圖 1 轉(zhuǎn)子支撐座斷裂部位外觀
分享：ZG270－500鋼轉(zhuǎn)子支撐座斷裂原因
鑄鋼具有成型工藝優(yōu)異、焊接性能和加工性能良好、各向同性、工程可靠性高等優(yōu)點(diǎn),在工程機(jī)械、航空及航天、車輛、化工等領(lǐng)域應(yīng)用廣泛。作為機(jī)械工程領(lǐng)域中重要的承力部件,要求鑄鋼件具有較高的強(qiáng)度,以及良好的抗沖擊性、塑性和韌性。鑄鋼的澆注工藝性較差,為了提高鋼液的流動(dòng)性,需要升高澆注溫度。澆注溫度過(guò)高易使鑄鋼件中出現(xiàn)過(guò)熱的魏氏組織,導(dǎo)致鋼的強(qiáng)度、塑性、韌性等大幅度降低,其中沖擊韌性甚至?xí)档?0%～75%[1]。粗大魏氏組織會(huì)導(dǎo)致鑄鋼產(chǎn)品失效,從而對(duì)設(shè)備造成損失[2]。在對(duì)某ZG270－500轉(zhuǎn)子支撐座進(jìn)行裝配過(guò)程中,發(fā)現(xiàn)轉(zhuǎn)子支撐座出現(xiàn)斷裂現(xiàn)象,該轉(zhuǎn)子支撐座表面涂黑色漆(見圖1),鑄造成型后經(jīng)正火熱處理,熱處理制度為：設(shè)定溫度為870 ℃,加熱時(shí)間為6 h,保溫時(shí)間為2 h,冷卻。筆者采用一系列理化檢驗(yàn)方法分析了轉(zhuǎn)子支撐座斷裂的原因,并提出了相應(yīng)的改進(jìn)措施,以防止該類事故再次發(fā)生。
1. 理化檢驗(yàn)
1.1 宏觀觀察
斷裂轉(zhuǎn)子支撐座宏觀形貌如圖2所示。由圖2可知：轉(zhuǎn)子支撐座斷裂成左右兩部分,拼接斷口后局部存在由下向上的較小彎曲變形；螺栓孔周邊存在裝配壓痕,壓痕分布不均勻,內(nèi)側(cè)壓痕較重,表明轉(zhuǎn)子支撐座裝配狀態(tài)存在較小彎曲變形；將斷裂右部分上的兩個(gè)斷口分別編號(hào)為斷口1和斷口2,兩個(gè)斷口平齊,呈金屬光澤,無(wú)明顯收縮變形,由一側(cè)向另一側(cè)擴(kuò)展,擴(kuò)展方向與彎曲受力方向一致,可見沿一定方向分布的光滑小刻面,呈明顯的脆性斷裂特征,其中斷口1中心可見鑄造縮孔缺陷。
圖 2 斷裂轉(zhuǎn)子支撐座的宏觀形貌
1.2 化學(xué)成分分析
在斷裂轉(zhuǎn)子支撐座上取樣,對(duì)試樣進(jìn)行化學(xué)成分分析,結(jié)果如表1所示。由表1可知：試樣中碳元素含量超出GB/T 11352—2009 《一般工程用鑄造碳鋼件》對(duì)ZG270－500鋼要求的上限。
Table 1. 斷裂轉(zhuǎn)子支撐座化學(xué)成分分析結(jié)果
| 項(xiàng)目 | 質(zhì)量分?jǐn)?shù) | |||||||||
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| C | Si | Mn | S | P | Ni | Cr | Cu | Mo | V | |
| 實(shí)測(cè)值 | 0.55 | 0.19 | 0.70 | 0.014 | 0.023 | 0.02 | 0.03 | 0.01 | 0.006 | 0.000 6 |
| 標(biāo)準(zhǔn)值 | ≤0.40 | ≤0.60 | ≤0.90 | ≤0.035 | ≤0.035 | ≤0.40 | ≤0.35 | ≤0.40 | ≤0.20 | ≤0.05 |
1.3 掃描電鏡(SEM)分析
在斷口1處取樣,對(duì)試樣進(jìn)行掃描電鏡分析,結(jié)果如圖3所示。由圖3可知：斷口整體呈脆性解理斷裂特征,可見解理臺(tái)階、河流花樣、小刻面等特征形貌；不同晶粒解理小刻面匯合臺(tái)階處可見韌窩形貌,與晶粒邊界基本對(duì)應(yīng)；斷口中心縮孔的尺寸約為4.2 mm×1.8 mm(長(zhǎng)度×寬度)；斷口1裂紋起始于轉(zhuǎn)子支撐座下側(cè)拐角附近區(qū)域外表面；裂紋起始區(qū)呈解理斷裂特征,未見其他冶金缺陷。
圖 3 斷口1處SEM形貌
斷口2與斷口1的SEM形貌類似,斷口整體呈解理斷裂特征,裂紋起始于轉(zhuǎn)子支撐座下側(cè)棱邊表面,裂紋起始區(qū)呈河流花樣解理斷裂特征。
1.4 金相檢驗(yàn)
在轉(zhuǎn)子支撐座斷口2附近截取金相試樣,取樣位置如圖2a)所示,將試樣進(jìn)行研磨、拋光、腐蝕處理,利用光學(xué)顯微鏡觀察試樣,試樣的拋光態(tài)形貌如圖4所示。由圖4可知：轉(zhuǎn)子支撐座表面可見多處疏松缺陷,分布密集,尺寸較大,最大疏松缺陷的長(zhǎng)度約為511 μm。選擇缺陷比較嚴(yán)重的5個(gè)視場(chǎng)進(jìn)行疏松含量測(cè)量,測(cè)量結(jié)果分別為0.90%,2.11%,1.96%,1.69%,1.07%,其中疏松最大含量約為2.11%。
圖 4 金相試樣的拋光態(tài)形貌
金相試樣的顯微組織形貌如圖5所示。由圖5可知：轉(zhuǎn)子支撐座原始鑄造晶粒粗大,試樣表面柱狀晶沿厚度方向拉長(zhǎng),取向各不相同,主要沿鑄造冷卻速率較快方向生長(zhǎng),試樣中心柱狀晶比邊緣更粗大,試樣表面細(xì)長(zhǎng)柱狀晶最大尺寸(長(zhǎng)度×寬度,下同)約為9.5 mm×1.1 mm,試樣中間粗大柱狀晶最大尺寸約為8.1 mm×3.6 mm；轉(zhuǎn)子支撐座顯微組織為典型的魏氏組織(網(wǎng)狀鐵素體＋片層珠光體),鐵素體主要沿原始鑄造晶粒晶界分布,局部呈針狀向晶界內(nèi)部延伸,晶界內(nèi)部也有少量塊狀鐵素體,粗大晶粒內(nèi)部可見呈套晶分布的珠光體亞晶粒。根據(jù)GB/T 13299—2022 《鋼的游離滲碳體、珠光體和魏氏組織的評(píng)定方法》,判定該魏氏組織級(jí)別約為2級(jí),
圖 5 金相試樣的顯微組織形貌
鐵素體含量極少。根據(jù)GB/T 6394—2017 《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》,判定該珠光體亞晶粒級(jí)別為2級(jí)。
1.5 力學(xué)性能測(cè)試
在斷裂轉(zhuǎn)子支撐座上取拉伸和沖擊試樣,取樣位置如圖2a)所示,采用拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn),采用全自動(dòng)落錘沖擊試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn)。試樣的力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果如表2所示。由表2可知：試樣的屈服強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率、斷面收縮率及沖擊性能均不符合GB/T 11352—2009的要求,說(shuō)明轉(zhuǎn)子支撐座的塑性及抗沖擊性能較差。
Table 2. 斷裂轉(zhuǎn)子支撐座力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果
| 項(xiàng)目 | 屈服強(qiáng)度/MPa | 抗拉強(qiáng)度/MPa | 斷后伸長(zhǎng)率/% | 斷面收縮率/% | 沖擊吸收能量/J |
|---|---|---|---|---|---|
| 實(shí)測(cè)值 | 197 | 555 | 10.5 | 8.5 | 6.2 |
| 標(biāo)準(zhǔn)值 | ≥270 | ≥500 | ≥18 | ≥25 | ≥22 |
拉伸和沖擊試樣斷口宏觀形貌如圖6所示,可見兩種斷口與斷裂的轉(zhuǎn)子支撐座斷口形貌相似,均呈脆性解理斷裂特征。
圖 6 拉伸和沖擊試樣斷口宏觀形貌
2. 綜合分析
由上述理化檢驗(yàn)結(jié)果可知：斷口表面可見鑄造缺陷,鑄造缺陷破壞了組織的均勻連續(xù)性,減小了轉(zhuǎn)子支撐座有效承載截面積,并產(chǎn)生應(yīng)力集中,導(dǎo)致轉(zhuǎn)子支撐座的強(qiáng)度、塑性和沖擊性能下降；轉(zhuǎn)子支撐座斷裂起始位置并非鑄造缺陷處,而且鑄造缺陷并不能改變材料的韌－脆狀態(tài),因此鑄造缺陷雖然會(huì)降低轉(zhuǎn)子支撐座的性能,但并非導(dǎo)致轉(zhuǎn)子支撐座發(fā)生脆性解理斷裂的直接原因。轉(zhuǎn)子支撐座斷裂性質(zhì)為脆性過(guò)載斷裂,轉(zhuǎn)子支撐座在螺栓裝配擰緊后承受一定的彎曲應(yīng)力,轉(zhuǎn)子支撐座宏觀可見輕微彎曲變形,螺栓孔周圍壓痕分布不均勻,說(shuō)明轉(zhuǎn)子支撐座在裝配過(guò)程中出現(xiàn)了輕微彎曲變形,并在彎曲應(yīng)力的作用下發(fā)生了脆性過(guò)載斷裂。
轉(zhuǎn)子支撐座組織中可見粗大的原始鑄造晶粒和連續(xù)晶界網(wǎng)狀鐵素體,且出現(xiàn)了晶界鐵素體網(wǎng)向晶界內(nèi)部生長(zhǎng)的針狀組織,為典型的魏氏組織,魏氏組織是一種典型過(guò)熱組織。ZG270－500鋼自身鑄造狀態(tài)就屬于過(guò)熱組織,可以通過(guò)正火處理改善其組織和性能。研究表明,經(jīng)870 ℃正火熱處理后,ZG270－500鋼顯微組織為均勻的鐵素體和珠光體,消除了原奧氏體晶界析出的先共析鐵素體,達(dá)到細(xì)化晶粒、均勻組織、消除鑄造內(nèi)應(yīng)力和提高性能的目的。斷裂轉(zhuǎn)子支撐座顯微組織為粗大的原始鑄造晶粒及呈套晶分布的亞晶粒,鐵素體沿原始鑄造晶界以魏氏組織分布,且鐵素體含量極少,這種組織顯著降低了鑄件的塑性和韌性,是導(dǎo)致鑄件發(fā)生脆性解理斷裂的主要原因。
斷裂轉(zhuǎn)子支撐座的碳元素含量較高,使鑄件的強(qiáng)度提高,韌性和塑性降低。結(jié)合Fe－C相圖,并查閱熱處理工藝規(guī)范與數(shù)據(jù)手冊(cè),發(fā)現(xiàn)當(dāng)碳元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.55%時(shí),正火溫度小于855 ℃。該鑄件的正火溫度為870 ℃,溫度偏高。實(shí)際正火時(shí)采用爐冷,冷卻速率較低,使得珠光體亞晶粒尺寸偏大。原始鑄造粗大晶粒促進(jìn)了初生鐵素體呈網(wǎng)狀析出,最終使材料產(chǎn)生魏氏組織。斷裂轉(zhuǎn)子支撐座的碳元素含量偏高、鑄造晶粒粗大,使材料組織中珠光體含量增加,鐵素體含量減少,降低了材料的韌性和塑性,且正火處理工藝不當(dāng),不能有效改善材料的組織,導(dǎo)致材料獲得魏氏組織及粗大亞晶粒,最終導(dǎo)致轉(zhuǎn)子支撐座發(fā)生脆性斷裂。
3. 結(jié)論及建議
轉(zhuǎn)子支撐座的斷裂性質(zhì)為以解理斷裂為主的脆性過(guò)載斷裂。轉(zhuǎn)子支撐座斷口處存在鑄造缺陷,破壞了基體連續(xù)性,減小了其有效承載面積,并產(chǎn)生應(yīng)力集中,使轉(zhuǎn)子支撐座的強(qiáng)度和塑性降低。轉(zhuǎn)子支撐座碳元素含量較高、晶粒粗大,使材料中珠光體含量增加,鐵素體含量減少,且正火工藝不當(dāng),導(dǎo)致材料產(chǎn)生魏氏組織及粗大亞晶粒,在彎曲應(yīng)力作用下,轉(zhuǎn)子支撐座發(fā)生脆性過(guò)載斷裂。
建議嚴(yán)格控制鑄造工藝過(guò)程,注意控制澆注溫度和冷卻速率,減少鑄造內(nèi)部缺陷,獲得相對(duì)較小的鑄造晶粒；采用合理的正火溫度及冷卻條件,優(yōu)化正火組織,或通過(guò)多次正火改善原始鑄造組織,提高轉(zhuǎn)子支撐座的力學(xué)性能。
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