鎳-鉻-鉬合金鑄鋼沖擊值偏低原因分析

張瑞鋒 韓 燕 喬 堅

(中國第一重型機械股份公司鑄鍛鋼事業部，黑龍江161042)

韌性是金屬材料在沖擊載荷作用下吸收塑性變形功和斷裂功的能力，它是強度和塑性的綜合表現。在力學試驗中，沖擊韌性是一項重要的性能指標，幾乎所有金屬材料都要進行沖擊試驗。如果材料的沖擊韌性差，那么，在工作載荷與內應力作用下材料抵抗變形能力將變弱，甚至發生突發的脆性斷裂事故，造成極大的危害，所以，改善材料的韌性至關重要。受工作環境以及各種材料本身特性的影響，沖擊韌性要求技術要求值存在很大差別。例如：核電壓力容器鍛件要求-20℃低溫時，沖擊平均值在50 J左右，而電鏟杠桿鑄鋼件要求常溫時的沖擊值為32 J。

我公司生產的一支電鏟杠桿，材料標準為P&H28A的鎳-鉻-鉬合金鑄鋼，經過擴散退火、正火、調質處理后，在工件心部套料取樣進行常溫沖擊試驗，最小沖擊值只有7 J，低于技術要求值(32 J)。為找到沖擊值不合格的原因，對兩沖擊殘樣進行如下分析：A試樣進行金相檢驗及化學成分分析，B試樣進行斷口及能譜分析。

1 理化檢驗結果

1.1 金相檢驗

對A試樣進行金相檢驗，結果表明：其夾雜物含量為A0.5，B0.5，C1，D0.5，DS0(技術要求A、B、C、D、DS≤3)；其晶粒度為7.5級(技術要求≥3)，見圖1。可以看出，夾雜物及晶粒度均在技術要求范圍之內。其顯微組織有粗大的白色網狀組織形成，見圖2，進一步放大觀察發現，網狀組織為沿原始粗大晶界形成的碳化物，其附近還存在一些細小的顆粒狀碳化物，見圖3箭頭標注處。基體組織呈羽毛狀的回火貝氏體，以及一些更為細小的彌散碳化物，見圖4。

1.2 化學成分分析

在A試樣取樣進行化學成分分析，結果見表 1，合金元素碳、鉬、鉻均超出標準范圍上限，其它元素在標準范圍之內。

1.3 斷口及能譜分析

利用掃描電鏡對B試樣進行斷口分析，其宏觀形貌呈脆性結晶狀，未發生塑性變形，無剪切唇形成，見圖5，在斷口右半及下半區形成沿原始粗大晶界的斷裂特征。在起裂區靠近V型口中部存在一處明顯的缺陷，見圖中箭頭標注處，另外，斷口起裂區已貫穿到V型口的上邊緣。對缺陷放大觀察，其性質為顯微孔隙，有明顯的自由表面特征，見圖6。

圖1 A試樣晶粒度 圖2 A試樣顯微組織Figure 1 Grain size of specimen A Figure 2 Microstructure of specimen A

圖3 網狀及顆粒狀碳化物 圖4 高倍數下的基體顯微組織 Figure 3 Network and granuliform carbide Figure 4 Microstructure of basal body at high-magnification

合金元素CSiMoCrMnNi實測值0.480.560.851.151.251.76標準范圍0.23～0.280.30～0.800.40～0.500.60～1.000.75～1.251.50～2.00

在斷口放射區以及沿晶斷面上形成類似羽毛狀的特征，見圖7、圖8。因材料本身脆性較大，斷裂時容易保持這種上貝氏體形貌特征。斷口的斷裂過程以準解理方式進行擴展，其形貌呈碎片狀。應用能譜儀分析沿晶斷面及基體，結果顯示其成分譜線中碳以及碳化物形成元素鉻、鉬等峰值相對基體偏高，見圖9、圖10，這表明在沿晶斷面存在成分偏析。此外，沿晶斷面上未發現硅、鎳元素的譜峰。

圖5 斷口低倍形貌 圖6 缺陷區域微觀形貌Figure 5 Macroscopic appearance of fracture Figure 6 Microscopic appearance of defect area

圖7 斷口放射區微觀形貌 圖8 沿晶斷面微觀形貌 Figure 7 Microscopic appearance Figure 8 Microscopic appearance of fracture of radiation area at fracture along with the grain boundary

圖9 沿晶斷面成分能譜圖 圖10 基體成分能譜圖Figure 9 Composition energy spectrum sketch of fracture Figure 10 Composition energy spectrum long with the grain boundary sketch of basal body

2 分析與討論

金相檢驗結果表明，試樣夾雜物含量較少，實際晶粒細小，對降低沖擊值影響很小。顯微組織中存在沿原始奧氏體晶界形成的網狀碳化物，該碳化物網形成的晶粒級別小于00級，屬于粗大晶粒，可見其并非最終熱處理時形成的晶界，而是前期熱處理后形成的粗大的奧氏體晶界。由于該工件在鑄造后晶粒已較為粗大，為消除凝固過程中產生的枝晶偏析及區域偏析，使成分和組織均勻化，并使各合金元素在奧氏體中充分擴散，需進行擴散退火，而擴散退火加熱溫度很高，奧氏體化后保溫時間很長，所以導致晶粒在鑄后粗大的基礎上進一步長大。碳化物網圍成的晶粒即為擴散退火的結果。

化學成分分析結果表明，試樣所處的心部存在一定程度的碳偏析，由于鉬、鉻與碳的結合力較強，形成碳化物，所以這些元素含量也超出了標準范圍。

工件在退火冷卻過程中，由于冷卻速度較慢，導致碳向晶界擴散，并以碳化物形式析出，隨著冷卻時間的增加，碳化物沿晶界的形狀形成斷續的線，逐漸在晶界連成網，最終形成網狀碳化物。

工件完成退火后，需進行正火處理，其目的是細化晶粒、消除內應力及碳偏析引起的網狀碳化物。從實際晶粒度為7.5級分析，正火處理雖然起到了細化晶粒的作用，但是粗大的網狀碳化物卻未消除。這是由于正火加熱到奧氏體化后，溫度偏低或保溫時間不夠，導致碳化物未充分溶解于奧氏體中，最終保留至室溫。顯微組織中未發現沿實際晶界形成的網狀碳化物，說明正火冷卻速度較快。

斷口分析結果表明，粗大的沿晶斷裂特征，是由網狀碳化物引起的，因為其正好對應顯微組織中沿原始奧氏體晶界形成的網狀碳化物。碳化物是硬而脆的相，使晶粒之間的連續性遭到破壞，嚴重地降低鋼的沖擊韌性，致使沖擊值只有7 J。此外，沖擊試驗時，在斷口起裂區靠近V型口中部存在的顯微孔隙會產生一定的應力集中現象，從而造成沖擊值偏低。

能譜分析結果表明, 粗大的沿晶斷面上碳及鉻、鉬等碳化物形成元素相對基體含量較高。雖然在沖擊試驗過程中，伴隨著斷裂的過程，網狀碳化物發生脫落，但是由于碳及鉻、鉬等元素未充分擴散到原始晶界上，必然會殘留一部分在晶界附近形成碳化物，顯微組織中網狀碳化物附近形成的細小顆粒狀碳化物可以說明這一點。此外，能譜分析沿晶斷面時，未出現硅、鎳等非碳化物形成元素的譜峰，也可反向證明碳化物的存在。

3 結論及建議

(1)該電鏟杠桿在擴散退火冷卻過程中，由于冷卻速度太慢，導致碳化物在晶界析出，形成粗大的網狀碳化物。隨后的正火加熱保溫過程中，未使碳化物充分溶解于奧氏體中，仍保留斷續的原始網狀碳化物，使晶粒之間的連續性遭到破壞，在沖擊試驗時，導致沖擊值嚴重降低。同時，沖擊試樣V型口中部存在的顯微孔隙也對沖擊值偏低有一定影響。

(2)建議提高該產品件擴散退火冷卻速度，尤其提高其心部冷卻速度，防止碳化物在晶界析出，或者在正火時，使碳化物充分溶解于奧氏體中，然后采用較快的速度冷卻。

[1] 崔忠圻.金屬學與熱處理.北京：機械工業出版社，2000.

[2] 大型鑄鍛件行業協會.大型鑄鍛件缺陷分析圖譜.北京：機械工業出版社，1990.

[3] 束德林.金屬力學性能.北京：機械工業出版社，1999.10.