某車型發(fā)動機(jī)在進(jìn)行200 h交變載荷臺架試驗(yàn)時,其安裝支架發(fā)生斷裂。該發(fā)動機(jī)為4點(diǎn)式支撐結(jié)構(gòu),斷裂支架為右后側(cè)支架。支架材料為HT250灰鑄鐵,生產(chǎn)工藝為熔煉→澆注→機(jī)械加工→電泳黑漆,斷裂支架尺寸如圖1所示。支架的技術(shù)要求為：附鑄試棒抗拉強(qiáng)度不小于250 MPa,鑄件本體硬度不小于200 HBW,石墨形態(tài)為A型,基體組織為珠光體,且珠光體質(zhì)量分?jǐn)?shù)不小于98%。筆者采用宏觀觀察、掃描電鏡(SEM)分析、化學(xué)成分分析、金相檢驗(yàn)等方法分析了支架的斷裂原因,并提出改進(jìn)措施,以防止該類問題再次發(fā)生。 

圖  1  斷裂支架尺寸示意

1.   理化檢驗(yàn)

1.1   宏觀觀察

目視觀察整個斷面,發(fā)現(xiàn)其無塑性變形及明顯剪切痕跡,斷面呈暗灰色,無金屬光澤。進(jìn)一步觀察后,發(fā)現(xiàn)一條貫穿裂紋,裂紋宏觀形貌如圖2所示。由圖2可知：該裂紋靠近底部邊緣處較寬,裂紋向孔的方向延伸并逐漸變窄,裂紋較寬的位置已產(chǎn)生紅褐色的腐蝕產(chǎn)物,主要為鐵的氧化物[1],由此可知裂紋起源于底部邊緣處。 

圖  2  裂紋宏觀形貌

1.2   掃描電鏡分析

超聲波清洗斷口后,在斷口上截取試樣,將試樣置于掃描電鏡下觀察,斷口SEM形貌如圖3所示。由圖3可知：底部邊緣處發(fā)現(xiàn)少量微裂紋,其中圖3b)為圖3a)方框處的形貌；裂紋起源于表面微小缺口處,并向基體內(nèi)部延伸擴(kuò)展；基體上無規(guī)則分布著少量清晰可見的微小孔洞[見圖3c)]。 

圖  3  斷口SEM形貌

1.3   化學(xué)成分分析

采用火花直讀光譜儀對支架材料進(jìn)行化學(xué)成分分析,結(jié)果如表1所示。由表1可知：C元素和Si元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)接近技術(shù)要求的下限值,其余各元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)未見異常,計(jì)算可知硅碳比為0.568。 

1.4   金相檢驗(yàn)

在斷裂支架上截取金相試樣,對試樣進(jìn)行磨制和拋光后,將試樣置于光學(xué)顯微鏡下觀察,結(jié)果如圖4所示。由圖4可知：石墨形態(tài)均為E型,呈一定方向分布于枝晶間,同時存在少量的石墨團(tuán)聚；用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸乙醇溶液腐蝕試樣后,可觀察到其顯微組織為珠光體。 

圖  4  斷裂支架的金相檢驗(yàn)結(jié)果

2.   綜合分析

由上述理化檢驗(yàn)結(jié)果可知,發(fā)動機(jī)支架斷裂的直接原因是石墨形態(tài)不合格,基體中存在大量E型石墨。相關(guān)文獻(xiàn)研究表明,灰鑄鐵中石墨的分布形態(tài)、尺寸以及基體組織是決定灰鑄鐵力學(xué)性能、疲勞性能等的主要因素。石墨幾乎沒有強(qiáng)度,其在基體中相當(dāng)于顯微缺口,理論分析及大量實(shí)踐證明,A型石墨最好,C型、E型石墨對基體有割裂作用,不允許出現(xiàn)[2]。發(fā)動機(jī)支架的最小厚度僅為10 mm,由于壁厚較薄,澆注時冷卻速率較快,過冷度較大,雖然鑄鐵液孕育良好且未出現(xiàn)過冷石墨,但先析出的石墨晶核來不及生長,無法形成片狀A(yù)型石墨。同時澆注成型的鑄件表面存在大量的微缺口,在應(yīng)力作用下這些缺口極易導(dǎo)致應(yīng)力集中,從而萌生裂紋源,大部分微裂紋最早在石墨－基體相界上形成,尤其在片狀石墨尖角處形成[3－4]。在交變載荷的影響下,微裂紋逐步向基體內(nèi)擴(kuò)展。由于E型石墨對基體有嚴(yán)重割裂作用,故裂紋在擴(kuò)展的同時還會沿枝晶方向形成二次微裂紋,使基體承受載荷的有效面積減小,石墨的缺口效應(yīng)導(dǎo)致支架在承受低于設(shè)計(jì)安全裕度載荷的情況下也會發(fā)生斷裂。 

支架斷裂的另一個原因是化學(xué)成分設(shè)計(jì)不合理,雖然各元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)滿足技術(shù)要求,但C、Si元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)接近下限值。Si元素是促進(jìn)石墨化的元素,Si元素含量較低時,石墨本身形核條件較差。吳孝庭等[5]認(rèn)為鐵液在凝固時先析出樹枝狀奧氏體初晶,余下的鐵液發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變,在過冷度下形成比D型石墨更小的E型石墨。同時初生奧氏體枝晶的形核和生長也會消耗大量可作為石墨結(jié)晶核心的SiO2顆粒,導(dǎo)致石墨的生長進(jìn)一步受限。由于硅碳比較小,石墨核心少,共晶轉(zhuǎn)變時穩(wěn)定系統(tǒng)與介質(zhì)系統(tǒng)之間的溫差小,碳原子來不及充分聚集析出,導(dǎo)致共晶時只有一部分碳原子在初生的奧氏體周圍以石墨形態(tài)析出,并沿著奧氏體散熱方向長大,形成E型石墨[6－7]。 

3.   改進(jìn)措施及驗(yàn)證

由以上分析可知,盡管鑄件的化學(xué)成分滿足技術(shù)要求,但未考慮鑄件壁厚薄導(dǎo)致的冷卻速率快、過冷度大的問題。因此,在不改變壁厚的前提下,優(yōu)化鑄件的化學(xué)成分,提高硅、碳元素含量的同時提高硅碳比,促使其形成A型石墨,可有效提高鑄件的力學(xué)性能。提高碳、硅元素含量可增加形核量和強(qiáng)化孕育效果。硅元素能減小碳在液態(tài)和固態(tài)鐵中的溶解度,促進(jìn)石墨析出,使石墨片增粗,數(shù)量增多,有利于A型石墨生長,改善基體組織并獲得優(yōu)質(zhì)的灰鑄鐵件[8]。經(jīng)理論計(jì)算后,將技術(shù)要求中的碳元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)下限值由3.0%提高至3.1%,硅元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)下限值由1.7%提高至2.1%,其他元素含量不變。采用隨流孕育的方式加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%的碳化硅進(jìn)行試驗(yàn)澆注,增加C元素含量,因?yàn)樵诶鋮s過程中,可以將碳視為一種非平衡石墨,這種非平衡的新生碳具有較高的活性,且不均勻分布在鐵液中,可以在局部形成高濃度的“碳峰”,促進(jìn)形成A型石墨,細(xì)化片狀石墨,提高石墨化程度[9]。 

試驗(yàn)澆注溫度為(1 400±20) ℃,澆注時間為13 s,隨后檢測附鑄試棒和本體的性能。檢測結(jié)果為：附鑄試樣抗拉強(qiáng)度為288 MPa,本體硬度為209 HBW,本體化學(xué)成分分析結(jié)果如表2所示。由表2可知：Si、C元素含量滿足預(yù)計(jì)的要求,硅碳比由0.568提高到了0.699。 

優(yōu)化后材料的石墨形態(tài)和顯微組織形貌如圖5所示。由圖5可知：優(yōu)化后基體石墨形態(tài)為A型,長度為4級,基體顯微組織為珠光體,各項(xiàng)性能指標(biāo)均滿足技術(shù)要求。 

圖  5  優(yōu)化后材料的石墨形態(tài)和顯微組織形貌

4.   結(jié)論

(1) 發(fā)動機(jī)支架斷裂的直接原因是基體存在大量E型石墨,加大了對基體的割裂作用,支架承受交變載荷時,其邊緣微缺口處產(chǎn)生微裂紋,裂紋逐漸向基體內(nèi)擴(kuò)展。 

(2) 化學(xué)成分設(shè)計(jì)不合理是導(dǎo)致石墨形態(tài)不合格的根本原因,雖然各元素含量滿足技術(shù)要求,但C、Si元素含量接近下限值,硅碳比較小,同時鑄件壁厚薄導(dǎo)致冷卻速率快、過冷度大,無法形成優(yōu)良的A型石墨。 

(3) 通過隨流孕育加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%的碳化硅,可以提高C、Si元素含量,同時提高硅碳比,試驗(yàn)澆注后附鑄試棒抗拉強(qiáng)度滿足產(chǎn)品技術(shù)要求。 

文章來源——材料與測試網(wǎng)