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在铸钢业界，碳钢和低合金钢是用量最大的钢种。铸造的碳钢和低合金钢中，要求特殊性能（如可焊性、软磁性之类）的低碳、低合金含量的钢种用量很少，这里暂不涉及。除此以外，对碳钢、低合金钢铸件的质量要求，重点都在于力学性能。 近年来，各种机械装备，在轻量化和可靠性方面的要求都日益增强，因而，对铸钢件力学性能的要求也随之不断提高，特别是对冲击韧性有严格要求的钢种越来越多。 我在中国铸协工作多年，曾造访过不少铸钢厂，在我的印象中，在满足强度、伸长率之类的要求方面，基本上都没有什么问题。有问题，往往都在冲击韧性方面。即使是资质很好的厂家，有时也不免有这方面的困扰。 因此，想就几种对铸钢力学性能、尤其是冲击韧性有较大影响的组织缺陷，提出一些老生常谈，希望能引起现场工作的同仁注意，在实践中加强试验研究工作，从而不断提高材质的性能、推出自己的创新成果。我抛出的是一块老旧不堪的破砖，希望能引出很多光彩夺目的美玉。 一、偏析 铸件的凝固过程与平衡状态相距甚远，凝固过程中发生成分偏析是不可避免的。铸件凝固以后的冷却速率又比较高，成分的偏析不可能通过原子的扩散而实现均匀化。 各种铸钢件的结构形状、轮廓尺寸、截面厚度差别很大，凝固过程非常复杂。因而，要使产品铸件的组织结构比较均匀、力学性能稳定、一致是很不容易的。 ‘偏析’是铸钢件生产中不可避免的问题，不能不对其有所了解。 铸件凝固后，截面上不同的部位、晶界处乃至晶粒内部，都会产生成分不均匀、组织结构变异的现象，这就是偏析。铸件的组织结构中，偏析的情况非常复杂，通常将其分为微观偏析和宏观偏析两类。 宏观偏析也称为区域偏析，是涉及较大尺寸范围的成分不均匀现象，常见于大型钢锭，很少见于一般的铸钢件。在厚大的铸钢件中，也可能产生在外层柱状晶和心部等轴晶之间的部位，但是，笔者对此没有经验，而且知之甚少，不敢妄言，这里只涉及微观偏析。 1、产生微观偏析的原因 钢液中，铁原子的排列比较松、疏，溶解溶质元素的能力比凝固相大得多。溶质元素的原子在钢液中扩散也比在固相中扩散容易得多。 钢液凝固过程中，析出的固相中不能容纳的溶质元素的原子就被排挤出来、富集在界面钢液中，然后逐渐向液相内部扩散、均匀化。钢液中先析出的固相中，溶质元素的含量低于后析出的固相，而溶质元素在固相中的扩散又比在液相中困难得多，不容易均匀化。这就是产生微观偏析的原因。 铸钢件中微观偏析的程度决定于冷却速率、溶质元素在钢中的扩散能力、以及溶质元素在液相和固相中的平衡分配系数k。 溶质元素在溶体中的平衡分配系数k是很重要的参数，其数值越小，产生微观偏析的倾向就越强。通常，将‘1－k’称之为偏析系数。溶质元素的偏析系数数值越大，产生微观偏析的倾向越强。表1中列举了一些元素在钢中的偏析系数，供参考。由于平衡分配系数的实际值受诸多因素的影响，目前得到的只能是概略值，所以，表中的数据有的是范围值、有的是平均值（只列一个数值）。表中所列各元素，从上到下、由左到右的顺序是按产生偏析的倾向由强到弱排列的，可以给我们一个概括的印象。 表1 一些元素在钢中的偏析系数
美国密苏里州科技大学，最近曾就一种兵工用低合金高强度钢的偏析，进行了大量的研究工作。分别用两种热力学优选软件预测铸钢凝固过程中、液相保有量不同时液相的成分。所用的两种软件，一种是平衡模拟软件，另一种Scheil偏析模拟软件，预测的结果分别列于表2和表3。 表2 用平衡模拟软件预测液相的成分（质量百分数）
表3 用Scheil偏析模拟软件预测液相的成分（质量百分数）
表2、表3中各种合金元素偏析的情况，与表1中所列各元素在钢中偏析的倾向是一致的。 生产碳钢、低合金钢铸件时，表1、2、3中的数据，对于我们评估铸件中偏析的情况，从而采取措施使材质的性能符合要求，并保持稳定、一致，是有益的。 微观偏析是钢液凝固过程中溶质元素的再分配所造成的，表现为晶内偏析和晶界偏析两种情况： 2、晶内偏析 晶内偏析也称为枝晶偏析。铸钢件凝固过程中，先析出的奥氏体枝晶中，碳及其他合金元素的含量都比较低，排挤出来的溶质元素富集在界面处的液相中。由于溶质元素在液相中扩散的能力比于在固相中强得多，富集在界面处的溶质元素易于在液相中扩散均匀。 后结晶析出的分枝中，溶质元素的含量较高，差别的程度决定于元素的偏析系数。由于溶质元素在固相中扩散的能力比在液相中小得多，在实际铸造生产的冷却条件下，温度下降相当快，因而，凝固后的固溶体中，不仅先、后析出的晶粒成分不同，同一个晶粒内成分也是不均匀的。 晶内偏析在热力学上是不稳定的。如果将铸件加热到较高的温度，并保持足够的时间，溶质元素就可以充分扩散，从而减轻乃至消除晶内偏析。 3、晶界偏析 铸钢件凝固的后期，奥氏体晶粒逐渐长大，晶粒相互接近时，晶粒之间的界面处，残留的少量低熔点液相中除富集了溶质元素外，还可能含有其他低熔点物质，通常称之为晶界偏析。晶界处的残留液相，凝固后的力学性能很差，是铸钢的脆弱环节，导致材质的高温、常温力学性能恶化，冲击韧性尤为明显。 有些合金元素在晶界处的偏析可以由均匀化处理使之缓解或消除，但是，如果晶界处残留有稳定的化合物，如氧化物、硫化物和某些碳化物，均匀化处理是无能为力的。在这种情况下，解决问题的途径只能是改善冶炼作业，降低钢中硫、磷、气体和非金属夹杂物的含量。 4、偏析的负面作用和应对措施 微观偏析能使晶粒的物理性能、化学性能产生差异，从而影响铸件的力学性能，对韧性的影响尤为明显。生产对冲击韧性要求比较严格的低合金钢铸件，如果强度、伸长率都不成问题，而冲击吸收能量的测定值不稳定，首先要想到的就是偏析。 缓解、消除偏析的措施是：在进行常规的热处理作业前，先在铸态状态下予铸钢件以均匀化处理。 低合金钢铸件均匀化处理的加热温度大致在1050～1150℃之间，应根据钢中合金元素含量和实际铸件偏析的特点选定。最好是根据生产厂的试验数据优选，这才能得到最适应自己具体条件的方案。保温时间按铸件的壁厚确定，基本上是壁厚每25㎜1小时。 虽然碳在钢中的偏析倾向很强，但是碳在钢中扩散的速率较一些合金元素大几个数量级，在常规的热处理中一般都可以扩散得比较均匀，因而碳钢铸件没有均匀化处理的必要。 铸件实施均匀化处理时，要特别注意严格控制加热温度和在高温下保持的时间，因为加热温度太高或保持时间太长，都会导致钢的晶粒粗大，使材质的冲击韧性降低。 二、魏氏体组织 魏氏体组织是存在于合金中一种组织，是沿母相特定晶面析出的针状组织。1808年，奥地利的A.J.Widmanstätten首先在Fe-Ni陨石中发现这种组织，因而以他的姓氏命名为魏氏体组织。 1、钢中魏氏体组织的的特点 由于钢的碳含量不同，钢中可能出现两种不同的魏氏体组织，而析出这种针状魏氏体组织时所依托的母相都是奥氏体。碳含量低的亚共析钢，在奥氏体晶粒内析出的针状组织是铁素体，称为魏氏铁素体；碳含量高的过共析钢，在奥氏体晶粒内析出的针状组织是渗碳体，称为魏氏渗碳体。温度进一步降低，针状组织之间的奥氏体发生共析转变、成为珠光体。魏氏铁素体或魏氏渗碳体与其间的珠光体组成的复相组织都称为魏氏体组织，如图1所示。 图1钢中的魏氏体组织 a、35＃铸造碳钢中的魏氏铁素体组织 b、过共析钢中的魏氏渗碳体组织 碳含量低的亚共析钢铸件，凝固后的冷却过程中，单相奥氏体的温度降低到Ar3以下（即相图中的GS曲线以下），就有先共析铁素体析出。先共析铁素体的形态可能是块状，也可能沿奥氏体晶界析出呈网状。在一定的条件下，还可能在奥氏体晶粒内析出彼此平行的、或相互60°、90°的针状先共析铁素体，这就是魏氏铁素体。块状、网状的先共析铁素体都不是魏氏铁素体。 如果钢中碳含量较高，先共析铁素体往往沿奥氏体晶界析出、呈网状，随着温度的降低，再由网状铁素体的一侧生长针状铁素体，向奥氏体晶粒内长大，形成魏氏体组织，这种组织也称为二次魏氏体组织。但是，在这种情况下，网状铁素体仍然不属于魏氏体组织。 铸钢件的生产中，材质为过共析钢的很少，一般铸钢件的材质都是亚共析钢。因此，通常提到魏氏体组织，都是指魏氏铁素体与其间的珠光体组成的复相组织，我们这里也不讨论过共析钢中的魏氏体组织。 我国标准GB/T 13299-1991《钢的组织评定》中，也只列出了亚共析钢中魏氏体的标准图片。 2、亚共析钢中形成魏氏体组织的条件 导致铸钢件中形成魏氏体组织的因素很多，如：钢中的碳含量、奥氏体晶粒度的大小、温度和冷却速率、合金元素的含量以及杂质元素的含量等，而且诸多因素的影响也都不是独立的，其间还有多种相互促进或互相抑制的复杂作用。迄今为止，对于魏氏体组织形成的机制仍然没有定论。因此，在目前的生产条件下，我们还不能确定铸钢件中形成魏氏体组织的条件，只能就各种因素作粗略的定性评估，在实践中逐渐增强了解。 1）碳含量 钢中的碳含量是影响魏氏体组织形成的主要因素。一般说来，碳含量在0.15％以下的钢，温度降低到Ar3以下，先共析铁素体主要以块状析出；碳含量在0.5％以上的钢，温度降低到Ar3以下，先共析铁素体主要以网状析出。在这两种情况下，钢中大致都不会出现魏氏铁素体，但是，如果晶粒很粗大，碳含量低于0.15％、高于0.5％的钢仍然可能出现魏氏体组织。 我国标准GB/T 13299-1991《钢的组织评定》中，将魏氏体组织分为两个系列： A系列 适用于碳含量0.15～0.30％的钢，魏氏体组织的评定按0～5分6个级别，‘0’级无魏氏体组织特征，‘5’级则具有非常明显的魏氏体组织特征。 B系列适用于碳含量0.31～0.50％的钢，其中的魏氏体组织主要以晶界处的网状先共析铁素体为依托，向奥氏体晶粒内生长成为针状组织，其评定也按0～5分6个级别。 2）原奥氏体的晶粒度 原奥氏体晶粒的大小，也是影响魏氏铁素体组织形成的重要因素。奥氏体晶粒越粗大，晶粒之间的界面面积越小，析出于晶界的铁素体减少，剩余奥氏体中碳富集的程度相应地较轻，有利于针状铁素体向奥氏体晶粒内部生长。 实际上，钢中的魏氏体组织往往是与晶粒粗大伴生的。例如，碳含量高于0.5％的钢，一般是不会形成魏氏体组织的，但是，如果晶粒粗大，在铸件生产的条件下也可能出现魏氏体组织。 3）合金元素 因为铸钢件中的魏氏体组织易于在常规的热处理过程中消除，关于各种合金元素对形成魏氏体组织的影响，研究工作做得还很少，但是，可以认为：促使晶粒细小的合金元素（如Mo、Cr和Si），都有助于抑制魏氏体组织的形成，例如，钢中的钼含量超过0.8％，就不会出现魏氏体组织；促使晶粒粗大的合金元素（如Mn），会促进魏氏体组织的形成。 4）温度和冷却速率 亚共析钢从奥氏体区冷却到Ar3以后，并不立即析出魏氏铁素体。魏氏体组织的形成，有一个上限温度Ws，在此温度以上，不形成魏氏体组织。钢的碳含量对Ws的影响，有点类似于对Ar3的影响，随着碳含量的提高，Ws的温度降低。 钢在Ar3以下的冷却速率对魏氏体形成的影响也挺复杂。 如果在Ar3以下的冷却速率高（过冷度大），先共析铁素体来不及充分在奥氏体晶界形成，当然有利于在奥氏体晶粒内析出魏氏铁素体。 如果在Ws以下的冷却速率很高，也就会使魏氏铁素体来不及充分析出。 碳钢中，先共析铁素体的形态与温度、碳含量、奥氏体晶粒度的关系示性地表示于图2。 图2 先共析铁素体的形态与转变温度、碳含量的关系 a、粗晶粒钢（原奥氏体晶粒度1～2级）； b、细晶粒钢（原奥氏体晶粒度7～8级） 图2中：M区内，铁素体的形态以块状为主；W区内，可能出现魏氏铁素体；G区内，铁素体的形态以网状为主。 在砂型铸造的条件下，亚共析碳钢、低合金钢铸件的铸态组织中往往会出现魏氏体组织，为了便于现场工作的同仁分析、预测，此处将碳钢铸件组织中是否出现魏氏体组织，与钢中的碳含量和铸件壁厚的关系大致表示于图3（仅供参考）。
图3 砂型铸造的碳钢铸件，由碳含量和铸件壁厚预测组织中是否会出现魏氏体组织 3、魏氏体组织的负面作用及应对措施 魏氏体组织经常是与粗晶组织伴生的，会使钢的力学性能，尤其是塑性和冲击韧性显著降低。碳含量0.45％的碳钢，有魏氏体组织和消除魏氏体后，力学性能的对比见表4。
表4 魏氏体组织对碳钢（碳含量0.45％）力学性能的影响
如果铸钢的原奥氏体晶粒度较小，存在少量魏氏体组织，则不明显降低钢的力学性能。 消除铸钢件中的魏氏体组织并不难，只要认真做好铸钢件常规的退火、正火或调质处理，就可以细化晶粒并消除魏氏体组织。 三、晶粒粗大 钢的晶粒度对其力学性能有很重要的影响。晶粒细小，单位体积内晶粒的界面面积大，由于晶界处原子排列的位错密度较高，对材质发生滑移、位错的阻力增大，表现为强度、韧性提高。近20年来，各工业国家非常重视锻压钢材的晶粒细化，在这方面进行了大量的研究工作，“细晶强化”已成为开发新一代钢材的核心技术之一。我国科技部国家重大基础研究项目中，上世纪末就列有“新一代钢铁材料重大基础研究”项目，其中就包括‘细晶钢的组织细化理论及其控制技术’。但是，在铸造结构钢的晶粒细化方面，开展的研究工作还不多。 近年来，美国已开始注意铸造碳钢晶粒细化方面的研究工作，目前，着重的还是在强化钢液结晶时的生核，如加入稀土元素，在钢液中形成硫化物、氧化物，作为钢液结晶时的异质核心。看来，这方面的研究工作的发展空间还相当广阔。 砂型铸造的碳钢、低合金钢铸件，经历过很高的温度，而且冷却缓慢。铸造组织的晶粒一般都是粗大的，再加以偏析，还可能存在魏氏体组织，所以，钢在铸态下的力学性能相当差，铸件是不能在铸态下使用的。 在熔炼作业正常的条件下，碳钢、低合金钢一般都应该是本质晶粒细的钢，经常规的热处理后，晶粒度一般都可以符合要求。但是，如果熔炼过程中钢的脱氧作业不好、或热处理欠妥，晶粒粗大的情况也时有发生，主要表现为冲击韧性不能满足要求。如果铸件经过均匀化处理，出现晶粒粗大的可能性更大。 1、关于奥氏体的晶粒度 奥氏体晶粒的大小用晶粒度表示，按国家标准GB/T 8493－1987《一般工程用铸造碳钢金相》，晶粒度分为8级：1～4级为粗晶粒钢；5～8级为细晶粒钢；8级以上为超细晶粒钢。 1）奥氏体晶粒度的概念 奥氏体晶粒度有三种不同的概念，即： l 起始晶粒度 凝固过程中奥氏体转变完成后，晶粒边界刚刚互相接触时晶粒的大小； l 本质晶粒度 表示钢在一定条件下奥氏体晶粒长大的倾向性。按标准试验方法，将钢试样加热到930±℃保温3～8h后测定的奥氏体晶粒度为本质晶粒度； l 实际晶粒度 钢经某一具体热处理条件后的实际奥氏体晶粒度。 实际上，我们关心的是本质晶粒度和实际晶粒度。 本质晶粒度细的钢，在930℃以下，随着温度的升高，奥氏体晶粒的长大很缓慢。但是，温度超过950℃以后，晶粒也会迅速长大。钢的本质晶粒度决定于钢的冶炼过程，冶炼作业正常、用铝作终脱氧剂的钢，一般都应该是本质晶粒度细的。 本质晶粒度粗的钢，随着温度的升高，奥氏体晶粒迅速长大。 因此，在铸件的热处理过程中，对于本质晶粒度粗的钢，必须严格控制加热温度以免引起奥氏体晶粒粗大化。本质晶粒度细的钢，允许的加热温度范围较宽，控制比较容易。加热炉内允许的温差范围可以宽一些。但是，如果热处理时温度太高，晶粒也可能长得很粗大。 生产低合金钢铸件，如果对冲击韧性要求较高，需要进行均匀化处理时，对加热温度、保温时间、以及后续的热处理作业都必须严格控制，以避免晶粒粗大化。 2、几种影响晶粒长大的因素 高温下奥氏体晶粒长大，是原子在晶界附近扩散的过程，也是使系统中自由能降低的自发过程。所有能影响扩散、迁移的因素，都能影响奥氏体晶粒的长大。 1）温度和在高温下保持的时间 钢中，各种原子的扩散速度，都随温度的升高呈指数关系地增大，因而，温度是晶粒长大的主要因素。钢中形成奥氏体以后，随着温度的升高，晶粒急剧长大。 在一定的温度下，奥氏体的晶粒随保持时间的延长而不断长大。各种钢，都在某一温度下有一快速长大期。奥氏体晶粒长大到一定尺寸以后，继续延长保温时间，晶粒也就不再明显长大。 2）加热速度 加热速度愈高，奥氏体转变时的过热度愈大，奥氏体实际形成的温度也就愈高。在较高的温度下，奥氏体成核的能力相应增强。因而，快速加热有助于得到细晶粒钢。 3）钢中的碳含量 钢中的碳含量在一定的范围内，随着碳含量的增加，碳原子在钢中扩散的速度和铁的自扩散速度都增大，奥氏体晶粒长大的倾向相应地增强。但是，碳含量超过一定的限度后，钢的组织中就存在二次渗碳体，由于二次渗碳体有抑制晶粒长大的作用，此后，继续增加碳含量，反而却具有细化晶粒的作用。不过，亚共析钢中，是不可能析出二次渗碳体的，碳含量提高，奥氏体晶粒长大的倾向增强。 4）钢中含有的其他元素 Ti、Zr、V、Al、Nb、Ta、W、Mo等元素，由于其在钢中能形成能形成熔点高、稳定性强、难熔于钢中、而且高度弥散的碳化物或氮化物，都具有抑制晶粒长大的作用。其中：Ti、Zr和Nb的作用最强；W和Mo次之；Al的作用最小。 钢中含有Si、Ni和Cu等不形成碳化物、氮化物的元素，对晶粒的长大没有明显的影响。 Mn、P和N等易溶于奥氏体的元素，溶入奥氏体后，削弱奥氏体中铁原子间的结合，从而有促进晶粒长大的作用。 3、晶粒粗大问题及应对措施 近年来，用于低温下的铸钢件日益增多，其中不少是低温下的承压件，这类铸件大都对低温冲击韧性有严格的要求。实际生产中，不少铸钢厂往往因规定的热处理后冲击韧性难以达标、或测定值不稳定而受到困扰。 铸钢的化学成分符合要求，其他力学性能也不成问题，唯有冲击韧性不能达标。导致这种问题的主要原因，往往是实际晶粒度粗大，经均匀化处理的低合金钢尤易出现这种情况。其应对措施当然是细化晶粒，最简便易行的办法就是采用双相区热处理。 1978年，E.G.Nisbett 、D.E.Morgan等人发表了对锻造碳钢进行双相区热处理的研究结果。研究的目标是核电站用的碳钢锻件，经双相区热处理后，冲击吸收功约提高了两倍，而抗拉强度只略有下降。 此后，加拿大的铸钢业界和欧洲的一些铸钢企业对的双相区热处理进行了研究，也得到令人满意的效果。 4、双相区热处理的作用 双相区热处理也称为再结晶处理，是将经过热处理的铸钢件再次加热到高于Ac1、低于Ac3的温度，保持一定的时间，然后使之按要求的条件冷却。 亚共析钢加热到这一温度范围内，组织不能完全奥氏体化，由铁素体和奥氏体两相构成，所以称为双相区。共析钢没有双相区，所以，这种处理只适用于亚共析钢。钢中碳含量愈低，其双相区的范围也就愈宽。 加热到Ac1温度以上，目的是使原有的组织中再次发生奥氏体生核、长大和均匀化，达到细化晶粒的目标。 加热温度低于Ac3，目的是使再结晶形成的奥氏体不再粗大化。 奥氏体在珠光体中再次生核，优先发生在铁素体和渗碳体的界面处，因为界面处碳的浓度很不均匀、位错密度高、原子的排列也很不规则，处于能量高的状态，容易具有奥氏体生核所需的结构条件、浓度分布条件和能量起伏条件。 双相区热处理时，钢中晶粒细化的过程，分两种情况简略地说明如下： 1）组织中以珠光体为主的铸钢件 这类铸钢件都是经正火或正火、回火处理的，基本上都是碳钢。进行双相区热处理时，奥氏体生核、长大和晶粒细化的过程见图4。 图4 奥氏体在珠光体中生核和晶粒细化、长大的过程
2）经调质处理的铸钢件 这类铸钢件都是低合金钢，经淬火、回火处理后的组织，因回火温度不同而有所差异。低合金钢铸件适用的回火工艺主要是高温回火，采用中温回火的不多，不采用低温回火。习惯上将淬火后经高温回火称为调质处理。 经调质处理的钢，组织为由铁素体和粒状渗碳体组成的回火索氏体。 双相区热处理时，温度升高到Ac1以后，奥氏体在铁素体相和粒状渗碳体的界面处生核，然后长大、均匀化。晶粒细化的过程大致与图4的情况一致，只不过铁素体不是条片状而是等轴晶、渗碳体不是条片状而是粒状。 5、有关热处理工艺的几点考虑 确定实用的热处理工艺，需要考虑多种具体条件，如产品的特点、客户对产品的技术要求、厂家的生产条件等，因此，不可能在这里提供具体的工艺，只能谈谈一些想法，供参考。 1）双相区温度的选定 加热温度是热处理工艺中最重要的参数之一。 我们所涉及碳钢与低合金钢，都是亚共析钢，双相区的温度范围，因碳含量和合金元素含量不同而有很大的差异。就碳钢而言，低碳钢Ac3与Ac1之间的温度范围可以大于100℃，碳含量较高的钢可能只有20℃左右，共析钢二者之间的温差为零。而且，钢中所含的各种合金元素对Ac3和Ac1也都有不同的影响。 因此，应根据产品的化学成分和存在问题的特点确定处理温度。有条件的话，最好先在试验室进行有安排的试验，然后，根据试验结果，优选效果最佳的处理温度。 2）在处理温度下保持的时间和处理后的冷却 所有的碳钢、低合金钢铸件，都也必须经过常规的热处理。双相区热处理只是热处理过程中的一个补充工序，其作用单一，只是借助于再结晶使晶粒细化，因而，在处理温度下保持的时间不必太长，按铸件厚度、每25㎜保持30 min左右就可以了。 保温以后的冷却条件与铸件所用的热处理工艺相同：铸件是经正火处理的，双相区处理后空冷；铸件是水冷淬火的，双相区处理后水冷；铸件是油冷淬火的，双相区处理后油冷。 3）热处理过程中的工序安排 如果将双相区处理作为常规热处理中的一项工序，则应安排在正火或淬火之后、回火之前。铸件正火后不回火的，双相区处理也不回火。 经常规热处理后的铸件，如由于晶粒粗大而致力学性能不符合要求，将双相区处理作为一项临时的挽救措施，则双相区处理后，仍然按原来的回火方式再次回火。如硬度方面有出入，可适当调整回火温度。 四、脆性石状断口 自从炼钢过程中广泛采用铝脱氧工艺以后，铸钢件出现脆断的情况就时有所闻。厚大的铸件，在清理、精整过程中，偶而会因不大的碰撞突然断开，断口上可见粗大而光滑的小平面，还可能有柱状晶的特点，见图5。早期，按其断口的特征，称之为‘石状断口’。
图5 观察一项失效铸钢件时见到的石状断口 1847年前后，德国 Alfred Krupp 工厂就已掌握坩埚炉炼钢的技术。奥地利和普鲁士交战期间，曾打算用强度高得多的铸钢替代青铜铸造炮管，一度制造了一些铸钢炮管，进行试验。由于当时对炼钢技术和铸钢的工艺特点知之甚少，虽然炮管表面上未见重大缺陷，但却因钢的内在组织不佳、强韧性很低，未能经受住实弹试射的考验。结果，他们认为铸钢是不甚可靠的材料，只好仍旧回过头去、用青铜制造炮管。现在看来，这一场令铸钢大跌眼镜的事故，祸苗子很可能就是石状断口。 由于脆性断裂后果的严重性，多年来，这方面的研究工作一直没有间断。 1945年，C. H. Lorig在美国AIME召开的电炉钢会议上发表了有关铸钢件脆性断口的论文。 1947年，C. H. Lorig和A. R. Elsea在美国铸造学会年会上发表论文，提出：导致石状断口的主要原因是有大量氮化铝（AlN）沿晶界析出。这一观点很快就得到了广泛的认同，因而，不少人就将这种脆性称之为“氮化铝脆性”。 1975年，美国铸钢工作者学会（SFSA）发表了学会对‘脆性石状断口’进行的综合研究的结果，认为：虽然氮化铝脆性是导致这种脆性的主要因素，但并非唯一的因素，实际上还有多种可以导致石状断口、或增强铸钢件产生石状断口敏感性的因素。 看来，我们对这种缺陷的认识仍然很不全面，还需要进一步深入研究、探讨，目前，还是以称之为‘石状断口’为宜，称之为‘氮化铝脆性’似乎稍为片面了一点。 1、氮化铝导致的脆性断口 氮化铝脆断大都见于厚100㎜以上的铸钢件，一般都是经调质处理的低合金钢铸件。但是，马氏体不锈钢（15Cr13）铸件空淬、回火后也出现过这种缺陷。据美国的报道，偶尔也见于碳含量≤0.30％的焊接结构用低碳钢（牌号WCB）铸件。 氮化铝是由溶于钢液中的的铝和氮化合形成的，其熔点相当高，可稳定到2200℃，在钢液凝固过程中析出于晶界，导致钢的脆化。 迄今为止，我们对氮化铝在钢液中的溶解度、在奥氏体中的溶解度以及其在钢液凝固过程中析出的机制等，仍然知之甚少。铸钢件在什么条件下可能出现石状断口？到目前为止，我们还只能根据一些基础知识、和此前研究者得到的试验数据，作示性的判断。 就当前的认识而言，导致氮化铝析出的主要条件有三项。铝含量高、氮含量高当然是不成问题的两项。再就是铸件的冷却速率。冷却速率高，铸件凝固过程中氮化铝来不及析出，即使钢液中铝、氮含量都较高，铸件也不会出现石状断口。 如何避免出现脆性石状断口？目前，只能在一定的冷却速率下，控制钢中铝和氮的含量。由于我们在这方面的认识还不全面，各位研究者得到的数据不很一致。同一研究者，先、后求得的数据也不尽相同。但是用以作为示性的判断依据，还是非常有益的。 图6中的曲线，示出了在冷却速率一定的条件下、铸件可能出现石状断口的最高铝、氮含量。每一条曲线都是由研究者通过试验和计算求得的。计算中考虑了铝和氮在基体中的浓度和在奥氏体中的活动能。各研究者选用的冷却速率，都与砂型铸造厚壁铸钢件时的实际冷却速率相近。曲线的右上方是铸件可能出现石状断口的区域。 图6 为避免石状断口，在一定的冷却速率下 钢中氮含量和脱氧时铝加入量的最高值 图6中：曲线(a)是N.E.Hannerz最初提出的数据，冷却速率为20℃/hr； 曲线(b)是. N.E.Hannerz修正后的数据，冷却速率仍为20℃/hr； 曲线(c)是C.H.Lorig和A.R.Elsea提出的数据，冷却速率为55℃/hr； 宽曲线(d)Roesch和Zimmerman提出的数据，冷却速率为28℃/hr。 其中，最具参考价值的是曲线(b)。 2、可能导致铸钢件出现石状断口的其他因素 根据美国铸造工作者学会（SFSA）的研究工作，还有一些其他因素可能导致铸钢件出现石状断口，或增强出现石状断口的倾向，如： 1）碳硼化物和硼化物 钢中加入微量的硼即可显著增强钢的淬透性，也有细化铸态组织的作用，有些国家生产以硼为微量合金化元素的铸钢。 钢中含有硼，就可能沿晶界析出复杂的碳硼化物，SFSA在研究工作中，曾在失效铸件的石状断口处查出有碳硼化物。也发现过因晶界处析出半连续的Fe2B型硼化物而导致铸件脆断的情况。 生产含硼钢的铸件时，为避免铸件出现石状断口，宜注意以下几点： l 严格控制硼的加入量，保持钢中硼含量低于0.003％； l 为避免析出碳硼化物，钢中的碳含量宜保持在较低的水平； l 尽可能地在较低的浇注温度下浇注，使铸件凝固后以较高的冷却速率冷却； l 铸件淬火时，加热温度不宜过高，以减少硼化物析出的机会； l 铸件淬火时，尽量以较快的冷却速率冷却 2）合金元素的碳化物 SFSA在研究工作中，曾见到过一项低合金钢铸件发生脆断，并在石状断口处确认其中存在复杂的（Fe、Mn、Cr）xCy型碳化物。这种碳化物是在480～760℃之间析出的，将铸件加热到870℃以上，可以再次溶入基体。为避免出现这类问题，铸件淬火含正火时宜以较快的冷却速率冷却。 3）网状铁素体和晶界析出相 研究工作中，还两次见到含锰的低合金钢铸件在铸态下脆断，均有石状断口特征：第一次，钢中的锰含量为1.65％；第二次，钢中的锰含量为2.20％。金相检查表明，组织中存在网状铁素体，而且晶界处有析出的碳化物（一项是碳硼化物，另一项是其他元素的碳化物）。 可以由常规的热处理解决这样的问题。 4）晶界处的硫化物和其他析出相 SFSA在研究工作中，曾两次见到低合金钢铸件在淬火状态下出现石状断口。一次是含锰、钼的钢，另一次是碳含量0.3％的低Ni、Cr、Mo钢。 两次都是因为脱氧作业不当，晶界处有Ⅱ－型硫化物所导致的。 5）回火脆性 经调质处理的低合金高强度钢铸件，如果回火作业不当，产生回火脆性，也可能调质铸件发生脆断。关于这个问题不是几句话能够说清楚的，打算另写一篇、作较详细的讨论，这里就不再多说了。 |
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