于 紅，宮春林，王金國(guó)

（東北特殊鋼集團(tuán)股份有限公司技術(shù)中心，遼寧大連 116105）

1 引言

NC6 為波蘭標(biāo)準(zhǔn)牌號(hào)，相當(dāng)于我國(guó)的T13CrV，屬于過(guò)共析高碳低合金鋼。該鋼碳含量較高（1.30%～1.45%），是在T13 碳工鋼的成分基礎(chǔ)上添加適量的鉻、礬等合金元素，合金元素的加入提高了過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性、鋼的淬透性；減少了淬火熱應(yīng)力和組織應(yīng)力，減弱了淬火變形及開(kāi)裂傾向[1]。由于淬火后存在較多的碳化物，因而具有良好的耐磨性和高硬度，適于制造拉絲模、絲錐、板牙等承受負(fù)荷較大、變形較小的中、小型冷作模具。

NC6 寬扁鋼采用8t 扁錠經(jīng)軋制開(kāi)150×815mm 大扁坯，扁坯經(jīng)緩冷退火后出現(xiàn)整爐斷裂，如圖1所示，造成了大量廢品，影響了合同的順利交付，增加了經(jīng)濟(jì)成本。

圖1 現(xiàn)場(chǎng)軋坯斷裂形貌

2 試驗(yàn)材料及方法

2.1 生產(chǎn)工藝流程

根據(jù)技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)要求和工裝條件，設(shè)計(jì)工藝路線為：電爐+LF+VD→模鑄8t扁錠→高溫紅送→加熱、1,050軋機(jī)軋制150×815mm寬扁坯→緩冷、退火→加熱、二平二立可逆式軋機(jī)軋制8~60×810mm寬扁鋼→球化退火。

2.2 試驗(yàn)主要儀器

在美國(guó)ARL-4460 直讀光譜儀進(jìn)行化學(xué)成分檢驗(yàn)；采用ZBC2452N-3 沖擊試驗(yàn)機(jī)將試樣打斷形成斷口，在Axio Observer Z1M 金相顯微鏡下進(jìn)行顯微組織檢驗(yàn)，采用EVO18掃描電子顯微鏡及EDS能譜儀觀察缺陷的微觀形貌并測(cè)定局部位置的合金成分。

3 斷裂缺陷分析

3.1 樣品制造

NC6熔煉成分分析如表1所示。

表1 NC6鋼的化學(xué)成分 %

距斷裂面100mm處制取缺陷樣品，樣品橫截面尺寸為150×815mm 寬，長(zhǎng)約30mm。樣品橫截面呈多發(fā)孔洞，其周圍缺陷宏觀形貌及沖擊斷口微觀形貌如圖2所示。

圖2 孔洞形貌

3.2 低倍分析

將所取樣品沿軋制方向橫向剖開(kāi)，可見(jiàn)中心部位存在嚴(yán)重的孔洞和開(kāi)裂（見(jiàn)圖2a）。使用1:1 鹽酸浸蝕觀察，在開(kāi)裂四周有較為明顯的塑性變形（見(jiàn)圖2b）。

3.3 斷口形貌分析

將試樣在開(kāi)裂孔洞位置剖開(kāi)觀察開(kāi)裂斷口形貌（見(jiàn)圖2c），斷口表面有氧化層存在較重氧化，可觀察到裂紋由內(nèi)部向外部逐漸擴(kuò)展。

3.4 高倍分析

如圖2a 中A、B、C 位置切取試樣進(jìn)行組織分析，高倍組織及電鏡掃描如圖3 和圖4 所示，為鐵素體基體上分布片狀及球粒狀珠光體，二次滲碳體呈近乎封閉網(wǎng)狀分布；晶粒度較為粗大約4 級(jí)；經(jīng)高倍檢驗(yàn)未見(jiàn)明顯非金屬夾雜；孔洞及開(kāi)裂邊界存在氧化現(xiàn)象，四周有高溫氧化物呈彌散狀分布。宏觀斷口主要為石狀沿晶斷裂和解理穿晶混合斷裂，其中沿晶斷裂為主，屬于沿晶滲碳體網(wǎng)解理脆性斷口。

圖3 NC6鋼顯微組織和晶粒度

圖4 孔洞的SEM形貌

根據(jù)以上組織形貌和鋼坯低倍形貌及氧化現(xiàn)象可判斷裂紋起源于心部，并始于開(kāi)坯工序鋼錠加熱過(guò)程，在坯料軋后冷卻、退火過(guò)程迅速擴(kuò)展，造成斷裂。

4 分析與討論

4.1 鋼種及鋼錠特性

NC6 屬于高碳低合金工模具鋼，碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)在1.30%～1.45%，添加其他微量合金元素，屬于過(guò)共析鋼。加工過(guò)程中如果其加工終止溫度較高，而且終止變形后進(jìn)入緩慢的冷卻，即在碳化物沿奧氏體粗大晶粒邊界容易析出的條件下，可能形成網(wǎng)狀碳化物[2]，網(wǎng)狀碳化物的析出惡化了材料性能。尤其大型鋼錠，鋼錠冶金質(zhì)量差，不均勻結(jié)晶，成分和組織偏析嚴(yán)重，心部冷卻速度更慢，在最后結(jié)晶時(shí)的嚴(yán)重區(qū)域偏析，偏析區(qū)域碳含量較高，且低熔點(diǎn)雜質(zhì)都比較多，造成邊部與心部的組織不均勻。

4.2 加熱溫度對(duì)斷裂的影響

利用SEM 及EDS 對(duì)斷口周圍組織及成分進(jìn)行分析。同時(shí)，借助T13CrV 鋼Thermal-calc 熱力學(xué)軟件計(jì)算熱力學(xué)平衡相圖，如圖5所示。結(jié)果表明：高碳低合金T13CrV 鋼退火態(tài)的主要碳化物有M7C3、M23C6和MC，固相線溫度、M7C3、M23C6析出溫度依次約為1,320℃、978℃、830℃。理論上加熱溫度在1,000～1,200℃，而實(shí)際大型鋼錠存在較嚴(yán)重的偏析，固相線會(huì)更低，而且加熱溫度過(guò)高還會(huì)對(duì)組織產(chǎn)生惡劣影響，加熱溫度過(guò)低熱塑性降低，加工難度增大。生產(chǎn)現(xiàn)場(chǎng)鋼錠加熱實(shí)測(cè)料溫在1,160℃～1,190℃。

圖5 熱力學(xué)平衡計(jì)算（參考）

（1）如圖3a、圖3b所示，心部為片狀珠光體、球狀珠光體和微少量石墨，顆粒狀滲碳體數(shù)量少于正常T13 退火鋼，由于少量滲碳體發(fā)生分解析出游離石墨所致。加工后冷卻速度較慢，滲碳體不能完全球化。邊部相對(duì)心部軋后冷卻速度較快，網(wǎng)狀滲碳體為片狀珠光體+球狀珠光體，二次滲碳體呈網(wǎng)狀析出。其析出溫度范圍一般在700℃～900℃，大量析出碳化物的溫度在700℃～750℃，在軋后該溫度區(qū)間內(nèi)快冷能減少碳化物析出。由于加熱溫度偏高，表現(xiàn)晶粒較為粗大（見(jiàn)圖3c），約4級(jí)左右。

（2）孔洞周圍如圖4所示。表2中圖譜1掃描電鏡分析結(jié)果可知：存在碳化物和氧化物；能譜2 可以得出：鋼錠偏析嚴(yán)重，加熱溫度偏高，材料中的C析出后形成了微小量石墨。使得鋼材，強(qiáng)度差、脆性大，降低了材料的強(qiáng)度、韌性和塑性[3]。

表2 孔洞處能譜分析結(jié)果 %

4.3 熱應(yīng)力和組織應(yīng)力對(duì)內(nèi)部裂紋的影響

鋼錠加熱過(guò)程中時(shí)，鋼錠溫度的逐步升高，錠表和內(nèi)部由于加熱溫度下擴(kuò)散速度的不同導(dǎo)致溫度梯度差，形成外形上的不均勻膨脹而產(chǎn)生的附加內(nèi)應(yīng)力。鋼表迅速升溫，具有較高的溫度，首先產(chǎn)生較大的膨脹變形，內(nèi)部相對(duì)錠表溫度較低，產(chǎn)生的變形較小，而在整體變形過(guò)程中，制約了各個(gè)部分的不均勻變形，產(chǎn)生附加應(yīng)力。因此在變形較大的錠表形成附加壓應(yīng)力，變形較小的心部形成附加拉應(yīng)力。

由于室溫組織為片層狀和球狀珠光體，沿晶界析出的網(wǎng)狀滲碳體的比熱容不同，所占比例不同，以及鋼錠表面、內(nèi)部及各組織轉(zhuǎn)變的不同時(shí)性，加劇了組織應(yīng)力，使裂紋迅速擴(kuò)展。

5 防止斷裂的改進(jìn)措施及效果

根據(jù)對(duì)缺陷產(chǎn)生的原因分析，優(yōu)化了以下工藝要點(diǎn)：

（1）減少鋼錠偏析，降低過(guò)熱度。

（2）鋼錠加熱上、下限溫度降低10℃~30℃，控制在1,150℃~1,160℃，終軋溫度控制在Acm以下，軋后快冷至400℃左右收集入坑，減少網(wǎng)狀滲碳體的析出。

（3）降低鋼錠加熱過(guò)程溫度梯度，避免大型鋼錠內(nèi)外溫差過(guò)大，如圖6所示。

圖6 改進(jìn)前、后NC6鋼錠實(shí)際加熱情況對(duì)比

通過(guò)以上改進(jìn)措施，解決了坯料斷裂問(wèn)題。后續(xù)試制生產(chǎn)，心部未發(fā)生斷裂缺陷，各項(xiàng)檢驗(yàn)指標(biāo)優(yōu)良，效果良好。

6 結(jié)論

（1）根據(jù)鋼坯低倍形貌及氧化現(xiàn)象可判斷裂紋始于開(kāi)坯工序鋼錠加熱過(guò)程，源于心部，在軋后工序擴(kuò)展產(chǎn)生。

（2）大型鋼錠偏析程度較高，有效減少偏析程度，提高鋼錠冶金質(zhì)量。

（3）避免裂紋源產(chǎn)生：控制鋼錠加熱溫度，避免心部過(guò)熱；降低熱應(yīng)力和組織應(yīng)力：降低加熱溫度梯度，緩解大型鋼錠在加熱過(guò)程中的內(nèi)外溫差；控軋控冷，避免網(wǎng)狀滲碳體的析出。