孫遠偉，尹衍成

（青島特殊鋼鐵有限公司，山東 青島266400）

1 前 言

某公司生產(chǎn)42CrMo 鋼Φ500 mm 連鑄坯，用戶下料鍛后經(jīng)墩粗→沖孔→鍛打成外徑700 mm、內(nèi)徑340 mm、高420 mm 的閥體，在內(nèi)表面車光后發(fā)現(xiàn)有多處長度約10 mm 的裂紋缺陷。本研究針對車光后發(fā)現(xiàn)裂紋缺陷的2個鍛件，取樣進行了缺陷定性分析。

2 試 驗

在開裂位置附近取樣，進行化學(xué)成分分析，如表1 所示，其化學(xué)元素含量符合GB/T 3077—2015要求。

表1 化學(xué)成分分析結(jié)果（質(zhì)量分數(shù)） %

2.1 低倍宏觀觀察

閥體內(nèi)孔表面低倍酸浸觀察，發(fā)現(xiàn)有多處長度約10 mm 的裂紋缺陷；在閥體橫向進行酸浸試驗，發(fā)現(xiàn)橫截面存在多處長約10 mm的裂紋，裂紋方向均與內(nèi)壁弧線垂直分布，如圖1 所示；同時宏觀低倍橫向試樣存在偏析，如圖2所示。

圖1 閥體內(nèi)孔表面縱向宏觀形貌

圖2 閥體低倍組織

2.2 金相觀察

試樣基體非金屬夾雜物評定符合GB/T 10561—2005要求:硫化物類級別0.5級（細級）；氧化鋁類級別0.5 級（細級）；硅酸鹽類級別0.5 級（細級）；球狀氧化物類級別0.5 級（細級）；單顆粒非金屬夾雜物類級別0.5級（細級）。

在缺陷位置制備高倍試樣，未腐蝕狀態(tài)下對閥體裂紋缺陷進行觀察，裂紋周圍多處存在呈堆狀聚集的硫化錳夾雜物并伴隨少量的顯微孔隙，如圖3、圖4所示。

圖3 裂紋周圍夾雜物情況

圖4 顯微孔隙周圍夾雜物及裂紋端部形狀

腐蝕后觀察裂紋兩側(cè)無脫碳，閥體內(nèi)部存在組織偏析，偏析組織中部分區(qū)域存在貝氏體和針狀鐵素體，如圖5所示。

2.3 SEM和EDS分析

將制取斷口試樣進行SEM觀察，非裂紋區(qū)域斷口為韌性斷裂形態(tài)，裂紋區(qū)斷口內(nèi)部多處區(qū)域有河流樣形貌，呈現(xiàn)氣體流動痕跡，同時存在沿晶二次裂紋，裂紋區(qū)域其他處為解理斷裂形貌，如圖6 所示。對夾雜物試樣中出現(xiàn)的硫化物夾雜進行EDS測定，測定結(jié)果為以S、Mn為主，同時含有少量Fe。

圖5 閥體內(nèi)部顯微組織不均勻情況

圖6 斷口河流樣和氣體痕跡斷口形貌

3 分析與討論

酸浸低倍試樣觀察中，試樣存在偏析，偏析是在鑄錠結(jié)晶時，由于選分結(jié)晶在柱狀晶間聚集了較多雜質(zhì)和孔隙，因而出現(xiàn)了在高倍組織觀察中夾雜物比正?；w偏多并區(qū)域性集中分布，同時斷口存在部分河流花樣的氣體痕跡等特征；宏觀觀察閥體內(nèi)部的裂紋均沿著原柱狀晶方向開裂，推測在連鑄坯鍛造變形過程中，當(dāng)變形速度過快或變形程度過大超過了材料允許的塑性指標(biāo)時，將沿著原柱狀晶晶間產(chǎn)生開裂。

鍛件中的缺陷，從性質(zhì)上分為化學(xué)成分、組織性能不合格、第二相析出、類孔隙性缺陷和裂紋5大類。從缺陷的產(chǎn)生方面可分為在冶煉、連鑄、冷卻或熱送過程中產(chǎn)生的原材料缺陷及在加熱、軋制、軋后冷卻和熱處理過程中產(chǎn)生的軋材缺陷兩大類［1］。Φ500 mm 連鑄坯由于截面尺寸大，加熱、冷卻時，溫度的變化和分布不均勻性大；鍛壓變形時，金屬塑性流動差別大，加上連鑄坯的內(nèi)外組織（柱狀晶與等軸晶）差別，因而容易形成一些不同于中小型鍛造的缺陷，如嚴(yán)重偏析和疏松，密集性夾雜物，發(fā)達的柱狀晶及粗大不均勻結(jié)晶，敏感開裂與白點傾向，晶粒遺傳性與回火脆性，組織性能的嚴(yán)重不均勻性，形狀尺寸超差等。在鍛造中，當(dāng)原材料質(zhì)量不良或鍛造工藝不當(dāng)時，可產(chǎn)生鍛造裂紋［2］。42CrMo連鑄坯凝固時，由于坯料內(nèi)部堆狀聚集的硫化錳夾雜物，并伴隨少量的顯微孔隙等缺陷，若熱加工溫度不當(dāng)使材料塑性降低，或變形速度過快、變形程度過大，超過材料允許的塑性指針等，則在鐓粗、拔長、沖孔、擴孔、彎曲和擠壓等工序中都可能產(chǎn)生裂紋。連鑄坯沿枝晶開裂，形成軸心晶間裂紋，該裂紋在鍛造時進一步擴展成為主軸鍛件中裂紋。

42CrMo 的 Bs 點約為 560 ℃，Ms 點為 310 ℃。貝氏體析出溫度區(qū)域為310～560 ℃。從金相組織觀察，貝氏體隨著溫度的降低依次可得到:無碳貝氏體（粗大條片狀貝氏體，550～510 ℃）→羽毛狀貝氏體（470 ℃）→針狀貝氏體（380 ℃）。

奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轶w積膨脹，即面心立方轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心正方體積增大，且晶格也發(fā)生扭曲，馬氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方，雖體積發(fā)生膨脹，但小于馬氏體膨脹。貝氏體組織是馬氏體和鐵素體中間的過渡態(tài)，因此貝氏體的體積應(yīng)小于馬氏體體積，但大于鐵素體（珠光體）的體積。鋼棒的彎曲就是由于組織的不對稱而產(chǎn)生的。

從其TTT曲線可看出:奧氏體在珠光體轉(zhuǎn)變鼻溫時（約680 ℃），等溫轉(zhuǎn)變10 min便可完全轉(zhuǎn)變（A→F+C），而在貝氏體鼻溫470 ℃，卻在5 min內(nèi)便可完全轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w（A→B）。因此鋼棒的彎曲發(fā)生時的溫度區(qū)間也就是貝氏體組織轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間310～560 ℃。

4 結(jié) 論

4.1 連鑄坯鑄造缺陷、非金屬夾雜物含量較多、鍛造溫度過高、保溫時間較長，以致形成粗大珠光體和大量的魏氏組織，是造成鍛件開裂的主要原因，應(yīng)力過大導(dǎo)致了鍛件的開裂。鍛造不當(dāng)，保留了鑄態(tài)形貌、枝晶間的低熔點夾雜物、化學(xué)成分偏析和鑄態(tài)缺陷，降低了其機槭性能。

4.2 對入廠連鑄坯進行高倍檢驗，檢測其非金屬夾雜物含量及顯微組織是否符合要求；認真執(zhí)行鍛造工藝，以消除化學(xué)成分偏析和鑄態(tài)缺陷；適當(dāng)降低調(diào)質(zhì)處理中的淬火溫度，使其控制在Ac3以上30～50 ℃，保溫時間不宜太長，選擇適當(dāng)?shù)睦鋮s速度。通過以上措施可以消除此類斷裂隱患。