弹簧钢在超过过热温度下加热产生的缺陷称弹簧过烧。

　　弹簧过烧断口

　　弹簧钢在超过过热温度下加热产生的缺陷称弹簧过烧。弹簧过烧钢的显微组织特点是晶界上出现氧化物，裂纹或局部熔化，晶粒粗大及魏氏组织等特征。弹簧过烧多发生在热加工工序，锻、轧或热处理，因弹簧过烧造成的废品不挽问.

　　弹簧过烧的宏观断I仓部为石状，颗粒粗大，淅口颜色灰。微观断口为冰糖状晶粒界面局熔化出现孔洞，晶面变宽，晶界内有氧化物，晶粒失去棱边变成表面园滑的颗粒，见图9-18。高速视弹簧过烧晶界上出现共品体，呈薄状分布，铝合金弹簧过烧后零件表面出现许多气泡，晶界熔化成倒络状熔化带。含铜的硬铝合金会产生晶界裂纹及沿晶界呈网状分布的q+AL2Cu + AL6Mn 三元共晶体。

　　严重弹簧过烧的零件会出现豆渣状断口弹簧过烧断口的机理是在高温加热过中，合金元素或夹杂物!、S.Si、Mn等向晶界编聚改变了品界成分，使其熔点降低。湿度继续升高，首先在三角晶界处熔化，然后熔化沿晶界扩展。晶粒界面的熔化孔洞相连形成熔化块。受外力作用时沿晶界断开。

由于疲劳裂纹一般是从表面开始的，所以材料的表面粗糙度对疲劳性能的影响十分显著

　　寿命高抗松驰的弹簧选型设计

　　转向架的一、二系弹簧是机车重要的安全部件之一，它的质量直接影响着列车的安全，二系高圆弹簧(以下简称二系弹簧)的选用，使转向架的结构大大简化，而且动力学性能优异，二系弹簧不仅实现了车体与构架间的垂向支承，更重要的是实现了垂向、横向和回转的良好匹配。因而，二系弹簧受力更复杂，由于其横向的大变形，使所受的最大合成剪应力可增大到垂向载荷作用后的1.7~2倍，必须给予关注。

　　一、二系弹簧的变形也是十分重要的参数，由于设计结构紧凑，特别是六连杆空心轴机构的作用，弹簧的变形会使机构的平衡恶化，因此，必须研究选用寿命高而且变形小的弹簧。

　　2 影响弹簧寿命的因素眉山车辆厂曾对出口泰国车用弹簧进行了疲劳寿命试验，通过试验发现，弹簧表面质量是影响弹簧疲劳寿命的重要因素之一。

　　2.1表面粗糙度对弹簧疲劳寿命的影响。由于疲劳裂纹一般是从表面开始的，所以材料的表面粗糙度对疲劳性能的影响十分显著。图1表示了不同表面粗糙度对疲劳强度的影响，由图1可知，表面越光洁，疲劳强度越高。

　　2.2点状缺陷对弹簧疲劳寿命的影响60CrMnA制内弹簧。热轧状态，疲劳寿命 89030断成3段，见图2。

　　肉眼观察，发现这批弹簧表面坑坑洼洼，极为不平整，尤其弹簧内表面，坑深不齐，大小不一，最深坑约1.5mm左右。试验前外表面虽经过修整，但内表面无法修整。这批9个弹簧试件中，断了7件，寿命次数最低只有 160998次，其中有断成2段的，也有断成3段的。全部断于弹簧端部第2-4圈处。

　　观察断口发现为典型的疲劳断口特征。疲劳源出现在弹簧内径表面的点状魔蚀坑处。

　　金相分析表明，组织为回火屈氏体，脱碳层深度0.203 mm。脆性夹杂物集中分布3级，见图3，超过国家标准，硬度测试为 HRC46综上所述，因原料本身存在3级脆性夹杂物，而且在钢件的次表面，弹簧经加热成型、淬火后表面出现大大小小的腐蚀坑。这些魔蚀坑在试验中导致应力集中，成为疲劳断裂源。

　　2.3表面裂纹对弹簧疲劳寿命的影响用 60Si2CrVA制的外弹簧，材料经冷拔磨光，疲劳寿命试验77757次后断裂。该弹簧在离端面第4圈处断裂，断裂面呈银灰色，组织细密，在弹簧内表面有一处约4mm x 1 mm黑皮，顺着黑皮约有30mm左右微细裂纹。从断口上能明显看出具有海滩状特征的裂纹扩展区和很少的粗晶粒状特征的瞬断区。裂纹源产生于4mm x 1 mm 的黑皮之处。该弹簧显微组织为回火马氏体，裂纹两侧有明显的脱碳层，见图4。

　　脱碳层的抗拉强度低，是导致裂纹的主要原因。

　　2.4碰伤对弹簀疲劳寿命的影响用冷拔磨光的 60Si2CrVA制的内弹簧，寿命试验38827次断裂。断裂出现在离弹簧端面的第2图，断裂处的平面上有一中10mm左右的擦伤痕迹，断裂从平面擦伤处呈45°角朝下方向扩展。断面晶粒细小均匀，有明显的裂纹扩展区和瞬断区。

　　2.5轧制缺陷对弹簧疲劳寿命的影响用60Si2CrVA制的外弹簧，热轧退火状态，疲劳寿命试验 32341次断裂。

　　宏观观察发现此弹簧在中部，断面组织略粗大，在端面中间有一黑皮台阶，由此呈45°角度向外扩展，疲劳源、裂纹扩展区和最后瞬断区明显可见。

　　该弹簧内外径表面有两条相对应的筋带，长约2mm，宽 0.5mm 左右，黑皮台阶正好在筋带底边。

　　金相组织为回火屈氏体，组织粗大，裂纹两侧无脱碳。

　　由于组织粗大，加上原材料有筋带，有淬火应力集中，产生淬火裂纹，造成了弹簧早期失效。

　　3材料的选择选用高强度的材料可有效提高弹簧的抗弹力衰减性能，即提高弹簧的抗松弛(塑性变形)和蠕变的能力。弹簧常用材料机械性能(标准试样，在规定热处理条件下)如表1。

　　可见材料 60Si2CrA 具有良好的机械性能，同时其制造过程性能稳定，可使弹簧的综合性能提高。

　　4材料表面状态的选择因为普通弹簧钢都是热轧材，表面脱碳严重，表面缺陷多(划痕、折叠、分层、结疤、微裂纹等)，尺寸精度差，只能做一般普通要求的弹簧，作为机车重要的弹簧必须采用剥皮、磨光材料，这样可提高弹簧表面的粗糙度，去掉轧制时的缺陷和表面脱碳层，使弹簧的疲劳寿命得以保证。

　　5 制造工艺的选择选择合理的制造工艺可减小弹簧制造过程的损伤，保证疲劳寿命。工艺的选择合理还能有效提高弹簧的疲劳寿命。国际铁路联盟规程 UIC822.0《机车车辆用热卷螺旋压缩弹簧技术条件》诠释了弹簧的制造工艺。参照其它技术条件选择了以下关键工序。

　　5.1卷制采用一次加热(950 C左右)卷绕成型，马上进行形变淬火热处理的先进工艺，保证脱碳层控制在O.1 mm 以内，使弹簧结晶的晶粒更细，有效提高疲劳寿命。

　　5.2喷丸采用 UIC822标准的喷丸工艺，对弹簧进行喷丸强化，使喷丸的效果达到阿尔曼A试片的变形量在0.4-0.5mm之间，提高弹簧表面的压应力，消除内圈拉应力，提高弹簧的疲劳寿命。

　　5.3 其他表面峡陷的控制十分重要，生产过程采用两次探伤工艺，确保弹簧表面无缺陷，确保其可靠性。

　　弹簧疲劳试验用这一方法选型制造的 SS，E机车弹簧于2002年3月1日至3月22日在同济大学机车车辆系机车车辆动力强度试验室进行了疲劳试验，其试验经历了以下工况:

　　垂向工况一:工作载荷 53083N，动载系数0.25，循环次数1×10次；工况二:强化系数1.15，再等效执行工况1的1x100次循环(加速强化疲劳)。

　　横向工况三:工作载荷下横移+30mm，循环次数3x10次:

　　工况四:1.15倍工作载荷下横移+50mm循环

　　引用文献《寿命高抗松驰的弹簧选型设计》

解决内外簧的载荷分配比例，以力求所计算的弹簧组达到等变形、等强度的要求

用“刚度分配法”进行组合弹簧计算

　　在铁路货车转向架中，大量采用由内外卷弹簧组成的并联承载弹赞组。由于货车载重大，随着运行速度的提高，希望所采用的弹簧组能有大的静挠度和尽可能紧凑的儿何尺寸，因此对弹簧计算提出了更高的要求。

　　在一般情况下，按照设计的要求可以确定在空、重车下每组弹簧载荷P空和Pcr，同时为了符合性能要求也给出了弹资组在静载荷下应达到的挠度值fc-。在选定弹簧材质后，剪切弹性模量G和许用应力[t]也为已知。所有这些，都是进行弹簧计算的必要条件。此外，转向架结构也会对弹簧的外形尺寸有所限制。因此，与单卷弹簧计算相比，要复杂得多，往往要进行反复多次的计算和试凑，耗费精力和时间之多是人所共知的。为了简化计算，人们在实践中对组合弹簧的承载特点进行了分析，提出了各种各样的计算方法，如试凑法、车辆强度书上的先单卷后双卷计算法、等高试凑法、外簧与内簧载荷比例25:10的计算法等等。所有这些方法的共同特点都是解决内外簧的载荷分配比例，以力求所计算的弹簧组达到等变形、等强度的要求。然而，事物总是在发展的，在归纳上述各种方法的基础上，寻找一种更为实用和简便的计算方法，是有关同行共同关心的问题。“刚度分配法”则是笔者在这方面的一个尝试，以期“抛砖引玉”，有不当之处欢迎批评指正。

　　本文将简要介绍“刚度分配法”的特点，它在货车转向架一级刚度弹簧组及二级刚度弹簧组计算中的应用。同时为了便于比较，在一级刚度弹簀组的算例中也把现有几种常用的计算方法的情况作了介绍。

　　为了叙述方便，把在计算中常用的公式及有关参数列出如下。

　　主要计算公式：

　　刚度（见图）

　　弹簧组刚度K-Kj+K2（公斤/毫米)，挠度fcr=R(毫米)，压缩高Hc=(n+1.5)d(毫米)，

　　fmax = for(1+K:)(毫米)， 自由高Ho-Hc+fmax+3(毫米)， 载荷Pwax -Pcr(1+K。)(公斤)， Pimax一P(1+K:)(公斤)， Pamax=P2(1+K:)(公斤)， Pcr-P+P2(公斤)。

　　在计算中载荷常表示为:（见图）

　　Pimax-Kfnmax(公斤)， Psunax =K2fsmax(公斤)，

　　按强度要求 鬽x<[式中 K:—一弹簧动挠度裕量，对于有减振器的弹簧组，按车辆设计规范要求K：>0.7;为弹簧指数，考虑弹曲率的修正系数，国4c- 1标推荐按公式n=4c-40.615计算。

　　对于并联承载的弹簧组，当f=f2时，则载荷比P1:P2=KfI:K2f2=K: K2。

　　显然，载荷是按刚度分配的。那么选取多大的刚度比，即可使所计算的弹簧组在满足fc-的条件下做到等强度呢?(即tnmnx= TmaxS[t〕呢?)。这就是本文所要讨论的问题。

　　引用文献《用“刚度分配法”进行组合弹簧计算》

淬火是把奥氏体化了的弹簧材料快速冷却使之成为马氏体的工艺操作，即过冷奥氏体的飞正体化。

　　残余奥氏体和淬火裂纹

　　淬火是把奥氏体化了的弹簧材料快速冷却使之成为马氏体的工艺操作，即过冷奥氏体的飞正体化。这种奥氏体不能100%地变成马氏体，必然有一部分残留下来，这就是残余奥氏体(Y*).残氽奥氏体随钢的含碳赞增加而增多，而且油淬比水淬的残余奥氏体要多。一般残余奥氏体的景随Ms区城冷却速度的不同而异，若在此区城内缓慢冷却，过冷奥氏体被稳定化，其量增多。如果用水冷.在Ms区城内冷却快，残余奥氏体的量减少，而马氏体的量增多。残尔宽氏体既软又初，所以其量越多越能吸收马氏休化所造成的急剧膨胀:缓和相变应力，防止淬火裂纹。因此能使线余奥氏体增多的油淬不易引起淬火裂纹：反之，能使线余突氏体少的水易引起淬火裂纹。

　　分级淬火和热油淬火以及断续淬火，都会使钢在Ms区城内缓慢冷却，因此，残余奥氏体多，有利于防止淬火裂纹。

快速冷却导致产生热应力，结果外层为压应力，内层为张应力

　　淬火冷却速度和淬火裂纹

　　一般淬火裂纹发生在零件淬透部位上，所以称为淬火裂纹。为了把钢淬硬，必须从奥氏体化温度开始就以大于临界冷却速度的速度进行冷却。这种快速冷却导致产生热应力，结果外层为压应力，内层为张应力。这可有效地防止淬火裂纹。冷却速度越大，热应力越增加。从这个意义上说，在奥氏体相区域内冷却得越快，就越能防止淬火裂纹，反之，M～Mf区域内的冷却与相变应力有关，在此区城内冷却速度越大，相变应力越大，表层的张力就越大，就越容易发生淬火裂纹。

　　淬火裂纹是否发生是由热应力与相变应力的总和是正(张力）还是负(压力)决定的。

　　若两种应力的总和为正，则发生淬火裂纹;反之，两种应力的总和为负，则不发生淬火裂纹。这种情况定性地表示的图2-15 中。从图中可知，两个应力的合成结果是:在奥氏体这域内的冷却速度慢和过快时都为负，丽介于两哲之同消一合成结果为正的区城，这个区域就是淬火裂纹发生的这域。冷却速度慢的情况相当于油淬。众所周知，油淬是难以引起淬火裂纹的、如冷却速度比油淬冷却速度快:并在A一B范围内，合成应力为正，处于淬火裂纹的发生区域内，可推断淬火时会发生淬火裂纹。

　　若冷却速度更大，合成应力为负，淬火裂纹又难以发生，这种冷却速度相当于盐水淬火及喷液淬火。由此可知，过慢的和过快的冷却速度都难以引起淬火裂纹；而介于两者中间，即不慢不块的冷却速度却易引起淬火裂纹。油淬不发生淬火裂纹的零件若改用水淬时会发生淬火裂纹，若进一步改用盐水淬火或喷液淬火，淬火裂纹又不出现。这种情况在现场淬火中可经常体验到。

　　因此，用水淬发生裂纹而无法解决的时，可改用比水冷却速度慢的油淬，或进一步提高拎却速度，使用盐水淬火或喷液淬火。如使用不快不慢的冷却速皮，就会发生淬火裂纹。

　　利用高琰铬纯承钢(SUJ2)食各>i8银米)试验染应力和相变应力对于淬火裂纹的影刻.试会昝果见圈？-1SD.试验方法是加热到900保鼠1小、分居，呆用三种冷却迷度(1)立即水冷:(2）先用沟冷海用水冷：(3）完全用油冷，然后再分别研究是否有淬火裂纹发生。从图2-15可知，淬火裂纹是由热应力和相变应力的总和决定的。这三种冷却速度，除去完全油冷(3）外，（1)和(2)两种冷却速度是为了改变热应力并使相变应力不变而设计的，因前可分别试验出热应力和相变应力对淬火裂纹的影响。因为水冷时，在马氏体区域Ms~Mf温度范 内，相变应力是一定的，从图2-15下面的热应力曲线可知，热应力只受奥氏体区域内冷却速的影响，也就是用水冷和油冷改变奥氏体区域内的冷却速度，可以达到改变热应力的目的。从图2一i6可见，由于热应力能有效地防止淬火裂纹，如改变热应力使其与相变应力的合成应力从负变到正，裂纹就会相应地发生。图2一16证实了这个想法。如表2一2所示，最初水淬时，因为合成应力为负，所以四根试样全未发生淬火裂纹。然而油冷5~20秒钟后再水冷的试样，由于热应力变小，导致合成力为正，所以发生淬火裂纹。油冷30~120秒钟后再水冷的试样并未发生淬火裂纹，这是因为油冷的时间过长，Ms-Mf区域内的一部分也变成油冷，使相变应力减少并使合成应力为负的缘故。

　　考虑到表层的热应力(压应力)和相变应力(张应力)合成结果为正时，才发生淬火裂纹，因此，为了防止淬火裂纹，要充分利用热应力，减少相变应力，记化这个要点是非常重要的。