Table 1. ZG230－450鑄鋼試樣的力學性能測試結果
| 項目 | 抗拉強度/MPa | 屈服強度/MPa | 斷后伸長率/% | 斷面收縮率/% |
|---|---|---|---|---|
| 實測值 | 504 | 275 | 19 | 35 |
| 標準值 | ≥450 | ≥230 | ≥22 | ≥32 |
分享：ZG230－450鑄鋼基爾試塊斷后伸長率不合格原因
基爾試塊用于同熔煉爐澆注、同爐熱處理后鑄件的力學性能測試,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,是機車車輛結構件生產中的常用材料。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,用于測試該批次鑄件的力學性能。
對ZG230－450鑄鋼試樣進行力學性能測試,結果如表1所示。由表1可知：試樣的抗拉強度、屈服強度、斷面收縮率均符合TB/T 2942.1—2020 《機車車輛用鑄鋼件 第1部分：技術要求及檢驗》的要求,而試樣的斷后伸長率不符合標準要求。
筆者采用宏觀觀察、化學成分分析、力學性能測試、掃描電鏡(SEM)與能譜分析、金相檢驗等方法對其斷后伸長率不合格原因進行分析。
1. 理化檢驗
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 化學成分分析
截取拉伸試樣夾持端,對其進行化學成分分析,結果如表2所示。由表2可知：ZG230－450鑄鋼試樣的化學成分符合企業(yè)標準要求。
Table 2. 拉伸試樣夾持端的化學成分分析結果
| 項目 | 質量分數(shù) | ||||||
|---|---|---|---|---|---|---|---|
| C | Si | Mn | P | S | Ni | Cr | |
| 實測值 | 0.29 | 0.30 | 0.65 | 0.013 | 0.012 | 0.03 | 0.02 |
| 企業(yè)標準值 | 0.20～0.30 | 0.20～0.50 | 0.60～0.90 | ≤0.035 | ≤0.035 | ≤0.40 | ≤0.35 |
1.3 掃描電鏡及能譜分析
對ZG230－450鑄鋼試樣斷口進行SEM分析,結果如圖2所示。由圖2可知：裂紋源區(qū)呈穿晶韌窩特征；裂紋擴展區(qū)呈沿晶特征,晶粒粗大,為毫米級,晶面上可觀察到較淺的韌窩；擴展區(qū)沿晶韌窩底部可觀察到第二相質點。
圖 2 ZG230－450鑄鋼試樣斷口的SEM形貌
對沿晶韌窩底部的第二相質點進行能譜面掃描分析,結果如圖3所示。由圖3可知：第二相質點主要含S、Mn元素,因此沿晶韌窩底部的第二相質點為MnS夾雜物。
圖 3 第二相質點能譜面掃描分析結果
1.4 金相檢驗
在ZG230－450鑄鋼試樣斷口附近取樣,將其置于光學顯微鏡下觀察,結果如圖4所示。由圖4可知：該試樣的非金屬夾雜物為Ⅰ、Ⅲ型細系1級,Ⅳ型1.5級,符合TB/T 2942.1—2020附錄B的要求；試樣的顯微組織為8級晶粒度鐵素體＋細小塊狀珠光體,符合TB/T 2942.2—2018 《機車車輛用鑄鋼件 第2部分：金相組織檢驗圖譜》第4評級圖正火4級要求。
圖 4 ZG230－450鑄鋼試樣斷口微觀形貌
2. 綜合分析
由上述理化檢驗分析結果可知：ZG230－450鑄鋼基爾試塊的抗拉強度、屈服強度、斷面收縮率、化學成分以及顯微組織均符合標準要求,而斷后伸長率為19%,不符合標準要求；在拉伸試驗過程中,試樣承受軸向拉伸應力,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。細小點狀的MnS夾雜物沿初生奧氏體晶界析出,弱化了晶界結合力,是形成石狀斷口的根本原因[1]。
鑄鋼中MnS為Ⅱ型夾雜物,一般呈點條狀或點網(wǎng)狀分布于初生奧氏體晶界中,對鑄鋼基體起割裂作用。在對ZG230－450鑄鋼試樣的非金屬夾雜物進行檢測時,僅觀察到Ⅰ、Ⅲ型球狀氧化物和Ⅳ型Al2O3樹枝晶形夾雜物,并且夾雜物級別不高,符合標準要求；用光學顯微鏡觀察整個受檢面,均未觀察到點條狀或點網(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呈極細小的點狀,沿初生晶界彌散析出。鑄件由液態(tài)開始冷卻時,首先形成粗大的奧氏體Fe枝晶,隨著凝固過程不斷進行,Mn、S元素將不斷在枝晶間富集、偏聚,當達到一定過飽和度時,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。當冷卻速率較慢時,MnS聚集、粗化,形成沿晶界分布的點條狀,即Ⅱ型MnS；當冷卻速率較快時,由于元素偏析程度低,MnS可在其他氧化物表面發(fā)生異質形核并長大,呈點狀分布于晶內,來不及在晶界析出,形成Ⅰ型MnS[3]。Ⅰ型和Ⅱ型MnS雖然對材料的力學性能產生不利影響,但不會形成石狀斷口。只有當鑄件中S元素含量與冷卻速率達到某一臨界值時,細小的MnS質點才會沿初生奧氏體晶界析出。在力學性能測試過程中,沿初生奧氏體晶界彌散析出的MnS弱化了晶界結合力,使晶界強度低于晶內強度,裂紋沿初生奧氏體晶界擴展,最終形成石狀斷口。由上述分析可知,試樣的化學成分滿足企業(yè)標準要求,MnS沿初生晶界析出與冷卻速率有關,而基爾試塊的冷卻速率直接受澆注溫度的影響。
文獻[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通常以點條狀分布于鑄件中,因此可對最后澆注的鑄件本體進行檢測,以評價該批次鑄件的力學性能。
3. 結論與建議
由于澆注溫度偏低,細小點狀MnS夾雜物沿初生奧氏體晶界彌散析出,弱化了晶界結合力,在拉伸應力的作用下,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性能。
文章來源——材料與測試網(wǎng)
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