金屬軟管斷裂原因分析
本研究所分析的金屬軟管為ASS 型結構，如圖1所示。在使用過程中發生了斷裂，其余部分位置則卡死不能伸縮。故障時行駛里程為3萬多km(標準要求是保證10萬km內不失效) ，其使用壽命遠遠低于預期。經市場返回的統計數據，同類型的金屬軟管發生較大比例斷裂，其斷裂的里程基本都集中在4萬km 以下。本研究對失效的金屬軟管進行宏觀分析、斷口分析、金相分析、能譜分析等，找到金屬軟管發生斷裂和卡死失效的原因，并提出改進建議。
一、實驗過程與結果
1.1 宏觀分析
金屬軟管的宏觀形貌如圖2a所示，表面布滿泥土，呈土黃色，內表面則有黑色的積碳。斷裂位置在靠近發動機一端約2 ～ 4扣處，斷裂處的細節如圖2b所示，在外側表面可以看到殘留的斷口。將斷裂處拉開后如圖2c所示。將斷裂部分切下后，打開纏繞的S型鋼帶，可見有2個方向的裂紋，一是在折彎處的呈周向的裂紋(圖2d) ，另一處是呈軸向(或縱向，圖2e) 的裂紋，兩個方向裂紋交匯時，最終導致了排氣管斷裂。周向的裂紋相對來說較平直，縱向的裂紋有的平直有的則比較曲折，斷裂處截面非常的薄。
圖1 金屬軟管宏觀及縱向剖視圖
1.2 斷口宏、微觀觀察
將金屬軟管的周向和縱向斷口都放置在掃描電鏡內觀察，其周向斷口的截面均非常薄，約0.02 mm，有的已被磨損，局部保存完好區域的斷口微觀如圖3a、圖3b所示，起源為線源，斷口的特征為疲勞，源區未見異常； 圖3c、圖3d所示為縱向斷口的低倍形貌，從內側表面起源，線源，斷口微觀特征如圖3d 所示，為疲勞特征�？v向斷口截面厚度約0.4 mm。
圖2 金屬軟管斷裂位置及斷口形貌
1.3 化學分析
對金屬軟管進行化學成分檢測，結果如表2所示。其中Cr、Ni 含量剛好在304 不銹鋼的成分要求的下限。
表2 金屬軟管化學成分檢測結果( 質量分數/%)
1.4 硬度檢測
對金屬軟管的金相截面進行顯微硬度測試，結果如表3所示。在折彎處由于原材料加工硬化的影響，其硬度比非折彎處高。
表3 金屬軟管金相截面硬度測試結果
二、分析與討論
金屬軟管的裂紋有兩個方向，一是沿著S型折彎處的周向裂紋，從表面起源，為線源，沿著軟管的截面厚度方向擴展；另一個是呈縱向(或軸向) 的裂紋，也是從表面起源，為線源，沿著截面厚度方向擴展；當兩個方向的裂紋交匯后，最終導致了金屬軟管的斷裂。通過對周向折彎處的斷口以及縱向斷口做微觀分析發現，斷裂源均為線源，源區無明顯材料缺陷，斷口擴展區的特征均為疲勞特征。另外，其斷口截面均存在不同程度的減薄，觀察到的斷裂截面最薄處僅僅為0.02 mm(其他未磨損區域的截面厚度則約為0.6mm) ；斷口截面雖變薄，但斷口附近并無變形痕跡，說明其截面的變薄并非因塑性拉伸引起。
而斷口附近的鋼帶表面存在明顯的磨損痕跡，其磨損特征為粘著磨損+ 磨粒磨損。據文獻報道，304不銹鋼如與摩擦副發生摩擦，也主要以粘著磨損機制為主，且隨著表面摩擦的進行，表層組織會發生馬氏體轉變。在載荷和摩擦剪切應力的作用下，由于表層晶粒細化、以及高密度位錯的綜合作用使得304不銹鋼的顯微硬度增大； 因此，在本案例中，金屬軟管斷口附近的顯微硬度比基體稍高，但其顯微硬度的提高并不能提升其疲勞性能，第一是軟管截面本身較薄，并且隨著磨損的消耗，截面變得更薄，其疲勞性能隨著下降。另外，表層誘發馬氏體的增加對SUS304奧氏體不銹鋼的磨損無明顯影響。因此可以這樣說，雖然在摩擦的過程中， 304不銹鋼表面出現了馬氏體，顯微硬度也升高，但這不能阻止不銹鋼薄板表面的材料損耗以及疲勞強度的下降。
在本研究中，除了粘著磨損，其表面還有磨粒磨損的痕跡，這些磨粒成分主要是Si、O之類，是外界帶入的塵土或泥沙顆�；烊肓私饘佘浌荛g隙，磨粒加劇了不銹鋼帶的磨損。泥沙滲入除了加劇磨損之外，更造成了金屬軟管不能再自由伸縮，即發生卡死現象。而金屬軟管部分區域卡死，也造成了其他區域的受力異常，更加速了此區域的斷裂的發生。
金屬軟管的結構是由雙層304不銹鋼薄帶纏繞內扣而成，屬于ASS結構，其鋼帶之間存在一定間隙，在振動過程中，相互接觸的鋼帶摩擦磨損不可避免； 且車輛屬于工程車，工作環境十分惡劣，行駛過程中泥漿、水、塵土等會逐漸帶入金屬軟管的間隙處，成為摩擦副之間的磨粒，加劇磨損。當進入鋼帶間隙的泥沙等異物逐漸增多，最終會導致金屬軟管卡死。因此，防止金屬軟管發生類似失效的方法是: 第一，采用威斯法利DSS型軟管，該軟管特殊的結構可以防止泥沙滲入內部； 第二，適當加厚鋼帶的截面厚度，提高疲勞性能； 第三，不要將軟管安裝在車輪附近。
三、結論與建議
2) 改進建議: 采用威斯法利DSS 型軟管；適當增加鋼帶的厚度；不要將軟管安裝在車輪附近。
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