方并使用线切割进行切割，如图1红线所示，切开后的1#试样和2#试样可以分开，接着采用体视显微镜和扫描电镜(SEM)及其能谱仪(EDS)对裂纹表面及扩展进行观察分析。裂纹扩展形貌先采用体视显微镜对其观察和拍照，照片放大倍数用试样旁边放置钢尺来确定，每格为1 mm，并拼接照片以展示失效试样开裂的宏观全貌；再使用FEI Nova 400SEM型场发射扫描电镜对失效试样裂纹源及裂纹中心部位进行观察。

Figure 2. Microstructure observation area diagram of the tested steel

图2. 试验钢的金相观察部位图

图2为金相观察面取垂直裂纹截面，如图1黑线所示，其经过手动研磨和抛光后再用体积分数为4%的硝酸酒精溶侵蚀15 s，侵蚀完成后用清水冲洗去除侵蚀液，再用酒精冲洗去水，之后使用吹风机吹干进行组织分析(HAL 100型金相显微镜)，对未失效各部位金相组织进行对比研究。最后，使用显微硬度计(HV-1000B)对各部位硬度进行测试分析，加载力为500 gf。

3. 试验结果与分析

3.1. 疲劳裂纹的宏观形貌

图3为试验钢裂纹断口形貌，如图3(a)所示为其裂纹的拼接形貌，裂纹源为红色字体所标识。底部边缘存在着多条裂纹源，将裂纹源处放大(图3(b))，其表层较为光滑，没有氧化层覆盖，白色应该是小尺寸氧化物。从图3(b)裂纹源局部放大图和图3(c)、图3(d)裂纹源倾斜15˚和45˚形貌上看，裂纹最宽处在钢的焊接热影响区的亚表面层，裂纹应该起源于其扩展面的次表面层。

Figure 3. Fracture morphology of fatigue cracks of the tested steel. (a) Splicing morphology；(b) Flat magnification；(c) Tilt at 15˚；(d) Tilt 45˚

图3. 试验钢疲劳裂纹断口形貌图。(a) 拼接形貌图；(b) 平放放大图；(c) 倾斜15˚图；(d) 倾斜45˚图

3.2. 疲劳裂纹的微观形貌

图4为采用SEM对失效试样裂纹源观察结果，试验钢裂纹源断口干净，呈现河滩花样，只有少量氧化物。样品河滩花样处裂纹向四周扩展，且裂纹源处存在片状脆性氧化物。

Figure 4. Crack source morphology of the tested steel

图4. 试验钢裂纹源形貌

采用EDS对试验钢中白色区和灰黑色区的氧化物进行观察，图谱中(图5)出现Fe、O、C元素，表明白色产物为氧化铁。图6为裂纹源附近分析结果，出现Al、O元素谱线，表明此处存在Al₂O₃复合夹杂物。这些氧化物夹杂硬度高，与汽车轮毂材料的变形协调能力差，随着疲劳循环加载次数增加，塑性变形区有大量位错产生，变形愈发困难，夹杂物附近易造成应力集中，持续加载就会成为裂纹源。该夹杂物可能是工件焊接时对焊接表面清洗后的残留氧化物，应该尽可能避免和清除。裂纹扩展面的次表面层中有深坑，应该是裂纹起源地，这验证了宏观分析结果。

Figure 5. EDS analysis results of white area crack source of the tested steel

图5. 试验钢裂纹源白色部位EDS分析结果

Figure 6. EDS analysis results of black area crack source of the tested steel

图6. 试验钢裂纹源黑色部位EDS分析结果

3.3. 试验钢的显微组织

图7为试验钢焊接处不同区域显微组织。由组织观察可知，1#试样为22 MnB5，微量的B较大的提高了钢的淬透性，其基体为马氏体组织(如图7(a))，1#试样的热影响区1也为马氏体组织(如图7(b))，马氏体板条粗化；焊接区组织(如图7(c))出现少量贝氏体组织，是由于中锰钢的淬透性较22 MnB5的要弱，得到马氏体和贝氏体的混合组织；2#试样为中锰钢，其碳含量较低为0.1%，会析出少量铁素体，但锰含量较高为5.0%，可以扩大奥氏体相区，淬火后得到较多的马氏体和部分残余奥氏体，因此，2#试样的组织为马氏体、残余奥氏体和少量铁素体(如图7(e))；2#试样的热影响区2的组织为贝氏体和马氏体复合组织，应该是1#试样中的碳扩散进入2#试样中有利于提高淬透性得到了部分贝氏体组织。

试验钢各区域组织均以马氏体为主，通过扫描电镜进一步放大观察其内部结构，如图8所示。1#试样中马氏体以纤维状为主，还有部分块状马氏体(图8(a))。1#试样的热影响区中马氏体板条明显粗化(图8(b))，应该是受热后的奥氏体在热影响区靠近融合线附近的过热区，在强烈的焊接热量作用下，该区内晶粒相互吞并和迁移导致晶粒粗化，而晶粒越粗，脆性转变温度会越高使脆性增加，粗化的奥氏体晶粒在冷却过程中相变易形成粗化的马氏体板条，使得热影响区存在韧性很低的局部脆化区，其承受疲劳载荷的能力弱，易造成开裂失效。焊缝区组织比较均匀(图8(c))，均是纤维状马氏体，也有少量贝氏体混合其中。2#试样的热影响区(图8(d))中马氏体以岛状和小块状为主，也有部分贝氏体。2#试样中马氏体也是以纤维状为主，还有部分呈块状，块的体积比1#试样的小，也有少量针状铁素体从过冷奥氏体中析出。

Figure 7. Microstructures of the tested steel with various regions. (a) Microstructures of 1# sample；(b) Heat affected zone microstructures of 1# sample；(c) Microstructures of weld seam；(d) Heat affected zone microstructures of 2# sample；(e) Microstructures of 2# sample

图7. 试验钢各区域金相组织。(a)1#试样组织；(b)1#试样热影响区组织；(c)焊缝组织；(d)2#试样热影响区组织；(e)2#试样组织

Figure 8. SEM micrographs of the tested steel with various regions. (a) Microstructures of 1# sample；(b) Heat affected Zone microstructures of 1# sample；(c) Microstructures of weld seam；(d) Heat affected zone microstructures of 2# sample；(e) Microstructures of 2# sample

图8. 试验钢各区域扫描组织图(a)1#试样组织；(b)1#试样热影响区组织；(c)焊缝组织；(d)2#试样热影响区组织；(e)2#试样组织

3.4. 硬度测试

试验钢不同区域的硬度值如图9所示，1#试样基体的平均硬度为476.8 HV，其热影响区的平均硬度为462.8 HV，比基体硬度要低，是由于粗化的马氏体板条受载时容易形成微裂纹，最终发展成疲劳开裂失效。因此，应该调整激光焊接参数使该区域组织细小。焊接区组织是熔化后激冷组织，其冷却速度低于1#试样的热影响区，有贝氏体出现，该区域组织比较均匀，硬度值波动比较小，其平均硬度为448.1 HV。2#试样为马氏体、残余奥氏体和铁素体的复合组织，其平均硬度为410.5 HV，较1#试样基体低，其热影响区出现较多的贝氏体，与2#试样基体硬度相比有所降低为387.2 HV。

Figure 9. Hardness of the tested steel in different regions

图9. 试验钢不同区域的硬度

根据疲劳裂纹的形貌观察和组织分析，裂纹扩展在次表面层，其扩展速度受内应力影响。焊接时热影响区加热形成奥氏体，在基体激冷下冷却到M_s点以下发生马氏体相变，其膨胀受基体室温马氏体组织抑制，基体马氏体强度高和压制这部分相变，形成很大组织应力，所以导致裂纹在次表面层内扩展。热影响区组织对裂纹形成极为关键，而激光焊接工艺参数对热影响区组织有重要影响，应尽可能调整焊接工艺参数使各区域组织细小。

4. 结论

从形貌分析、显微组织观察和硬度测试可发现，引起汽车轮毂失效的原因为以下两点。

1) 焊接热影响区的马氏体板条明显粗化，承受疲劳载荷的能力弱，受载时容易形成微裂纹，最终发展成疲劳开裂。

2) 疲劳裂纹多发源于热影响区与焊接区边界，附近有氧化夹杂物脆性大，是裂纹形成源头。

因此，要调节焊接工艺，焊后利用余热使焊缝回火降低残余组织应力。此外，使热影响区形成更多性能较好的针状铁素体以提高钢的强韧性。

基金项目

湖北省教育厅指导性项目“低碳热轧超高强双相钢的强韧化机理研究”(项目编号：B2023004)。

NOTES

^*通讯作者。

参考文献