大型主汽阀阀壳铸件爆裂原因分析

　　通过金相、断口、化学成分分析、力学性能测试等，对材质为20CrMoV的大型主汽阀阀壳铸件在静水压试验时发生爆裂的原因进行了分析。结果表明，该主汽阀阀壳爆裂的直接原因是铸件内壁存在未除尽的裂纹和补焊后形成的焊接裂纹，其间接原因是铸件内在质量较差。

　　材质为ZG20CrMoV的主汽阀阀壳，经浇注、清理、正回火，粗加工后在铸件内壁发现多处缺陷，在缺陷处进行补焊，补焊前在250～300℃预热；最后在进行静水压试验时，当水压达到10MPa时，铸件突然发生爆裂，爆裂后的宏观形貌见图1。为查清生产工序与发生爆裂的关系，本文对阀壳铸件爆裂原因进行了分析研究。

图1 阀壳爆裂后宏观外貌

1、检验方法

　　气割掉阀壳铸件堵头部位，再用机械加工方法将铸件从裂纹处打开，将铸件分为上下两块后，对裂纹断面宏观观察，观察断口断裂源，并分别在断裂源及无缺陷区用机械加工方法切取6块试料，其中1#、2#为无缺陷区试料，3#～6#为断裂源试料。

　　将4#试料备用，在3#试料上切取低倍试片，检验铸件宏观低倍组织，并在低倍试片上切取化学成分分析试样和力学性能试样，检验铸件的化学成分及缺陷附近力学性能情况；在3#试料断裂源处切取电镜分析试样，分析断裂源区宏观断口形貌及微观断口形貌，磨制电镜试样内壁面，分析断裂源区缺陷微观形貌以及组织、夹杂物、晶粒度等。

　　在1#、2#试料上各取力学性能试样，检验铸件力学性能，并磨制一件冲击试样，检验铸件无缺陷区显微组织、非金属夹杂物及晶粒度，并与断裂源区分析结果进行对比分析。

　　将6#试料备用，在5#试料断裂源区切取金相试样，分析断裂源区组织及缺陷微观形貌，并将余料重新进行回火处理，回火工艺为720℃×6h炉冷，回火处理后切取力学性能试样，分析重新回火后，力学性能是否有所改善。

2、检验结果

2.1、宏观断口观察结果

　　将阀壳沿裂纹打开后观察，发现阀壳断口为多源断裂，断裂源主要分为两类，其中一类断裂源(称第一类断裂源)宏观形貌见图2，另一类断裂源是由焊接缺陷引起(称第二类断裂源)，其宏观形貌见图3。可以看出，第一类断裂源主要分为三个区域，分别为：1区，断裂源区，它是线断裂源，是两个不同平行台阶的连接平面，呈黑色，类似于夹渣形态；2区，断裂扩展区，该区沿断裂源区扩展，有明显的扩展条纹，在断裂扩展区还发现大尺寸空洞(长45mm、宽12mm、深150mm)；3区，瞬时断裂区，主要分布在铸件外壁，为最后断裂的区域。

图2 一类断裂源宏观形态局部放大图

图3 第二类断裂源宏观形貌

2.2、低倍检验结果

　　在3#试料上切取低倍试片，经50%盐酸水溶液热蚀后观察，铸件低倍组织有比较严重的缩松、偏析和点状孔洞缺陷，并有大尺寸缩孔，低倍组织宏观形貌见图4。

图4 低倍组织宏观形貌

2.3、化学成分分析结果

　　在低倍试片上切取化学成分分析用试样，检验铸件化学成分，结果见表1。除V略超出标准要求上限外，其余元素均符合JB/T3285-83[3]标准的要求。

表1 化学成分分析结果w(%)

2.4、力学性能检测结果

　　铸件力学性能检测结果见表2。可以看出，铸件无缺陷区(1#、2#试料)的强度符合JB/T3285-83标准的要求，但铸件塑性和韧性较差，δ、ψ、Aku2均不符合JB/T3285-83标准的要求；铸件第一类断裂源处(3#试料)强度指标符合JB/T3285-83标准的要求，塑性和韧性与无缺陷区相比更差，仍不符合JB/T3285-83标准的要求；铸件第二类断裂源处(5#试料)经重新回火后，力学性能检测结果与没有重新回火的1#、2#、3##试料检测结果相比，塑性和韧性有明显提高，强度、塑性均符合JB/T3285-83标准的要求，但韧性仍不符合JB/T3285-83标准的要求。

表2 铸件力学性能检测结果

2.5、金相(高倍)检验结果

　　2.5.1 非金属夹杂物检验结果

　　非金属夹杂物检验结果见表3。第一类断裂源区硫化物较多，有网状和共晶硫化物存在，见图5(a)；在无缺陷区也发现有堆积的氧化物，见图5(b)。

表3 非金属夹杂物检验结果

图5 非金属夹杂物

　　2.5.2 晶粒度检验结果

　　无缺陷区、第一类断裂源区晶粒度差别不大，按GB/T6394-2002[1]标准进行评定，平均晶粒度均为6.0级。

　　2.5.3 显微组织检验结果

　　无缺陷区、第一类断裂源区显微组织差别不大，均为铁素体+粒状珠光体，见图6。

图6 铸件显微组织

　　2.5.4 第一类断裂源区缺陷微观形态分析结果

　　在断裂源处切取的电镜试样，磨制铸件内壁面，未经腐蚀在显微镜下观察，发现缺陷是由疏松孔洞串联起来的裂纹，见图7，在裂纹内充满氧化物；经4%硝酸酒精溶液腐蚀后观察，裂纹两侧未发现氧化脱碳现象，在裂纹两侧发现有晶间微裂纹，见图8。

图7 断裂源区裂纹形态

图8 断裂源区裂纹尾部晶间微裂纹形态

　　2.5.5 第二类断裂源区(焊接缺陷区)缺陷微观形态分析结果

　　在第二类断裂源区(焊接缺陷区)切取金相试样，磨制铸件内壁面，未经腐蚀观察，在焊接区内有裂纹，见图9，裂纹平直，相互之间有一定夹角，裂纹末端尖锐，类似淬火裂纹，裂纹内有氧化物，经腐蚀后观察，焊接区组织为贝氏体，裂纹两侧未见脱碳现象，见图10。

图9 焊接区裂纹形态

图10 焊接区裂纹与组织

2.6、扫描电镜分析结果

　　第一类断裂源区断口微观形貌为缩松，未见非金属夹杂物及夹渣，见图11，断口正常区形态为准解理。

图11 断裂源区缩松

3、分析与讨论

　　(1)低倍检验已证实，铸件存在比较严重的铸造缩松、点状孔洞缺陷以及大尺寸的缩孔；以上检验说明，该20CrMoV铸件的浇注质量是比较差的。

　　(2)从力学性能检测结果来看，无论是铸件断裂源区，还是无缺陷区域，δ5、ψ等塑性指标均不符合JB/T3285-83标准的要求；将试料按原热处理工艺再重新回火一次，铸件的力学性能有所提高，但仍不符合JB/T3285-83标准的要求，AKV2值依然很低，显然，不难理解，铸件力学性能主要因素是浇注质量比较差。

　　(3)从无缺陷区与第一类断裂源区的夹杂物、晶粒度以及显微组织对比分析结果来看，第一类断裂源区与正常区都存在较多夹杂物，晶粒度级别和显微组织比较一致，因此，铸件的爆裂与铸件材料的夹杂物含量、晶粒度大小及组织状态没有直接关系，但非金属夹杂物含量多，并存在共晶夹杂物、网状夹杂物和堆积夹杂物，因而它是造成铸件力学性能较差的因素之一。

　　(4)从电镜分析结果可知，第一类断裂源区断裂源的微观形貌为铸造缩松，并未发现夹杂物及夹渣，因此，这进一步证明，铸件的爆裂，与材料的夹杂物没有直接的关系。

　　(5)从第一类断裂源的微观形态分析看，断裂源处存在由孔洞串联起来的裂纹，裂纹内部充满氧化物，并且在裂纹两侧有数条晶界微裂纹；从焊接缺陷区断裂源微观形态分析看，在焊接缺陷区断裂源也存在裂纹，并且在裂纹的内部也充满氧化物，这就可以肯定，铸件爆裂的直接原因是铸件内壁存在未除尽的裂纹，以及补焊后形成的新的焊接裂纹，最后在铸件试压过程中，裂纹末端应力集中逐渐增大，由于铸件塑性和韧性较差，随着水压不断增大，导致铸件内壁裂纹快速扩展而产生过早爆裂。而铸件塑性和韧性较差是由铸件浇注质量较差和夹杂物含量较多(共晶硫化物，网状硫化物、堆积氧化物)所致，即铸件内在质量较差所致。因此，铸件内在质量较差是造成铸件爆裂的间接原因，而铸件内壁存在未除尽的裂纹及补焊后形成的焊接裂纹才是造成该铸件爆裂的直接原因。

4、结论

　　材质为ZG20CrMoV的主汽阀阀壳爆裂的直接原因是铸件内壁存在未除尽的裂纹和补焊后形成的焊接裂纹，其间接原因是铸件内在质量较差。