铜镍铬锰铸钢裂纹的形成原因

D0I:10.13374/j.issn1001-053x.1986.03.002 北京钢铁学院学报 1986年9月 Journal of Beijing University No.3 第3期 Sept.1986 of Iron and Steel Technology 铜镍铬锰铸钢裂纹的形成原因 高瑞珍 陈慧青· (铸1教馆) 摘 要 制锦铬锰铸钢是一种高强度低合金钢，用于造船工业。它在制造过程中常因裂 纹缺陷而报废。本义利用金相显微镜、扫描电镜.电子探}及俄数谱仪等于设，研 究了铜镍铬锰铸钢裂纹的性质及其产生的原因。试翁结米表阴裂纹属于沿晶的脆性 断裂，裂纹的产生是内为候周时形玻的显微偏析导致YPe十(F0.C.M0)C失： 沿奥氏体的外析出所致。碳扩大凝固温度间隔和降低合金元术的平衡分配系数因· 而增加了铬的偏析比。因此降低碳和硫的含景，授高剂液的纯沾度利和加速转州的减 调速度是消除晶间共晶和裂纹的有效措施。 关健词，脆性沿品断裂.显微偏析，共品碳化物 On the Causes of Cracks of Cast Cu-Ni-Cr-Mn steel Gao Ruizhen;Chen Huiqing; Abstract Cu-Ni-Cr-Mn cast steel is a kind of low alloyed high tensile steel, which is used in ship industry.It often become worthless due to the crack defect.An investigation on the particularity and the causes of crack formation in this steel has been carried out with optical microscope, seanning electric microscope,microprobe and Auger spectroscope.Results show that the crack is a intergranular brittle fracture caused by eutectic phases Y Fe+(Fe,Cr,Mn )aC precipiting at the austinite grain boundaries because of solidification microsegregation.With broadening solidification interval and decreasing the partition coefficient,caused by 。孙力.梁背参加实险工作 1985一09一07收到 月

年 月 北 京 钢 ‘ 铁 学 院 学 报 。 。 铜镍玲锰铸钢裂纹的形成原因 高瑞珍 陈慧青 ‘ 铸 工教研 几社 摘 要 铜 镍洛锰铸钢 是一种高强度低合金钢 ， 用于 造 船工 业 它在制造 过 程 ，常 囚裂 纹缺陷而很废 木文利 目金 相显微镜 扫描电镜 电子 探针及俄歇谱仪等于段 研 究 了铜镍铬锰铸钢裂纹的性质及其产生的原 因 试验结果表 明裂 纹属于 沿晶 的 脆性 断 裂 裂 纹的产生是 因 为凝 固时形成的显微偏析 导致下 共战 沿奥氏体 品 界析出所致 碳扩大凝 固温度 间 隔和 降低合金元素的平衡分配 琴熬二成 而增加 了铬的偏析比 因 此 降低碳和 硫的 含最 ， 固速度是消除晶间共 晶和 裂纹的有效措施 提高钢 液的纯洁度和 加过线拭南丽 二 芍 弓 洪翻词 脆 性沿晶断裂 显微偏析 、 共 晶碳化物 一 一 一 ， 一 一 一 ， ， ， 只 一 ， ， 俘 ， 一 一 一孙力 梁青参加实验工 作 色 一 ，一 收 到 甘匆 声 护 DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1986．03．002

arbon,segregation index Cm/Cmin of the alloying element,such as Cr. .ncrease consequently In presence of sulfur,the segregation index of Cr is increased by sulphide formation.In order to prevent the precipitation of eutectic phase and eliminate the crack,the concentration of carbon and sulfur must be decreased and the increase of cooling rateof castings will be helpful. Key words,brittle intergranular fracture;microsegregation,eutectic carbide. 前 言 铜镍铬锰铸钢是一种低合金高强度的船用钢。该钢在铸造或热处理机加工后经常在 铸件的表面发现宏观大裂纹和细小的微裂纹，致使铸件报废、成为生产上急待解快的问 题。本文针对铜镍铬锰钢拉焊头壳体铸件的裂纹成因进行了分析，寻找了裂纹产生的原 因，影响因素和防止措施。 1,试验方法及试验结果 该钢是在电孤炉中用废钢氧化法治炼的。化学成分为：C:0.17%、S,0.43%、 Mn:0.98%、Cr:0.98%、Ni:1.80%、Cu:1.71%、V:0.087%、S:0.010%、 P,0.026%。 铸件经过920℃正火+900℃水淬及680℃回火的处理。机械性能为：σb=700MN/ m(70Kg/mm2),o,=610MN/m2(61Kg/mm2),≥4,0%，ak(-40℃)=7.36J/ cm2(0.75kg"m/cm2,夏普V型缺口)，（标谁规定，中≥40%，ak(-40℃)≥6kg·m/ cm2)塑性及韧性极差。 为了寻找裂纹形成的原因，先后采用了金相，扫描电镜，电子探针和俄歇谱仪等检 查。检查结果分述于下： 1.1裂纹的宏观及微观形貌 断裂发生在冒口下面的热结点处，为一粗大裂纹。裂纹的走向蜿蜓曲折，断口犬牙 交错，凸凹不平，有沿晶撕裂的痕迹，见图1一a和b。断口上有氧化色，初步判定为 铸件凝固时由于收缩受阻产生的热裂纹。 由于裂纹断口氧化严重、用冲击试样断口在日立S550电子扫描镜上观察断口微观 形貌。从其微观形貌上（图2一b)可肴出断口是由平滑的晶界断口和一些浅韧窝断口 组成。这说明裂纹是沿晶界一个区域内扩展的，平滑的晶界断口是脆性断裂，浅韧窝断 口表示多少还有一些范性。从图2一b还可看到许多微裂纹沿晶界扩展。 1.2非金属夹杂物和显微组检查： 将试样磨光，在金相显微镜和扫描电镜下观察非金属夹杂物的数量、种类、形状和 分布，发现钢中的夹杂物较多，有聚集成群的A12O(图3)，沿晶分布的第Ⅱ类硫化 锰、（图4一a、b)和Ti(CN)(图5一a、b),此外在未浸蚀的试样上还发现 7

， 二 ‘ 。 ， · ， ‘ 。 礴 ， 。 。 。 。 ‘几 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 ， 。 、 。 了 全 ， 主 ， 前 ‘ 铜镍铬锰铸钢是 一种低合金高强度的船用钢 。 该钢在铸造 或热处理机加工后经常在 铸件的表面发现宏 观大裂纹和细小 的微裂纹 ， 致使铸件报废 、 成为生 产上 急待解决的问 题 。 本文针对铜镍铬锰钢拉焊 头壳体铸件的裂纹成 因进行 了分析 ， 寻找 了裂纹产生 的原 因 ， 影响 因素和 防止措施 。 ， 试验方法及试验结果 该钢是在电孤炉 中用废钢氧化法冶炼的 。 化学成分 为 、 、 、 、 、 、 沁 、 、 ， 。 。 铸件经过 ℃正火 十 ℃水淬及 ℃ 回火 的处理 。 机 械 性能为 “ “ ， “ “ ， 砂 ， ， 一‘ ℃ “ · ， 夏普 型缺 口 ， 标准规定， 劝》 ， 、 一 ℃ 》 · 塑性及韧性极差 。 为 了寻找裂纹形成的原因 ， 先后采用 了金 相 ， 扫描 电镜 ， 电子 探针和俄歇谱仪等检 查 。 检查结果分述于 下 裂纹的宏观及微观形貌 断裂发生在 冒 口 下面的热结点处 ， 为一粗大裂纹 。 裂纹 的走 向蜿蜓 曲折 ， 断 口 犬牙 交错 ， 凸 凹 不平 ， 有沿 晶撕裂的痕 迹 ， 见 图 一 和 。 断 口上 有氧化色 ， 初 步判 定 为 铸件凝固时 由于 收缩受阻产生的热裂纹 。 由于裂纹断 口氧化严重 、 用 冲击试样断 口在 日立 电子 扫描镜上观察断 口 微 观 形貌 。 从其微观形貌上 图 一 可看 出断 口 是 由平滑 的 晶界断 口和一些浅 韧窝 断 口 组成 。 这说 明裂纹是沿 晶界 一个 区域内扩展 的 ， 平滑的 晶界断 口 是 脆性断裂 ， 浅韧窝断 口表示 多少还有一些范性 。 从 图 一 还可看到许 多微裂纹沿 晶界扩展 。 。 非 金 属夹杂物和显微组检查 将试样磨光 ， 在 金相显微镜和 扫描 电镜下观察非金属夹杂物的数量 、 种类 、 形状和 分布 ， 发现钢 中的夹杂物较多 ， 有聚集 成群的 图 ， 沿 晶分布的第 类硫化 锰 、 图 一 、 和 图 一 、 ， 此 外 在 未 浸蚀的试样上 还 发 现

图1。裂纹的宏观形貌 图1b裂纹断口的侧视图 Fig.1a Macro-appearance of tho Cracks Fig,1b Fraoture profile of eraeka 图2。冲击断口的宏观形貌 图2b神击断口的微观形貌50X Fig,2a Macro-appoarance of Impact Fracture Fig.2b Micro-appearance of Impact Fracture 50X 有亮白色相以碗化锰和Ti(C、N)为核心沿 奥氏体晶界折出。 :将试样用4%硝酸酒精腐蚀，发现亮白色 相成断续网状沿晶分布，在三晶粒汇交处呈现 出共晶形貌（见图6一a、b和图T一a、b)。 试样上有许多微裂纹，裂纹主要沿奥氏体晶界 跟随白色相向前延伸（见图8）。 为了观察热处理对共晶相的影响，将试样 加热到1050℃长时间保温，(10h)重复多次， 未发现共晶的形态和尺寸有什么改变。 图3群爽的氧化物800X 8 Fig.3 Oxide Cluster 800X

图 裂纹断口的侧视图 。 二 。 。 ￡ 。 ‘ 图 冲击断 口 的宏观形貌 一 一 二 。 图 冲击断 口 的微观形貌 。 。 一 。 。 。 有亮 白色相 以硫化锰和 叹 、 为杨乙 沿 奥氏体 晶界折 出 。 乳 几 将试 样用 硝酸酒精腐蚀 ， 发现亮 白色 相 成断续 网状沿 晶分 布 ， 在三 晶粒汇交处呈现 出共 晶形貌 见 图 一 、 和 图 一 、 。 试样上有许 多微裂纹 ， 裂纹主要沿奥氏体晶界 跟随 白色相 向前延伸 见 图 。 为 了观察热处理对共 晶相的影响 ， 将试样 加热 到 。 ℃ 长时 间保温 ， 、 重复 多次 ， 未发现共 晶的形 态和尺寸有什么改变 。 图 群聚的氧化物 一

hD 20-APR8511:31:25 PEAK IDE7 RATE:.1735CPS TIME 45LSEC 00-20KEV:10EV/CH PRST 188LSEC 1262 F1899E:A,200 p2 o4 [06 [oa N E CURSOR (keV)=04.48 图4■第Ⅱ类硫化物的二次电子像1044X Fig.4a 图46第Ⅱ类硫化物的能谱曲线 Secondary electrograph of Type II Fig.4b sulfides 1044X Energy spectra curve of TypeI sulfides 2a-85t28899928 RATE: 00-20KEV:10EV/CH PRST 100LSEC A:A262 B: 27台路80 至 CURSOR kev)=06.40 EDAX 图5。T1(C,N)的三次电子像1140X 图5bT(C。N)的能谱曲线 Fig.5a Fig.5b Secondary electrograph of Ti(C.N) Energy Speotra Curvo of Ti(C.N) 9

、 · 藻，右自 黔，操时翔 署盛 ，今 曙之的 一 耳获口 协二 红 弥 学、，· ，叫 ， 图 第 兀 类 硫 化 物 的 二 次 电 子 像 兀 二 图 ‘ 第 兀 类 硫 化 物 的 能 谱 曲 线 。 ‘ 了 一 ， 一 一 训，阅 口 勺 日 之 一 乐 ， 护 艺 从 双 斤人 己 朗 梅今 那 吸 … 图 一 的 二 次 电 子 椒 、 ， 图 卜 王 。 的 能 带 曲 线 。 双 盯 ， “ ，， 吵，‘ 对

图6b图68的二次电子像912X Fig.6b 图64沿奥氏体温界分布的白色相100X Secondary electrograph of preeipitates in Fig.6a White precipitatos at grain boundaries Fig.6n 912X of Austenite 100X 图7b图7a的二次电子像912X Fig7b Secondary eleetrogrsph of eutectie in 图7。三晶粒交界处的共晶400X Fig.7a 912X Fig.7a Eutectic at the grain boundaries 400X 10

瓢黝 侧 口‘ ，， 图的 图 的二次电子像 又 。 图 沿奥氏体晶界分布的白色相 、 。 ， 。 。 ‘ 。 人 二 。 云 。 州 侧内 图 三晶拉交界处的共晶 如。 。 。 ‘ 魂 图 ‘ 图 的二次电子像

图8沿品间共品扩展的微裂纹100x Fig,8 Mierocracka along the intergranular outectica.100x 1.3晶间共晶成分的测定： 首先用显微硬度计测定了共晶中两相的硬度，其数值见表1。 白色相的显微硬度和渗碳体相近，而暗色相的显微硬度与铁素体硬度相当。 表1共晶中两相的显徽硬度 Table 1 Microhardness of both phases in eutectics Microstructure Microhardness,Hm. White phase 882 1430, 780: ” Dark phase 262 194-210-. 表2共晶中两相成分 Table 2 Composition of both phases in eutectics Microstructure C Cr Ma Fe NiCu White phase 8,91 3,11 1,63 85,37 0.26.,-0.72. Dark phase 1,49 .1.28 93.91 2,63 为了确切地知道共晶中两相的成分，先后用X射线能谱仪及电子探针测定了它们的 成分，见表2。图9和图10为其能谱曲线。从表2和图9、10可以初步确定白色相为含 Cr、Mn的合金渗碳体（Fe,Cr,Mn)aC,暗色相为富Cu、Ni的固溶体，共晶相应为 aFe(富Cu、Ni)+(Fe,Cr,Mn)aC。 ·,将在相丝炉中重榕的铸态试样磨光，用奥勃试剂藏蚀，用电子探针测定钢中各元素 的显微偏析，用偏析比S表示。，1‘…： 11

︸ 飞 ︸ 习 。 沿晶间共晶扩展的微裂纹 刀 矛一 】 。 肠 儿 沈 ， 晶间共晶成分的渊定 一 首先用显微硬度计测定了共晶 中两相的硬度 ， 其数值见表 。 白色相的显微硬度和渗碳体相近 ， 而暗色 相的显微硬度与铁 素体硬度相 当 。 表 一 共 晶 中 两 相 的 一 显 徽 硬 度 吮 姐 ， 五 。 皿 奋 冬 吞 表 共 晶 中 两 相 成 分 、 妞 亡 卜 。 。 。 习 。 。 。 。 吃 一 性 。 ， 。 。 右 、 ， ， 为 了确切地知 道共 晶 中两相的耐 ， 先后用 射线能谱夜及朴探钎测定元们豁 成分 ， 见表 “ 。 图 ” 和 图 ” 为其能谱曲线 。 丛表 “ 和 图 “ 、 “ 可以初 步确定 白色相为含 、 的合 金 渗碳 体 ， ， ， 暗色相 为富 、 的 固溶体 ， 共 晶相应为 富 、 十 ， ， 。 。 ‘ 一 嘴 ， ‘ 将在钳丝炉 中重熔的铸态试样磨光 ， 用奥勃试粼腐蚀必用 电子探针测定钢 中各元素 的显微偏析， 用 偏析比 表示 舀 ’ ‘ 、 百 一 厂 …

10-JUN-85 00:10:10 EDAX READY 1-JUN-65 00:25:45 EDAX READY RATE 205510CPS TIME IOJLSEC 00-20KEV 10EV/CH PRST 200LSEC A t N2州：4FS=200 200. MEM:A FS=200 1o6 08九0 02 p6"o10 v庄 V CH E RNE RNE C850R(ke0=06.700 EDAX CURSOR (KeV)=06.700 EDAX 图9共晶晴色相的能谱曲线 图10共晶白色相的能谱曲线 Fig.9 Energy spectra curve of dark phase Fig.10 Energy spectra curvo of white in outectics phase in eutectics S= 枝间最大溶质含量 枝干最小溶质含量 S=1无偏析，S>1正偏析，S<1负偏析，测定结果见表8。 从表3可见Cr、Cu、Mn、Ni都有程度不同的偏析，以Cr、Cu的偏析比最大， Mn、Ni次之。 表3各元素的偏析比 Table 3 Segregation ratio of elements Cr Mn Ni Cu 1 2 3 1 2 3 1 2 3 1 2 3 2,480.90 2.741.590.851.871.751.161.51 4.08 1.472.78 Note:1 -interdendritic cone.:2-dendrite branch cono.3-segregation ratio. 1.4裂纹成因的检查 用PERKIN-一ELMEK PHI595扫描型俄歇谱仪上测定了裂纹中心及附近表层的 成分，见图11,12，以寻求产生裂纹的原因。 从图1I中可看出纹裂中心富集着C和Cr。裂纹的表层富集Cu和Ni,此外，还发现 裂纹附近存在着S、P、S和O等元素。这些都表明裂纹正是沿着共晶碳化物发生和扩 展着，而晶界分布的S、O等夹杂物，促使共晶碳化物形成，增大了开裂的倾向。 2讨论 2.1裂纹的性质及断裂原因： 从裂纹的宏观及微观形貌可以确定：不论宏观大裂纹还是细小的微裂纹都是沿晶的 脆性断裂，裂纹产生于晶界，并沿晶界一个区域扩展。断裂的原因主要与铸件凝固时脆 12

一 卜已， 双 了 之 ，， 夙日 乃 一 三 吕 之 石 人 习 忍二 乡、 目月 几 今 、 红 刀‘ 。 二， 认二 权 玩 仍二 乞。 歌产汀刀口广 厂翩「 图 共晶暗色相的能谱曲线 图 共晶白色相的能谱曲线 盯 五 盯 。 ，。 二 。 枝间最大溶质含量 枝干最小溶质含量 二 无偏析 ， 从表 可 见 、 、 次之 。 正偏析 ， 负偏析 ， 测定结果见表 。 、 、 都有程度不同 的偏析 ， 以 、 的偏 析 比 最 大 ， 表 各 元 素 的 偏 析 比 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 一 一 卜 一 裂纹成 因的检查 用 一 扫描型俄歇谱 仪 上测定 了裂纹 中心及附近表 层 的 成分 ， 见 图 ， ， 以 寻求 产生裂纹的原因 。 从 图 中可看 出纹裂 中心富集着 和 。 裂纹的表层富集 和 ， 此外 ， 还 发 现 裂纹 附近 存在 着 、 、 和 等元素 。 这些都表 明裂纹正 是沿着 共晶碳化物发 生 和 扩 展着 ， 而 晶界分布的 、 等夹杂物 ， 促使共晶碳化物形成 ， 增大 了开裂的倾 向 。 讨 论 裂纹的性质 及断裂原 因 从裂纹 的宏 观及微观形貌可 以确定 不论宏 观大裂纹还是细小的微裂纹都是沿 晶的 脆性断裂 ， 裂纹 产生于 晶界 ， 并沿 晶界一个 区域扩展 。 断裂的原 因主要与铸件凝固时脆

性低熔点共晶YFe+(Fe、Cr、 Mn)aC沿晶界析出有关。 宏观大裂纹产生于固一液两相 区的固相线附近，这时铸件处于凝 固的终了阶段。YFe+(Fe、Cr、 4 Mn)3C共晶是低熔点相，在凝周 终了以前，它以液膜形式分布门品 8 Ni Cu 0 界、晶粒与晶粒之间为断续的汉膜· 2 所隔离。尽管晶间液膜具有表张 Fe 力，使品粒间保持一定的强度联 Fe Fe 系，但总的来说，强度和塑性都很 0100 300.500700900 小、金属的破断功极低，在收缩引 Kinetc energy,ev 起拉应力的作用下，在晶间液膜的 端部壁.上很容易由局部应力集中发 图11 裂纹中心的俄欧光谱曲线 展到撕开、分离、产生了沿晶分布 Fig.11 Auger spectrumEcurvo oficentericrack 的热裂纹。 7 冲击断口的裂纹，包括微裂纹 在内，都是在室温下产生的，亦发 6 43, 。。 源于晶间共晶。当金属受力发生屈 5 服以后，大量的位错在其运动过程 4 中受晶界第二相的阻碍而堆积起 来，造成巨大的应力集中。如果第 二相有较好的塑性，能与基体协调 8 2 一致地变形的话，应力集中会被变 形过程松驰，而不会发生断裂。如 果第二相是脆而硬的质点，变形能 100 300500700900 力很低，那么应力集中就靠裂纹的 KINETIC ENERGY,EV 发生和扩展来松驰。铜铬镍锰铸钢 图12裂纹表层的俄欧光谱曲线 中出现的共晶碳化物是一种硬而脆 的相，在晶界形成脆性网状薄膜。 Fig,12 Auger apectrum curve of surface Layer of crack 在外力作用下由于基本与共晶相之间严重的变形不适应，从而形成高度的应力集中，当 其超过碳化物与基体的联结强度时，在共晶碳化物与基体联结处开裂。这种断裂称为 “脆性薄膜分裂型”的沿晶断裂。 2.2晶间共晶的形成及其影响因素： 钢液凝固时由于溶质元素在液相和固相中溶解度的不同和凝固过程中选分结晶的结 果。在凝固的组织中产生了溶质元素分布的不均匀性，即所谓的显微偏析。 对于平衡分配系数K小于1的溶质元素，在凝固过程中过剩的溶质元素不断由固 相排入液相，在生长的晶体前沿形成一溶质富集层如图13所示。随着晶体的生长，在凝 13

性低熔点共 晶 丫 、 、 。 沿 晶界析 出有关 。 宏 观大裂纹 产生 于 固一 液两相 区的 固相线 附近 ， 这 时铸件处于 凝 固的终 阶段 。 丫 、 、 共晶是低熔 点相 ， 在凝 固 终 了以前 ， 它 以液膜形式分 布于 洁 界 、 晶粒与 晶粒之 间为断续的余洲觉 所隔离 。 尽管晶间液膜具有表而 张 力 ， 使 晶粒 间保持一定 的 强 度 联 系 ， 但总 的来说 ， 强度和 塑性都 很 小 、 金属的破断功极低 ， 在收缩 引 起拉应力的作用 下 ， 在 晶间液膜的 端部壁上很容易由局 部应力集 中发 展到撕开 、 分离 、 产生 了沿 晶分布 的热裂纹 。 冲击 断 口 的裂纹 ， 包括微裂纹 在内 ， 都是在室温下产生 的 ， 亦发 源千晶间共晶 。 当金属受力发生 屈 服 以后 ， 大量 的位错在其运动过程 中受晶界第二 相的阻碍而 堆 积 起 来 ， 造 成巨大的 应力集中 。 如果第 二 相有较好的塑性 ， 能与基体协调 一致地变形 的话 ， 应力集 中会被变 形过程松驰 ， 而 不会发生断裂 。 如 果第二 相是 脆而硬 的质点 ， 变形 能 力很低 ， 那么 应力集 中就靠裂 纹 的 发生和扩展 来松驰 。 铜铬镍锰铸钢 中出现的 共 晶碳 化物是一种硬而 脆 的相 ， 在晶界形 成脆性 网状薄膜 。 双 舀 ︶目卜︹神名闰阅 多 乡 立 七 ， 图 裂纹中心 的俄歇光谱曲线 。 。 ‘ 。 。 玉 卜 甸︺公︵岛︹闰 即 朋 图 裂纹表层的俄歇光谱曲线 。 。 。 在外 力作用 下 由于基本与共晶相之 间严重 的变形 不 适应 ， 从而形 成高度的 应力集 中 ， 当 其超 过碳化物与基体的联结强度时 ， 在共 晶碳化物与基体联结处开裂 。 这 种断 裂 称 为 “ 脆性薄膜分裂型 ” 的沿 晶断裂 。 晶间共 晶的形成及其影响 因素 钢液凝 固时 由于溶质元素在液相和 固相 中溶解度的不 同和凝 固过程 中选分 结晶的结 果 。 在凝 固的组织 中产生 了溶质元素分布的不均匀性 ， 即所谓的显微偏析 。 对于平衡分配系数 。 小 于 的溶质元素 ， 在凝 固过程 中过剩的溶质元素不 断 由 固 相排入液相 ， 在生长的 晶体前沿形成一溶质富集层 如 图 所示 。 随着 晶体的生长 ， 在凝

固的最后阶段，晶粒之间互相接近，晶体前沿的溶质富集层相遇形成品间溶质富集区、 在这个区域内富集的溶质或者保留于固溶体中，或者以共晶和金属间的化合物形式析 出。 Co/Ko Co/K。 (a)R>R2 C .Co 8o11d 8 Ko<1 C X (a) D以合tanC0 图13稳定态凝图时界面前溶质的分布(K。<1) Co/Ko (6)D:<Da Fig,13 The solute profile ahead of the interface during steady-state solidification (k。<1) D 铜镍铬锰钢是低碳低合金钢。按照平 衡相图，它凝固时只发生8Ee+L→YFe 的包晶反应，而不应有共晶反应。但是由 X (b) 于C、Cr、Cu等元素的偏析，随着凝固 过程的进行，这些元素不断为已凝固的固 相排到固一液界面，富集于液相中。当凝 Co/Ko (c)Kot<Ko 固接近终了时，C、Cr和Cu等元素的浓 度达到了共晶成分于是就形成YFe+(Fe、 Co/Koz Cr、Mn)aC的共晶。 影响晶间共晶形成的因素： Co 根据热力学分析认为树枝晶生长是一 个稳定态过程。Tillen:等人指出、在稳定 (c) 状态下液体中固一液界面溶质的分布曲线 可用下式表示1)。 图14界面前沿溶质浓度变化与()长大速度，（®） 扩散系数.（©）平衡分配系数的关系 C-Co[1+-1xB)] Fig,14 Changes in the solute concentratron of a growing interface for changes in the growth C一固一液界面，液体中溶质的 paramoters:(a)Browth.rate,(b)diffueivity, 浓度。 (c)distribution coefficient C0—合金的原始成分。 K0一—一平衡分配系数。 R一一长大速度，即固一液界面推进速度的量度。 14

固的最后阶 段 ， 晶粒 之 间互相接近 ， 晶体前沿的 溶质富集层相遇 形 成 晶间溶质富集区 · 在这 个 区域 内富集 的溶质 或者保 留于 固溶体中 ， 或者 以 共 晶和金 属 间的化合 物 形 式 析 出 。 。 吕 奢兮弓 鹭、弋产二 奋弓】 笼 含 ‘ 一 一 硕 刀玉日七以 心 广卜、 卜 产 ，、 ‘ 奄、 卜匆 一一口一一 一一 一一 一 一 图 稳定态凝 固时界面前溶质的分布 。 。 。 五 一 。 肠 ， 乡 铜镍铬锰钢是低碳低合金钢 。 按照平 衡相 图 ， 它 凝 固时 只发生 乙 十 ‘ 丫 的包 晶反 应 ， 而 不 应有 共 晶反 应 。 但是 由 于 、 、 等元素 的偏析 ， 随着 凝 固 过程的进行 ， 这些元素不断 为已凝 固的 固 相排到 固一 液界面 ， 富集于 液相 中 。 当凝 固接近终 了时 ， 、 和 等元素 的 浓 度达到 了共 晶成分于是 就形 成 。 十 、 、 的 共 晶 。 影响 晶间共 晶形 成的因素 根 据 热 力学分析认 为树枝 晶生长 是一 个 稳定 态过程 。 等人指出 、 在稳定 状态下液体 中固一液界 面溶质 的分布 曲线 可 用 下式表示 〔 〕 。 一 目 …… 《 。 。 。 ， 令心 了 、 「卫福 鱼 一 ，一 冬、 气 几 － 固一液界面 ， 液体 中溶质 的 浓 度 。 图 界面前沿溶质浓度变化与 长大速度 ‘ 扩散系数 ， ， 平衡分配系数的关系 ， 油 卜 ， ，， ， ， ’ ， ， ‘ ， ， ， 。－合金的 原始 成分 。 。 －平衡分配 系数 。 －长大速度 ， 即 固一 液界面推进速度的量度

D…扩散系数。 从上式可以看出界面前沿溶质富集的量和溶质富集层的厚度主要随K0,R和D值变 化。图14说明界面前沿溶质浓度曲线分别随R、D及Ko变化的情况2)。图14一a说 明长大速度小则界面富集的溶质量大，长大速度大则界面富集的溶量小。图14一C说明 界面附近溶质的富集程度Ko小比Ko大时严重。 碳对合金元素的偏析的影响很显著。在Fe一C一Cr合金中当碳含量低于1.5%，Cr 为1.5%时铬的偏析比随碳量的增加成直线上升3~6)。当碳含量由0.12%增加到1.21% 时偏析比就由1.5增加到3.97)。这是由于碳扩大了结晶温度间隔和降低了铬的平衡分 配系数Ko的缘故。 在Fc一C一X三元合金系中碳的影响可用C和X两组元在铁中的热力学相互作用参 数来表示： e=(alogfc/ox fc-一碳的活度系数。 x一第三组元浓度。 当x为碳化物形成元素时相互作用系数ε为负值，其绝对值愈大，其偏析能力愈高。 当x为非碳化物形成元素时ε为正值，元素的偏析倾向也随ε值增加而增加。根据文献 〔8)铜镍铬锰钢中主要元素与C的相互作用参数如下： 组元X Mn Cr Cu Ni 相互作用系数e-2.7-5.1+4.1+2.9+7.0+6.45 由此可以说明在铜镍铬锰低碳钢中P、S的偏析高，以及Cr和Cu的偏析比大于Mn 和Ni。 相互作用系数影响偏析比是因为相互作用愈强，凝固间隔愈宽，溶质富集层的浓度 峰愈高。另外山于相互作用改变活度系数，改变了富集层的合金元素的活度梯度和扩散 通量，从而也改变了富集层的厚度。 在FC一C一X一Y四元合金系中，因为和第四组元Y的相互作用，X的偏析比会发 生变化，在Fe-一C一C一S合金中，由于S的存在形成硫任面使铬的偏析比增加。从 以上分析可以认为降低钢中的碳和硫含量，提高钢的纯洁舟增加铸件的凝固速度是减 少偏析，防止晶间共品析出和消除裂纹的有效措施。 3.结 论 (1)铜镍铬锰铸钢拉捍壳体头的裂纹是沿晶品的脆性断裂。 (2)铸件凝固时由于显微偏析生成沿奥氏体晶界分布的YFe+(Fe、Cr、Mn):C 共晶是产生裂纹的原因。 (3)增加钢中的碳和硫含量会增加合金元素的偏析比。 (4)降低钢中的碳、硫含量，提高钢的纯洁度和加速铸件凝固速度，是减少偏 析、防止晶间共晶析出和消除裂纹的有效措施。 15

一扩散 系数 。 从上式可 以看 出界而前 沿溶质富集 的量 和 溶质富集层 的厚度主要 随 ， 和 值变 化 。 图 说 明 界 面 前 沿溶质浓 度 曲线分别 随 、 及 。 变化 的 情 况 〔 〕 。 图 一 说 明长大速度小 则界面富集的溶质量大 ， 长大速度大 则界面富集的溶量小 。 图 一 说 明 界面 附近 溶质的富集程度 。 小比 。 大时严重 。 碳 对合金元素的偏析的影响 很显著 。 在 一 一 合金 中当碳含量低于 ， 为 时铬 的偏析比 随碳量 的增加 成直线 上升〔 “ 〕 。 当碳 含量 由 增加 到 时偏析 比就 由 增加 到 〔 〕 。 这 是 由于碳 扩大 了结 晶温度 间隔 和降低 了铬 的平 衡 分 配 系数 。 的缘故 。 在 。 一 一 三元 合金 系 中碳 的影响可 用 和 两组元在铁 中的热力学相互作 用 参 数 来表示 。 杏 ， 夕 。 一 碳 的活 度 系数 。 －第三组元 浓度 。 当 为碳化物形 成元素时相互作用 系数 。 恋为 负值 ， 其绝对值愈大 ， 其偏析 能力愈高 。 当 为非碳化 物形 成元素时。 杏为正值 ， 元素的偏析倾 向也随 。 杏值增加而增加 。 根据 文 献 〔 〕 铜镍铬 锰钢 中主要元素与 的相互作 用 参数如下 组元 相互作用 系数。 杏 一 一 十 由此可 以说 明在铜镍铬 锰低碳 钢 中 、 的偏析高 ， 以 及 和 的偏析 比 大 于 和 。 相 互作 用 系数影 响偏析比 是 因为相 互作 用愈强 ， 凝 固间隔愈宽 ， 溶质富集层 的浓度 峰愈高 。 另外 由于相 互作用改 变活 度 系数 ， 改 变 了富集层 的合 金元素的活 度梯度和扩散 通量 ， 从而也改变 了富集层的厚度 。 在 。 一 一 一 四元合金 系中 ， 因为和第 四组元 的相 互作 用 ， 的偏 析 比 会 发 生 变化 ， 在 一 一 一 合金 中 ， 由于 的存在形 成硫子 钩而使铬 的偏析 比增 加 。 从 以 卜分析可 以认 为降低 钢 中的碳和 硫 含量 ， 提 高钢 的纯 洁度 和 增 加铸件 的凝 固速 度是减 少偏析 ， 防止 晶间共晶析 出和 消除裂纹的 有效措施 。 结 论 铜 镍铬锰铸钢拉捍壳体头的裂纹 是 沿 晶的 脆性断 裂 。 铸件凝 固时 由于 显微偏析生 成沿奥 氏体 晶界 分 布的丫 、 、 共 晶是 产生裂纹 的原 因 。 增加钢 中的碳和硫 含量 会增加合 金元素的偏析 比 。 降低钢 中的碳 、 硫 含量 ， 提 高钢 的纯洁 度和 加速铸件凝 固速 度 ， 是 减 少 偏 析 、 防止 晶间共晶析 出和 消除裂纹 的有效措施