1Cr17Ni2鋼錠鍛造開裂失效分析

陳民濤，吳杏格，李超越，丁少寧

太原重工股份有限公司 山西太原 030024

1 序言

兩支4.6t鋼錠，材質(zhì)為1Cr17Ni2，在鍛造開坯過程中，均出現(xiàn)嚴重橫裂，其中一支同時伴有嚴重縱裂，對批量產(chǎn)品造成較大影響。為避免后續(xù)生產(chǎn)中出現(xiàn)類似問題，因此對鋼錠開裂原因進行系列分析。

鋼錠加熱工藝：500℃保溫2h，按100℃/h速率升溫至850℃，保溫2h，功率升溫至1180℃，保溫6h，出爐鍛造。在第一火壓方過程中發(fā)生嚴重開裂[1]。

2 現(xiàn)場觀察

鋼錠表面存在多處橫裂，呈明顯闊開口形，縱裂一條基本貫穿鋼錠長度方向，位于方坯中央位置，裂紋開口寬度較小，鋼錠頭部、尾部端面呈碎塊狀多處開裂，如圖1～圖4所示。原始斷口已氧化，呈灰黑色，屬典型斷口經(jīng)歷高溫所致的形態(tài)。

圖1 鋼錠裂紋形貌

圖4 端面裂紋

3 試驗分析

3.1 低倍試驗分析

在鋼錠開裂處取橫截面試片進行熱酸浸試驗，結果見表1。鋼錠橫截面試片基本呈正方形，在其一邊中間處有一條開口形裂紋，深度約6mm，為宏觀鋼錠縱向裂紋的垂直深度。在邊緣明顯可見柱狀晶型花紋，且試片上有多條小裂紋，最大長度約10mm，如圖5～圖7所示。

表1 橫截面試片熱酸浸試驗

圖3 鋼錠橫、縱裂紋形貌

圖5 低倍形貌

圖6 縱裂紋

圖7 錠型偏析

試驗結果表明，鋼錠鍛后（僅壓方）錠型偏析嚴重，為不合格。觀察到的小裂紋與鋼錠鑄件柱狀晶高度相關。

3.2 斷口試驗分析

人工斷口為典型貝殼狀斷口，形貌如圖8所示。試驗結果表明，貝殼狀斷口為非正常斷口，其形成原因有待進一步分析。

圖8 貝殼狀斷口形貌

3.3 化學成分分析

在鋼錠表面及R/2處取樣進行化學成分分析，結果見表2?；瘜W成分符合1Cr17Ni2鋼技術要求。

表2 1Cr17Ni2鋼化學成分（質(zhì)量分數(shù)） （%）

3.4 非金屬夾雜物檢測

在試片上取高倍試樣進行非金屬夾雜物檢測，按GB/T 10561—2005《鋼中非金屬夾雜物含量的測定標準評級圖顯微檢驗法》評定，結果見表3。鋼錠純凈度合格，但B類氧化鋁類夾雜物較多[2]。

表3 非金屬夾雜物檢測結果 （級）

3.5 金相分析

不同位置的試樣做金相組織、晶粒度檢測，結果見表4。

表4 金相組織、晶粒度檢測

試驗結果表明，組織為低碳馬氏體+鐵素體+沿晶碳化物+層片狀組織，碳化物沿晶界連續(xù)分布，且沿原始柱狀晶析出，將產(chǎn)生較大脆性，降低鋼的力學性能。各部位金相組織如圖9～圖14所示。

圖9 表面組織（100×）

圖10 表面組織（500×）

圖11 R/2處組織（100×）

圖12 R/2處組織（500×）

圖13 心部組織（100×）

圖14 心部組織（500×）

3.6 裂紋分析

低倍小裂紋微觀形態(tài)寬窄不一、斷續(xù)，邊界模糊，尖端不連續(xù)。小裂紋旁有極細微裂紋，呈斷續(xù)線狀、島狀分布。經(jīng)氯化高鐵鹽酸水溶液浸蝕后，小裂紋及微裂紋組織形態(tài)主要沿柱狀晶分布的鐵素體分布，裂紋旁組織無明顯變化，如圖15～圖18所示。結果表明，鍛件小裂紋及微裂紋均與沿鑄態(tài)柱狀晶分布的碳化物有密切聯(lián)系。

圖15 裂紋（100×）

圖18 裂紋組織（500×）

3.7 微觀斷口分析

宏觀貝殼狀斷口，掃描電鏡微觀形態(tài)為解理羽毛及平行解理間形成的撕裂脊線，局部可見鑄態(tài)自由結晶表面及第二相質(zhì)點及夾雜物，如圖19～圖22所示。微觀解理裂紋源位于晶界自由結晶表面，能譜確定該處主要含C、Al、Si、Cr、Ni等元素，其中Al、Si、Cr等元素，微區(qū)成分皆偏高平均水平，Ni元素低于平均水平，解理微區(qū)成分則與宏觀化學成分接近。結果表明，貝殼狀斷口為鋼中鋁元素微區(qū)偏聚所致。

圖2 鋼錠裂紋形貌（近景）

圖16 微裂紋（500×）

圖17 裂紋組織（100×）

圖19 解理及枝晶（500×）

圖20 解理羽毛（1000×）

圖21 夾雜及解理撕裂脊線（500×）

圖22 解理（1000×）

4 討論

化學成分檢測結果表明，鋼錠材質(zhì)符合1Cr17Ni2鋼技術要求。但鋼錠組織均勻性差，錠型偏析為3.5級，不合格。錠型偏析是由鋼錠柱狀晶區(qū)與中心等軸晶區(qū)交界處的成分偏析和雜質(zhì)聚集所致[3]。鋼錠低倍柱狀晶區(qū)明顯可見多條小裂紋，微觀裂紋形態(tài)與鑄態(tài)柱狀晶分布的碳化物形態(tài)相似。鋼錠鍛后組織為低碳馬氏體+鐵素體+碳化物+層片狀組織，晶粒度為3.5～5.0級，柱狀晶區(qū)組織分布仍保留柱狀晶形態(tài)，晶界上有大量連續(xù)分布的碳化物，可加大組織脆性[4]。

鋼錠柱狀晶區(qū)出現(xiàn)貝殼狀斷口為非正常斷口。微觀斷口呈解理及撕裂脊線，可知鋼錠脆性較大。微觀解理裂紋源位于晶界自由結晶表面，且能譜C、Cr、Al、Si等元素微區(qū)偏高，分析認為系存在含Cr碳化物以及含Al第二相所致。

當wAl接近0.09%時，在柱狀晶區(qū)易出現(xiàn)貝殼狀斷口。當采用鋁脫氧時，一旦鋁含量控制不嚴，易造成鋁殘留量較多。盡管鋼液中原始鋁含量并未超標，但在鋼錠凝固末期，因鋁熔點較低，殘余鋼液中鋁濃度顯著增高，足以使含鋁第二相從鋼液中析出，呈樹枝晶形態(tài)，是一種顯微偏析現(xiàn)象。當結晶緩慢時，殘余鋼液中析出的樹枝晶含鋁第二相，被推到一次結晶的晶界上，當基體結晶速度超過某一臨界速度時，就被截留于生長的晶體中，最終加大晶間斷裂敏感性[5]。

鋼錠加熱工藝為500℃保溫2h，按100℃/h速率升溫至850℃，保溫2h，按功率升溫至1180℃，保溫6h，出爐鍛造。1Cr17Ni2屬馬氏體-鐵素體雙相不銹鋼，具有475℃脆性。加熱時應避免在400～525℃溫度區(qū)間內(nèi)長時間加熱。1Cr17Ni2鋼加熱至900℃以上時，晶粒長大傾向明顯增大，同時脆性增大，使鍛造條件惡化。

5 結束語

鋼錠化學成分符合1Cr17Ni2鋼技術要求，但組織均勻性較差，錠型偏析嚴重。鋼錠鍛后組織不良。鋼錠開裂的主要原因系鋼錠加熱工藝設計不當，極易導致475℃脆性產(chǎn)生，并且鋼錠鑄件冷卻緩慢，柱狀晶區(qū)析出含鋁相，造成晶間斷裂敏感性增大，在二者共同作用下，最終導致鍛件開裂。