为了提高风力涡轮机的性能，由球墨铸铁制成的部件必须具有高强度和足够的抗损伤性，即使在低温下也是如此。因此，了解材料的机械性能，特别是断裂韧性非常重要。对于中等应力条件，球墨铸铁EN-GJS-400-18-LT可用于空心转子轴。

但是，对于更高的应力要求，可能需要具有足够高强度的材料，例如EN-GJS-600-3，并且具有足够的损伤容限。此外，为了将创新的铸造技术与经济的制造工艺相结合，冷铸技术被用于生产高性能空心转子轴。在带有砂芯的永久模具中铸造会导致这些厚壁部件的不同凝固状态。结果，微观结构和材料性能会出现梯度。

我们研究了采用冷铸技术制造的珠光体球墨铸铁级 EN-GJS-600-3 空心转子轴。使用的铸造模具系统是外部轮廓上的永久性金属模具和内部的砂芯的组合。由于模具和砂芯处的散热不同，整个铸件的凝固条件也不同。从法兰到上轴区域，以及从永久模具的外半径到内部的砂芯，由于凝固速率不同，壁厚的微观结构梯度是预期的。

从转子轴的不同位置采集样品，以表示微观结构对机械和断裂韧性的影响。作为样品位置，选择了高负载区域，并且由于其轴几何形状或凝固条件而在操作条件下与损坏有关。主区域的壁厚约为 265 mm，轴头的壁厚约为 330 mm。

所有样品均在完成后与后来的外半径相对应的位置采集。缺口的方向选择平行于轴表面，以便在扩展过程中裂纹保持在同一微观结构区域中。为了进行比较，还从壁厚约为218毫米的参考区域中抽取样品作为空心孔样品。从这个区域，也可以在常规生产过程中取样，以确保质量。

采用光学显微镜对断裂力学试件裂纹平面附近的试样进行了微观结构分析。在未蚀刻和蚀刻的金相试样上测量微观组织参数。

样品几何形状为 B6x30 试验10用于拉伸测试，阶梯式缺口紧凑张力 （CT）-试验11用于测定静态断裂韧性值和单边缘缺口弯曲 试样用于测定循环断裂韧性值。为了获得静态断裂韧性，还使用了轴法兰 SENB 试样的值。当空心转子轴高负载区域的有限材料可用于测试时，使用 SENB 样品几何形状。此外，在R = − 1时，还可以在该试样几何形状上确定可靠的循环断裂韧性值。

拉伸性能是在机电万能试验机Zwick 1476中确定的，该试验机附有冷却室，测试温度与实践相关。在室温和-40°C下对从所有样品位置采集的试样进行拉伸试验。

组件中 265 ≤ t ≤ 330 mm 的壁厚超过了标准中规定的最大厚度。然而，比较是基于壁厚60 < t ≤ 200 mm得出的，因为随着壁厚的增加，所需的拉伸性能最小值变得越来越小。因此，给出了拉伸试验结果的保守观点。

在大量试样的金相分析中确定的微观组织参数表明，基质和石墨的形成在很大程度上取决于取样位置和凝固时间。对凝固时间进行了建模，金属模具的凝固时间最高，砂芯的凝固时间最短。从内半径经轴头和轴法兰到转子轴外半径，铁素体相\（A_{{\text{F}}}\）含量增加。同时，石墨结核的平均直径\（d_{{\text{G}}}\）和相邻结核之间的平均距离\（\lambda\）减小，而形状因子则向相反方向增加。

蚀刻后，金相试样显示出珠光体基质，其铁素体含量取决于取样位置。在从外半径到内半径的百分比递减时，铁素体主要存在于晶界和石墨颗粒周围。在外半径和轴法兰处，牛眼铁氧体的形成明显更强，尽管更快的冷却速率应该会抑制铁氧体的形成。因此，人们必须假设为调整珠光体基体而添加的珠光体稳定合金元素积聚在凝固前沿附近。

金相部分的显微图像清楚地显示了显微组织参数对取样位置的依赖性。从外半径和轴法兰取的试样显示出细晶结构，具有小而细分布的石墨结核。朝向内半径，显微组织和石墨结核由于热量积聚而粗化。

作为一种扩散控制过程，石墨颗粒会长成更大的结核，凝固时间更长。基质中存在的碳不足以服务于所有成核位点，这意味着石墨结核的数量在较长的凝固时间内很低，并且它们的间距自动更大。由于中间层和内半径作为热热点的凝固条件，石墨结核在分布和尺寸上表现出更多的异质性。

抗裂性由基体的微观结构和延展性决定。预计EN-GJS-600-3的珠光体基体会导致脆性材料失效。事实上，主要区域和轴头的试样显示出广泛的损坏和失效行为。

考虑到目前工作的基础，必须将重点放在主要晶粒结构较细的珠光体基体上，并且在主要区域的外层中牛眼铁素体的比例较高。失效行为不仅取决于测试温度，还取决于微观结构参数。

对于铁素体球墨铸铁和准静态载荷条件，随着平均直径的增加、石墨结核距离的增加和基体的粗大，抗裂性会更高。另一方面，小石墨结核和更细晶粒的基体导致铁素体球墨铸铁的脆性材料具有更高的抗裂性。

目前检查的微观结构效应结果表明，具有更细晶粒的微观结构的EN-GJS-600-3具有更小，均匀分布的石墨结核，距离更小，外形尺寸更大，在较低温度下会导致断裂韧性增加。

随着试验温度的降低和珠光体相含量的增加，准静态抗裂性随基体的粗大而降低，部分退化的石墨结核和断裂行为由延性变为脆性。如果总结所有这些发现，可以得出结论，在室温（\（K_{{{\text{Jc}}}}\））以及在-40°C温度下（\（K_{{{\text{Ic}}}}\））下测试获得的断裂韧性值比轴头高出约12%。

因此，断裂韧性对永久模具和砂芯之间横截面取样位置的明显依赖性是可以识别的。主要区域和轴法兰的微观结构参数比较显示，微观结构略粗，参考位置铁素体相含量降低。因此，预计轴法兰的断裂韧性会下降。同样，如果在将来的质量保证中，结果要用于预测主区域（外部）的特性，则必须注意，在准静态载荷的情况下，高载荷主区域的断裂韧性被低估了。法兰的断裂韧性值比主区低5%。因此，这是一种保守的做法。

在转子轴主要区域的SENB试样上，在所有载荷比下确定的阈值。这显示了所有故障关键样本位置的阈值 \（\Delta K_{{{\text{th}}}}\） 的平均值作为负载比 R 的函数。

结果表明，阈值随荷载比的增加而减小，表明球墨铸铁对裂纹扩展的抵抗力降低。在循环断裂力学检查中，微观结构梯度对阈值测定的影响相对较小。可以得出结论，样品位置和铁素体含量对裂纹萌生的影响很小。这与Motz等人的发现相吻合。

对于参考位置轴法兰，\（\Delta K_{{{\text{th}}}}\） 仅在 R = − 1 处测量。观察到\（\Delta K_{{{\text{th}}}}\）近似等于轴头的阈值，在那里可以找到明显更粗糙的结构。

粒径的增加和它们之间的相关距离的增大与铁素体球墨铸铁阈值的增加相关。这是基于基体中位错的自由光程长度的增加以及伴随裂纹萌生所需的塑性变形的增加。EN-GJS-600-3的微观结构分析和阈值测定的实验结果表明，该模型不适用于目前的珠光体铸铁牌号。所有采样位置的阈值与微观结构梯度无关。

显然，残余铁素体的含量对循环裂纹扩展过程中的阈值行为的影响与粗晶基体大致相同。因此，可以假设石墨结核平均直径和平均距离增加的阈值增加效应被同时降低的铁素体含量所抵消。数值的分散及其标准偏差归因于该球墨铸铁的金属基体和石墨颗粒的异质性。

另一方面，微观结构梯度对阈值的影响与荷载比的关系相当小。因此，结论是，与石墨结核的影响相比，基体的影响在低裂纹扩展速率下占主导地位。

这些结果与先前的发现相矛盾，即铁素体铸铁材料的裂纹扩展行为在很大程度上与石墨结核的大小无关。因此与永久模具和砂芯之间的样品横截面位置无关。通过目前珠光体球墨铸铁的结果，还可以证实，由于石墨退化引起的局部非均质性，裂纹扩展速率增加。

此外，\（m\）的递减值与阈值递减的相关性不能在这里独家确认。\（m\） 对于 R = − 1 时的所有样本位置都是最小的。对于较大的负载比，\（m\） 的曲线每条都通过一个最大值。可以得出结论，对稳定裂纹扩展存在严重的平均应力效应。此外，珠光体EN-GJS-600-3在巴黎部分的裂纹扩展行为在石墨结核的临界尺寸和形状以及基体结构方面存在明显差异。

根据本工作的结果，由于基体脆化和塑性变形减小，预计在−40 °C时的阈值会更低，稳定裂纹扩展部分的裂纹扩展速率将大于室温。

虽然过去已经为用于空心转子轴的传统球墨铸铁材料奠定了广泛的基础，但对厚截面中高强度球墨铸铁的知识仍然在很大程度上尚未得到探索。采用冷铸技术研究了现有厚壁EN-GJS-600-3构件的微观结构梯度对力学和断裂韧性性能的影响。

对所有样品位置的试样进行的金相分析表明，在厚壁铸件的横截面上，微观组织参数与凝固条件的明显依赖性。从外半径到内半径，微观结构粗化，变得更加异质。珠光体基体中的残余铁素体减少，主要呈牛眼铁素体形状。

很明显，除了石墨形成之外，铁素体相的比例还以各种方式影响了断裂韧性评估中的力学性能和抗裂纹扩展性。所有试样位置的试样的拉伸特性通常超过相关球墨铸铁牌号的基本规范标准DIN EN 1563所要求的特性。

根据微观结构和截面采样位置，试样表现出广泛的损伤和破坏行为，必须用弹性和弹塑性方法进行准静态断裂韧性的评估。细晶和均匀的微观结构导致在−40°C的低温下断裂韧性增加。 虽然高比例的牛眼铁素体似乎影响了裂纹尖端前方的变形能力，但不稳定的裂纹扩展无法完全停止。

另一方面，循环裂纹扩展试验结果表明，阈值对微观结构的依赖性相对较小，裂纹萌生过程仅受金属基体和石墨结核特性的轻微影响。简并石墨颗粒和相关缺口效应以及这种非均质材料中基体延展性的变化导致循环阈值行为的特征值高度分散。