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、化工等領域應用廣泛。作為機械工程領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品失效,從而對設備造成損失[2]。在對某ZG270－500轉子支撐座進行裝配過程中,發(fā)現轉子支撐座出現斷裂現象,該轉子支撐座表面涂黑色漆(見圖1),鑄造成型后經正火熱處理,熱處理制度為：設定溫度為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子支撐座斷裂的原因,并提出了相應的改進措施,以防止該類事故再次發(fā)生。

圖 1轉子支撐座斷裂部位外觀

1. 理化檢驗

1.1 宏觀觀察

斷裂轉子支撐座宏觀形貌如圖2所示。由圖2可知：轉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,內側壓痕較重,表明轉子支撐座裝配狀態(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,由一側向另一側擴展,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斷裂轉子支撐座的宏觀形貌

1.2 化學成分分析

在斷裂轉子支撐座上取樣,對試樣進行化學成分分析,結果如表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；斷口中心縮孔的尺寸約為4.2 mm×1.8 mm(長度×寬度)；斷口1裂紋起始于轉子支撐座下側拐角附近區(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,裂紋起始于轉子支撐座下側棱邊表面,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511μm。選擇缺陷比較嚴重的5個視場進行疏松含量測量,測量結果分別為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；轉子支撐座顯微組織為典型的魏氏組織(網狀鐵素體＋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部延伸,晶界內部也有少量塊狀鐵素體,粗大晶粒內部可見呈套晶分布的珠光體亞晶粒。根據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,減小了轉子支撐座有效承載截面積,并產生應力集中,導致轉子支撐座的強度、塑性和沖擊性能下降；轉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子支撐座的性能,但并非導致轉子支撐座發(fā)生脆性解理斷裂的直接原因。轉子支撐座斷裂性質為脆性過載斷裂,轉子支撐座在螺栓裝配擰緊后承受一定的彎曲應力,轉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,說明轉子支撐座在裝配過程中出現了輕微彎曲變形,并在彎曲應力的作用下發(fā)生了脆性過載斷裂。

轉子支撐座組織中可見粗大的原始鑄造晶粒和連續(xù)晶界網狀鐵素體,且出現了晶界鐵素體網向晶界內部生長的針狀組織,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、消除鑄造內應力和提高性能的目的。斷裂轉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。結合Fe－C相圖,并查閱熱處理工藝規(guī)范與數據手冊,發(fā)現當碳元素質量分數為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狀析出,最終使材料產生魏氏組織。斷裂轉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,最終導致轉子支撐座發(fā)生脆性斷裂。

3. 結論及建議

轉子支撐座的斷裂性質為以解理斷裂為主的脆性過載斷裂。轉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,并產生應力集中,使轉子支撐座的強度和塑性降低。轉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,導致材料產生魏氏組織及粗大亞晶粒,在彎曲應力作用下,轉子支撐座發(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,提高轉子支撐座的力學性能。

文章來源——材料與測試網