杜 瑞 薛正良 嚴(yán) 浩 周小勇

(1.武漢科技大學(xué)湖北省冶金二次資源工程技術(shù)研究中心，湖北 武漢 430081； 2.湖北業(yè)茂科技有限公司，湖北 襄陽(yáng) 441800)

剎車轂是汽車最重要的部件之一，其質(zhì)量不但影響汽車的安全性和操控性，同時(shí)對(duì)汽車的節(jié)能、環(huán)保也有重要的影響[1]。目前國(guó)內(nèi)大多數(shù)載貨汽車剎車轂的材料為灰鑄鐵，是一種在鐵水緩慢冷卻過(guò)程中形成的在珠光體(或鐵素體)基體中分散析出大量片狀石墨的鑄鐵，斷口呈灰色?；诣T鐵碳含量相對(duì)較高，熔點(diǎn)較低，凝固過(guò)程中體積收縮量小，鑄造性、減震性好，導(dǎo)熱系數(shù)大(100 ℃的導(dǎo)熱系數(shù)為43～47 W/(m·K))，常用于制造機(jī)床床身、汽缸、箱體等結(jié)構(gòu)件[2]。

某公司生產(chǎn)的重型汽車剎車轂材料為HT250灰鑄鐵，當(dāng)汽車在崎嶇的山路上行駛，或長(zhǎng)距離下坡連續(xù)剎車時(shí)，剎車轂表面溫度短時(shí)可升高到700～800 ℃，在剎車轂兩側(cè)間產(chǎn)生較大的溫差應(yīng)力。同時(shí)，剎車轂表面在室溫與高溫的熱震環(huán)境下會(huì)產(chǎn)生一系列變化[3]：(1)鑄鐵表層氧化和磨損加速，直至失效；(2)熱疲勞損壞，即剎車轂表面溫度升高到400～600 ℃以上時(shí)珠光體發(fā)生分解，鑄鐵的機(jī)械強(qiáng)度和導(dǎo)熱系數(shù)顯著降低，在輪轂厚度方向的溫差應(yīng)力和剎車產(chǎn)生的摩擦力的復(fù)合作用下產(chǎn)生疲勞裂紋，行車過(guò)程中裂紋擴(kuò)展，直至失效。

汽車輪轂的報(bào)廢不僅給行車造成嚴(yán)重的安全隱患，也給車主及輪轂制造商造成經(jīng)濟(jì)損失。汽車輪轂的服役壽命取決于輪轂的材料和鑄造工藝。為了提高輪轂的使用安全性，需提高鑄鐵的高溫強(qiáng)度，而鑄鐵的力學(xué)性能主要取決于其微觀組織。本文研究了剎車轂在高溫下的抗拉強(qiáng)度與微觀組織之間的關(guān)系，旨在為灰鑄鐵輪轂的材質(zhì)升級(jí)提供一定的理論指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料與方法

從剎車轂上取樣，用電感耦合原子發(fā)射光譜儀檢測(cè)輪轂的化學(xué)成分，結(jié)果如表1所示。

表1 灰鑄鐵剎車轂的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the gray cast iron brake hub (mass fraction) %

從同一個(gè)剎車轂上取拉伸試樣，用線切割機(jī)在輪轂壁上沿軸向切取20根(高溫拉伸17根和室溫拉伸3根)尺寸為φ20 mm×150 mm的圓棒，拉伸試樣尺寸如圖1所示。

圖1 高溫(a)和室溫(b)拉伸試樣Fig.1 High- temperature (a) and room- temperature (b) tensile specimens

依據(jù)GB/T 228.2—2015和GB/T 228.1—2010分別在高溫和室溫拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。高溫拉伸試驗(yàn)溫度為200、300、500、600、700、800 ℃，將試樣升溫至設(shè)定溫度后保持20 min，應(yīng)變速率為0.1 min- 1。每個(gè)試驗(yàn)溫度拉伸3個(gè)平行試樣，抗拉強(qiáng)度取其平均值。

從剎車轂上切取4個(gè)試樣，其中1個(gè)試樣用于室溫組織檢驗(yàn)，其余3個(gè)試樣分別在200、500、700 ℃下保溫30 min后在流水中淬冷，以保留高溫組織。將試樣磨平、拋光后，用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，隨后在ZEISS Axio Scope A1型光學(xué)顯微鏡和ASIN EBU10型掃描電鏡下觀察顯微組織。

2 結(jié)果與討論

2.1 抗拉強(qiáng)度

灰鑄鐵輪轂試樣的抗拉強(qiáng)度隨拉伸試驗(yàn)溫度的變化如圖2所示。從圖2可見(jiàn)，試樣的抗拉強(qiáng)度隨溫度的提高而降低。室溫抗拉強(qiáng)度為192 MPa；200 ℃時(shí)抗拉強(qiáng)度開始下降， 超過(guò)300 ℃時(shí)抗拉強(qiáng)度急劇下降，800 ℃的抗拉強(qiáng)度僅33 MPa，為室溫抗拉強(qiáng)度的17.2%。高溫下灰鑄鐵抗拉強(qiáng)度大幅度下降與其內(nèi)部微觀組織變化密切相關(guān)[4]。

圖2 試樣的抗拉強(qiáng)度隨試驗(yàn)溫度的變化Fig.2 Variation of tensile strength of the specimen with test temperature

2.2 石墨形態(tài)和基體組織

圖3為不同溫度拉伸后試樣的石墨形態(tài)。從圖3可見(jiàn)，試樣中石墨均以片狀的A型石墨和細(xì)小卷曲的B型石墨為主，并有少量團(tuán)聚石墨。對(duì)于汽車剎車轂，高的導(dǎo)熱性有利于將剎車產(chǎn)生的熱量迅速散發(fā)出去，從而降低剎車產(chǎn)生的高溫?；诣T鐵中的石墨呈A型時(shí)導(dǎo)熱系數(shù)最大[5]。部分A型石墨長(zhǎng)度過(guò)長(zhǎng)或出現(xiàn)石墨團(tuán)聚會(huì)導(dǎo)致材料力學(xué)性能下降，B型石墨也會(huì)使灰鑄鐵的強(qiáng)度下降。從圖3可見(jiàn)，溫度從室溫升高到200 ℃時(shí)石墨形態(tài)變化不大；當(dāng)溫度提高到500和700 ℃時(shí)，片狀石墨有增厚的傾向，團(tuán)聚石墨的數(shù)量也增加。

圖3 不同溫度拉伸后試樣的石墨形態(tài)Fig.3 Graphite morphologies of the samples tension tested at different temperatures

灰鑄鐵的基體組織分為珠光體、鐵素體、珠光體加鐵素體3種。與鐵素體相比，珠光體的強(qiáng)度和硬度更高。圖4為不同溫度拉伸后試樣的基體組織，均為珠光體。

圖4 不同溫度拉伸后試樣的顯微組織Fig.4 Microstructures of the samples tension tested at different temperatures

2.3 高溫下珠光體分解

圖5為不同溫度拉伸后試樣的珠光體形貌?？梢?jiàn)，隨著溫度的提高，片狀珠光體發(fā)生轉(zhuǎn)變。從室溫到200 ℃，片狀珠光體間距增大；當(dāng)溫度繼續(xù)升高至500和700 ℃時(shí)，原子的擴(kuò)散能力增強(qiáng)，片狀珠光體因具有較高的表面能而不穩(wěn)定，片層間距增大的同時(shí)在相鄰兩個(gè)珠光體晶界上的滲碳體片發(fā)生斷裂、溶解，局部轉(zhuǎn)變成粒狀珠光體(5(d)和圖6)以降低表面能，表明灰鑄鐵中片狀珠光體在高溫下發(fā)生了分解[6]。

圖5 不同溫度拉伸后試樣中珠光體的微觀形貌Fig.5 Micrographs of pearlite in samples tension tested at different temperatures

圖6 圖5(d)所示顆粒狀滲碳體的微觀形貌及能譜分析Fig.6 Micrographs and EDS analysis of granular cementites showed in Fig.5(d)

片狀珠光體分解后抗拉強(qiáng)度降低的主要原因是片層狀碳化物對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力要遠(yuǎn)大于顆粒狀碳化物[7- 9]。珠光體分解之前，位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過(guò)程中遇到片層狀碳化物時(shí)，由于其硬而脆，難以塑性變形，導(dǎo)致位錯(cuò)在層片狀碳化物處積塞，除非在外力足夠大的條件下，位錯(cuò)才有可能克服阻力而開始運(yùn)動(dòng)，所以片層狀珠光體具有較高的強(qiáng)度。當(dāng)碳化物轉(zhuǎn)變成顆粒狀后，由于其相界面減小，減弱了界面強(qiáng)化作用，并且位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過(guò)程中遇到顆粒狀碳化物時(shí)，能繞過(guò)顆粒狀粒子而繼續(xù)運(yùn)動(dòng)，因而顆粒狀組織強(qiáng)度低。溫度越高或保溫時(shí)間越長(zhǎng)，片狀珠光體分解程度越大，顆粒狀粒子對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力越小，材料的強(qiáng)度也越低。

圖7為不同溫度拉伸后試樣的片層珠光體結(jié)構(gòu)?？梢?jiàn)隨著溫度的提高，珠光體的片間距增大。由表2可見(jiàn)，珠光體的平均片間距由室溫時(shí)的139 nm增加到700 ℃時(shí)的235 nm。片層組織的界面對(duì)位錯(cuò)的滑移起阻礙作用，珠光體越細(xì)，片層間距越小，位錯(cuò)滑移的阻力越大，珠光體的強(qiáng)度越高。隨著溫度的提高，碳原子的擴(kuò)散能力增強(qiáng)，擴(kuò)散速度加快，擴(kuò)散距離長(zhǎng)，進(jìn)而珠光體片間距增大[10]，珠光體強(qiáng)度下降，這是導(dǎo)致灰鑄鐵抗拉強(qiáng)度下降的另一個(gè)原因。

圖7 不同溫度拉伸后試樣的珠光體片層形貌Fig.7 Morphologies of pearlite lamellae in samples tension tested at different temperatures

表2 不同溫度拉伸后試樣的珠光體平均片間距Table 2 Average interlamellar spacing of pearlite in samples tension tested at different temperatures

3 結(jié)論

(1)隨著拉伸試驗(yàn)溫度從室溫升高到200 ℃，灰鑄鐵的石墨形態(tài)變化不大，當(dāng)溫度升高到500和700 ℃時(shí)，石墨片有粗化的傾向，團(tuán)聚石墨數(shù)量增加。隨著溫度的升高，片狀珠光體發(fā)生分解，從室溫到200 ℃，片狀珠光體間距增大；當(dāng)溫度繼續(xù)升高到500和700 ℃時(shí)，原子擴(kuò)散能力增強(qiáng)，片狀珠光體因具有較高的表面能而不穩(wěn)定；片層間距增大的同時(shí)，珠光體晶界上的滲碳體片斷裂、溶解，轉(zhuǎn)變成細(xì)粒狀滲碳體以降低表面能。

(2)高溫下灰鑄鐵微觀組織的演變導(dǎo)致其在200 ℃以上溫度拉伸時(shí)抗拉強(qiáng)度明顯下降，800 ℃時(shí)的抗拉強(qiáng)度僅為室溫下的17.2%。