分享：發(fā)動機支架斷裂原因及改進措施

某車型發(fā)動機在進行200 h交變載荷臺架試驗時,其安裝支架發(fā)生斷裂。該發(fā)動機為4點式支撐結構,斷裂支架為右后側支架。支架材料為HT250灰鑄鐵,生產(chǎn)工藝為熔煉→澆注→機械加工→電泳黑漆,斷裂支架尺寸如圖1所示。支架的技術要求為：附鑄試棒抗拉強度不小于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)量分數(shù)不小于98%。筆者采用宏觀觀察、掃描電鏡(SEM)分析、化學成分分析、金相檢驗等方法分析了支架的斷裂原因,并提出改進措施,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

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   化學成分分析

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

1.4   金相檢驗

在斷裂支架上截取金相試樣,對試樣進行磨制和拋光后,將試樣置于光學顯微鏡下觀察,結果如圖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聚；用體積分數(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結果

2.   綜合分析

由上述理化檢驗結果可知,發(fā)動機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。相關文獻研究表明,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性能、疲勞性能等的主要因素。石墨幾乎沒有強度,其在基體中相當于顯微缺口,理論分析及大量實踐證明,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型石墨。同時澆注成型的鑄件表面存在大量的微缺口,在應力作用下這些缺口極易導致應力集中,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)擴展。由于E型石墨對基體有嚴重割裂作用,故裂紋在擴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,石墨的缺口效應導致支架在承受低于設計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成分設計不合理,雖然各元素質(zhì)量分數(shù)滿足技術要求,但C、Si元素質(zhì)量分數(shù)接近下限值。Si元素是促進石墨化的元素,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晶核心的SiO2顆粒,導致石墨的生長進一步受限。由于硅碳比較小,石墨核心少,共晶轉變時穩(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.   改進措施及驗證

由以上分析可知,盡管鑄件的化學成分滿足技術要求,但未考慮鑄件壁厚薄導致的冷卻速率快、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性能。提高碳、硅元素含量可增加形核量和強化孕育效果。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)理論計算后,將技術要求中的碳元素質(zhì)量分數(shù)下限值由3.0%提高至3.1%,硅元素質(zhì)量分數(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)量分數(shù)為0.2%的碳化硅進行試驗澆注,增加C元素含量,因為在冷卻過程中,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”,促進形成A型石墨,細化片狀石墨,提高石墨化程度[9]。 

試驗澆注溫度為(1 400±20) ℃,澆注時間為13 s,隨后檢測附鑄試棒和本體的性能。檢測結果為：附鑄試樣抗拉強度為288 MPa,本體硬度為209 HBW,本體化學成分分析結果如表2所示。由表2可知：Si、C元素含量滿足預計的要求,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,各項性能指標均滿足技術要求。 

圖  5  優(yōu)化后材料的石墨形態(tài)和顯微組織形貌

4.   結論

(1) 發(fā)動機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)擴展。 

(2) 化學成分設計不合理是導致石墨形態(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)量分數(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,試驗澆注后附鑄試棒抗拉強度滿足產(chǎn)品技術要求。 

文章來源——材料與測試網(wǎng)