某車型發(fā)動(dòng)機(jī)在進(jìn)行200h交變載荷臺(tái)架試驗(yàn)時(shí)，其安裝支架發(fā)生斷裂。該發(fā)動(dòng)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250MPa，鑄件本體硬度不小于200HBW，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%。研究人員采用宏觀觀察、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(wèn)題再次發(fā)生。
1、 理化檢驗(yàn)
1.1 宏觀觀察
目視觀察整個(gè)斷面，發(fā)現(xiàn)其無(wú)塑性變形及明顯剪切痕跡，斷面呈暗灰色，無(wú)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，由此可知裂紋起源于底部邊緣處。
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(wú)規(guī)則分布著少量清晰可見(jiàn)的微小孔洞[見(jiàn)圖3c)]。
1.3 化學(xué)成分分析
采用火花直讀光譜儀對(duì)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(jiàn)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(duì)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(shí)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。
2、 綜合分析
由上述理化檢驗(yàn)結(jié)果可知，發(fā)動(dòng)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(méi)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(duì)基體有割裂作用，不允許出現(xiàn)。發(fā)動(dòng)機(jī)支架的最小厚度僅為10mm，由于壁厚較薄,澆注時(shí)冷卻速率較快，過(guò)冷度較大，雖然鑄鐵液孕育良好且未出現(xiàn)過(guò)冷石墨，但先析出的石墨晶核來(lái)不及生長(zhǎng)，無(wú)法形成片狀 A型石墨。同時(shí)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。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(duì)基體有嚴(yán)重割裂作用，故裂紋在擴(kuò)展的同時(shí)還會(huì)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(huì)發(fā)生斷裂。
支架斷裂的另一個(gè)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(shí)，石墨本身形核條件較差。吳孝庭等認(rèn)為鐵液在凝固時(shí)先析出樹(shù)枝狀?yuàn)W氏體初晶，余下的鐵液發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，在過(guò)冷度下形成比D型石墨更小的E型石墨。同時(shí)初生奧氏體枝晶的形核和生長(zhǎng)也會(huì)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(zhǎng)進(jìn)一步受限。由于硅碳比較小，石墨核心少，共晶轉(zhuǎn)變時(shí)穩(wěn)定系統(tǒng)與介質(zhì)系統(tǒng)之間的溫差小，碳原子來(lái)不及充分聚集析出，導(dǎo)致共晶時(shí)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(zhǎng)大,形成E型石墨。
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(guò)冷度大的問(wèn)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(shí)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(zhǎng)，改善基體組織并獲得優(yōu)質(zhì)的灰鑄鐵件。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(guò)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。
試驗(yàn)澆注溫度為(1400±20)℃，澆注時(shí)間為13s，隨后檢測(cè)附鑄試棒和本體的性能。檢測(cè)結(jié)果為：附鑄試樣 抗拉強(qiáng)度為288MPa，本體硬度為209HBW，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(zhǎng)度為4級(jí)，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。
4、 結(jié)論
(1)發(fā)動(dòng)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(duì)基體的割裂作用，支架承受交變載荷時(shí)，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(shí)鑄件壁厚薄導(dǎo)致冷卻速率快、過(guò)冷度大，無(wú)法形成優(yōu)良的A型石墨。
(3)通過(guò)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(shí)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。
作者：冀鵬，陳世榮
單位：浙江零跑科技股份有限公司
來(lái)源：《理化檢驗(yàn)-物理分冊(cè)》2024年第2期
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