杜 旋 薛良良 張艷召 郭亞飛 劉旭東

(中信重工機(jī)械股份有限公司，河南471003)

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17CrNiMo6鋼錠鍛造開裂原因分析

杜 旋 薛良良 張艷召 郭亞飛 劉旭東

(中信重工機(jī)械股份有限公司，河南471003)

17CrNiMo6齒輪軸鍛件鋼錠在鍛造過程中，鋼錠錠身開裂，裂口處呈撕裂狀，與變形方向垂直，顯示柱狀晶特征，經(jīng)對該開裂區(qū)域取樣，進(jìn)行宏觀和微觀、金相組織、化學(xué)成分及力學(xué)性能分析，最終確定導(dǎo)致鋼錠開裂的原因?yàn)橹鶢罹Оl(fā)達(dá)及晶粒粗大。進(jìn)一步經(jīng)過驗(yàn)證試驗(yàn)，說明柱狀晶發(fā)達(dá)及晶粒粗大是在冶煉澆注后鋼錠的凝固過程中形成的。通過對冶煉澆注過程采取一些控制措施，使得開裂問題得到明顯改善。

17CrNiMo6；齒輪軸；鋼錠；開裂；柱狀晶；晶粒粗大

隨著社會經(jīng)濟(jì)的飛速發(fā)展和科技的進(jìn)步，大型機(jī)械設(shè)備的性能要求越來越高，鍛件質(zhì)量的控制越來越嚴(yán)格。然而，鍛件裂紋一直是制約熱加工行業(yè)生產(chǎn)和發(fā)展的關(guān)鍵問題，也因此成為該領(lǐng)域討論及研究的熱點(diǎn)、難點(diǎn)問題。

我公司在生產(chǎn)17CrNiMo6齒輪軸鍛件過程中，鋼錠Ⅱ火保溫后WHF法拔長時(shí)出現(xiàn)錠身開裂。為研究鋼錠開裂的性質(zhì)及原因，對開裂部位進(jìn)行取樣并進(jìn)一步做出理化分析。

1 17CrNiMo6鋼錠生產(chǎn)過程及開裂情況

該齒輪軸鍛件采用42.7 t鋼錠生產(chǎn)，冶煉工藝為：EBT電爐→LF精煉爐→VCD脫氣處理→VD澆注→熱送鋼錠。Ⅰ火1 050℃保溫18 h后出爐壓鉗口，鋼錠鉗口處斷裂；Ⅱ火1 240℃保溫14 h后出爐，WHF法鋼錠直拔錠身處出現(xiàn)嚴(yán)重開裂，之后鋼錠直接爐冷。開裂情況如圖1所示。

2 開裂原因分析

根據(jù)實(shí)際情況，鋼錠是在壓鉗口時(shí)就出現(xiàn)鉗口斷裂現(xiàn)象的，以及鋼錠在Ⅱ火后直拔時(shí)錠身多處開裂，說明鋼錠的熱塑性非常差。一般情況下，導(dǎo)致鋼錠熱塑性非常差的因素主要有以下幾個(gè)方面：(1)鋼種有害殘余元素含量超標(biāo)；(2)鋼中夾雜物含量超標(biāo)；(3)鋼中存在使晶界弱化的二次析出相；(4)鋼錠中柱狀晶發(fā)達(dá)及晶粒粗大；(5)鋼錠鍛造加熱過程中過熱或過燒等。

圖1 開裂鋼錠取樣位置

2.1 開裂處取樣

由于開裂處鋼錠錠身直徑較大，為不破壞裂紋缺陷區(qū)域，采用氣割方式對開裂處切取試塊，取樣位置如圖1箭頭所示，所取試樣見圖2所示。

2.2 理化分析

2.2.1 宏觀斷口分析

從圖1和圖2可以看出，鍛造裂口處呈撕裂狀，與變形方向垂直，裂口表面已氧化，仍顯示柱狀晶特征。在圖2的箭頭所指位置取一試樣，開槽壓斷口，斷口局部為粗大的結(jié)晶狀斷口，斷口宏觀形貌見圖3所示。

圖2 試樣宏觀圖片

圖3 新壓斷斷口宏觀形貌

2.2.2 掃描電鏡分析

在圖3箭頭所指位置分別對原始斷口及新壓斷口取樣，將試樣放置在KYKY2800B型掃描電子顯微鏡下進(jìn)行觀察，新壓斷口微觀形貌為河流花樣，屬穿晶解理斷裂，斷口上未發(fā)現(xiàn)夾雜物、析

出產(chǎn)物及沿晶斷口形貌等特征，如圖4所示。原始斷口表現(xiàn)為沿晶斷裂特征，未發(fā)現(xiàn)夾雜物和二次析出產(chǎn)物，如圖5所示。

2.2.3 化學(xué)成分分析

在試塊上取樣，在QSN750型只讀光譜儀上進(jìn)行化學(xué)成分分析，分析結(jié)果及17CrNiMo6鋼的標(biāo)準(zhǔn)成分見表1。從表1可以看出，該鋼錠化學(xué)成分滿足DIN17210標(biāo)準(zhǔn)要求。

CSiMnSPCrNiMoVCuAlAsSnSbPb標(biāo)準(zhǔn)要求0.15～0.21≤0.400.50～0.90≤0.015≤0.0251.50～1.801.40～1.700.25～0.35-≤0.30≤0.05----檢測結(jié)果0.180.0180.740.0040.0091.671.640.310.0080.0120.0060.0140.00670.00150.001

表2 試樣力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果

2.2.4 力學(xué)性能試驗(yàn)

在鋼錠試樣上分別取樣做拉伸、沖擊試驗(yàn)，力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果如表2所示。從表2可以看出，鋼錠試樣常溫下沖擊韌性非常好。

2.2.5 金相分析

在斷口原始裂紋處取樣做金相分析。試樣經(jīng)磨制、拋光后在MAT200型金相顯微鏡下觀察裂紋微觀形貌，見圖6、圖7所示?？梢钥闯?，裂紋兩側(cè)存在著嚴(yán)重氧化脫碳現(xiàn)象，裂紋處充滿氧化物(能譜分析成分主要為氧和鐵)。對該試樣其他位置依據(jù)GB/T 10561進(jìn)行夾雜物評級，評級結(jié)果為：A類1.0級，B類0.5級，C類0.5級，D類1.0級?？梢钥闯?，夾雜物含量不超標(biāo)。

圖6 表面裂紋形貌

圖7 裂紋尾部形貌

將金相試樣經(jīng)4%硝酸酒精溶液腐蝕后進(jìn)行組織觀察，金相組織為貝氏體+鐵素體，鐵素體沿一次晶晶界呈網(wǎng)狀分布，晶粒異常粗大，混晶，粗大晶粒依據(jù)GB/T 6394評級為-3級，見圖8所示。另外，用10%硝酸水溶液和10%硫酸水溶液腐蝕金相試樣，用顯微鏡觀察，組織形態(tài)變化不大，說明該組織中晶粒粗大不是過熱造成的。

2.2.6 晶粒粗大驗(yàn)證試驗(yàn)

將鋼錠試樣加熱到930℃保溫1 h后空冷，晶粒細(xì)小，為8級晶粒，見圖9(a)所示。然后將該試樣加熱到1 240℃保溫5 h后淬火，奧氏體晶粒度為3級，見圖9(b)所示。可以看出，正常情況下，鍛造Ⅱ火加熱到1 240℃，晶粒度不可能達(dá)到-3級的大晶粒。另外，由于同爐加熱的其他材質(zhì)的鋼錠鍛造均正常，說明鋼錠加熱溫度正常，因此可以排除鋼錠加熱溫度對晶粒粗大的影響，同時(shí)也排除鋼錠在加熱過程中存在過熱和過燒現(xiàn)象。因此試樣中的粗大晶粒應(yīng)該是在冶煉澆注后的凝固過程中形成的。

(a)(b)(c)(d)

圖8 金相組織

Figure 8 The metallographic structure

2.2.7 結(jié)論

通過以上檢測分析可知，材料化學(xué)成分合格，有害殘余元素含量不超標(biāo)，夾雜物含量不超標(biāo)，常溫下鋼的塑性韌性較好，常溫?cái)嗫谛蚊矠榇┚Ы饫頂嗔?，未發(fā)現(xiàn)存在使晶界弱化的二次析出相，同時(shí)從金相組織中也未發(fā)現(xiàn)存在過熱或過燒的組織特征，所以可以排除鋼中析出相、有害殘余元素超標(biāo)及鋼錠加熱過程中的過熱或過燒現(xiàn)象導(dǎo)致的鍛造開裂的可能。

另外，通過對鍛造裂口處的宏觀分析，裂口處呈現(xiàn)撕裂狀，與變形方向垂直，裂口表面已氧化，仍顯示柱狀晶特征，說明鋼錠中柱狀晶發(fā)達(dá)，晶粒間結(jié)合能力相對較差。鋼錠中粗大的柱狀晶熱塑性很低，容易引起鋼錠鍛造開裂。另外通過金相組織分析表明，試樣中晶粒異常粗大(-3級)，粗大晶粒將顯著降低鋼在高溫下的塑性和韌性，也同樣容易引起鍛造時(shí)發(fā)生開裂現(xiàn)象。鋼錠中柱狀晶發(fā)達(dá)和晶粒粗大也正好說明了該鋼錠的熱塑性差的特征。

(a)

綜合分析認(rèn)為，柱狀晶發(fā)達(dá)及晶粒粗大是導(dǎo)致該鋼錠鍛造開裂的主要原因。

3 改進(jìn)措施

據(jù)文獻(xiàn)顯示，在冶煉澆注后鋼錠的凝固過程

中，影響鋼錠柱狀晶及晶粒組織變化的因素主要包括：鋼錠澆注溫度、澆注速度、澆注前鋼錠模溫度、鋼液冷卻速度以及鋼液中能促進(jìn)晶粒細(xì)化的元素(如Nb、Ti等)含量等。因此從這幾方面考慮，采取以下改進(jìn)措施：

(1)在精煉后期，鋼液中加入適量的鈮鐵，促進(jìn)凝固過程中晶粒細(xì)化。

(2)澆注溫度高時(shí)，鋼液內(nèi)部積蓄的熱量大，鋼錠凝固速度慢，容易造成晶粒組織粗大。因此，在工藝澆注溫度范圍內(nèi)，低溫澆注，增加鋼錠激冷層厚度，提高初凝外殼抵抗開裂能力。

(3)在工藝澆注速度范圍內(nèi)，降低鋼水澆注速度。

(4)嚴(yán)格控制冶金輔具的使用溫度，確保鋼錠模使用溫度不能過低。

4 結(jié)論

通過對17CrNiMo6齒輪軸鍛件鋼錠裂紋的研究分析可知，導(dǎo)致鋼錠開裂的主要原因?yàn)橹鶢罹Оl(fā)達(dá)及晶粒粗大，通過對冶煉澆注過程采取糾正措施，并加強(qiáng)對各冶煉操作環(huán)節(jié)的嚴(yán)格控制，使得鋼錠開裂問題得到明顯改善。

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[5] 石德珂.材料科學(xué)基礎(chǔ)第二版[M].北京：機(jī)械工業(yè)出版社，2003.

編輯 杜青泉

Reason Analysis on Forging Cracks of 17CrNiMo6 Ingot

Du Xuan, Xue Liangliang, Zhang Yanzhao, Guo Yafei, Liu Xudong

During the forging process of 17CrNiMo6 gear shaft, the cracking appears on the body of ingot. The tearing-shape cracking is vertical to the deformation direction, which shows the characteristics of columnar crystal. By taking the samples in this cracking area, the macroscopic and microscopic examination, the metallographic structure examination, the chemical composition analysis and the mechanical property analysis have been carried out. Eventually, the reason for cracking on ingot has been determined as the development of columnar crystal and the coarse grain. By performing the further verification test, the development of columnar crystal and the coarse grain have confirm to appear during the solidification process of ingot. By taking some controlling measures during the smelting and pouring process, the cracking issue has been improved obviously.

17CrNiMo6; gear shaft; ingot; cracking; columnar crystal; coarse grain

2016—05—24

TG316.1+92

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