镍-铬-钼合金铸钢冲击值偏低原因分析

张瑞锋 韩 燕 乔 坚

(中国第一重型机械股份公司铸锻钢事业部，黑龙江161042)

韧性是金属材料在冲击载荷作用下吸收塑性变形功和断裂功的能力，它是强度和塑性的综合表现。在力学试验中，冲击韧性是一项重要的性能指标，几乎所有金属材料都要进行冲击试验。如果材料的冲击韧性差，那么，在工作载荷与内应力作用下材料抵抗变形能力将变弱，甚至发生突发的脆性断裂事故，造成极大的危害，所以，改善材料的韧性至关重要。受工作环境以及各种材料本身特性的影响，冲击韧性要求技术要求值存在很大差别。例如：核电压力容器锻件要求-20℃低温时，冲击平均值在50 J左右，而电铲杠杆铸钢件要求常温时的冲击值为32 J。

我公司生产的一支电铲杠杆，材料标准为P&H28A的镍-铬-钼合金铸钢，经过扩散退火、正火、调质处理后，在工件心部套料取样进行常温冲击试验，最小冲击值只有7 J，低于技术要求值(32 J)。为找到冲击值不合格的原因，对两冲击残样进行如下分析：A试样进行金相检验及化学成分分析，B试样进行断口及能谱分析。

1 理化检验结果

1.1 金相检验

对A试样进行金相检验，结果表明：其夹杂物含量为A0.5，B0.5，C1，D0.5，DS0(技术要求A、B、C、D、DS≤3)；其晶粒度为7.5级(技术要求≥3)，见图1。可以看出，夹杂物及晶粒度均在技术要求范围之内。其显微组织有粗大的白色网状组织形成，见图2，进一步放大观察发现，网状组织为沿原始粗大晶界形成的碳化物，其附近还存在一些细小的颗粒状碳化物，见图3箭头标注处。基体组织呈羽毛状的回火贝氏体，以及一些更为细小的弥散碳化物，见图4。

1.2 化学成分分析

在A试样取样进行化学成分分析，结果见表 1，合金元素碳、钼、铬均超出标准范围上限，其它元素在标准范围之内。

1.3 断口及能谱分析

利用扫描电镜对B试样进行断口分析，其宏观形貌呈脆性结晶状，未发生塑性变形，无剪切唇形成，见图5，在断口右半及下半区形成沿原始粗大晶界的断裂特征。在起裂区靠近V型口中部存在一处明显的缺陷，见图中箭头标注处，另外，断口起裂区已贯穿到V型口的上边缘。对缺陷放大观察，其性质为显微孔隙，有明显的自由表面特征，见图6。

图1 A试样晶粒度 图2 A试样显微组织Figure 1 Grain size of specimen A Figure 2 Microstructure of specimen A

图3 网状及颗粒状碳化物 图4 高倍数下的基体显微组织 Figure 3 Network and granuliform carbide Figure 4 Microstructure of basal body at high-magnification

合金元素CSiMoCrMnNi实测值0.480.560.851.151.251.76标准范围0.23～0.280.30～0.800.40～0.500.60～1.000.75～1.251.50～2.00

在断口放射区以及沿晶断面上形成类似羽毛状的特征，见图7、图8。因材料本身脆性较大，断裂时容易保持这种上贝氏体形貌特征。断口的断裂过程以准解理方式进行扩展，其形貌呈碎片状。应用能谱仪分析沿晶断面及基体，结果显示其成分谱线中碳以及碳化物形成元素铬、钼等峰值相对基体偏高，见图9、图10，这表明在沿晶断面存在成分偏析。此外，沿晶断面上未发现硅、镍元素的谱峰。

图5 断口低倍形貌 图6 缺陷区域微观形貌Figure 5 Macroscopic appearance of fracture Figure 6 Microscopic appearance of defect area

图7 断口放射区微观形貌 图8 沿晶断面微观形貌 Figure 7 Microscopic appearance Figure 8 Microscopic appearance of fracture of radiation area at fracture along with the grain boundary

图9 沿晶断面成分能谱图 图10 基体成分能谱图Figure 9 Composition energy spectrum sketch of fracture Figure 10 Composition energy spectrum long with the grain boundary sketch of basal body

2 分析与讨论

金相检验结果表明，试样夹杂物含量较少，实际晶粒细小，对降低冲击值影响很小。显微组织中存在沿原始奥氏体晶界形成的网状碳化物，该碳化物网形成的晶粒级别小于00级，属于粗大晶粒，可见其并非最终热处理时形成的晶界，而是前期热处理后形成的粗大的奥氏体晶界。由于该工件在铸造后晶粒已较为粗大，为消除凝固过程中产生的枝晶偏析及区域偏析，使成分和组织均匀化，并使各合金元素在奥氏体中充分扩散，需进行扩散退火，而扩散退火加热温度很高，奥氏体化后保温时间很长，所以导致晶粒在铸后粗大的基础上进一步长大。碳化物网围成的晶粒即为扩散退火的结果。

化学成分分析结果表明，试样所处的心部存在一定程度的碳偏析，由于钼、铬与碳的结合力较强，形成碳化物，所以这些元素含量也超出了标准范围。

工件在退火冷却过程中，由于冷却速度较慢，导致碳向晶界扩散，并以碳化物形式析出，随着冷却时间的增加，碳化物沿晶界的形状形成断续的线，逐渐在晶界连成网，最终形成网状碳化物。

工件完成退火后，需进行正火处理，其目的是细化晶粒、消除内应力及碳偏析引起的网状碳化物。从实际晶粒度为7.5级分析，正火处理虽然起到了细化晶粒的作用，但是粗大的网状碳化物却未消除。这是由于正火加热到奥氏体化后，温度偏低或保温时间不够，导致碳化物未充分溶解于奥氏体中，最终保留至室温。显微组织中未发现沿实际晶界形成的网状碳化物，说明正火冷却速度较快。

断口分析结果表明，粗大的沿晶断裂特征，是由网状碳化物引起的，因为其正好对应显微组织中沿原始奥氏体晶界形成的网状碳化物。碳化物是硬而脆的相，使晶粒之间的连续性遭到破坏，严重地降低钢的冲击韧性，致使冲击值只有7 J。此外，冲击试验时，在断口起裂区靠近V型口中部存在的显微孔隙会产生一定的应力集中现象，从而造成冲击值偏低。

能谱分析结果表明, 粗大的沿晶断面上碳及铬、钼等碳化物形成元素相对基体含量较高。虽然在冲击试验过程中，伴随着断裂的过程，网状碳化物发生脱落，但是由于碳及铬、钼等元素未充分扩散到原始晶界上，必然会残留一部分在晶界附近形成碳化物，显微组织中网状碳化物附近形成的细小颗粒状碳化物可以说明这一点。此外，能谱分析沿晶断面时，未出现硅、镍等非碳化物形成元素的谱峰，也可反向证明碳化物的存在。

3 结论及建议

(1)该电铲杠杆在扩散退火冷却过程中，由于冷却速度太慢，导致碳化物在晶界析出，形成粗大的网状碳化物。随后的正火加热保温过程中，未使碳化物充分溶解于奥氏体中，仍保留断续的原始网状碳化物，使晶粒之间的连续性遭到破坏，在冲击试验时，导致冲击值严重降低。同时，冲击试样V型口中部存在的显微孔隙也对冲击值偏低有一定影响。

(2)建议提高该产品件扩散退火冷却速度，尤其提高其心部冷却速度，防止碳化物在晶界析出，或者在正火时，使碳化物充分溶解于奥氏体中，然后采用较快的速度冷却。

[1] 崔忠圻.金属学与热处理.北京：机械工业出版社，2000.

[2] 大型铸锻件行业协会.大型铸锻件缺陷分析图谱.北京：机械工业出版社，1990.

[3] 束德林.金属力学性能.北京：机械工业出版社，1999.10.