大锻件内部微裂纹成因与控制

S355 J2G3钢大型锻件UT指示性缺陷成因分析

某公司生产的S355 J2G3钢大型锻件UT要求越来越严格。甚至出现UT不合报废的情况。本文对出现的探伤不合格的典型锻件进行了探伤（UT、MT）—低倍—高倍—扫描电镜观察等系列检验与分析。发现探伤不合缺陷，应该是钢中微细裂纹所致。

本文认为，此类裂纹缺陷是由于锻造的宏观应力的变化可增强其钢中第二相与基体的微观应力（晶格扭曲及晶体的嵌镶碎化），从而导致第二相与基体的确定的晶面取向对应晶面发生破坏所致。采用裂纹核概念可解释锻造工艺及锻后冷却制度对此类裂纹形成的相关性。

1 S355J2G3钢锻件技术条件

1.1 S355J2G3钢化学成分见表1

表1 S355J2G3 钢化学成分/%

Table 1 Chemical compositions of S355J2G3 steel /%

1.2工艺路线

电炉冶炼+LF 加热还原＋VD 真空精炼→铸锭→热送→加热→锻造→热处理→探伤→检查检验→上交

1.3 UT

图2 SH2311H模块（150738）UT反射图谱

图3 缺陷示意图

注：阴影部分存在Ф2-Ф4密集缺陷，深度150-中心，工件厚度509，部分区域影响底波。2缺陷轴类锻件的解剖试验

2.1 S355J2G3合金钢锻件，

2.1.1 宏观浸蚀

该锻件低倍分析结果：中心疏松0.5、一般疏松2.0、一般点状偏析2.0。

见图4-5.

图4 横向低倍

图5 纵向低倍形貌

图5 纵向低倍

2.1.2 S355 J2G3，锻材PT、MT试验

对试片存在UT密集型指示性缺陷的部位进行磁粉及渗透检测，未发现磁痕堆积显示如图（6-1），渗透检测也未发现缺陷显示如图（6-2）。

图6-1 MT 图6-2 PT

需要说明的是图13-1上的黑色条状——磁轭激发产生的磁痕，非指示性缺陷。

2.2 低倍(SH2311)

其锻件的低倍结果见图7-8.

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图7 低倍

图8 低倍缺陷

2.3 SEM观察与能谱分析（SH2311）

为充分显现低倍、高倍金相观察到的缺陷。特将有缺陷的试样经过淬火处理，处理后的试样打制成端口试样，观察其断口形貌。因为试样的断裂是沿着钢的基体力学性能最薄弱的界面扩展开裂的。所以可以大概率地观察到缺陷断裂后所显现的表面状态。经12个断口试样的SEM观察，已发现与UT对应的缺陷界面的形貌。

SH2311锻件断口形貌见图9.

图9 SEM形貌（70倍）断口缺陷部位放大图像及其能谱分析见图10。

图10 缺陷形貌及微区（+标识）能谱

断口随处可检测到MC型碳化物（NbC）。缺陷表面为自由面。即该断口处，断裂之前为非连续性缺陷——裂纹。见图11.

图11 断口形貌

3 讨论

3.1UT缺陷的定性

通过解剖试验，可以证明：本文出现的密集型UT指示性缺陷为不连续缺陷。即裂纹性质的缺陷。

这类缺陷具有一个特殊的特点：MT或PT无法发现其存在，而宏观酸浸（低倍）却可以发现。这表明该类缺陷由于锻造得到压实，所以其缺陷的宽度远远小于人的肉眼观察的分辨力（0.2mm）.这便是无法通过MT或PT检测的原因。

宏观酸浸试验则可通过酸在缺陷处的选择性浸蚀而显现出腐蚀后的缺陷。这说明：该类缺陷——裂纹的宽度为微米级别，只有经过腐蚀致使裂纹宽度扩大方可肉眼宏观识别。即该类裂纹为铸件的孔隙类缺陷，锻造压实，但未焊合。因此此类锻件缺陷可定义为非连续性裂纹缺陷。

3. 2 铸态内部孔洞与疏松

大型锻件中的缺陷源主要来自冶炼铸造，即冶金缺陷：例如非金属夹杂物、残余缩孔、疏松、空洞等，这些缺陷在冶炼过程或浇铸过程中形成；残余缩孔和疏松：该类孔隙性缺陷，破坏金属连续性，形成应力集中与裂纹源，属于不允许的缺陷[11，许常青.大型锻件的缺陷定性分析[J].科学之友，2008，（24）:5-7.]。

防止该类缺陷的对策有：严格控制浇注温度和速度，防止低温慢速注锭；采用发热冒口或绝热冒口，改善补缩条件使缩孔上移至冒口区，防止缩孔深人到锭身处；控制锻造时钢锭冒口切头率，充分切净缩松缺陷；合理的锻压变形，压实疏松缺陷

3.3锻造与热处理缺陷

这些缺陷在锻造和热处理过程中形成。例如裂纹、白点（图3）、粗晶等。3.4 大型锻材密集型缺陷的基本属性

目前为止， S355等大型锻件出现的UT指示性缺陷：主要是钢锭的孔隙性缺陷经过锻造压实而未焊合的裂纹。即可称之为铸造组织的遗传，也可称之为锻造与热处理生产过程不当产生的缺陷。冶炼、铸造可以减少夹杂、气体与组织形态；而锻造工艺，包括加热温度、变形程度、变形速度、冷却速度、应力状态等热力因素．合理的热力等因素，则可以改善锻件质量(打碎柱状晶、细化晶粒得到致密并且分布合理的纤维组织等)。反之，则可能形成各种锻造缺陷和锻造裂纹．

3.5钢中内部的发裂等价于白点

白点的定义与氢气压力形成白点的学说是两个独立的概念, 具有不同的含义,

但人们却常常将这两个概念混淆在一起, 由此产生出似是而非的错误概念, 对实际生产中处理白点问题产生误导。不弄清这些基本概念, 就不可能正确理解有关白点的问题。

白点是钢中的一种内部裂纹, 主要出现在大型锻件及截面较大的轧制钢材中[ 7] 。大多数情况下分布在轧材或锻件的近中心或离表面一定深度处。在钢件的纵向断口上呈圆形或椭圆形的银白色斑点, 在经过磨光和酸蚀后的横向切片上则表现为细长的发裂[ 2] 。这就是白点的定义, 实质上白点就是钢中的内部发裂, 也可以说钢中的内部发裂就是白点。

上世纪80 年代有报导提出了白点核理论。作者通过试验证明在钢坯轧后冷却过程中没有白点形核期, 而只有长大过程。白点是在已有缺陷的基础上发展长大的, 将这种已有缺陷称为白点核, 并且证明这种白点核在钢坯热轧完成之后就已经存在了。这说明白点形成不仅仅是在高温塑性变形完成后冷却过程中发生的事, 而是在此之前就已经形成了白点核, 在冷却过程中白点核进一步发展而形成白点。关于白点核的形成一直有争议, 有人认为是材料中原先存在的孔洞, 也有人认为是塑性变形导致的裂纹形核[ 1] 。但有一点是肯定的, 只要不发生塑性变形, 铸态下的缺陷是不会发展成为白点的。所以, 铸态下的缺陷不能叫做白点核, 只有经过高温塑性变形才能形成白点核。

3.6 UT指示性缺陷——微裂纹的成因

3.6.1 白点的成因

文献报道：铁素体钢、奥氏体钢及莱氏体钢在生产实践中未发现过白点, 因此被公认为是对白点不敏感的钢] 。对钢的高温性能研究表明, 很多碳钢及合金钢在大约700 ～ 950℃的温度范围内存在一个低塑性区间, 这一温度区间是γ+α两相区。铁素体的高温强度远低于奥氏体, 奥氏体钢中存在少量的α相就会使钢的高温塑性大大降低,铁素体小岛处容易形成裂纹。高碳钢发生γ→α转变时, α相沿γ相晶界析出。此时α相的强度只有γ相的1/4 , 新生成的α相就成了钢中的薄弱环节。在此温度区间内进行锻造或轧制, 则会造成不均匀变形, 导致α相中变形量过大而产生裂纹。亚共析钢在Ar3以下就进入了两相区, 并且由于形变诱导相变, 在高于Ar3时就发生了γ→α转变。高温塑性变形过程中析出的α相强度远低于γ相, 从而导致不均匀变形, 使α相中变形量过大而产生裂纹, 所以容易产生白点。

过共析钢在Ar1与Arm之间的组织是奥氏体加碳化物, 但由于形变诱导会发生γ→α转变, 且未溶碳化物的存在降低了奥氏体的稳定性, 使形变诱导γ→α转变温度提高。高温塑性变形过程中析出的α相强度远低于γ相, 从而导致不均匀变形, 使α相中变形量过大而产生裂纹, 所以容易产生白点铁素体钢和奥氏体钢在热加工过程中处于单相铁素体或单相奥氏体状态, 性能较为均匀, 能够保持均匀变形而不形成裂纹, 所以不容易产生白点。

莱氏体钢在锻造过程中处于奥氏体加碳化物状态。其中的碳化物是硬而脆的相, 只能在变形中被破碎, 不发生塑性变形, 钢的塑性变形集中在奥氏体中。另外由于莱氏体钢中合金元素含量较高, 奥氏体很稳定, 不会因形变诱导发生γ※α转变, 所以高温塑性变形中不会析出α相。钢中不存在强度较低的薄弱环节, 塑性变形会比较均匀而不易形成内部裂纹, 因而不会产生白点。