裝載機(jī)曲軸斷裂原因分析

毛曉峰，駱玉城，鄧詩(shī)貴

（桂林福達(dá)股份有限公司，廣西桂林 541199）

0 引言

作為柴油發(fā)動(dòng)機(jī)的關(guān)鍵零部件之一，曲軸的質(zhì)量直接關(guān)系著發(fā)動(dòng)機(jī)的壽命。曲軸一旦發(fā)生斷裂，發(fā)動(dòng)機(jī)即報(bào)廢。80%～90%發(fā)生斷裂的曲軸均為疲勞斷裂[1]。如何提高曲軸的疲勞強(qiáng)度和可靠性一直是國(guó)內(nèi)外工程技術(shù)人員致力于解決的難題。楊振國(guó)[2]認(rèn)為，失效分析要明確闡述失效模式、失效缺陷、失效機(jī)理與失效起因的相互關(guān)系，為后續(xù)的原材料改善、加工工藝改進(jìn)和提高曲軸的疲勞強(qiáng)度提供依據(jù)和方向，并推動(dòng)技術(shù)、工藝的進(jìn)步，從而避免問題重復(fù)發(fā)生，減少經(jīng)濟(jì)損失。

柴油發(fā)動(dòng)機(jī)曲軸在運(yùn)轉(zhuǎn)過程中受力復(fù)雜，既受到交變的彎曲和扭轉(zhuǎn)應(yīng)力及摩擦作用，還要承受較大的沖擊載荷。因而，一般情況下，曲軸主要的失效模式為彎曲疲勞斷裂、扭轉(zhuǎn)疲勞斷裂和軸頸異常磨損等。失效起因包括曲軸原材料缺陷、曲軸加工缺陷、發(fā)動(dòng)機(jī)潤(rùn)滑不良和外界載荷過大等。對(duì)于低合金鋼曲軸，引起斷裂失效的原材料缺陷主要是鋼材冶煉過程中引入的保護(hù)渣、水口結(jié)瘤產(chǎn)物以及大顆粒的非金屬夾雜物等。這類曲軸發(fā)生斷裂往往可以在斷口表面裂紋源處觀察到主要成份是Al、Si、Ca等的鹽類或氧化物類的宏觀非金屬夾雜物，以及大塊的條狀MnS非金屬夾雜物[3-9]。

48MnV非調(diào)質(zhì)鋼是在中碳錳鋼的基礎(chǔ)上加入V、Ti、Nb微合金化元素。在加熱過程中，V、Ti、Nb溶于奧氏體中，因其在奧氏體中的固溶度隨著冷卻而減小，微合金元素V、Ti、Nb將以細(xì)小的碳化物和氮化物形式在鐵素體和珠光體中析出，起到細(xì)化晶粒的作用。有研究[10]表明，V、Ti、Nb的添加可以起到強(qiáng)化組織的效用。但是，對(duì)于微合金元素V、Ti、Nb的碳化物、氮化物聚集長(zhǎng)大形成非金屬夾雜物對(duì)曲軸疲勞強(qiáng)度的影響，甚至造成曲軸斷裂失效的研究未見報(bào)道。

裝載機(jī)累計(jì)運(yùn)行1700 h后，柴油發(fā)動(dòng)機(jī)曲軸發(fā)生斷裂。該曲軸原材料為低合金鋼48MnV，表面強(qiáng)化工藝為圓角淬火。本研究通過對(duì)斷裂曲軸的化學(xué)成分、金相組織、力學(xué)性能、斷口的宏觀和微觀形貌等進(jìn)行分析，確定其斷裂的原因，并且探究V、Ti、Nb的碳化物、氮化物引起曲軸失效的機(jī)理。

1 試驗(yàn)方法及結(jié)果

1.1 宏觀分析

曲軸由主軸頸、連桿軸頸、平衡塊、前端（小頭）、后端（大頭）和曲柄等部分組成。其中，1個(gè)主軸頸、1個(gè)連桿軸頸和1個(gè)曲柄組成1個(gè)曲拐，曲軸的曲拐數(shù)目等于氣缸數(shù)。失效曲軸為六拐曲軸，斷裂位置位于第6連桿頸，裂紋穿過整個(gè)曲柄臂，導(dǎo)致曲軸發(fā)生斷裂。除了斷裂位置外，曲軸其他部位未見拉瓦、磨損、刮傷等異常（圖1）。圖2a是斷口的宏觀形貌，斷口表面局部已經(jīng)磨損，但是可以觀察到“貝殼紋”形貌特征。裂紋源在軸頸內(nèi)部深度約6 mm處，可以觀察到裂紋源區(qū)域形貌與斷口周圍不同，并有放射性條紋由裂紋源向表面和心部擴(kuò)展，擴(kuò)展方向如圖2b中箭頭所示。斷口的瞬斷區(qū)面積比較小，在整個(gè)斷口中占比小于10%，表明曲軸最終斷裂時(shí)受到的作用力較小，即該斷裂屬于低應(yīng)力作用下的高周疲勞斷裂。

圖1斷裂曲軸的整體形貌Fig.1 The broken crankshaft

圖2 斷口的宏觀形貌Fig.2 Macroscopic fracture appearance

1.2 斷口微觀分析

圖3 是裂紋斷口表面微觀形貌。低倍下可見裂紋源中心缺陷處存在長(zhǎng)度約為2 mm的縫隙。以該縫隙為中心，裂紋源區(qū)域已經(jīng)磨損，但可見向四周輻射出的放射狀條紋（圖3a）。圖3b、圖3c為圖3a中紅色方框區(qū)域放大圖，可見裂紋源區(qū)域存在與基體分離的層片狀特征區(qū)，能譜分析顯示其成分與基體一致，主要含F(xiàn)e、Mn、Si元素。對(duì)裂縫局部進(jìn)行放大觀察，在其深處仍可見少量區(qū)域未被磨損，保持原始的自由凝固表面特征（圖3d）。裂紋源區(qū)域未觀察到Al、Si、Ca等的鹽類或氧化物類的宏觀非金屬夾雜物，以及大塊的條狀MnS非金屬夾雜物。斷口表面擴(kuò)展區(qū)具有典型的疲勞條帶形貌特征（圖3e），瞬斷區(qū)為剪切韌窩形貌（圖3f）。

圖3 斷口表面微觀形貌Fig.3 Micromorphology of fracture surface

1.3 化學(xué)成分分析

在斷裂曲軸上取樣進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果見表1。由此可知，該曲軸化學(xué)成分符合技術(shù)規(guī)范要求。

表1 化學(xué)成分分析結(jié)果（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table1 Chemical composition analytical resultsof the broken crank shaft (massfraction/%)

1.4 力學(xué)性能分析

在斷裂曲軸法蘭盤上取標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，測(cè)試方法按照GB/T 228—2002《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》。在第6主軸頸截取圓盤狀試樣按照GB/T 231.1—2018《布氏硬度試驗(yàn)第1部分：試驗(yàn)方法》進(jìn)行心部硬度測(cè)試，測(cè)試結(jié)果見表2。結(jié)果表明，該曲軸的力學(xué)性能符合技術(shù)規(guī)范要求。

表2 力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果Table 2 Mechanical properties of the broken crankshaft

1.5 淬硬層分析

在第6連桿頸上取樣進(jìn)行淬硬層檢測(cè)，結(jié)果見表3。結(jié)果表明，淬硬層深度和硬度均符合技術(shù)規(guī)范要求，未見異常。

表3 淬硬層深度和硬度檢測(cè)結(jié)果Table3 Depthsand hardnessof the hardened layer in the broken crankshaft

1.6 金相分析

圖4為斷裂曲軸的心部和淬硬層的金相組織。曲軸心部組織為珠光體和網(wǎng)狀鐵素體，且珠光體所占面積大于85%，滿足技術(shù)規(guī)范要求。技術(shù)要求淬硬層組織為回火馬氏體3～7級(jí)，實(shí)測(cè)為5級(jí)，滿足要求，未見異常。

圖4 斷裂曲軸的金相組織Fig.4 Metallographic structureof the broken crankshaft

1.7 非金屬夾雜物分析

將裂紋源中心區(qū)域裂縫沿軸頸縱向切開，觀察縱向截面裂縫和非金屬夾雜物分布情況，結(jié)果如圖5所示。由圖5可見，裂紋呈非連續(xù)分布，但位于一條直線帶上。進(jìn)一步放大觀察發(fā)現(xiàn)，裂紋兩側(cè)分布著大量聚集的夾雜物（圖5b）。結(jié)合能譜和微觀形貌特征分析可知，該夾雜物為(Ti,Nb,V)(N,C)非金屬夾雜物[10-11]。(Ti,Nb,V)(N,C)非金屬夾雜物尺寸為2～13μm，具有明顯的尖角形貌特征。觀察樣品橫截面金相，可見裂紋源區(qū)域無明顯的脫碳和氧化，且保留少量自由凝固表面的形貌特征。

圖5 裂紋源區(qū)域中間裂紋形貌Fig.5 Morphology of the cracksin thecrack sourcearea

對(duì)曲軸斷口裂紋源區(qū)域附近沿軸頸縱向進(jìn)行非金屬夾雜物顯微檢測(cè)，可知該處非金屬夾雜物主要為硫化物和碳氮化物，且沿鍛造流線方向在多個(gè)視場(chǎng)內(nèi)連續(xù)并呈帶狀分布（圖6）。非金屬夾雜物評(píng)定級(jí)別見表4，其中，B、Ds類非金屬夾雜物均為碳氮化物。該曲軸的非金屬夾雜物在單個(gè)視場(chǎng)內(nèi)的評(píng)級(jí)符合技術(shù)規(guī)范要求。

表4 非金屬夾雜物分析結(jié)果Table 4 Analytical resultsof the inclusions

圖6 裂紋源區(qū)域非金屬夾雜物形貌Fig.6 Morphology of the inclusions at the crack source area of the fractured crankshaft

2 分析與討論

綜上所述，曲軸斷口表面宏觀可見“貝殼紋”，微觀具有典型的疲勞條帶特征，瞬斷區(qū)比面積較小，由此可知，曲軸的失效模式為低應(yīng)力作用下的高周疲勞斷裂。裂紋源位于距表面約6 mm的軸頸內(nèi)部裂縫狀缺陷處。斷裂曲軸的化學(xué)成分、力學(xué)性能、淬硬層和金相組織均未見異常。該曲軸的非金屬夾雜物在單個(gè)視場(chǎng)內(nèi)的評(píng)定等級(jí)符合GB/T 10561—2005要求，但是非金屬夾雜物跨越多個(gè)視場(chǎng)，整體呈帶狀分布。

通過對(duì)裂紋源區(qū)域的顯微觀察可知，該區(qū)域存在自由凝固表面形貌特征，表明鋼材凝固過程形成的縮孔經(jīng)過軋制后未完全閉合，在曲軸內(nèi)部形成缺陷。在服役過程中，該缺陷作為裂紋源致使曲軸沿帶狀聚集分布的(Ti,Nb,V)(N,C)非金屬夾雜物開裂。48MnV非調(diào)質(zhì)鋼是在中碳錳鋼的基礎(chǔ)上加入V、Ti、Nb微合金化元素，并以細(xì)小的碳化物和氮化物形式在鐵素體和珠光體中析出，起到細(xì)化晶粒、強(qiáng)化組織的作用[10]。在微合金化過程中，碳化物和氮化物的析出時(shí)間和含量必須得到有效控制，其過早析出具有聚集長(zhǎng)大的傾向，形成顆粒較大并帶有棱角的(Ti,Nb,V)(N,C)非金屬夾雜物，導(dǎo)致鋼材基體的連續(xù)性被破壞，并造成應(yīng)力在(Ti,Nb,V)(N,C)非金屬夾雜物區(qū)域集中，從而造成鋼材性能降低[10-14]。有研究表明，TiN等大顆粒非金屬夾雜物的生成會(huì)極大地影響鋼材的沖擊韌性[14]。

斷裂曲軸裂紋源區(qū)域(Ti,Nb,V)(N,C)大顆粒非金屬夾雜物的微觀形貌見圖7。(Ti,Nb,V)(N,C)非金屬夾雜物在48MnV基體中主要分布在珠光體晶界中，并可見尖角形貌。曲軸經(jīng)過約1700 h裝機(jī)使用后，在服役應(yīng)力作用下，(Ti,Nb,V)(N,C)非金屬夾雜物主要存在3種狀態(tài)。第一種，在裂紋未擴(kuò)展區(qū)域，(Ti,Nb,V)(N,C)非金屬夾雜物與基體之間存在一定的間隙，且沿著尖角方向呈現(xiàn)明顯的沿晶開裂傾向并形成微裂紋（圖7a）；第二種，曲軸服役過程受到服役應(yīng)力的作用，(Ti,Nb,V)(N,C)非金屬夾雜物與基體之間的間隙逐漸長(zhǎng)大，微裂紋沿著珠光體晶界進(jìn)一步擴(kuò)展形成小裂紋，相鄰2塊夾雜物之間的小裂紋相互連接形成大尺寸裂紋（圖7b）。該斷裂曲軸的(Ti,Nb,V)(N,C)非金屬夾雜物聚集呈帶狀分布，隨著曲軸繼續(xù)服役，裂紋進(jìn)一步疲勞擴(kuò)展，形成第三種分布狀態(tài)，即夾雜物脫落，同時(shí)更多的小裂紋相互連接，形成宏觀裂縫，并進(jìn)一步疲勞擴(kuò)展導(dǎo)致曲軸斷裂失效（圖7c）。

圖7 裂紋形貌微觀觀察Fig.7 Morphology of the cracks

連鑄的澆鑄過程在開始澆鑄階段，電磁攪拌等未達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)，容易造成合金元素的偏聚，形成非金屬夾雜物，因而需要進(jìn)行切除料頭的處理。排查該曲軸同批次鋼材生產(chǎn)記錄發(fā)現(xiàn)，鋼料抽檢和生產(chǎn)過程檢驗(yàn)未發(fā)生異常，但是鋼材生產(chǎn)記錄顯示該批次鋼材在烘烤過程中中間包包蓋受火焰沖擊導(dǎo)致耐材脫落，掉入浸入式水口碗口位置，進(jìn)而導(dǎo)致塞棒跟碗口不能閉合，大包放鋼后，鋼水從碗口與塞棒縫隙處竄出，提前32 s開澆。連鑄起步拉速0.25 m/min，鑄坯通過軋制后的鋼棒長(zhǎng)度為312.77 mm，未進(jìn)行加長(zhǎng)切除料頭處理。

通過上述分析可知，連鑄澆鑄過程提前開澆，但是未加長(zhǎng)切除料頭是導(dǎo)致圓鋼內(nèi)部存在縮孔缺陷和(Ti,Nb,V)(N,C)非金屬夾雜物聚集，并進(jìn)入成品件的根本原因。圓鋼經(jīng)過鍛造變形，使其內(nèi)部(Ti,Nb,V)(N,C)非金屬夾雜物沿鍛造流線呈帶狀分布，導(dǎo)致該曲軸服役過程中在較低應(yīng)力下發(fā)生高周疲勞斷裂。

3 結(jié)論與建議

1）曲軸的失效模式為高周疲勞斷裂。

2）曲軸次表層內(nèi)部存在未完全閉合的縮孔缺陷和呈帶狀分布的(Ti,Nb,V)(N,C)非金屬夾雜物，在曲軸服役過程中作為裂紋源并發(fā)生擴(kuò)展，是曲軸發(fā)生疲勞斷裂的主要原因。

3）建議加強(qiáng)生產(chǎn)過程管控并嚴(yán)格按照工藝流程生產(chǎn)，盡量避免不良品產(chǎn)生和流出；在不影響48MnV非調(diào)質(zhì)鋼性能的情況下，盡量控制鋼液中Ti、N元素的含量，減少鋼中非金屬夾雜物數(shù)量和尺寸。