王莞，王長朋，梅華生，賀明強(qiáng)

發(fā)動(dòng)機(jī)缸體開裂失效分析

王莞1,2，王長朋1,2，梅華生1,2，賀明強(qiáng)1,2

（1.西南技術(shù)工程研究所，重慶 400039；2.重慶市環(huán)境腐蝕與防護(hù)工程技術(shù)研究中心，重慶 400039）

目的研究發(fā)動(dòng)機(jī)缸體出現(xiàn)開裂失效原因。方法通過化學(xué)成分分析、力學(xué)性能分析、斷口掃描分析、顯微組織分析、能譜分析及低倍缺陷分析測試手段，對發(fā)動(dòng)機(jī)缸體的開裂模式及失效原因進(jìn)行分析。結(jié)果發(fā)動(dòng)機(jī)缸體原材料中Si元素超標(biāo)，導(dǎo)致晶界析出較多的AlSiCu及Al2Cu脆性相，在開裂區(qū)域組織存在過熱過燒現(xiàn)象，兩個(gè)原因?qū)е陆M織晶間結(jié)合力大大降低。同時(shí)，在開裂區(qū)域存在熱節(jié)效應(yīng)，低倍疏松和縮孔較集中的現(xiàn)象，為熱裂紋形成及繼續(xù)擴(kuò)展提供了有利條件。結(jié)論通過不斷改進(jìn)設(shè)計(jì)工藝，控制原材料成分及調(diào)節(jié)澆注參數(shù)，大大減小了熱裂紋出現(xiàn)概率，在后序批量生產(chǎn)中，未發(fā)現(xiàn)類似失效樣件。

發(fā)動(dòng)機(jī)缸體；開裂；熱裂紋

發(fā)動(dòng)機(jī)缸體是構(gòu)成發(fā)動(dòng)機(jī)的骨架，是發(fā)動(dòng)機(jī)各機(jī)構(gòu)和各系統(tǒng)的安裝基礎(chǔ)，其內(nèi)、外安裝著發(fā)動(dòng)機(jī)的所有主要零件和附件，承受各種載荷。因此，機(jī)體必須要有足夠的強(qiáng)度和剛度，發(fā)動(dòng)機(jī)缸體的可靠性關(guān)系到整車及乘客的安全性[1—2]。由于鋁合金具有較高的比強(qiáng)度和良好的導(dǎo)熱性和耐蝕性，在很多高端汽車公司均采用全鋁型的發(fā)動(dòng)機(jī)缸體[3—4]。全鋁型發(fā)動(dòng)機(jī)不但可以顯著提高發(fā)動(dòng)機(jī)性能，還可以減輕發(fā)動(dòng)機(jī)質(zhì)量，鋁合金的廣泛應(yīng)用是汽車工業(yè)的主要發(fā)展趨勢[5—6]。

某汽車公司研發(fā)的3件鋁合金發(fā)動(dòng)機(jī)缸體在經(jīng)整體X射線無損檢測后發(fā)現(xiàn)存在開裂失效現(xiàn)象，開裂位置位于靠近上油道螺栓孔與冷卻水道之間的U型槽底部。為了評定發(fā)動(dòng)機(jī)缸體鑄造質(zhì)量，找到其開裂的原因，從宏觀到微觀進(jìn)行系統(tǒng)的試驗(yàn)與分析。

1 試驗(yàn)方法

鋁合金缸體材質(zhì)為AlSi9Cu3，采用金屬型重力澆注工藝，尺寸為351 mm×334 mm×269 mm，壁厚為(4±0.4) mm。砂芯采用冷芯工藝，熔煉工藝采用連續(xù)式燃?xì)庵苯尤蹮挿?，鋁業(yè)采用旋轉(zhuǎn)精煉方式，保溫爐采用連續(xù)式氮?dú)饩珶挿绞?。熱處理工藝為人工失?4 h后T5處理。鋁合金缸體性能要求：抗拉強(qiáng)度m不低于210 MPa，斷后延伸率不低于1.5%。

利用ICP分析儀對缸體進(jìn)行化學(xué)成分分析，采用WDW-5型拉伸試驗(yàn)機(jī)按照GB/T 228—2002《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》進(jìn)行力學(xué)性能測試，采用Quanta200環(huán)境掃描電鏡對斷口進(jìn)行形貌掃描分析，采用Observer.A1m型倒置式金相顯微鏡進(jìn)行金相組織分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 宏觀分析

取一件失效鋁合金缸體進(jìn)行分析，宏觀形貌如圖1 所示。將樣品沿圖中箭頭指示方向剖開后進(jìn)行拋光可見，在水道U型槽底部邊緣出現(xiàn)裂紋，裂紋深度約為5.1 mm，裂紋擴(kuò)展方向與水道U型槽側(cè)壁表面呈60°，裂紋擴(kuò)展連續(xù)并呈折線狀擴(kuò)展。

2.2 化學(xué)成分分析

在開裂缸體失效件上靠近斷口處取樣進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果見表1。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，失效鋁合金缸體中Si元素含量超過標(biāo)準(zhǔn)要求成分，其余化學(xué)元素均符合標(biāo)準(zhǔn)成分要求。

表1 鋁合金缸體化學(xué)成分 %

2.3 力學(xué)性能分析

在螺栓孔側(cè)壁取樣進(jìn)行力學(xué)性能分析，試驗(yàn)結(jié)果見表2。樣品抗拉強(qiáng)度及斷后伸長率均未達(dá)到技術(shù)要求，產(chǎn)品材料力學(xué)性能較差。

表2 鋁合金缸體力學(xué)性能

2.4 金相組織分析

對圖1中剖開樣品進(jìn)行金相組織分析，如圖2所示。由圖2可見，樣品裂紋起始于水道表面，裂紋擴(kuò)展呈斷續(xù)狀，裂紋擴(kuò)展形式為沿晶界擴(kuò)展，裂紋邊緣晶粒較完整，晶粒表面圓滑，在裂紋內(nèi)側(cè)填滿氧化產(chǎn)物。

圖6(c)為自動(dòng)相位搜索算法估計(jì)的補(bǔ)償相位與準(zhǔn)確相位Δφj(n)之間的差值曲線圖，相位差值以0為中心上下浮動(dòng)且浮動(dòng)范圍在[-0.01,0.015]內(nèi)，即在每個(gè)n時(shí)刻估計(jì)相位與準(zhǔn)確相位的誤差都不超過0.015.可見對于傳統(tǒng)散射波干擾，搜索算法估計(jì)補(bǔ)償相位的精度較高，從而具有較好的干擾對消效果.

正常區(qū)域金相組織為典型的過共晶組織，主要為細(xì)小α（Al）枝晶+短條狀共晶硅+小塊狀初晶硅，組織級別為1級，魚骨狀鐵相夾雜級別為1級（魚骨狀鐵相夾雜不明顯），針狀鐵相夾雜級別為1級（針狀鐵相夾雜不明顯）。

在電鏡下對組織晶界位置進(jìn)行觀察，如圖3所示。由圖3可見，在晶界交界處存在斷續(xù)圓滑微孔。這是由于晶界存在一定程度過熱復(fù)熔現(xiàn)象，晶界聚集的低熔點(diǎn)合金化合物脫落所致，在局部區(qū)域晶界上微孔內(nèi)化合物未脫落。

2.5 低倍金相分析

對缸體裂紋附近組織取樣進(jìn)行低倍金相觀察，如圖4所示。依據(jù)JB/T 7946.3—1999《鑄造鋁合金金相鑄造鋁合金針孔》標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行評級。樣品針孔度級別為3級，高于技術(shù)要求的2級范圍。

2.6 斷口分析

沿裂紋擴(kuò)展方向?qū)嗫诖蜷_后進(jìn)行觀察，如圖5所示。斷口明顯分為兩個(gè)區(qū)域，A區(qū)域和B區(qū)域。A區(qū)域靠近斷口起裂邊緣，斷口顏色相對較深，大部分?jǐn)嗫诒砻娲嬖诿黠@氧化現(xiàn)象，仍可見斷口為沿晶和撕裂的混合斷裂，沿晶斷裂為主。高倍數(shù)下氧化較嚴(yán)重區(qū)域被氧化物覆蓋，看不到斷口真實(shí)形貌，為高溫氧化所致。氧化較輕微的區(qū)域可見完整晶粒及沿晶二次裂紋，在晶界和晶面上可見顆粒狀物質(zhì)。A區(qū)域局部存在較多集中鑄造疏松孔洞，疏松孔洞內(nèi)部主要為枝晶組織，枝晶組織被氧化呈圓滑表面。B區(qū)域斷口為后期人為撕開區(qū)域，主要為撕裂韌窩及撕裂棱形貌為主。

2.7 能譜分析

對觀察到的晶界顆粒狀物質(zhì)進(jìn)行能譜分析，以確定沿晶裂紋形成原因。由圖6及表3可見，譜圖1、譜圖2及譜圖3位置處為晶界析出的顆粒狀合金化合物，主要為Si，Cu，Al，C元素，其中C元素為表面吸附所致，非組織中元素。由譜圖1和譜圖3可以推斷該化合物為Al2Cu相，由譜圖2可以推斷該化合物為AlSiCu相。位置4處為正常位置比對點(diǎn)，主要為Al元素。

表3 晶界析出物EDS分析 %

3 分析與討論

通過對失效鋁合金缸體在化學(xué)成分、力學(xué)性能、斷口分析、金相分析及能譜分析幾個(gè)方面的數(shù)據(jù)可知，材料化學(xué)成分中Si元素高于AlSi9Cu3標(biāo)準(zhǔn)要求。通過金相組織及斷口分析可知，在A區(qū)域斷口裂紋擴(kuò)展主要沿晶界擴(kuò)展，裂紋兩側(cè)晶粒較完整，并為圓滑表面，斷口表面存在高溫氧化現(xiàn)象，表明A區(qū)域存在原始鑄造熱裂紋。在晶界交接處存在晶界復(fù)熔微孔現(xiàn)象，說明在熱裂紋處存在組織過熱現(xiàn)象。由能譜分析可知，在晶界析出AlSiCu及Al2Cu相，以上兩相均為脆性相，加大了鑄件線收縮和熱裂傾向。低倍組織針孔度級別達(dá)到3級，未達(dá)到技術(shù)要求，過多的鑄造缺陷為熱裂紋擴(kuò)展提供了有利通道。

3.1 鋁合金鑄造熱裂紋的產(chǎn)生原理

熱裂紋是鋁合金鑄件生產(chǎn)中常見的一種鑄造缺陷，是鋁合金鑄件在凝固后期或凝固后不久尚處于低強(qiáng)度和低塑性狀態(tài)下，因鑄件固態(tài)收縮受阻而引起的裂紋。當(dāng)鋁液澆注到鑄型后，熱量散失通過型壁，凝固由表面開始，當(dāng)凝固后期出現(xiàn)大量枝晶并搭接成連續(xù)骨架時(shí)，固態(tài)收縮開始產(chǎn)生[7—8]。根據(jù)凝固過程，可將合金凝固溫度區(qū)間分為準(zhǔn)液相區(qū)和準(zhǔn)固相區(qū)，在準(zhǔn)液相區(qū)枝晶還未形成連續(xù)骨架，晶間結(jié)合力較弱，在準(zhǔn)固相區(qū)，枝晶間形成了連續(xù)骨架，具有一定強(qiáng)度。在鋁鑄件收縮不受任何阻礙，則枝晶骨架可以自由收縮，不受力的作用。當(dāng)枝晶骨架收縮受到砂型或砂芯阻礙時(shí)，不能自由收縮就會(huì)產(chǎn)生拉應(yīng)力，當(dāng)拉應(yīng)力超過材料強(qiáng)度極限時(shí)，枝晶間就會(huì)產(chǎn)生開裂。當(dāng)枝晶骨架被拉開的速度很慢，且被拉開周圍有足夠的鋁液即時(shí)流入拉裂處并補(bǔ)充，即晶間液相的補(bǔ)縮速度大于合金冷卻時(shí)的收縮速度時(shí)，鑄件不會(huì)產(chǎn)生熱裂紋。反之，鑄件便會(huì)出現(xiàn)熱裂紋，熱裂紋一般形成于準(zhǔn)固相區(qū)內(nèi)。凝固過程中，開始形成完整結(jié)晶框架的溫度與凝固溫度差越大，合金收縮率就越大，產(chǎn)生熱裂紋傾向越大。熱裂紋宏觀特征為表面寬內(nèi)部窄，呈撕裂狀，裂紋在晶界萌生并沿晶界擴(kuò)展，屬于脆性開裂，裂紋內(nèi)側(cè)填充有氧化產(chǎn)物[9—10]。

3.2 晶界狀態(tài)對熱裂紋的影響

材料本身及鑄件凝固收縮過程中的阻力大小、鑄件致密性對熱紋的產(chǎn)生存在重要影響，對于AlSi系合金熱裂紋傾向較小，而AlCu系合金熱裂紋傾向較大[11—12]。對文中AlSi9Cu3材料成分分析可知，合金中存在過多的Si元素，Si元素可以提高鋁液流動(dòng)性，從而改善合金鑄造性能。通過晶界處元素能譜分析可知，在形成熱裂紋的晶界處存在成分偏析現(xiàn)象，在晶界析出較多的AlSiCu及Al2Cu相，這是因?yàn)檫^量Si元素可以加速M(fèi)n，Cu的擴(kuò)散，導(dǎo)致在晶界形成過多的Al2Cu相。同時(shí)，過量的Si元素溶入到Al2Cu相中，形成AlSiCu相，凝固過程中，在晶間存在低熔點(diǎn)合金相聚集在晶界液相中，對凝固后期晶粒之間的固相搭接形成破壞，降低晶間結(jié)合力，使合金強(qiáng)度和塑性明顯減小，加大熱裂紋傾向[13—14]。

熱裂紋易產(chǎn)生于鑄件拐角處、截面厚度急劇變化處或局部凝固緩慢處、容易產(chǎn)生應(yīng)力集中處[15]。文中失效試樣開裂位置均位于靠近上油道螺栓孔與冷卻水道之間的U型槽底部，該位置鑄件壁厚變化較大，同時(shí)開裂位置為尖角凸出變形位置，螺栓孔周圍凸出位置形成“孤島”形狀。此位置低倍組織可見鑄造縮孔及疏松缺陷較嚴(yán)重，說明開裂位置周圍存在“熱節(jié)效應(yīng)”。開裂位置組織晶界處存在復(fù)熔共晶球及晶界加寬現(xiàn)象，屬于過熱過燒組織，說明在開裂處存在局部溫度過高，導(dǎo)致合金中的低熔點(diǎn)相熔化，使得晶粒間結(jié)合力下降，降低合金綜合性能。

4 結(jié)論

合金中Si元素含量過高，導(dǎo)致晶界析出較多的AlSiCu及Al2Cu相，同時(shí)在開裂處存在過熱及過燒現(xiàn)象，以上兩原因?qū)е戮чg結(jié)合力大大降低，出現(xiàn)沿晶熱裂紋。由于開裂處存在設(shè)計(jì)缺陷，使得螺栓孔周圍形成“孤島”，出現(xiàn)明顯熱節(jié)效應(yīng)，導(dǎo)致開裂處局部區(qū)域鑄造疏松和縮孔缺陷較集中，為熱裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展提供了有利通道。

5 改進(jìn)措施

嚴(yán)格將合金中Si元素含量控制在標(biāo)準(zhǔn)范圍以內(nèi)；實(shí)際澆注系統(tǒng)，防止鑄型局部過熱，減小組織過熱過燒傾向；改進(jìn)鑄件結(jié)構(gòu)，消除開裂區(qū)域尖角及壁厚突變，避免出現(xiàn)熱節(jié)區(qū)域，減小熱裂傾向。

在研發(fā)過程中，通過不斷改進(jìn)設(shè)計(jì)工藝，控制原材料成分及調(diào)節(jié)澆注參數(shù)，大大減少了熱裂紋出現(xiàn)概率，在后序批量生產(chǎn)中，未發(fā)現(xiàn)類似失效樣件。

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Failure Analysis of Fracture of Engine Cylinder Block

WANG Wan1,2, WANG Chang-peng1,2, MEI Hua-sheng1,2, HE Ming-qiang1,2

(1.Southwest Technology and Engineering Research Institute, Chongqing 400039, China;2.Chongqing Engineering Research Center for Environmental Corrosion and Protection, Chongqing 400039, China)

Objective To investigate reasons for fracture of engine cylinder block. Methods Fracture modes and the failure reasons were analyzed by chemical composition analysis, mechanical performance analysis, SEM analysis, microstructure, energy dispersive spectrum analysis and low magnification defect analysis. Results There were two reasons that greatly reduced the inter-granular binding force, one was caused by lots of brittle phases of Al2Cu and AlSiCu distributing along with the grain-interface which induced by excessive Si, and the other was superheating and over-firing microstructure in the cracking area. At the same time, there was hot section effect in the cracked area, and the low porosity and shrinkage cavity were concentrated, which provided favorable conditions for the formation and the continued expansion of hot crack. Conclusions The probability of hot cracking is greatly reduced by improving the process design, controlling raw material composition and adjusting casting parameters. There is no similar failure specimen in the post production.

engine cylinder block; fracture; hot cracking

10.7643/ issn.1672-9242.2017.08.011

TJ07

A

1672-9242(2017)08-0055-05

2017-03-05；

2017-04-05

王莞（1972—），女，1972年生，重慶人，工程師，主要研究方向?yàn)椴牧蠈W(xué)。