高鎳球墨鑄鐵排氣歧管裂紋的形成機(jī)理

凌 霄， 馬 冬， 馮孔孔， 高 山， 溫永紅，萬 勇， 陳其偉， 錢立宏， 疏宇進(jìn)

（1. 安徽工業(yè)大學(xué) 冶金工程學(xué)院， 安徽 馬鞍山 243000； 2. 玉柴聯(lián)合動力股份有限公司， 安徽 蕪湖 241080）

柴油車排氣系統(tǒng)一般由排氣歧管、排氣管、催化轉(zhuǎn)換器、消聲器和排氣尾管等組成.在正常工作時(shí)，發(fā)動機(jī)汽缸中的廢氣經(jīng)排氣門排出，通過各缸排氣歧管匯至排氣總管，由三元催化轉(zhuǎn)換器凈化處理及消音器消聲后從排氣尾管排出車外［1］.排氣歧管是帶有分歧的管路，直接與發(fā)動機(jī)汽缸相連，一般采用耐高溫的鑄鐵或球墨鑄鐵制造［2］.由于發(fā)動機(jī)的排氣歧管長期在高溫和低溫?zé)嵫h(huán)條件下運(yùn)行，最常見的故障就是排氣歧管出現(xiàn)裂紋［3］.本文中采用金相顯微鏡、掃描電鏡、能譜分析等方法，對全新排氣歧管和行駛20 萬km開裂的排氣歧管進(jìn)行分析和研究，并通過對比觀察兩種排氣歧管的顯微組織形貌，初步探究排氣歧管裂紋的形成機(jī)理.同時(shí)，對裂紋附近處試樣進(jìn)行不同溫度的淬火處理，通過熱力學(xué)計(jì)算分析試樣中各相經(jīng)不同溫度淬火后的變化規(guī)律，以期為控制排氣歧管的裂紋產(chǎn)生提供理論依據(jù).

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

本文中排氣歧管的材料為D?2 高鎳球墨鑄鐵［根據(jù)ASTM A439?83（2009）制備］，化學(xué)成分如表1 所列.D?2 高鎳球墨鑄鐵采用中頻感應(yīng)電爐冶煉，在爐溫1 450 ℃左右時(shí)進(jìn)行澆注［4］.具體冶煉過程如下：首先精確配料， 然后依次加入增碳劑、優(yōu)質(zhì)廢鋼、回爐料、電解鎳板、鉻鐵，最后使用鎳硅鎂球化劑、硅鋇孕育劑及堤壩沖入法進(jìn)一步增加鐵液的形核力.試樣1 號、2 號是從行駛20 萬km后開裂的排氣歧管裂紋處取樣，試樣3 號、4 號是從全新未使用的排氣歧管相同位置取樣，試樣尺寸均為Ф30 mm×15 mm.

表1 排氣歧管的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of exhaust manifold（mass fraction） %

試樣經(jīng)打磨、拋光后，放入體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液侵蝕30 s.采用UCMOS03100KPA金相顯微鏡觀察試樣的金相組織，采用JSM?6510LV 掃描電子顯微鏡及能譜分析儀分析試樣碳化物的類型及成分.另外，從裂紋附近取下8 個(gè)Ф10 mm×20 mm的試樣，置于電阻爐中，在不同溫度下（1 100，1 050，1 000，950，900，850，800，750 ℃）保溫2 h 后淬火，研究淬火溫度對晶間碳化物析出形態(tài)的影響.

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 金相組織形貌

圖1 裂紋歧管試樣的金相組織Fig.1 Metallographic structure of crack sample

圖2 全新歧管試樣的金相組織Fig.2 Metallographic structure of new manifold sample

球被晶間碳化物包裹，其碳化物的體積和數(shù)量明顯大于試樣3 號、4 號金相組織中的，這可能是在排氣歧管使用過程中，組織的不穩(wěn)定性會導(dǎo)致碳化物粗化.

當(dāng)排氣歧管中存在少量的碳化物時(shí)，碳化物可起到抑制晶界開裂和填充晶界的作用.但如果碳化物超過一定含量，排氣歧管的機(jī)械性能就會因碳化物本身硬而脆的特性而劣化.同時(shí)，碳化物和基體結(jié)構(gòu)有著較大的差異，熱膨脹系數(shù)也不一樣，在冷卻和加熱循環(huán)中會導(dǎo)致應(yīng)力集中，從而產(chǎn)生裂紋，嚴(yán)重影響熱疲勞性能［6-7］.綜合以上分析可知，產(chǎn)生裂紋的主要原因是排氣歧管中碳化物的形態(tài)及分布，碳化物形狀細(xì)小且分布均勻有利于提高排氣歧管的抗熱疲勞性能.

2.2 SEM 組織觀察

圖3 示出了試樣1 號碳化物不同位置的能譜分析結(jié)果.從圖中可以看出，位置1 處以Fe，C，Cr為主，質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為60.11%，20.84%，19.05%.位置2 處以Fe，C，Cr，Si，Ni 為主，質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為71.23%，10.97%，4.03%，1.87%，11.90%.其中位置1 的C，Cr 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)高于位置2 的，碳化物形態(tài)呈魚骨狀，分布不均勻，最大處尺寸為60 μm.由于C 和Cr 之間的電負(fù)性差異較大，且兩者有著較強(qiáng)的親和力，易于形成穩(wěn)定的富鉻碳化物，故位置1 處應(yīng)該為含鉻碳化物.

圖4 示出了試樣3 號碳化物不同位置的能譜分析結(jié)果.從圖中可看出，位置1 處以Fe，C，Cr 為主，質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為63.35%，16.16%，20.19%；位置2 處以Fe，C，Cr，Si，Ni 為主，質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為72.15%，4.62%，3%，2.68%，17.55%；晶間碳化物的形態(tài)呈細(xì)小塊狀，分布較均勻，尺寸為10 μm.對比圖3 和圖4 可知，全新歧管試樣中的C，Cr 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均低于裂紋歧管試樣的，其碳化物的形狀更加細(xì)小，分布也更加均勻.由此可知，當(dāng)碳化物含量較高時(shí)，應(yīng)力會優(yōu)先集中在碳化物上，導(dǎo)致這些位置聚集處形成裂紋，降低排氣歧管的抗熱疲勞性能.

圖3 裂紋歧管試樣1 號SEM 組織觀察及能譜分析Fig.3 SEM microstructure observation and energy spectrum analysis of crack manifold sample No.1

圖4 全新歧管試樣3 號SEM 組織觀察及能譜分析Fig.4 SEM microstructure observation and energy spectrum analysis of new manifold sample No.3

2.3 熱處理后的組織和性能

耐熱性能是應(yīng)用在排氣歧管上的材料最主要的性能參數(shù)之一.為了提高材料的耐熱性能，本文中從排氣歧管裂紋附近取樣進(jìn)行熱處理實(shí)驗(yàn)，觀察不同溫度下排氣歧管中石墨和碳化物的分布及形貌，研究淬火工藝對組織的影響，以期得到優(yōu)化的工藝和組織.

圖5 為試樣在不同溫度下保溫2 h 后淬火的金相組織形貌圖.由圖5 可知，在淬火溫度升高的過程中，試樣均為奧氏體，不會發(fā)生相變. 再通過圖5（a）～（f）可看到，試樣分別經(jīng)750，800，850，900，950，1 000 ℃保溫2 h 后淬火，仍能基本保持完好的石墨球形態(tài).如圖5（g）～（h）所示，當(dāng)淬火溫度超過1000℃時(shí)，被溶解的石墨開始增多；當(dāng)淬火溫度達(dá)到1 100 ℃時(shí)，大部分的石墨球已經(jīng)溶解.圖6 示出了不同淬火溫度下試樣中石墨和碳化物的質(zhì)量分?jǐn)?shù).由圖6 可知，隨著淬火溫度的升高，石墨的質(zhì)量分?jǐn)?shù)開始下降.當(dāng)從750 ℃升至1 100 ℃時(shí)，石墨質(zhì)量分?jǐn)?shù)從8.82%降至2.2%；當(dāng)從1 000 ℃升至1 050 ℃時(shí)，石墨的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從3.8%降至2.9%，下降速率明顯加快.這主要是因?yàn)槭?jīng)高溫作用而發(fā)生溶解，隨著淬火溫度的不斷增加， 最終會導(dǎo)致試樣中的部分石墨消失［8-9］.

圖5 不同溫度下保溫2 h 后淬火的金相組織形貌Fig.5 The quenched metallographic morphology after two hours of holding at different temperatures

由圖5 和圖6 還可知，隨著淬火溫度的升高，晶間碳化物的體積越來越小，數(shù)量也越來越少.當(dāng)從750 ℃升至1 100 ℃時(shí)，碳化物質(zhì)量分?jǐn)?shù)從2.58%降至0.28%，且碳化物呈細(xì)小彌散的顆粒分布；當(dāng)淬火溫度為1 100 ℃時(shí)，晶間碳化物的尺寸已經(jīng)極其細(xì)小.

圖6 不同淬火溫度下石墨及碳化物占比Fig.6 The proportion of graphite and carbides at different quenching temperatures

有研究發(fā)現(xiàn)［10］，晶間碳化物的形狀細(xì)小且分布均勻有利于提高排氣歧管的抗熱疲勞性能.高溫下的快速冷卻會使碳化物難以析出而固溶在奧氏體基體中，這樣不僅可以提高排氣歧管的機(jī)械性能，還可以減少因碳化物與基體的膨脹系數(shù)不同所產(chǎn)生的附加應(yīng)力，從而降低排氣歧管產(chǎn)生裂紋的風(fēng)險(xiǎn).

圖7 為排氣歧管裂紋附近處的金相組織形貌圖.由圖7（a）可知，裂紋附近處的晶間碳化物體積較大且分布不均勻；由圖7（b）可知，原樣經(jīng)1 000 ℃保溫2 h 室溫冷卻后，碳化物數(shù)量明顯減少且分布更加均勻，這說明高溫保溫后自然冷卻同樣可減少碳化物的含量.

圖7 排氣歧管裂紋附近處金相組織形貌Fig.7 Morphology of metallographic structure near the crack of exhaust manifold

采用熱力學(xué)軟件Factsage 計(jì)算得到平衡相圖，如圖8 所示.由圖可知，當(dāng)析出溫度為600 ～1 200 ℃時(shí)，D?2 高鎳球墨鑄鐵均為單一的奧氏體組織，碳化物類型為M7C3.根據(jù)熱力平衡相圖可得到各相的析出溫度，當(dāng)析出溫度高于1 250 ℃時(shí)，均為液相；當(dāng)?shù)陀? 250 ℃時(shí)，開始有奧氏體相產(chǎn)生；直到降至1 140 ℃，液相轉(zhuǎn)變完成.還可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)析出溫度為1 190 ℃時(shí)，開始有石墨析出，其析出量隨溫度的降低而逐漸增加，600 ℃時(shí)石墨的質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為2.3%；當(dāng)析出溫度為1 130 ℃時(shí)，開始析出碳化物M7C3，其析出量也會隨溫度的降低而逐漸增加，600 ℃時(shí)M7C3質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為3.1%.

圖9 示出了試樣在不同淬火溫度下的維氏硬度.由圖9 可知，隨著淬火溫度的升高，試樣硬度逐漸減小.當(dāng)淬火溫度從750 ℃升至1 100 ℃時(shí)，試樣的維氏硬度從168 降至130.結(jié)合圖8（b）可看出，當(dāng)淬火溫度從800 ℃升至900 ℃時(shí)，碳化物M7C3的析出量由2.8%降至2.34%，試樣的維氏硬度從166 下降至145.這主要是因?yàn)槭木S氏硬度一般為280～360，而M7C3是一種復(fù)雜的六方結(jié)構(gòu)高硬度碳化物，維氏硬度一般為1 300 ～1 800，故碳化物對排氣歧管硬度的影響遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于石墨［11-12］.當(dāng)淬火溫度升高時(shí)，高硬度碳化物數(shù)量減少，導(dǎo)致試樣的硬度也隨之下降.

圖8 D?2 高鎳球墨鑄鐵的平衡相圖Fig.8 D?2 Equilibrium phase diagram of high nickel ductile iron

圖9 不同淬火溫度下試樣的維氏硬度Fig.9 Vickers hardness of samples at different quenching temperatures

綜上所述，經(jīng)淬火處理后，試樣中碳化物含量減少，有利于提高排氣歧管的耐熱性能.當(dāng)淬火溫度為850～1 000 ℃時(shí)，碳化物含量明顯減少，試樣此時(shí)仍具有良好的石墨球形態(tài)，因此排氣歧管的最佳淬火溫度應(yīng)為850～1 000 ℃.

3 結(jié) 論

（1）排氣歧管的顯微組織主要由奧氏體基體、晶間碳化物和石墨構(gòu)成，石墨和奧氏體晶間碳化物形態(tài)及分布是影響排氣歧管產(chǎn)生裂紋的重要因素.

（2）淬火溫度從750 ℃升至1 100 ℃，試樣中石墨的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由8.82%降至2.2%，碳化物的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由2.58%降至0.28%.隨著淬火溫度的升高，排氣歧管中碳化物和石墨含量均減少.

（3）通過對排氣歧管的淬火處理可減少晶間碳化物含量，可使碳化物的分布更加均勻，最佳淬火溫度控制在850～1 000 ℃.