弹簧钢丝和弹性合金丝
淬火-回火钢丝制成螺旋弹簧，在静载荷、动载荷下的强韧性、弹减性能极好，在弹簧各项指标保持原有水平条件下，重量可减轻10%～20%。
特别是含钒和铌的弹簧钢，只有采用更高的奥氏体化温度使钒和铌充分溶解，才能获得回火二次硬化效果。在一般加热条件下，奥氏体化温度太高，钢丝晶粒粗化，表面氧化、脱碳也急剧加重，严重影响疲劳寿命。感应加热到900～1200℃时，钢丝也不会出现脱碳、严重氧化及晶粒粗化现象。所以说感应加热能使含钒和铌的弹簧钢充分发挥优势。 (3)强压处理
强压处理包括热强压、冷强压、工频电强压、脉冲电强压及电脉冲磁场热强压等。强压处理的操作步骤如下：①将弹簧压缩到指定载荷P0所对应的高度H0，加入固定。P0通常超过弹簧的弹性极限。②将强压的弹簧及固定装置一起放入恒温箱中，在规定温度tp下保持一段时间?p。③取出弹簧，冷至室温后卸载。
强压处理的要点是：施加的应力超过钢丝的弹性极限，使钢丝表层产生塑性形变，而芯部只产生弹性变形。表层塑性变形造成大量位错在滑移面堆积，纤维胞状亚结构细化，胞壁变厚，胞内密度加大等，提高了表层的组织结构和性能的稳定性，有效地改善了弹簧的弹减性能。同时强压提高了表层硬度和弹性极限，并使表层残余应力和工作应力相反，应力集中区转移到表层以下，有利于疲劳寿命是提高。热强压比冷强压效果更好，因为温度和压力的双重作用加速了晶粒内空位的扩散和位错的攀移，促进了回复和动态回复，降低了应力不均匀分布，铁素体晶粒亚结构也进一步细化。以用Ⅱ组冷拉碳素弹簧钢丝绕制的纺织机摇架簧为例，未强压处理的弹簧(ΔP/P0)10,%（10年预期载荷损失率）为9.2；磁场低温处理，末强压弹簧(ΔP/P0)10,% 为8.6；冷强压弹簧(ΔP/P0)10,% 为5.04；热强压弹簧(ΔP/P0)10,% 为3.34；脉冲磁场中温强压弹簧(ΔP/P0)10,% 为1.51；脉冲电强压弹簧(ΔP/P0)10,% 为0.52。从以上数据可以看出：未强压处理和经不同强压工艺处理的弹簧的弹减性最大相差17倍。在200℃左右进行热强压处理，使弹簧先有一定的塑性变形（预调整），可有效地改善以后的弹性减退，是弹簧厂常用的提高弹减抗力的有效工艺措施。强压处理的缺点是弹簧的自由高度控制不准，簧体易发生扭曲，应采取相应预防措施。 5.3延迟断裂
延迟断裂是指高强度弹簧在低于屈服极限的应力作用下，经过一段时间后突然发生的脆断。延迟断裂是高强度弹簧使用过程中较常见的一种缺陷，近期研究表明延迟断裂主要发生在回火马氏体钢中，产生延迟断裂条件有：①使用应力≥1200MPa，也就是说产生延迟断裂的门坎值是1200MPa；②断裂产生于拉应力最大处，压应力一般不会产生延迟断裂；③350℃左右低温回火，往往导致弹簧的延迟断裂敏感性增大； ④延迟断裂多产生于原始奥氏体晶界处， P、S及其化合物在晶界的析出、碳化物在晶界的析出和集聚、氢在晶界的聚集都会增大弹簧延迟断裂的敏感性。 5.3.1延迟断裂实例
以60Si2MnA弹簧的断裂为例来分析延迟断裂的断口形貌和产生原因：用υ4mm钢丝绕制的螺旋弹簧，为提高耐蚀性能，成形后进行镀锌处理。弹簧原高85mm，服役时处于强压状态 ，弹簧压缩24mm，同时扭转135°，工作应力为1500Mpa，动作后弹力释放 ，弹簧恢复自由状态。弹簧制作流程为：弹簧成形→淬火＋回火→ 酸洗→镀锌（电化学镀）→ 脱H处理（烘烤）→强压试验→装机。装机7个
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月后进行例行检查，发现部分弹簧断裂。
在扫描电镜下观察失效弹簧的断口形貌，然后将断口磨平，在光学显微下镜观察断口附近的显微组织。在断裂的弹簧上取样，用光谱分析仪对弹簧的化学元素进行全分析，用气体分析仪对弹簧以及原材料中的气体H、O含量进行检验。弹簧的失效断口和组织的扫描电镜照片如图4、图5和图6 。
图4 弹簧断口的宏观形貌 图5 弹簧断口的显微形貌 图6 弹簧断口的高倍显微形貌 从图4可以看出，弹簧断裂起源于螺旋弹簧的外侧（照片左侧），因为弹簧扭转受力，内侧受压应力，外侧受拉应力。裂纹起始和缓慢扩展于粒状断口区，颜色稍灰暗，然后是放射区，周围有剪切唇，这是典型的氢脆断口形貌。从图5和图6（断口形貌放大图）可以看出，断口为光滑平整的冰糖状和纤维状的混合断口。裂纹主要分布在晶界处，形成沿晶断裂。
10μm 10μm 图7 弹簧的断口处显微组织 图8 弹簧钢丝的显微组织
图7和图8分别是弹簧断口处和Φ4.0mm，60Si2MnA钢丝的显微组织图，图7的显微组织为细小均匀的索氏体，图8的显微组织为退火后的粒状珠光体组织，两者均为正常显微组织。
用光谱分析仪对弹簧断口处的化学元素进行全分析，分析结果如表32。
表32 60Si2MnA弹簧化学成分
化学成分 检验结果 GB/T1222 C 0.59 0.56～0.64 Si 1.76 1.60～2.00 Mn 0.68 0.60～0.90 质 量 分 数， % P S Cr Ni Cu 0.015 0.003 0.09 0.06 0.12 ≤≤≤≤≤0.030 0.030 0.35 0.35 0.25 Mo 0.01 Ti Al(t) Al(s) 0.01 0.025 0.02 从表32检验结果可以看出：60Si2MnA弹簧的化学成分中磷、硫含量较低，各项成分均符合国标要求。
用气体分析仪对弹簧以及原材料中的气体（H、O）含量进行检验，检验结果如表33。
表33 弹簧及Φ4.0mm钢丝的氢、氧含量
样 品 氢含量，ppm 氧含量，ppm
弹 簧 钢丝 0.1 16 10.13、11.1 24 32 弹簧钢丝和弹性合金丝
综合分析，弹簧的化学成分符合国家标准要求，钢丝和弹簧的显微组织也基本正常，但是镀锌弹簧的氢含量却非常高，比钢丝中氢含量高出2个数量级。超高量的氢含量很可能是酸洗、镀锌过程中渗入钢材中的，是弹簧产生延迟断裂的原因。 5.3.2延迟断裂机理
无论从检验结果，还是理论分析都认为：氢含量偏高是高强度弹簧产生延迟断裂的主要原因，延迟的过程实际上是氢在弹簧钢中扩散、聚集、造成断裂的过程。关于氢致开裂(hydrogen induced cracking)的机理众说纷芸，肖纪美教授将其概括为三大类：压力理论、结合能理论和过程理论，三种理论对氢致开裂过程的描述是一致的，这个过程可简述如下：
(1)钢中的氢来自内生和外部渗入两个途径。
内生指冶炼时溶解于钢中的氢，随着温度降低溶解度下降，氢在钢内的不规整处：如晶界、相界或微裂纹处析出；氢在钢中形成间隙固溶体，由于奥氏体的间隙大于铁素体，氢在奥氏体中的溶解度大于在铁素体中的溶解度，钢锭冷却过程中，奥氏体转变为铁素体时必然有氢析出。
外部渗入指弹簧钢在酸洗、电镀或在酸性环境中使用，氢气由外部渗入钢中。上面分析的60Si2MnA弹簧,经酸洗、镀锌处理后钢中氢含量从0.1ppm上升到11ppm是典型的外部渗氢事例。
(2)在250℃以下，钢中的合金元素和夹杂物几乎不能扩散，氢原子直径小(0.106nm)仍能活跃地进出，因此氢气的渗入和去除是可逆的。即使在常温下长期存放，渗入的氢也能缓慢地释放，随着温度升高，氢扩散速度加快，因此烘烤是有效的去氢方法。
(3)钢的组织结构不均匀，内部应力集中都会导致氢在钢中局部区域聚集，这些氢聚集的区域俗称“氢陷阱”。反映陷阱特性的三个参数是：陷阱密度(NX陷阱)、陷阱深度(UB)和填充度或浓度(CX)。氢陷阱又可以分“组织陷阱”和“应力陷阱”，高强度弹簧的延迟断裂是组织陷阱和应力陷阱综合作用的结果。
(4) 组织陷阱指钢中晶界、相界、夹杂物与基体交界处和显微空隙处，落入陷阱中的氢成为不可逆的氢。氢陷阱的存在使氢的溶解度增大，有效扩散系数降低，局部氢浓度增高，进而发展成裂纹源。组织陷阱的密度和深度主要取决于钢的化学成分、晶粒度和显微组织，一般说来，合金钢的陷阱密度和深度大于碳素钢；马氏体钢陷阱密度最高，奥氏体钢陷阱密度最低；合金弹簧钢中索氏体组织陷阱密度最低，深度也最浅。
(5)应力陷阱指钢材压力加工和热处理使的内部晶格畸变、位错堆积、夹杂物的破碎、显微空洞和微裂纹处成为氢的汇聚点。应力陷阱是可逆性陷阱，应力消除后氢陷阱随之消失。最深的应力陷阱往往在承受拉应力最大的区域，溶解于钢中的氢逐渐向深阱(UB≥58kJ/mol)汇集，使陷阱处应力进一步增大，当内应力超过结合力时，钢中产生微裂纹，随着氢不断扩散、聚集，裂纹逐渐加长，最终造成钢材突然断裂。
(6)弹簧钢氢陷阱的深度与弹簧服役时的应力状况密切相关，弹簧承受的拉应力增大，陷阱的深度随之加深。只有在足够深的陷阱中填充足够量的氢时才能引发延迟断裂，陷阱不够深或氢填充度不足只能引起氢脆，不致于产生延迟断裂。中、低强度钢的氢脆和高强度钢的延迟断裂造成钢的力学性能变化是迥然不同的，氢脆钢抗拉强度变化不大，但塑性急剧下降，集中体现在断面收缩率指标的大幅度降低上；延迟断裂集中体现在钢的抗拉强度下降上。
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(7)除固溶态的氢原子外，钢中氢以氢分子、氢化物和气团三种形态存在。钢凝固或冷却过程中析出的氢以分子态分布在钢中，称为白点；氢化物指氢与钢中组元形成的固态化合物TiH和气态化合物CH4(Fe3C+2H2=3Fe+CH4↑)等；气团指原子氢在金属及合金中的晶界和相界形成的类似化合物的形态，如间隙原子氢偏聚在某些晶界上形成的片状“氢原子气团”，氢原子气团与钢中常见的片状碳原子富集区相似，结构相当稳定，可以看成广义的相。分子氢、气态氢化物和气团的扩散和聚集是造成钢材氢脆和延迟断裂的根源。而固态氢化物，如TiH，因为形成TiH是放热反应，随温度下降，氢在钛中的溶解度加大，钢中分布均匀钛的起到固定氢的作用，对减轻氢脆和防止延迟断裂是有利的，钒、钽(Ta)和稀土元素有与Ti类似的作用。 5.3.3防止延迟断裂的途径
从延迟断裂的机理分析可以看出，防止延迟断裂应从以下几个方面着手： (1)降低弹簧内部氢含量
以气态存在于钢中的氢是引发延迟断裂的罪魁祸首，防止延迟断裂首先要降低钢中氢含量。因为氢原子直径小，很容易渗入钢中，控制弹簧内部氢含量涉及钢材生产、弹簧制作和使用维护的全过程。
钢材降氢的工艺措施包括：炼钢原辅材料的充分烘烤、炉外精炼、真空脱气处理；钢坯缓冷、扩氢退火；钢丝酸洗选用适当的缓蚀剂，酸洗后涂层前的烘烤等。只要工艺措施得当，电炉钢氢含量一般均可达到3ppm以下,电炉+LF+VD（或电炉+LF+RH）钢的氢含量可达到1.5ppm以下。
弹簧制作过程渗氢主要发生在淬回火后的酸洗和镀层工序，一般主张弹簧淬回火后先进行酸洗和去氢处理（200～250℃不少于4h的烘烤），然后再进行电镀。为提高耐腐蚀性能，弹簧常用镀层有电镀锌和电镀镉两种。电镀锌加工方便，成本低；锌层在干燥空气中较稳定，不易变色，有一定的耐蚀性能；锌为阳极镀层，在强腐蚀环境中优先腐蚀，对弹簧起良好的保护作用；但电镀锌时产生的大量氢极易渗入弹簧基体中，镀锌后的弹簧必须进行去氢处理。由于表面有锌层保护，一般烘烤很难达到去氢效果，要将氢含量拿到3ppm以下，推荐采用真空烘烤法去氢。镉镀层附着力比锌强，特别是在海洋性气氛，或与海水接触的环境中，镉镀层仍有良好的耐蚀性能，表面也比锌层更光亮、更美观，航空、航海和电子工业用弹簧和紧固件多选用电镀镉保护层。尽管电镀镉时渗氢作用比镀锌弱，若采用致密镀镉工艺，需要长时间(8～20h)烘烤才能达到去氢效果，因此一般采用疏松镀镉工艺。
(2)改善弹簧组织结构
钢材基体组织结构对延迟断裂的影响仅次于氢含量，从氢在钢中溶解度、扩散速度、形成氢陷阱的密度、深度和填充度角度分析，奥氏体钢抗氢脆能力最强，几乎不产生延迟断裂。铁素体钢在H2S、甲酸、乙酸等酸性环境中氢脆倾向比较明显,但未见有延迟断裂的报道,可能与铁素体钢抗拉强度偏低,不能在高应力条件下使用有关。对于高强度弹簧而言，抗延迟断裂能力与显微组织结构密切相关，抗延迟断裂能力从强到弱的组织结构依次为：索氏体、珠光体、下贝氏体、马氏体。马氏体组织内应力大、位错密度高、存在大量显微裂纹（微裂纹条数高达1000～2000n/mm），非常有利于氢的扩散和聚集，极容易引发延迟断裂。高强度碳素弹簧钢丝具有纤维化的索氏体组织，内应力分布相对均匀，氢脆倾向较弱，抗延迟断裂能力最强。合金弹簧在淬回火状态下使用，作为淬火组织，单一的马氏体组织抗延迟断裂能力最强，马氏体+下贝氏体混合组织次之，上贝氏体或珠光体+马氏体混合组织的抗延迟断裂能力明显减弱，所以60Si2MnA弹簧淬火时必要保证淬透，获得单一的马氏体组织，不得有上贝
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氏体和珠光体组织。
淬火后的弹簧尽管强度和硬度均很高，但弹性极限急剧下降，塑性和韧性严重不足，必须通过回火来提高弹性极限，获得足够的塑性和韧性。以60Si2MnA弹簧为例，油淬火后弹簧内部存在很大的内应力，如不及时回火可使内部微裂扩展为宏观裂纹，此时再回火也无济于事了。据检测，淬火后弹簧显微裂纹每平方毫米高达1500～2000余条，经200℃左右回火，显微裂纹数可以降到每平方毫米500条左右，再提高回火温度，微裂纹条数无明显变化，直到600℃以上才开始明显减少。从显微组织结构看，200℃左右回火获得回火马氏体组织，弹簧体积缩小，显微裂纹数明显减少，氢陷阱的数目也明显减少；回火温度提高到250～350℃时，弹簧进入第1回火脆性区，碳化物在沿马氏体相界呈薄片状析出，残余奥氏体相对稳定，但冷却时重新转变为马氏体，氢陷阱的数目又增加，弹簧的延迟断裂敏感性反而增强；回火温度提高到250～350℃时，获得回火屈氏体组织，弹簧的抗延迟断裂性能显著好转；直到回火温度提高到600℃以上，内应力充分释放，马氏体完全分解为粒状索氏体，弹簧的抗延迟断裂才达到最佳水平。
(3)改善弹簧晶界、相界结构
钢的晶界、相界、亚晶界和位错等区域是晶体缺陷区，当钢从高温冷却下来时，因溶解度的变化，钢中气体、溶质元素和夹杂从固溶体中析出，在晶界处偏聚，相转变和位错往往也是从晶界处开始，因此晶界结构的变化对钢的性能产生决定性的影响。从机理分析可以看出：弹簧的延迟断裂是晶界弱化和氢气聚集综合作用的结果。要防止延迟断裂必须强化晶界，防止磷、硫和低熔点金属在晶界偏聚，常用的办法是添入适量的硼（0.001～0.003%），近期利用B同位素裂变原理,采用射线照相技术证实:铁素体中的硼原子因尺寸关系，优先分布于界面处，降低了界面能，抑制了磷、硫和低熔点金属在晶界的偏聚，强化了晶界，但硼含量超过铁素体固溶度，以硼化物析出时就有害无益了。钼特别容易在位错线附近聚集，阻碍位错移动，抑制了微塑性变形，提高弹簧的抗弹减性能；钼可以降低氢在钢中的扩散速度，大幅度降低钢的吸氢能力，具有减少氢陷阱功能；钼形成的碳化物细小分散，既有细化晶粒提高强度作用，又可以改善钢的回火脆性。所以硼和钼是改善晶界、相界和位错结构，提高弹簧抗延迟断裂的有效元素。
非金属夹杂物与基体的交界处往往成为氢气聚集的陷阱，不同类型、大小和形态的夹杂物对氢脆或抗延迟断裂的影响规律大致如下：在压力加工过程中能够延展性变形的A类（硫化物）和C类（硅酸盐）夹杂物危害较大，而B类（氧化物）在加工过程中破断成点状，D类点状不变形夹杂物的危害较小，这一规律与夹杂物对疲劳寿命的影响正好相反。实际上在钢中加入适量的铝、钛、钒和铌等元素确实能改善抗延迟断裂性能，以Al为例，在钢中形成的AlN质点均匀分布，起到了固定氢的作用，阻止了氢的扩散和聚集，因而提高了钢的抗延迟断裂能力。
(4)消除内应力、控制使用应力
在钢丝生产过程中，弹簧绕制和淬火回火处理过程中，钢材内部必然会产生不同状态的内应力，消除内应力或使内应力均匀分布是改善抗延迟断裂性能的有效途径。对高强度碳素弹簧而言，改善内应力分布措施有：等温淬火（铅浴处理）获得均一的索氏体组织；小减面率多道次拉拔，使成品钢丝截面硬度差降到最低水平；弹簧成形后进行消除应力退火等。对合金弹簧而言，改善内应力分布措施有：分级淬火、及时回火、表面喷丸处理等。
弹簧的延迟断裂敏感性是随着使用应力的增加而增大的，弹簧设计时，在保证弹力的条件下可适
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当增加钢丝的直径，让使用应力降到门坎值以下，或尽可能低点，也是最有效的防止延迟断裂的方法。
2006年11月28日
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