郭立波,高延慶,馬玉民

(1.東北特鋼集團(tuán)大連特殊鋼有限責(zé)任公司,大連116105; 2.大連卓遠(yuǎn)重工有限公司,大連116105)

718H鋼與40Cr13鋼中心疏松的原因分析及改進(jìn)措施

郭立波1,高延慶2,馬玉民1

(1.東北特鋼集團(tuán)大連特殊鋼有限責(zé)任公司,大連116105; 2.大連卓遠(yuǎn)重工有限公司,大連116105)

某公司生產(chǎn)的718 H鋼和40Cr13鋼在低倍檢驗時發(fā)現(xiàn)有嚴(yán)重疏松。通過化學(xué)成分分析、低倍檢驗、夾雜物檢驗、金相檢驗等方法,分析了718H鋼和40Cr13鋼中心疏松缺陷的形成原因。結(jié)果表明:718 H鋼產(chǎn)生疏松缺陷的主要原因是夾雜物聚集;40Cr13鋼產(chǎn)生疏松的主要原因是易偏析溶質(zhì)元素的析出與聚集;最后根據(jù)疏松缺陷的產(chǎn)生原因提出了具體的改進(jìn)措施。

718H鋼;40Cr13鋼;中心疏松;夾雜物;偏析;改進(jìn)措施

疏松是連鑄坯凝固組織中一種常見的內(nèi)部缺陷,多發(fā)生在鑄坯中心,橫斷面酸浸低倍試樣上呈現(xiàn)組織不致密,有許多分散的孔隙和暗點。疏松缺陷的存在影響了鋼材的質(zhì)量,使鋼材承載能力下降;且疏松區(qū)為應(yīng)力集中區(qū),斷裂時易成為斷裂源,軋制時疏松如果不能焊合,就會擴展成為裂紋。近期,某公司生產(chǎn)的718H鋼和40Cr13鋼在進(jìn)行低倍檢驗時發(fā)現(xiàn)嚴(yán)重疏松。筆者取帶有疏松缺陷的樣品進(jìn)行化學(xué)成分分析、低倍檢驗、夾雜物檢驗、金相檢驗等,以找出疏松產(chǎn)生的主要原因,并提出改進(jìn)對策,該分析對控制此類缺陷的產(chǎn)生、產(chǎn)品質(zhì)量的提高具有重要的指導(dǎo)意義。

1 理化檢驗

1.1 試驗材料

試驗材料為牌號718H、規(guī)格為60 mm× 580 mm的扁鋼試樣和牌號40Cr13、規(guī)格為?165 mm的棒材試樣。

718 H扁鋼的生產(chǎn)工藝為:轉(zhuǎn)爐/電爐+LF鋼包精煉爐+RH真空循環(huán)脫氣(VD真空脫氣)→連鑄→紅轉(zhuǎn)→軋制開坯→緩冷→退火→鋼坯修磨→加熱→軋制→在線預(yù)硬→緩冷→回火→探傷→精整→取樣檢驗→包裝→入庫。

40Cr13鋼棒的生產(chǎn)工藝為:轉(zhuǎn)爐/電爐+LF+ RH(VD)→連鑄380 mm×490 mm→紅轉(zhuǎn)→加熱→軋制→退火→取樣檢驗→探傷→精整→包裝→入庫。

1.2 化學(xué)成分分析

從718H扁鋼和40Cr13鋼棒上切取試樣,使用CS230型紅外碳硫儀和ARL4460型直讀光譜儀分析其化學(xué)成分,結(jié)果見表1,可見兩個鋼種的化學(xué)成分均符合標(biāo)準(zhǔn)要求。

表1 718H鋼和40Cr13鋼的化學(xué)成分分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Analysis results of chemical compositions of 718H steel and 40Cr13 steel（mass） %

1.3 低倍檢驗

切取718 H鋼和40Cr13鋼橫截面試樣,磨削后采用熱酸腐蝕,形貌如圖1所示。按照GB/T 1299—2014《工模具鋼》第三評級圖進(jìn)行低倍組織評定,評定結(jié)果為:718 H鋼中心疏松3.0級,40Cr13鋼中心疏松2.5級。

圖1 兩個鋼種的低倍組織形貌Fig.1 Macrostructure morphology of the two types of steels：

1.4 非金屬夾雜物檢驗

取帶有疏松缺陷的718H鋼和40Cr13鋼磨制橫向和縱向試樣,橫向試樣拋光后觀察夾雜物與疏松點之間的關(guān)系,縱向試樣拋光后進(jìn)行夾雜物含量評級。

1.4.1 718H鋼夾雜物檢驗

718H鋼橫、縱向疏松點形貌如圖2所示。試樣橫截面觀察到,疏松點處聚集了大量的灰色夾雜物,疏松點外夾雜物含量較少。試樣縱截面觀察到,縱向試樣上黑色區(qū)域為酸蝕形成的腐蝕孔洞,孔洞的末端有灰色粗條狀的夾雜物,腐蝕形成的孔洞沿夾雜物擴展?？v向試樣按照ASTM E45—13《鋼中夾雜物含量的測定 標(biāo)準(zhǔn)檢驗方法》測定標(biāo)準(zhǔn)評級,評級結(jié)果見表2。

圖2 718H鋼中疏松點與夾雜物形貌Fig.2 Morphology of porosity points and inclusions of 718H steel：

表2 718H鋼中非金屬夾雜物的評定結(jié)果Tab.2 Evaluation results for non-metallic inclusions in 718H steel

1.4.2 40Cr13鋼夾雜物檢驗

40Cr13鋼的橫、縱向疏松點形貌如圖3所示,可見疏松點處未見夾雜物存在,疏松點外有少量點狀夾雜物。按照ASTM E45—13評級,40Cr13鋼中的非金屬夾雜物評定結(jié)果為:A0,B0,C0,D0.5。

圖3 40Cr13鋼中疏松點與夾雜物形貌Fig.3 Morphology of porosity points and inclusions of 40Cr13 steel：

1.5 金相檢驗

1.5.1 718H鋼金相檢驗

取718H鋼的橫、縱截面制備金相試樣,用4% (體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液侵蝕后觀察其顯微組織形貌,如圖4所示。由圖4可見,718H鋼基體和疏松點處顯微組織均為回火馬氏體,為正常的預(yù)硬組織。

圖4 718H鋼的顯微組織形貌Fig.4 Microstructure morphology of 718H steel：

1.5.2 40Cr13鋼金相檢驗

取40Cr13鋼橫、縱截面制備金相試樣,用三氯化鐵鹽酸溶液侵蝕后觀察其顯微組織形貌,如圖5所示。由圖5可見,40Cr13鋼基體的顯微組織為球粒狀珠光體+碳化物,碳化物偏析嚴(yán)重,疏松點處存在大顆粒白色塊狀碳化物。

圖5 40Cr13鋼的顯微組織形貌Fig.5 Microstructure morphology of 40Cr13 steel：

1.6 斷口形貌分析

將718H鋼和40Cr13鋼帶有缺陷的樣品沿疏松點處打斷,觀察其斷口形貌。718 H鋼斷口形貌如圖6所示,可見低倍下斷口呈結(jié)晶狀,疏松點處有條狀夾雜物存在;高倍下斷口為冰糖狀沿晶斷裂方式,疏松處聚集著大量的條狀夾雜物和部分夾雜物脫落形成的溝槽。40Cr13鋼斷口形貌如圖7所示,可見其也為結(jié)晶狀斷口,疏松點處呈條帶狀,疏松點處聚集大量塊狀物,疏松點外為解理斷裂。

1.7 疏松處成分分析

對718H鋼和40Cr13鋼疏松斷口處存在的夾雜物和碳化物進(jìn)行微區(qū)成分分析,分析位置見圖6 (b)和圖7(b),分析結(jié)果如圖8～9所示?？梢?18H鋼疏松斷口處條狀夾雜物為硫化錳夾雜物, 40Cr13鋼疏松斷口聚集的塊狀物為鉻、釩的碳化物。

2 分析與討論

鋼液在凝固的過程中都會產(chǎn)生疏松,在低倍檢驗中,按照相關(guān)的檢驗標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行疏松評級。疏松級別的大小一般按照暗點或孔隙的數(shù)量、大小和密集程度進(jìn)行評定,評級后超級別的疏松樣品只能報廢。檢驗評級不是最終目的,控制疏松的級別、減輕疏松,才能提高鋼材的質(zhì)量,因此需要研究疏松產(chǎn)生的根本原因。

圖6 718H鋼疏松斷口形貌Fig.6 Porosity fracture morphology of 718H steel：

圖7 40Cr13鋼疏松斷口形貌Fig.7 Porosity fracture morphology of 40Cr13 steel：

圖8 718H鋼疏松斷口夾雜物能譜分析結(jié)果Fig.8 Energy spectrum analysis result of the inclusion in the porosity fracture of 718H steel

圖9 40Cr13鋼疏松斷口碳化物能譜分析結(jié)果Fig.9 Energy spectrum analysis result of the carbide in the porosity fracture of 40Cr13 steel

目前,有3種關(guān)于疏松的產(chǎn)生機理。機理之一是“凝固晶橋”理論,即鑄坯凝固過程中,鑄坯傳熱的不穩(wěn)定性導(dǎo)致柱狀晶生長速率大小不一,優(yōu)先生長的柱狀晶在鑄坯中心相遇形成“搭橋”,液相穴內(nèi)鋼液被“凝固搭橋”分開,晶橋下部鋼液在凝固收縮時得不到上部鋼液補充,因此形成疏松。機理之二是鋼液中易偏析溶質(zhì)元素析出與富集理論,即鋼坯從表殼往中心結(jié)晶過程中,鋼液中的溶質(zhì)元素在固液相界上溶解平衡移動,碳、硫、磷等易偏析元素以柱狀晶粒析出,排到尚未凝固的金屬液中。隨著結(jié)晶的繼續(xù)進(jìn)行,這些易偏析元素被富集到鑄坯中心或凝固末端區(qū)域,由此產(chǎn)生疏松[1]。機理之三是鋼液中氣體含量過高,在鋼液冷卻和凝固時,隨著溫度的下降,氣體在鋼中的溶解度減小,因而不斷有過飽和氣體析出,當(dāng)析出的氣體不能逸出鋼液而殘留在鋼中時,便形成密集的小氣孔,產(chǎn)生疏松[2]。

疏松的影響因素有很多。首先是澆鑄時的過熱度,過熱度越低,結(jié)晶前形成的成分過冷區(qū)越大,越有利于等軸晶的產(chǎn)生和生長,過熱度過高會產(chǎn)生成分的偏析[3]。因此,在不引起水口凍結(jié)的情況下,盡可能采用較低的過熱度澆鑄。其次是二次冷卻,冷卻強度過大,鑄坯表面溫度降低,而中心溫度變化很小,鑄坯橫斷面上溫度梯度增大,從而有利于柱狀晶的生長,使等軸晶比例降低,疏松加劇。拉速的提高會造成鑄坯液芯長度的增長,給鋼液補縮帶來困難,是形成疏松的一個因素。澆鑄速率變化不定也會加重疏松,還有鋼液的化學(xué)成分中碳、硫、磷等易偏析元素含量過高也易產(chǎn)生疏松缺陷。

通過對718H鋼疏松缺陷的分析發(fā)現(xiàn),718H鋼疏松斷口處有大量硫化物夾雜,并且縱向疏松點是沿著夾雜物擴展的,疏松點被硫化物包圍著,試樣夾雜物含量按照標(biāo)準(zhǔn)評級雖然未超出技術(shù)要求,但疏松點處卻聚集嚴(yán)重。在鋼中,夾雜物含量越高,材料的耐蝕性越差,夾雜物聚集嚴(yán)重的部位由于耐蝕性差,酸蝕后,腐蝕孔洞中的夾雜物發(fā)生脫落,在低倍檢驗時顯現(xiàn)為暗點或孔隙,即表現(xiàn)為疏松。

通過對40Cr13鋼疏松缺陷的分析發(fā)現(xiàn), 40Cr13鋼疏松斷口處存在鉻、釩等元素的偏析,顯微組織中聚集著較多白亮的塊狀碳化物。這是由于在鋼液凝固末期,先結(jié)晶的枝干和后結(jié)晶的枝晶之間成分不同,在某些部位碳和合金元素產(chǎn)生富集,特別是在樹枝晶之間最后剩余的殘液內(nèi),碳、鉻的富集程度很高,達(dá)到一定程度時將以大塊碳化物的形式析出[4]。在鋼錠凝固末期,隨著澆鑄鋼液溫度降低,鋼液變黏,元素偏析聚集,使固液兩相區(qū)的鋼液變得更黏稠,導(dǎo)致補縮無法充分進(jìn)行,進(jìn)而形成疏松。

由此可見,夾雜物的聚集是導(dǎo)致718H鋼產(chǎn)生疏松缺陷的主要原因,偏析溶質(zhì)元素的析出與聚集是導(dǎo)致40Cr13鋼產(chǎn)生疏松的主要原因。

3 改進(jìn)措施

根據(jù)以上對兩個鋼種的疏松原因分析,通過采取措施來減少鋼中夾雜物的數(shù)量和聚集程度、控制易偏析元素的偏析程度,就能有效地降低疏松,因此可采取以下改進(jìn)措施消除或減輕疏松。

(1)通過爐外、爐內(nèi)脫硫來降低鋼中的硫含量,提高原材料的純度,冶煉過程中適當(dāng)延長在鋼包內(nèi)的鎮(zhèn)靜時間,使鋼液中的爐渣充分上浮,降低由爐渣引起的夾雜物含量偏高,通過適當(dāng)?shù)拟}處理抑制硫化物的產(chǎn)生和分布形態(tài)等[5]。

(2)通過調(diào)整優(yōu)化澆鑄工藝如降低鋼液的過熱度、采取末端電磁攪拌等措施減小元素的偏析程度。

4 結(jié)束語

通過以上試驗結(jié)果發(fā)現(xiàn),兩個鋼種產(chǎn)生疏松的原因各不相同。718H鋼產(chǎn)生疏松的主要原因是夾雜物的聚集;40Cr13鋼產(chǎn)生疏松的主要原因是易偏析溶質(zhì)元素的析出與聚集。在實際生產(chǎn)中,降低夾雜物含量和減小元素偏析程度有利于消除或減輕疏松缺陷。對于存在疏松缺陷的樣品,在找出產(chǎn)生疏松的根本原因后,應(yīng)通過控制穩(wěn)定的澆鑄工藝過程和各個環(huán)節(jié)相互配合來降低疏松等級,進(jìn)而提高鋼材的內(nèi)部質(zhì)量。

[1] 鄒冰梅.中心偏析與中心疏松的形成與預(yù)防[J].鋼鐵技術(shù),2005(2):1-3.

[2] 桂立豐,唐汝鈞.機械工程材料測試手冊物理金相卷[M].沈陽:遼寧科學(xué)技術(shù)出版社,1999.

[3] 魏軍,劉中柱,蔡開科,等.煉鋼精煉連鑄工藝生產(chǎn)高碳鋼的質(zhì)量控制[J].煉鋼,2000(3):46-51.

[4] 蔡開科.澆注與凝固[M].北京:冶金工業(yè)出版社, 1987.

[5] 董履仁.鋼中大型非金屬夾雜物[M].北京:冶金工業(yè)出版社,1991.

Causes Analysis and Improvement Measures of Center Porosity for 718H Steel and 40Cr13 Steel

GUO Li-bo1,GAO Yan-qing2,MA Yu-min1
(1.Dalian Special Steel Co.,Ltd.,Dongbei Special Steel Group,Dalian 116105,China; 2.Dalian Joyum Heavy lndustry,Dalian 116105,China)

Severe porosity was found in 718H steel and 40Cr13 steel produced by some company.The forming reasons of center porosity of 718 H steel and 40Cr13 steel were analyzed through methods of chemical composition analysis,macroscopic examination,inclusion examination,metallographic examination,etc.The results show that:the main reason for porosity of 718 H steel was agglomeration of inclusions;the main reasons for porosity of 40Cr13 steel were precipitation and agglomeration of segregation solute elements;finally specific improvement measures were also put forward according to the porosity reasons.

718H steel;40Cr13 steel;center porosity;inclusion;segregation;improvement measure

TN707

:B

:1001-4012(2017)01-0062-05

10.11973/lhjy-wl201701014

2016-05-04

郭立波(1979—),女,工程師,主要從事掃描電鏡、金相等理化檢驗工作,sdcz126＠126.com。