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，材質為1Cr17Ni2，在鍛造開坯過程中，均出現嚴重橫裂，其中一支同時伴有嚴重縱裂，對批量產品造成較大影響。為避免后續生產中出現類似問題，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生嚴重開裂[1]。

2 現場觀察

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，屬典型斷口經歷高溫所致的形態。

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。化學成分符合1Cr17Ni2鋼技術要求。

表2 1Cr17Ni2鋼化學成分（質量分數） （%）

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，碳化物沿晶界連續分布，且沿原始柱狀晶析出，將產生較大脆性，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寬窄不一、斷續，邊界模糊，尖端不連續。小裂紋旁有極細微裂紋，呈斷續線狀、島狀分布。經氯化高鐵鹽酸水溶液浸蝕后，小裂紋及微裂紋組織形態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柱狀晶分布的碳化物有密切聯系。

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，掃描電鏡微觀形態為解理羽毛及平行解理間形成的撕裂脊線，局部可見鑄態自由結晶表面及第二相質點及夾雜物，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，微區成分皆偏高平均水平，Ni元素低于平均水平，解理微區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與中心等軸晶區交界處的成分偏析和雜質聚集所致[3]。鋼錠低倍柱狀晶區明顯可見多條小裂紋，微觀裂紋形態與鑄態柱狀晶分布的碳化物形態相似。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，柱狀晶區組織分布仍保留柱狀晶形態，晶界上有大量連續分布的碳化物，可加大組織脆性[4]。

鋼錠柱狀晶區出現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，在柱狀晶區易出現貝殼狀斷口。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，是一種顯微偏析現象。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℃溫度區間內長時間加熱。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℃脆性產生，并且鋼錠鑄件冷卻緩慢，柱狀晶區析出含鋁相，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。