鑄鋼具有成型工藝優(yōu)異、焊接性能和加工性能良好、各向同性、工程可靠性高等優(yōu)點,在工程機械、航空及航天、車輛、化工等領(lǐng)域應(yīng)用廣泛。作為機械工程領(lǐng)域中重要的承力部件,要求鑄鋼件具有較高的強度,以及良好的抗沖擊性、塑性和韌性。鑄鋼的澆注工藝性較差,為了提高鋼液的流動性,需要升高澆注溫度。澆注溫度過高易使鑄鋼件中出現(xiàn)過熱的魏氏組織,導致鋼的強度、塑性、韌性等大幅度降低,其中沖擊韌性甚至會降低50%～75%[1]。粗大魏氏組織會導致鑄鋼產(chǎn)品失效,從而對設(shè)備造成損失[2]。在對某ZG270－500轉(zhuǎn)子支撐座進行裝配過程中,發(fā)現(xiàn)轉(zhuǎn)子支撐座出現(xiàn)斷裂現(xiàn)象,該轉(zhuǎn)子支撐座表面涂黑色漆(見圖1),鑄造成型后經(jīng)正火熱處理,熱處理制度為：設(shè)定溫度為870 ℃,加熱時間為6 h,保溫時間為2 h,冷卻。筆者采用一系列理化檢驗方法分析了轉(zhuǎn)子支撐座斷裂的原因,并提出了相應(yīng)的改進措施,以防止該類事故再次發(fā)生。 

圖  1  轉(zhuǎn)子支撐座斷裂部位外觀

1.   理化檢驗

1.1   宏觀觀察

斷裂轉(zhuǎn)子支撐座宏觀形貌如圖2所示。由圖2可知：轉(zhuǎn)子支撐座斷裂成左右兩部分,拼接斷口后局部存在由下向上的較小彎曲變形；螺栓孔周邊存在裝配壓痕,壓痕分布不均勻,內(nèi)側(cè)壓痕較重,表明轉(zhuǎn)子支撐座裝配狀態(tài)存在較小彎曲變形；將斷裂右部分上的兩個斷口分別編號為斷口1和斷口2,兩個斷口平齊,呈金屬光澤,無明顯收縮變形,由一側(cè)向另一側(cè)擴展,擴展方向與彎曲受力方向一致,可見沿一定方向分布的光滑小刻面,呈明顯的脆性斷裂特征,其中斷口1中心可見鑄造縮孔缺陷。 

圖  2  斷裂轉(zhuǎn)子支撐座的宏觀形貌

1.2   化學成分分析

在斷裂轉(zhuǎn)子支撐座上取樣,對試樣進行化學成分分析,結(jié)果如表1所示。由表1可知：試樣中碳元素含量超出GB/T 11352—2009 《一般工程用鑄造碳鋼件》對ZG270－500鋼要求的上限。 

1.3   掃描電鏡(SEM)分析

在斷口1處取樣,對試樣進行掃描電鏡分析,結(jié)果如圖3所示。由圖3可知：斷口整體呈脆性解理斷裂特征,可見解理臺階、河流花樣、小刻面等特征形貌；不同晶粒解理小刻面匯合臺階處可見韌窩形貌,與晶粒邊界基本對應(yīng)；斷口中心縮孔的尺寸約為4.2 mm×1.8 mm(長度×寬度)；斷口1裂紋起始于轉(zhuǎn)子支撐座下側(cè)拐角附近區(qū)域外表面；裂紋起始區(qū)呈解理斷裂特征,未見其他冶金缺陷。 

圖  3  斷口1處SEM形貌

斷口2與斷口1的SEM形貌類似,斷口整體呈解理斷裂特征,裂紋起始于轉(zhuǎn)子支撐座下側(cè)棱邊表面,裂紋起始區(qū)呈河流花樣解理斷裂特征。 

1.4   金相檢驗

在轉(zhuǎn)子支撐座斷口2附近截取金相試樣,取樣位置如圖2a)所示,將試樣進行研磨、拋光、腐蝕處理,利用光學顯微鏡觀察試樣,試樣的拋光態(tài)形貌如圖4所示。由圖4可知：轉(zhuǎn)子支撐座表面可見多處疏松缺陷,分布密集,尺寸較大,最大疏松缺陷的長度約為511 μm。選擇缺陷比較嚴重的5個視場進行疏松含量測量,測量結(jié)果分別為0.90%,2.11%,1.96%,1.69%,1.07%,其中疏松最大含量約為2.11%。 

圖  4  金相試樣的拋光態(tài)形貌

金相試樣的顯微組織形貌如圖5所示。由圖5可知：轉(zhuǎn)子支撐座原始鑄造晶粒粗大,試樣表面柱狀晶沿厚度方向拉長,取向各不相同,主要沿鑄造冷卻速率較快方向生長,試樣中心柱狀晶比邊緣更粗大,試樣表面細長柱狀晶最大尺寸(長度×寬度,下同)約為9.5 mm×1.1 mm,試樣中間粗大柱狀晶最大尺寸約為8.1 mm×3.6 mm；轉(zhuǎn)子支撐座顯微組織為典型的魏氏組織(網(wǎng)狀鐵素體＋片層珠光體),鐵素體主要沿原始鑄造晶粒晶界分布,局部呈針狀向晶界內(nèi)部延伸,晶界內(nèi)部也有少量塊狀鐵素體,粗大晶粒內(nèi)部可見呈套晶分布的珠光體亞晶粒。根據(jù)GB/T 13299—2022 《鋼的游離滲碳體、珠光體和魏氏組織的評定方法》,判定該魏氏組織級別約為2級, 

圖  5  金相試樣的顯微組織形貌

鐵素體含量極少。根據(jù)GB/T 6394—2017 《金屬平均晶粒度測定方法》,判定該珠光體亞晶粒級別為2級。 

1.5   力學性能測試

在斷裂轉(zhuǎn)子支撐座上取拉伸和沖擊試樣,取樣位置如圖2a)所示,采用拉伸試驗機對試樣進行室溫拉伸試驗,采用全自動落錘沖擊試驗機對試樣進行室溫沖擊試驗。試樣的力學性能測試結(jié)果如表2所示。由表2可知：試樣的屈服強度、斷后伸長率、斷面收縮率及沖擊性能均不符合GB/T 11352—2009的要求,說明轉(zhuǎn)子支撐座的塑性及抗沖擊性能較差。 

拉伸和沖擊試樣斷口宏觀形貌如圖6所示,可見兩種斷口與斷裂的轉(zhuǎn)子支撐座斷口形貌相似,均呈脆性解理斷裂特征。 

圖  6  拉伸和沖擊試樣斷口宏觀形貌

2.   綜合分析

由上述理化檢驗結(jié)果可知：斷口表面可見鑄造缺陷,鑄造缺陷破壞了組織的均勻連續(xù)性,減小了轉(zhuǎn)子支撐座有效承載截面積,并產(chǎn)生應(yīng)力集中,導致轉(zhuǎn)子支撐座的強度、塑性和沖擊性能下降；轉(zhuǎn)子支撐座斷裂起始位置并非鑄造缺陷處,而且鑄造缺陷并不能改變材料的韌－脆狀態(tài),因此鑄造缺陷雖然會降低轉(zhuǎn)子支撐座的性能,但并非導致轉(zhuǎn)子支撐座發(fā)生脆性解理斷裂的直接原因。轉(zhuǎn)子支撐座斷裂性質(zhì)為脆性過載斷裂,轉(zhuǎn)子支撐座在螺栓裝配擰緊后承受一定的彎曲應(yīng)力,轉(zhuǎn)子支撐座宏觀可見輕微彎曲變形,螺栓孔周圍壓痕分布不均勻,說明轉(zhuǎn)子支撐座在裝配過程中出現(xiàn)了輕微彎曲變形,并在彎曲應(yīng)力的作用下發(fā)生了脆性過載斷裂。 

轉(zhuǎn)子支撐座組織中可見粗大的原始鑄造晶粒和連續(xù)晶界網(wǎng)狀鐵素體,且出現(xiàn)了晶界鐵素體網(wǎng)向晶界內(nèi)部生長的針狀組織,為典型的魏氏組織,魏氏組織是一種典型過熱組織。ZG270－500鋼自身鑄造狀態(tài)就屬于過熱組織,可以通過正火處理改善其組織和性能。研究表明,經(jīng)870 ℃正火熱處理后,ZG270－500鋼顯微組織為均勻的鐵素體和珠光體,消除了原奧氏體晶界析出的先共析鐵素體,達到細化晶粒、均勻組織、消除鑄造內(nèi)應(yīng)力和提高性能的目的。斷裂轉(zhuǎn)子支撐座顯微組織為粗大的原始鑄造晶粒及呈套晶分布的亞晶粒,鐵素體沿原始鑄造晶界以魏氏組織分布,且鐵素體含量極少,這種組織顯著降低了鑄件的塑性和韌性,是導致鑄件發(fā)生脆性解理斷裂的主要原因。 

斷裂轉(zhuǎn)子支撐座的碳元素含量較高,使鑄件的強度提高,韌性和塑性降低。結(jié)合Fe－C相圖,并查閱熱處理工藝規(guī)范與數(shù)據(jù)手冊,發(fā)現(xiàn)當碳元素質(zhì)量分數(shù)為0.55%時,正火溫度小于855 ℃。該鑄件的正火溫度為870 ℃,溫度偏高。實際正火時采用爐冷,冷卻速率較低,使得珠光體亞晶粒尺寸偏大。原始鑄造粗大晶粒促進了初生鐵素體呈網(wǎng)狀析出,最終使材料產(chǎn)生魏氏組織。斷裂轉(zhuǎn)子支撐座的碳元素含量偏高、鑄造晶粒粗大,使材料組織中珠光體含量增加,鐵素體含量減少,降低了材料的韌性和塑性,且正火處理工藝不當,不能有效改善材料的組織,導致材料獲得魏氏組織及粗大亞晶粒,最終導致轉(zhuǎn)子支撐座發(fā)生脆性斷裂。 

3.   結(jié)論及建議

轉(zhuǎn)子支撐座的斷裂性質(zhì)為以解理斷裂為主的脆性過載斷裂。轉(zhuǎn)子支撐座斷口處存在鑄造缺陷,破壞了基體連續(xù)性,減小了其有效承載面積,并產(chǎn)生應(yīng)力集中,使轉(zhuǎn)子支撐座的強度和塑性降低。轉(zhuǎn)子支撐座碳元素含量較高、晶粒粗大,使材料中珠光體含量增加,鐵素體含量減少,且正火工藝不當,導致材料產(chǎn)生魏氏組織及粗大亞晶粒,在彎曲應(yīng)力作用下,轉(zhuǎn)子支撐座發(fā)生脆性過載斷裂。 

建議嚴格控制鑄造工藝過程,注意控制澆注溫度和冷卻速率,減少鑄造內(nèi)部缺陷,獲得相對較小的鑄造晶粒；采用合理的正火溫度及冷卻條件,優(yōu)化正火組織,或通過多次正火改善原始鑄造組織,提高轉(zhuǎn)子支撐座的力學性能。

文章來源——材料與測試網(wǎng)