通過金相、斷口、化學成分分析、力學性能測試等，對材質為20CrMoV的大型主汽閥閥殼鑄件在靜水壓試驗時發(fā)生爆裂的原因進行了分析。結果表明，該主汽閥閥殼爆裂的直接原因是鑄件內壁存在未除盡的裂紋和補焊后形成的焊接裂紋，其間接原因是鑄件內在質量較差。

　　材質為ZG20CrMoV的主汽閥閥殼，經澆注、清理、正回火，粗加工后在鑄件內壁發(fā)現(xiàn)多處缺陷，在缺陷處進行補焊，補焊前在250～300℃預熱；最后在進行靜水壓試驗時，當水壓達到10MPa時，鑄件突然發(fā)生爆裂，爆裂后的宏觀形貌見圖1。為查清生產工序與發(fā)生爆裂的關系，本文對閥殼鑄件爆裂原因進行了分析研究。

圖1 閥殼爆裂后宏觀外貌

1、檢驗方法

　　氣割掉閥殼鑄件堵頭部位，再用機械加工方法將鑄件從裂紋處打開，將鑄件分為上下兩塊后，對裂紋斷面宏觀觀察，觀察斷口斷裂源，并分別在斷裂源及無缺陷區(qū)用機械加工方法切取6塊試料，其中1#、2#為無缺陷區(qū)試料，3#～6#為斷裂源試料。

　　將4#試料備用，在3#試料上切取低倍試片，檢驗鑄件宏觀低倍組織，并在低倍試片上切取化學成分分析試樣和力學性能試樣，檢驗鑄件的化學成分及缺陷附近力學性能情況；在3#試料斷裂源處切取電鏡分析試樣，分析斷裂源區(qū)宏觀斷口形貌及微觀斷口形貌，磨制電鏡試樣內壁面，分析斷裂源區(qū)缺陷微觀形貌以及組織、夾雜物、晶粒度等。

　　在1#、2#試料上各取力學性能試樣，檢驗鑄件力學性能，并磨制一件沖擊試樣，檢驗鑄件無缺陷區(qū)顯微組織、非金屬夾雜物及晶粒度，并與斷裂源區(qū)分析結果進行對比分析。

　　將6#試料備用，在5#試料斷裂源區(qū)切取金相試樣，分析斷裂源區(qū)組織及缺陷微觀形貌，并將余料重新進行回火處理，回火工藝為720℃×6h爐冷，回火處理后切取力學性能試樣，分析重新回火后，力學性能是否有所改善。

2、檢驗結果

2.1、宏觀斷口觀察結果

　　將閥殼沿裂紋打開后觀察，發(fā)現(xiàn)閥殼斷口為多源斷裂，斷裂源主要分為兩類，其中一類斷裂源(稱第一類斷裂源)宏觀形貌見圖2，另一類斷裂源是由焊接缺陷引起(稱第二類斷裂源)，其宏觀形貌見圖3�？梢钥闯�，第一類斷裂源主要分為三個區(qū)域，分別為：1區(qū)，斷裂源區(qū)，它是線斷裂源，是兩個不同平行臺階的連接平面，呈黑色，類似于夾渣形態(tài)；2區(qū)，斷裂擴展區(qū)，該區(qū)沿斷裂源區(qū)擴展，有明顯的擴展條紋，在斷裂擴展區(qū)還發(fā)現(xiàn)大尺寸空洞(長45mm、寬12mm、深150mm)；3區(qū)，瞬時斷裂區(qū)，主要分布在鑄件外壁，為最后斷裂的區(qū)域。

圖2 一類斷裂源宏觀形態(tài)局部放大圖

圖3 第二類斷裂源宏觀形貌

2.2、低倍檢驗結果

　　在3#試料上切取低倍試片，經50%鹽酸水溶液熱蝕后觀察，鑄件低倍組織有比較嚴重的縮松、偏析和點狀孔洞缺陷，并有大尺寸縮孔，低倍組織宏觀形貌見圖4。

圖4 低倍組織宏觀形貌

2.3、化學成分分析結果

　　在低倍試片上切取化學成分分析用試樣，檢驗鑄件化學成分，結果見表1。除V略超出標準要求上限外，其余元素均符合JB/T3285-83[3]標準的要求。

表1 化學成分分析結果w(%)

2.4、力學性能檢測結果

　　鑄件力學性能檢測結果見表2�？梢钥闯觯�鑄件無缺陷區(qū)(1#、2#試料)的強度符合JB/T3285-83標準的要求，但鑄件塑性和韌性較差，δ、ψ、Aku2均不符合JB/T3285-83標準的要求；鑄件第一類斷裂源處(3#試料)強度指標符合JB/T3285-83標準的要求，塑性和韌性與無缺陷區(qū)相比更差，仍不符合JB/T3285-83標準的要求；鑄件第二類斷裂源處(5#試料)經重新回火后，力學性能檢測結果與沒有重新回火的1#、2#、3##試料檢測結果相比，塑性和韌性有明顯提高，強度、塑性均符合JB/T3285-83標準的要求，但韌性仍不符合JB/T3285-83標準的要求。

表2 鑄件力學性能檢測結果

2.5、金相(高倍)檢驗結果

　　2.5.1 非金屬夾雜物檢驗結果

　　非金屬夾雜物檢驗結果見表3。第一類斷裂源區(qū)硫化物較多，有網(wǎng)狀和共晶硫化物存在，見圖5(a)；在無缺陷區(qū)也發(fā)現(xiàn)有堆積的氧化物，見圖5(b)。

表3 非金屬夾雜物檢驗結果

圖5 非金屬夾雜物

　　2.5.2 晶粒度檢驗結果

　　無缺陷區(qū)、第一類斷裂源區(qū)晶粒度差別不大，按GB/T6394-2002[1]標準進行評定，平均晶粒度均為6.0級。

　　2.5.3 顯微組織檢驗結果

　　無缺陷區(qū)、第一類斷裂源區(qū)顯微組織差別不大，均為鐵素體+粒狀珠光體，見圖6。

圖6 鑄件顯微組織

　　2.5.4 第一類斷裂源區(qū)缺陷微觀形態(tài)分析結果

　　在斷裂源處切取的電鏡試樣，磨制鑄件內壁面，未經腐蝕在顯微鏡下觀察，發(fā)現(xiàn)缺陷是由疏松孔洞串聯(lián)起來的裂紋，見圖7，在裂紋內充滿氧化物；經4%硝酸酒精溶液腐蝕后觀察，裂紋兩側未發(fā)現(xiàn)氧化脫碳現(xiàn)象，在裂紋兩側發(fā)現(xiàn)有晶間微裂紋，見圖8。

圖7 斷裂源區(qū)裂紋形態(tài)

圖8 斷裂源區(qū)裂紋尾部晶間微裂紋形態(tài)

　　2.5.5 第二類斷裂源區(qū)(焊接缺陷區(qū))缺陷微觀形態(tài)分析結果

　　在第二類斷裂源區(qū)(焊接缺陷區(qū))切取金相試樣，磨制鑄件內壁面，未經腐蝕觀察，在焊接區(qū)內有裂紋，見圖9，裂紋平直，相互之間有一定夾角，裂紋末端尖銳，類似淬火裂紋，裂紋內有氧化物，經腐蝕后觀察，焊接區(qū)組織為貝氏體，裂紋兩側未見脫碳現(xiàn)象，見圖10。

圖9 焊接區(qū)裂紋形態(tài)

圖10 焊接區(qū)裂紋與組織

2.6、掃描電鏡分析結果

　　第一類斷裂源區(qū)斷口微觀形貌為縮松，未見非金屬夾雜物及夾渣，見圖11，斷口正常區(qū)形態(tài)為準解理。

圖11 斷裂源區(qū)縮松

3、分析與討論

　　(1)低倍檢驗已證實，鑄件存在比較嚴重的鑄造縮松、點狀孔洞缺陷以及大尺寸的縮孔；以上檢驗說明，該20CrMoV鑄件的澆注質量是比較差的。

　　(2)從力學性能檢測結果來看，無論是鑄件斷裂源區(qū)，還是無缺陷區(qū)域，δ5、ψ等塑性指標均不符合JB/T3285-83標準的要求；將試料按原熱處理工藝再重新回火一次，鑄件的力學性能有所提高，但仍不符合JB/T3285-83標準的要求，AKV2值依然很低，顯然，不難理解，鑄件力學性能主要因素是澆注質量比較差。

　　(3)從無缺陷區(qū)與第一類斷裂源區(qū)的夾雜物、晶粒度以及顯微組織對比分析結果來看，第一類斷裂源區(qū)與正常區(qū)都存在較多夾雜物，晶粒度級別和顯微組織比較一致，因此，鑄件的爆裂與鑄件材料的夾雜物含量、晶粒度大小及組織狀態(tài)沒有直接關系，但非金屬夾雜物含量多，并存在共晶夾雜物、網(wǎng)狀夾雜物和堆積夾雜物，因而它是造成鑄件力學性能較差的因素之一。

　　(4)從電鏡分析結果可知，第一類斷裂源區(qū)斷裂源的微觀形貌為鑄造縮松，并未發(fā)現(xiàn)夾雜物及夾渣，因此，這進一步證明，鑄件的爆裂，與材料的夾雜物沒有直接的關系。

　　(5)從第一類斷裂源的微觀形態(tài)分析看，斷裂源處存在由孔洞串聯(lián)起來的裂紋，裂紋內部充滿氧化物，并且在裂紋兩側有數(shù)條晶界微裂紋；從焊接缺陷區(qū)斷裂源微觀形態(tài)分析看，在焊接缺陷區(qū)斷裂源也存在裂紋，并且在裂紋的內部也充滿氧化物，這就可以肯定，鑄件爆裂的直接原因是鑄件內壁存在未除盡的裂紋，以及補焊后形成的新的焊接裂紋，最后在鑄件試壓過程中，裂紋末端應力集中逐漸增大，由于鑄件塑性和韌性較差，隨著水壓不斷增大，導致鑄件內壁裂紋快速擴展而產生過早爆裂。而鑄件塑性和韌性較差是由鑄件澆注質量較差和夾雜物含量較多(共晶硫化物，網(wǎng)狀硫化物、堆積氧化物)所致，即鑄件內在質量較差所致。因此，鑄件內在質量較差是造成鑄件爆裂的間接原因，而鑄件內壁存在未除盡的裂紋及補焊后形成的焊接裂紋才是造成該鑄件爆裂的直接原因。

4、結論

　　材質為ZG20CrMoV的主汽閥閥殼爆裂的直接原因是鑄件內壁存在未除盡的裂紋和補焊后形成的焊接裂紋，其間接原因是鑄件內在質量較差。