基爾試塊用于同熔煉爐澆注、同爐熱處理后鑄件的力學(xué)性能測(cè)試,試樣通常是在每包鋼液開始澆注至澆注到25%之間制取。ZG230－450是鑄造碳鋼,具有較好的鑄造性能和焊接性能,且成本低,是機(jī)車車輛結(jié)構(gòu)件生產(chǎn)中的常用材料。某熔煉爐澆注的ZG230－450鑄鋼基爾試樣是在鑄件澆注完成后,由剩余鋼液澆注而成。該基爾試樣隨鑄件正火后,將其制備成原始直徑d0為10 mm的拉伸試樣,用于測(cè)試該批次鑄件的力學(xué)性能。 

對(duì)ZG230－450鑄鋼試樣進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試,結(jié)果如表1所示。由表1可知：試樣的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、斷面收縮率均符合TB/T 2942.1—2020 《機(jī)車車輛用鑄鋼件 第1部分：技術(shù)要求及檢驗(yàn)》的要求,而試樣的斷后伸長率不符合標(biāo)準(zhǔn)要求。 

筆者采用宏觀觀察、化學(xué)成分分析、力學(xué)性能測(cè)試、掃描電鏡(SEM)與能譜分析、金相檢驗(yàn)等方法對(duì)其斷后伸長率不合格原因進(jìn)行分析。 

1.   理化檢驗(yàn)

1.1   宏觀觀察

ZG230－450鑄鋼試樣斷口的宏觀形貌如圖1所示。由圖1可知：試樣在拉伸載荷作用下,裂紋起源于心部,形成小面積的纖維區(qū)；裂紋擴(kuò)展區(qū)斷面凹凸不平,呈粗大晶粒狀形貌,無金屬光澤,呈典型的石狀斷口特征,說明裂紋沿初生奧氏體晶界擴(kuò)展,直至試樣斷裂。 

圖  1  ZG230－450鑄鋼試樣斷口的宏觀形貌

1.2   化學(xué)成分分析

截取拉伸試樣夾持端,對(duì)其進(jìn)行化學(xué)成分分析,結(jié)果如表2所示。由表2可知：ZG230－450鑄鋼試樣的化學(xué)成分符合企業(yè)標(biāo)準(zhǔn)要求。 

1.3   掃描電鏡及能譜分析

對(duì)ZG230－450鑄鋼試樣斷口進(jìn)行SEM分析,結(jié)果如圖2所示。由圖2可知：裂紋源區(qū)呈穿晶韌窩特征；裂紋擴(kuò)展區(qū)呈沿晶特征,晶粒粗大,為毫米級(jí),晶面上可觀察到較淺的韌窩；擴(kuò)展區(qū)沿晶韌窩底部可觀察到第二相質(zhì)點(diǎn)。 

圖  2  ZG230－450鑄鋼試樣斷口的SEM形貌

對(duì)沿晶韌窩底部的第二相質(zhì)點(diǎn)進(jìn)行能譜面掃描分析,結(jié)果如圖3所示。由圖3可知：第二相質(zhì)點(diǎn)主要含S、Mn元素,因此沿晶韌窩底部的第二相質(zhì)點(diǎn)為MnS夾雜物。 

圖  3  第二相質(zhì)點(diǎn)能譜面掃描分析結(jié)果

1.4   金相檢驗(yàn)

在ZG230－450鑄鋼試樣斷口附近取樣,將其置于光學(xué)顯微鏡下觀察,結(jié)果如圖4所示。由圖4可知：該試樣的非金屬夾雜物為Ⅰ、Ⅲ型細(xì)系1級(jí),Ⅳ型1.5級(jí),符合TB/T 2942.1—2020附錄B的要求；試樣的顯微組織為8級(jí)晶粒度鐵素體＋細(xì)小塊狀珠光體,符合TB/T 2942.2—2018 《機(jī)車車輛用鑄鋼件 第2部分：金相組織檢驗(yàn)圖譜》第4評(píng)級(jí)圖正火4級(jí)要求。 

圖  4  ZG230－450鑄鋼試樣斷口微觀形貌

2.   綜合分析

由上述理化檢驗(yàn)分析結(jié)果可知：ZG230－450鑄鋼基爾試塊的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、斷面收縮率、化學(xué)成分以及顯微組織均符合標(biāo)準(zhǔn)要求,而斷后伸長率為19%,不符合標(biāo)準(zhǔn)要求；在拉伸試驗(yàn)過程中,試樣承受軸向拉伸應(yīng)力,裂紋起源于斷口心部,形成小面積的纖維區(qū),隨后裂紋沿初生奧氏體晶界擴(kuò)展、斷裂,最終形成穿晶韌窩＋沿晶韌窩混合型石狀斷口,造成拉伸試樣斷后伸長率不合格。細(xì)小點(diǎn)狀的MnS夾雜物沿初生奧氏體晶界析出,弱化了晶界結(jié)合力,是形成石狀斷口的根本原因[1]。 

鑄鋼中MnS為Ⅱ型夾雜物,一般呈點(diǎn)條狀或點(diǎn)網(wǎng)狀分布于初生奧氏體晶界中,對(duì)鑄鋼基體起割裂作用。在對(duì)ZG230－450鑄鋼試樣的非金屬夾雜物進(jìn)行檢測(cè)時(shí),僅觀察到Ⅰ、Ⅲ型球狀氧化物和Ⅳ型Al2O3樹枝晶形夾雜物,并且夾雜物級(jí)別不高,符合標(biāo)準(zhǔn)要求；用光學(xué)顯微鏡觀察整個(gè)受檢面,均未觀察到點(diǎn)條狀或點(diǎn)網(wǎng)狀的MnS,在斷口中卻觀察到MnS偏聚于初生奧氏體晶界,這說明MnS呈極細(xì)小的點(diǎn)狀,沿初生晶界彌散析出。鑄件由液態(tài)開始冷卻時(shí),首先形成粗大的奧氏體Fe枝晶,隨著凝固過程不斷進(jìn)行,Mn、S元素將不斷在枝晶間富集、偏聚,當(dāng)達(dá)到一定過飽和度時(shí),MnS開始形核并不斷長大[2]。MnS夾雜物的形態(tài)、數(shù)量、尺寸、分布受鑄件冷卻速率的影響較大。當(dāng)冷卻速率較慢時(shí),MnS聚集、粗化,形成沿晶界分布的點(diǎn)條狀,即Ⅱ型MnS；當(dāng)冷卻速率較快時(shí),由于元素偏析程度低,MnS可在其他氧化物表面發(fā)生異質(zhì)形核并長大,呈點(diǎn)狀分布于晶內(nèi),來不及在晶界析出,形成Ⅰ型MnS[3]。Ⅰ型和Ⅱ型MnS雖然對(duì)材料的力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響,但不會(huì)形成石狀斷口。只有當(dāng)鑄件中S元素含量與冷卻速率達(dá)到某一臨界值時(shí),細(xì)小的MnS質(zhì)點(diǎn)才會(huì)沿初生奧氏體晶界析出。在力學(xué)性能測(cè)試過程中,沿初生奧氏體晶界彌散析出的MnS弱化了晶界結(jié)合力,使晶界強(qiáng)度低于晶內(nèi)強(qiáng)度,裂紋沿初生奧氏體晶界擴(kuò)展,最終形成石狀斷口。由上述分析可知,試樣的化學(xué)成分滿足企業(yè)標(biāo)準(zhǔn)要求,MnS沿初生晶界析出與冷卻速率有關(guān),而基爾試塊的冷卻速率直接受澆注溫度的影響。 

文獻(xiàn)[4]指出,MnS夾雜物的固溶溫度一般為1 320 ℃,用熱處理的方法難以消除石狀斷口。大型鑄件的本體冷卻速率較慢,MnS通常以點(diǎn)條狀分布于鑄件中,因此可對(duì)最后澆注的鑄件本體進(jìn)行檢測(cè),以評(píng)價(jià)該批次鑄件的力學(xué)性能。 

3.   結(jié)論與建議

由于澆注溫度偏低,細(xì)小點(diǎn)狀MnS夾雜物沿初生奧氏體晶界彌散析出,弱化了晶界結(jié)合力,在拉伸應(yīng)力的作用下,形成了大面積的沿晶韌窩型石狀斷口,造成ZG230－450鑄鋼基爾試塊斷后伸長率不合格。 

在生產(chǎn)中可通過降低鋼液中S元素含量、提高基爾試塊的澆注溫度、制定合理規(guī)范的操作制度等措施來改善ZG230－450鑄鋼基爾試塊的力學(xué)性能。 

文章來源——材料與測(cè)試網(wǎng)