B50A789鋼大規格棒材頭部橫向沖擊吸收能量不合格原因分析

劉衛東,張 俊

(中國航發航空科技股份有限公司 計量理化檢測中心,成都610500)

B50A789鋼是制造燃氣輪機壓氣機葉片和導向葉片的常用材料。從成分特點看,B50A789鋼與17-4PH 合金結構鋼(0Cr17Ni4Cu4Nb)相似,均屬于沉淀硬化型馬氏體不銹鋼[1],其強化機制主要是依靠富銅相的時效強化和鉬、鈮的沉淀強化[2]。夏比沖擊試驗方法是測試材料力學性能的重要手段之一,被廣泛用于評定B50A789鋼在沖擊載荷下的韌脆特性[3]。2010年1月份,某公司在對多批次大規格(φ≥100 mm)棒材進行入廠檢驗過程中多次發現其橫向沖擊吸收能量不合格問題。為查明上述棒材橫向沖擊吸收能量不合格的原因,筆者對其進行了理化檢驗和分析。

1 理化檢驗

1.1 沖擊試驗

選取一根規格為φ120 mm 的B50A789 鋼棒材,沿其橫截面方向采用線切割法截取四塊棒料,棒料厚度為15 mm,其中棒材頭部的兩塊棒料編號為H1,H2,棒材尾部的兩塊棒料編號為B1,B2。在H1,H2,B1,B2 號棒料上各切取10 個尺寸為12 mm×15 mm×55 mm 的沖擊試樣毛坯,取樣位置及編號如圖1所示(其中x為1,2)。按照企業技術文件要求對上述沖擊試樣毛坯進行熱處理,除了編號為H1-1～H1-10號沖擊試樣毛坯的熱處理工藝為1038 ℃保溫1 h→水冷→577 ℃保溫4 h→空冷,其他的沖擊試樣毛坯的熱處理工藝均為1038 ℃保溫1.5 h→水冷→577℃保溫7 h→空冷。采用MBG1432型磨床和X5032型銑床將經過熱處理后的沖擊試樣毛坯加工為沖擊試樣,缺口均為“V”型,但缺口開槽方向不同:H1,H2,B1棒料沖擊試樣均沿橫向開槽,而B2 棒料沖擊試樣沿縱向開槽,開槽位置如圖2和圖3所示。

圖1 沖擊試樣毛坯截取位置示意圖Fig.1 Schematic diagram of cutting position of rough impact specimen

圖2 H1,H2,B1棒料沖擊試樣開槽位置示意圖Fig.2 Schematic diagram of notching position of bar impact specimen H1，H2，B1

圖3 B2棒料沖擊試樣開槽位置示意圖Fig.3 Schematic diagram of notching position of bar impact specimen B2

采用JBN-300B型沖擊試驗機對上述沖擊試樣進行沖擊試驗,結果如表1所示。可見取自棒材頭部的沖擊試樣的橫向沖擊吸收能量均不符合標準的要求(不小于54.2 J)。

表1 棒材沖擊試樣沖擊試驗結果Tab.1 Impact test results of bar impact specimens J

1.2 斷口分析

圖4 H1號沖擊試樣斷口宏觀形貌Fig.4 Macro morphology of No.H1 impact specimens fracture

從H1,H2,B1,B2號棒料沖擊試樣斷口取樣,使用Leica MZ16 型體視顯微鏡觀察試樣的形貌。由圖4和圖5可見,取自棒材頭部且靠近棒料中心的H1-4,H1-5,H2-4,H2-5號沖擊試樣斷口的層狀結構較明顯,而靠近棒料邊緣的H1-1,H1-8,H2-1,H2-8號沖擊試樣斷口的層狀結構不明顯。由圖6和圖7可見,從棒材尾部截取的兩種開槽方式的沖擊試樣斷口處層狀結構均不明顯。

圖5 H2號沖擊試樣斷口宏觀形貌Fig.5 Macro morphology of No.H2 impact specimens fracture

圖6 B1號沖擊試樣斷口宏觀形貌Fig.6 Macro morphology of No.B1 impact specimens fracture

圖7 B2號沖擊試樣斷口宏觀形貌Fig.7 Macro morphology of No.B2 impact specimens fracture

1.3 金相檢驗

在H1-4號沖擊試樣斷口取樣,試樣經打磨、拋光后,采用Axiovert 200MAT 型金相顯微鏡觀察顯微組織形貌。可見H1-4號試樣有較嚴重的沿棒材縱向分布的條帶狀夾雜,如圖8 所示。試樣采用FeCl3鹽酸溶液(10 g FeCl3＋25 m L HCl＋100 m L H2O)浸蝕后,采用Axiovert 200MAT 型金相顯微鏡觀察顯微組織形貌。可見H1-4號試樣存在明顯的沿棒材縱向分布的條帶組織,如圖9所示。

1.4 硬度測試

采用LM-700AT 型顯微硬度計對B1-4號沖擊試樣斷口的條帶組織和基體進行硬度測試,各取5個測試點,得到條帶組織的硬度平均值為347 HV0.1,基體的硬度平均值為353 HV0.1,可見條帶組織的硬度與基體的較接近。

1.5 化學成分分析

分別在H1-4,B1-4號沖擊試樣斷口取樣,使用TTTAN4798型直讀光譜儀進行化學成分分析。結果表明H1-4號沖擊試樣中鈮的質量分數較高,達到0.72%,B1-4號沖擊試樣中鈮的質量分數較低,為0.64%,H1-4,B1-4號沖擊試樣中碳的質量分數分別為0.037%和0.036%,均符合企業技術文件要求。

圖8 不同沖擊試樣腐蝕前的顯微組織形貌Fig.8 Microstructure morphology of different impact specimens before corrosion：a）H1-4，at low magnification；b）a）H1-4，at high magnification

圖9 不同沖擊試樣腐蝕后的顯微組織形貌Fig.9 Microstructure morphology of different impact specimens after corrosion：a）H1-4，at low magnification；b）H1-4，at high magnification

2 分析與討論

由沖擊試驗結果可知,H1 號棒料沖擊試樣的橫向沖擊吸收能量均不符合標準要求,取自棒料中心部位沖擊試樣的橫向沖擊吸收能量最低;H2棒料(固溶時效保溫時間延長)沖擊試樣的橫向沖擊吸收能量大部分高于H1 號棒料沖擊試樣的,取自H1,H2棒料靠近邊緣的沖擊試樣的橫向沖擊吸收能量要高于棒料中心沖擊試樣的。

由沖擊試樣斷口形貌可知,取自棒料中心沖擊試樣的斷口層狀結構比取自棒料邊緣沖擊試樣的明顯,這種層狀結構是棒材沿縱向分布的帶狀纖維組織,因變形程度不同,橫向沖擊吸收能量低的棒料中心沖擊試樣斷口層狀特征比棒料邊緣沖擊試樣的更顯著,對應的縱向帶狀組織也更明顯。通過對原材料廠家調查,了解到由于企業技術文件的升級改版,將B50A789 鋼化學成分中的碳的質量分數由0.025%～0.05%調整為0.025%～0.045%,鈮的質量分數由碳的質量分數的8 倍～0.5%調整為0.40%～0.75%(≥碳的質量分數的14倍),降低了碳含量的上限,提高了鈮含量的上限。降低碳含量能使B50A789鋼具有良好的耐蝕性,增加鈮含量是為了通過形成碳化鈮而使碳穩定從而抑制碳化鉻的形成[4]。而碳化鈮正是形成斷口層狀結構和帶狀組織的原因。由硬度測試結果可排除材料硬度不均勻導致的沖擊性能差異。

此外,取自棒材尾部兩組試樣沖擊吸收能量較接近,說明開槽方向對沖擊吸收能量影響不大,且棒材尾部位于棒料邊緣和中心的沖擊試樣斷口層狀特征均不明顯,無明顯的帶狀組織。

3 結論及建議

B50A789鋼大規格棒材沖擊試樣斷口存在層狀結構和縱向帶狀組織,且棒材頭部層狀結構和縱向帶狀組織比其尾部的更顯著,這導致棒材頭部橫向沖擊吸收能量不合格。

建議通過適當延長材料固溶時效保溫時間來減輕或消除條狀組織,以提高棒材橫向沖擊吸收能量的檢驗合格率。