盧從義, 丁軍鋒, 劉玉鑫，戚彩夢

(哈爾濱大電機研究所，哈爾濱 150040)

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R14鋁合金拔叉鑄件斷裂分析

盧從義, 丁軍鋒, 劉玉鑫，戚彩夢

(哈爾濱大電機研究所，哈爾濱 150040)

車用R14鋁合金拔叉鑄件在使用過程中發(fā)生斷裂。利用光電直讀光譜儀、金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡對發(fā)生斷裂的壓鑄件的化學成分、組織、斷口形貌和微區(qū)成分進行分析。結果表明：倒檔拔叉R14鋁合金材料化學成分、力學性能和表面硬度均合格，但其近表層的針孔度及截面突變處的R角均不符合設計要求；截面突變處存在的疏松缺陷及較大的應力集中使失效件承受拉應力時裂紋在疏松處萌生，在往復的拉壓應力下裂紋快速擴展并最終導致斷裂的發(fā)生；建議在拔叉鑄件壓鑄成型后增加針孔度檢查及增加截面突變處R值。

R14鋁合金；拔叉；開裂；失效分析；疏松；針孔

0 引言

目前，人們對汽車既要求操作性能好，又要求油耗低，汽車構件正朝著輕量化、精確化、強韌化和復合化方向發(fā)展[1]。據有關資料報道，汽車自重每減少10%，油耗可減少5.5%，燃料經濟性可提高3%～5%，同時降低排放10%左右。鋁合金比強度高，易于成型，被廣泛應用于現代交通運輸領域，是列車、汽車等輕量化、現代化設計的首要候選材料[2]。鋁合金鑄造技術開發(fā)在現代汽車工業(yè)發(fā)展中占有重要地位，并且人們對鑄造鋁合金需求量的越來越大。即使在80年代末到90年代初鑄件需求總量停滯甚至下降的時候，日本的鋁鑄件產量也一直保持著年遞增10%左右的高增長率[3]。

Al-Si系合金是一種在汽車工業(yè)領域較為常用的鑄造鋁合金，具有優(yōu)良的流動性和氣密性，較小的收縮率和熱裂傾向性，以及良好的力學、物理和耐蝕性能[4-6]。但是，鑄造Al-Si系合金內部容易出現疏松缺陷，特別是含Si較高的共晶型Al-Si系合金中，吸氫傾向嚴重，鑄件產生針孔的傾向大[7]。在實際應用過程中如果質量控制不嚴格、結構設計不合理，將會造成結構件在使用過程中的斷裂，嚴重危害駕車人的行車安全。因此，亟需對影響車用鑄造Al-Si系合金性能的主要因素進行研究并加以控制，以保證鑄件的質量。

本研究通過對行駛約2 km發(fā)生斷裂的壓鑄件的外觀、宏觀斷口進行觀察，并結合金相分析、光譜分析、SEM斷口分析和能譜分析等方法，對可能引起其斷裂的影響因素進行研究，揭示該類壓鑄件的斷裂原因，并給出相應改進措施。

1 試驗分析

1.1 材質分析

斷裂拔叉材料為R14鋁合金，對其進行化學成分、硬度、金相組織、針孔度級別分析、斷口分析及能譜檢驗分析。

1)化學成分分析。

用光譜分析儀對失效零件進行檢測，結果見表1，化學成分符合標準要求。

2)力學性能測試。

從失效零件上取樣進行力學性能測試，結果見表2，均符合標準要求。

3)表面硬度分析。

對倒檔拔叉進行表面硬度檢測，硬度值為HRB 64.7，標準要求的表面硬度≥HRB 60，測量結果表明倒檔拔叉的表面硬度符合標準要求。

表1 化學成分分析結果 (質量分數 /%)

表2 力學性能試驗結果

4)金相組織分析。

國內相關的鋁合金鑄件標準和鑄造鋁合金標準表明，不進行變質處理的鋁合金鑄件一般不要求檢驗顯微組織。GB/T 9438—2013《鋁合金鑄件》標準中規(guī)定，顯微組織僅在需方有要求時才進行檢驗。該倒檔拔叉技術要求中未要求檢驗金相組織，制造廠也未進行變質處理。但為了分析斷裂原因，在倒檔拔叉接近斷口的試樣平面進行表面拋光處理，拋光面用0.5%(體積分數)HF水溶液腐蝕，然后在PMG-3型奧林巴斯金相顯微鏡下觀察金相組織，如圖1所示，白色基體為α固溶體，基體上分布著較多灰色針狀共晶硅、大塊灰色方塊狀的初晶硅以及灰色長針狀的β相(Al9Si2Fe2)，這些灰色針狀共晶硅、較大的初晶硅和β相(Al9Si2Fe2)增加了材料的脆性，造成倒檔拔叉的力學性能指標下降；粗針狀的共晶硅一旦形成很難消除，降低了材料的力學性能[8]；針狀β脆鐵相的存在，割裂了基體組織的連續(xù)性，使鑄件脆性增加[9]。該倒檔拔叉的顯微組織屬于正常的鑄造組織，雖然存在不利用力學性能的相，但不是倒檔拔叉斷裂的主要原因。

圖1 金相組織照片

5)針孔度級別及疏松缺陷分析。

根據GB/T 9438—2013標準規(guī)定，鋁合金壓鑄件的表面針孔度級別不能超過2級。但由于本斷裂的拔叉表面已進行噴丸處理，在磨除表面噴丸影響層后進行針孔度檢驗，本倒檔拔叉近表面層的針孔度級別為4級(圖2a)。為驗證本倒檔拔叉裂紋源附近表面針孔度級別，對裂紋源附近表面進行掃描電鏡分析，其針孔度也為4級(圖2b)，與近表面層的針孔度級別一致。由此說明本失效拔叉鑄件針孔度級別較大，該級別針孔的存在可能成為早期裂紋萌發(fā)的源頭，也會導致結構件韌性變差，在結構件的失效破壞時使裂紋易于擴展。

1.2 外觀分析

斷裂拔叉鑄件的宏觀照片如圖3所示?？梢钥闯?，產生的裂紋沿鑄件根部斜45°方向擴展，裂紋的擴展發(fā)生在銷釘孔下部的截面突變位置，可能是由于該處區(qū)域存在一定程度的應力集中所致。

圖2 低倍浸蝕照片及裂紋源附近掃描電鏡照片

圖3 宏觀照片

1.3 斷口分析

宏觀斷口形貌如圖4所示，斷口下邊緣較光滑，研磨痕跡明顯。一般來說，由于最初裂紋的位置兩邊都是剛性材料，在發(fā)生斷裂之前受力時會存在摩擦，形成較其他位置光滑的邊緣。據初步判斷，裂紋源應位于此位置。最后斷裂的部位應該是由于有效承載面積減小引起構件無法承受工作載荷而撕裂，造成表面粗糙，因此，斷口的右上邊緣即為最后的瞬斷區(qū)。

斷口微觀形貌如圖5所示。裂紋源位于圖4中發(fā)亮的下邊緣，附近有明顯的摩擦痕跡，裂紋起始于此位置，可見明顯的疏松缺陷，該疏松缺陷直徑約為0.25 mm(圖5a)。裂紋源處疏松缺陷放大形貌見圖5b。圖5c是裂紋源處斷口的匹配斷口，圖5d是圖5c高倍照片。圖5e是該失效件中間部位某區(qū)域，可見塊狀初晶硅和疏松缺陷附近存在二次微裂紋；圖5f位于圖4的粗糙區(qū)域，為典型撕裂形貌，是失效件最后斷裂的瞬斷區(qū)。

圖4 斷口宏觀照片

由斷口微觀形貌可知，該倒檔拔叉失效件的裂紋源起源于截面突變處的冶金缺陷處。尤其當疏松孔洞出現在部件的表面或亞表面時，對鑄件的疲勞性能影響較大，是誘發(fā)疲勞裂紋形成的促進因素[10]。

圖5 斷口微觀形貌

1.4 能譜分析

用日立S3700型掃描電鏡對金相試樣進行觀測，灰色基體上發(fā)現少量微裂紋和較多的疏松缺陷，而且部分微裂紋沿著白色的長針分布(圖6a)。對白色的長針進行能譜分析，結果表明白色長針由Al、Si、Fe元素組成，其成分構成表明白色長針為β相(Al9Si2Fe2)。對斷口進行能譜分析，可知在斷口上存在較多塊狀的初晶硅，斷面沿初晶硅擴展(圖6b)。

由金相能譜及斷口能譜分析結果可知，材質內部微裂紋易沿針狀共晶硅及大塊狀初晶硅的解理面擴展[11]。

1.5 疲勞分析及R角測量

圖7為拔叉在工作時所受的載荷情況。拔叉工作時，由控制臂1施加的力F12通過拔叉軸和拔叉之間的銷釘(裝配后位于圖7右側的銷釘孔中)作用于拔叉，由于作用力與反作用力，同步器齒套3對拔叉施加反作用力F32，從而在銷釘孔上方的截面突變處形成較大的拉應力集中，其應力集中系數與R的尺寸和圓滑程度有關。R越小，應力集中系數越大，過渡粗糙也會增大應力集中系數，R過渡區(qū)是整個結構中的應力水平最高的區(qū)域。因此，在應力作用下最容易在R 角過渡處開裂。由于R 角過小引起的破壞案例較為常見[12]。

圖6 能譜分析

圖7 受力分析示意圖

按照圖紙要求，裂紋源區(qū)所在的截面突變處R角要求為R2 mm。采用R角測角器對失效件截面突變處的R角進行測量，實測值為R1 mm(圖8)。由此可知，截面突變處的R角偏小，不滿足設計圖紙要求。

2 分析與討論

由檢驗結果可知：由于截面突變處存在應力集中效應，加之應力集中處存在直徑約為0.25 mm的疏松缺陷，使有效受力面減小，拔叉工作時在拉應力作用下由該疏松缺陷處產生初始裂紋，隨著拔叉工作時承受往復的拉壓應力使裂紋由此向內部擴展，形成疲勞裂紋。但由于材質內不均勻分布的粗針狀共晶硅、大塊狀初晶硅、針狀脆性鐵相、以及較多的疏松缺陷使倒檔拔叉鑄件的塑性降低脆性增大，裂紋形成后擴展速度較快，使得疲勞裂紋的顯微特征不明顯。

圖8 R角測量示意圖

隨著汽車的運行，初始裂紋不斷向內擴展，有效受力面也不斷減小，單位面積承受的拉力載荷也在變大，同時由于鑄件內部存在較多的疏松狀針孔、大塊單晶硅脆性相和長針狀的β脆鐵相，使得裂紋易于擴展，最終在有效截面難以承受控制臂施加的應力時，即發(fā)生瞬間斷裂。

3 結論

1)倒檔拔叉化學成分、力學性能和表面硬度符合標準要求。

2)倒檔拔叉金相組織存在大塊初晶硅及長針狀的β相等脆性相，為鑄造組織，不是裂紋產生的主要原因。

3)倒檔拔叉近表層的針孔度為4級，不滿足針孔度級別不超過2級的要求。

4)倒檔拔叉截面突變處的R角小于設計圖紙要求，使應力集中加大，另外，截面突變處存在疏松缺陷，在失效件承受拉應力時，裂紋在疏松處萌生，并在往復的拉壓應力下裂紋快速擴展。

5)建議壓鑄成型后增加針孔度檢查，設計時增加截面過渡處的R值以減小截面突變處的應力集中。

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Fracture Analysis of R14 Aluminum Alloy Shifting Fork

LU Cong-yi，DING Jun-feng，LIU Yu-xin，QI Cai-meng

(HarbinInstituteofLargeElectricalMachinery,Harbin150040,China)

Fracture occurred to a R14 aluminum alloy shifting fork casting in the truck during service. Chemical composition, microstructure, fracture morphology and micro-area composition analysis of the fractured shifting fork casting were analyzed by means of photoelectric direct reading spectrometer, metallographic microscopy, SEM and SDD EDS to investigate the fracture cause. The analysis results indicate that the chemical composition, mechanical properties and hardness of the fractured shifting fork casting were all qualified. However, the near-surface pinhole grade and R angle of abrupt change area of the cross-section did not meet the design requirement. Due to porosity defects at the abrupt change area of the cross-section and stress concentration, cracks initiated from the porosity defects while the failed part bore tensile stress and propagated rapidly under the circulating tensile stress, which led to the final fracture. To avoid such failure, some measures were proposed and applied, such as performing pinhole testing after shifting fork casting’s compression molding and increasing R angle of abrupt change area of the cross-section.

R14 aluminum alloy; shifting fork; fracture; failure analysis; porosity; pinhole

2016年2月23日

2016年5月5日

盧從義(1978年-)，男，工程師，主要從事金屬材料金相及材料失效分析等方面的研究。

TG290

A

10.3969/j.issn.1673-6214.2016.03.010

1673-6214(2016)03-0176-06