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隨合金鑄造技術(shù)的發(fā)展,在保證強(qiáng)度、氣密性等條件下,汽車部分零件也由原來(lái)的鑄鐵件向更輕的鑄鋁件轉(zhuǎn)變,相應(yīng)地也會(huì)出現(xiàn)一些與制造工藝相關(guān)的零件失效問(wèn)題。制動(dòng)主缸是汽車液壓制動(dòng)系統(tǒng)的心臟,是汽車的重要零部件,須具有較高的安全系數(shù)。

某型號(hào)主缸體在量產(chǎn)過(guò)程中突發(fā)批量開裂，部分產(chǎn)品密封檢測(cè)漏氣，嚴(yán)重影響生產(chǎn)交付。本文通過(guò)多維度技術(shù)分析，揭示其失效根源，為工藝優(yōu)化提供科學(xué)依據(jù)。

1.宏觀檢查

如圖1所示，主缸體前端尺寸過(guò)渡倒角位置，可見(jiàn)裂紋分布。部分裂紋間斷分布，且裂紋低倍下彎折呈鋸齒狀，具有內(nèi)應(yīng)力裂紋擴(kuò)展特征。將裂紋打開,如圖1(c)所示,裂紋已貫穿至零件內(nèi)表面,與密封檢測(cè)漏氣相吻合。

圖1 主缸開裂圖

2.斷口分析

邊緣存在較嚴(yán)重的腐蝕,腐蝕物呈龜裂狀分布。能譜分析腐蝕產(chǎn)物含有大量S、O元素,推斷腐蝕物應(yīng)為陽(yáng)極氧化處理后產(chǎn)物,即裂紋在陽(yáng)極氧化處理前已存在。取人為斷口進(jìn)行微觀觀察,發(fā)現(xiàn)靠近缸體外壁的斷口表面可見(jiàn)光滑晶界面晶界面分布較多的圓滑顆粒狀與短棒狀共晶硅,為典型的組織過(guò)燒導(dǎo)致的晶界復(fù)熔開裂形貌。

圖2主缸斷口掃描電鏡形貌與微區(qū)能譜

3.顯微組織分析

進(jìn)行顯微組織觀察,如圖3所示：斷口附近基體組織內(nèi)存在疏松以及較多內(nèi)裂紋,裂紋具有沿晶界擴(kuò)展特征。組織中共晶硅呈圓角狀顆粒,在晶界處呈聚集長(zhǎng)大,晶界復(fù)熔現(xiàn)象現(xiàn)象,為過(guò)熱組織,局部過(guò)燒組織特征。

圖3 主缸斷口顯微組織

4.相變溫度

由 DSC 曲線可知,失效主缸吸熱峰的起始溫度約為 535.5 ℃,此溫度為低熔點(diǎn)共晶組織的熔化溫度。

圖4.主缸DSC曲線圖

5.成分分析

結(jié)果見(jiàn)表1,可知失效主缸的化學(xué)成分不符合 GB/T 1173-2013《鑄造鋁合金》中牌號(hào) ZL111 化學(xué)成分要求,其中 Mg元素含量超出標(biāo)準(zhǔn)要求上限值。

表1.成分分析表

6.分析與討論

從斷口形貌觀察與能譜分析可知,此裂紋在陽(yáng)極氧化前已存在,與應(yīng)力腐蝕開裂無(wú)關(guān)。斷口表面可見(jiàn)典型的晶界復(fù)熔開裂形貌,且晶界面分布較多的圓滑顆粒狀與短棒狀共晶硅。共晶硅向晶界處聚集長(zhǎng)大,可見(jiàn)明顯晶界復(fù)熔現(xiàn)象,以上現(xiàn)象表明失效主缸存在明顯過(guò)燒現(xiàn)象。

GB/T 25745-2010《鑄造鋁合金熱處理》中規(guī)定牌號(hào)ZL11 固溶熱處理工藝為分級(jí)加熱固溶:500~510℃,4~6 h;530~540℃,6~8 h。文獻(xiàn)表明低溫固溶處理時(shí),低熔點(diǎn)共晶物溶解于合金中,在后續(xù)高溫固溶熱處理時(shí)可有效防止組織過(guò)燒。失效主缸的相變初始溫度約為535.5 ℃,為保證強(qiáng)化相充分溶入基體,又不引起組織過(guò)燒,固溶溫度一般應(yīng)低于相變初始溫度5~10 ℃。失效主缸固溶溫度為535 ℃,與引起組織過(guò)燒溫度相近。過(guò)燒組織會(huì)嚴(yán)重弱化晶界,顯著降低材料強(qiáng)度,是導(dǎo)致缸體在淬火應(yīng)力作用下開裂的主要原因。

7.總結(jié)

1)導(dǎo)致缸體開裂的主要原因?yàn)榻M織存在過(guò)燒缺陷,降低材料強(qiáng)度,且晶界存在呈圓角狀分布的脆性相共晶硅,并聚集長(zhǎng)大,進(jìn)一步羽化晶界,在淬火應(yīng)力作用下,使缸體開裂,后續(xù)車加工使裂紋擴(kuò)展至宏觀裂紋。

2)主缸化學(xué)成分中元素 Mg含量偏高,降低引起鑄件過(guò)燒的溫度,是導(dǎo)致主缸開裂的根本原因。