李崇建，尹衍成

（青島特殊鋼鐵有限公司棒材研究所，山東 青島266400）

1 前 言

某廠生產(chǎn)的GCr15SiMn軸承鋼連鑄坯，在送至鍛造車間入爐加熱時(shí)發(fā)生開裂與斷裂。為提高生產(chǎn)產(chǎn)品的質(zhì)量及減少損失，同時(shí)弄清連鑄坯中心裂縫及鍛造加熱開裂的產(chǎn)生原因，對(duì)斷裂鋼坯進(jìn)行了理化檢驗(yàn)和分析。

2 試驗(yàn)及結(jié)果

2.1 化學(xué)成分分析

GCr15SiMn軸承鋼連鑄坯化學(xué)成分見表1。由表1 可見，化學(xué)成分符合GB/T 18254—2002《高碳鉻軸承鋼》中的GCr15SiMn標(biāo)準(zhǔn)成分要求。

表1 GCr15SiMn軸承鋼連鑄坯化學(xué)成分 %

2.2 入爐加熱斷裂連鑄坯檢驗(yàn)

2.2.1 宏觀觀察

連鑄坯進(jìn)入加熱爐加熱時(shí)出現(xiàn)斷裂，連鑄坯的斷裂面垂直于連鑄坯的軸向，端面較為平整，但其中心部位凹凸明顯。連鑄坯斷裂的宏觀情況如圖1所示。

圖1 連鑄坯斷裂的宏觀形貌

截取加熱斷裂料段制備低倍試樣，試片檢驗(yàn)面裂紋源于心部裂縫處，擴(kuò)展方向垂直于上、下弧切線。腐蝕前后裂紋形貌情況見圖2。腐蝕后裂紋，同時(shí)對(duì)低倍試片進(jìn)行了等軸晶率的測(cè)定，測(cè)定結(jié)果為50%。

圖2 腐蝕前后裂紋形貌

截取低倍試樣裂紋末端位置制備金相試樣，試樣編號(hào)為1#，此處宏觀裂紋比較平直，如圖3所示。

圖3 1#試樣宏觀裂紋

2.2.2 金相觀察

1#試樣經(jīng)研磨、拋光、4%硝酸酒精腐蝕后，置于光鏡下觀察，裂紋平直并呈Z 字形，裂紋為穿晶狀態(tài)，如圖4所示。

圖4 光鏡下裂紋形貌

2.3 中心裂縫低倍試片連鑄坯檢驗(yàn)

2.3.1 宏觀觀察

鑄坯試片切割后，觀察心部缺陷呈彎曲狀裂縫，如圖5所示。

圖5 鑄坯試片宏觀形貌

在鑄坯試片心部缺陷處取樣，制備成金相試樣，編號(hào)為2#，如圖6所示。

圖6 2#金相試樣

2.3.3 金相觀察

2#試樣經(jīng)研磨、拋光，置于光鏡下觀察，裂縫兩側(cè)無非金屬夾雜物存在，裂縫彎曲，并有網(wǎng)狀特征，見圖7；試樣經(jīng)4%硝酸酒精腐蝕后，置于光鏡下觀察，裂縫沿碳化物網(wǎng)開裂，呈沿晶開裂形態(tài)，見圖8。

圖7 光鏡下裂縫形態(tài) 100×

2.3.2 鑄坯SEM觀察

將2#試樣置于液氮中浸泡后，沿裂縫敲擊，制備斷口試樣。將斷口試樣放在四氯化碳溶液中采用超聲波清洗后吹干，對(duì)斷口和裂縫內(nèi)部進(jìn)行掃描電鏡觀察，斷口面上斷裂面的斷口為解理斷裂見9 a；缺陷裂縫內(nèi)部SEM 觀察可以看到凝固前沿枝晶生長(zhǎng)形貌，見圖9 b。

圖8 腐蝕后裂縫

圖9 試樣SEM圖像

3 分析與討論

3.1 連鑄坯鍛前加熱開裂

加熱斷裂料段解剖后內(nèi)部裂紋由中心向鑄坯兩側(cè)表面開裂，具有應(yīng)力開裂特征，高倍觀察裂紋周圍無非金屬夾雜物，腐蝕后裂紋兩側(cè)無明顯脫碳現(xiàn)象，裂紋多為穿晶。連鑄坯在入爐加熱時(shí)加熱速度太快產(chǎn)生的熱應(yīng)力，容易產(chǎn)生裂紋［1］。此裂紋是由于連鑄坯本體應(yīng)力（含矯直應(yīng)力）與入爐加熱時(shí)加熱速度太快產(chǎn)生的熱應(yīng)力共同作用，在鑄坯心部原缺陷處產(chǎn)生應(yīng)力集中導(dǎo)致開裂。

3.2 連鑄坯中心裂縫

從連鑄坯心部裂縫內(nèi)部SEM 觀察結(jié)果可以看出，在裂縫內(nèi)暴露鐘乳石樣的單晶體（枝晶簇），其二次晶軸與初次晶呈不同角度方向生長(zhǎng)，由于凝固過程中缺少鋼液補(bǔ)縮而使枝晶生長(zhǎng)停止。

高倍光鏡下裂縫周圍微裂紋為明顯的沿晶開裂，說明連鑄坯中心凝固時(shí)由于鋼液過熱度較大、拉速或冷卻不當(dāng)?shù)纫蛩貙?dǎo)致脆性開裂。

3.3 連鑄軸承鋼的凝固過程

從本質(zhì)上講，軸承鋼連鑄坯的凝固過程與一般的低合金鋼的凝固過程是一樣的。軸承鋼固液兩相區(qū)溫度區(qū)間達(dá)到131 ℃，因此，中等過熱的鋼液也有其柱狀晶強(qiáng)烈增大的趨勢(shì)。在凝固后期由于連鑄坯斷面中心柱狀樹枝晶的搭接、等軸樹枝晶不足或體積減少而形成了小鋼錠的凝固結(jié)晶現(xiàn)象，由此產(chǎn)生鑄坯的中心疏松與偏析，即具有小鋼錠結(jié)構(gòu)機(jī)理［2］。

另一方面，由于連鑄軸承鋼是含有鉻元素的過共析鋼，因此在連鑄坯的凝固結(jié)晶過程中，不可避免地產(chǎn)生碳化物。當(dāng)然，鋼液中還存在一些雜質(zhì)元素或化合物（如C、S、P、0、氧化物、硫化物），在固液界面上產(chǎn)生溶解平衡移動(dòng)。與此同時(shí)，從柱狀晶粒析出的溶質(zhì)元素或化合物排到尚未凝固的金屬液中，最后隨結(jié)晶的繼續(xù)進(jìn)行，把聚集的溶質(zhì)推向最后凝固區(qū)中心，即產(chǎn)生鑄坯的中心偏析，其偏析是與內(nèi)部夾雜和疏松相伴生的，即具有溶質(zhì)元素偏析機(jī)理［3］。

實(shí)際的連鑄軸承鋼方坯縱向中心的斷面情況，其凝固結(jié)構(gòu)具有縱向斷續(xù)性的小空洞的特點(diǎn)。在連鑄坯中心偏析部生成共晶組織，而在其他部位則不生成，共晶組織由鉻的富集碳化物和金屬相組成。碳化物中的碳濃度約為1.6%，從鉻的濃度、組織形態(tài)及腐蝕狀況可推定為Fe3C 具有小鋼錠結(jié)構(gòu)機(jī)理和溶質(zhì)元素偏析機(jī)理的特征。其凝固結(jié)構(gòu)具有縱向斷續(xù)性的小空洞的特點(diǎn)。其鋼坯中心的碳化物是共晶碳化物，分子式為Fe3C；在晶軸間的析出剩余相中碳、鉻、硫、磷含量較高。

3.4 軸承鋼連鑄坯中游離碳化物

以局部集聚形式析出。連鑄坯中存在的碳化物集聚在成品材中轉(zhuǎn)變?yōu)檠剀堉品较蚶L(zhǎng)為條狀碳化物。條狀碳化物使力學(xué)性能變壞，這是因?yàn)楸惶己豌t所富集的碳化物與其毗鄰的部分化學(xué)成分不均勻性，毗鄰部分含碳和鉻量越低，碳化物纖維越明顯。碳化物纖維在變形溫度不高時(shí)與外來的脆性夾雜物相似，在一定的條件下被破壞，同時(shí)產(chǎn)生顯微裂紋。

為了得到?jīng)]有碳化物不均勻性的鋼材，連鑄坯在軋制前必須遵守正確的加熱制度。加熱時(shí)間，尤其是加熱溫度，對(duì)碳化物偏析程度有很大影響。在高溫超過1 000 ℃時(shí)，加熱時(shí)間越長(zhǎng)，鋼中存在游離碳化物夾雜的級(jí)別降低的很多。加熱溫度高，對(duì)其質(zhì)量有好的影響（減少碳化物的不均勻性），也有壞的影響。隨著加熱溫度的提高，碳化物被溶解，促使變形金屬晶粒長(zhǎng)大，溫度超過1 000 ℃時(shí)，晶粒長(zhǎng)大特別明顯［4］。

4 結(jié)論及建議

4.1 GCr15SiMn 鋼連鑄坯心部裂縫是由于鋼液最后凝固部分因液態(tài)金屬?zèng)]有及時(shí)補(bǔ)充而形成的；連鑄坯鍛前加熱開裂是由于本體存在較大應(yīng)力與加熱時(shí)產(chǎn)生的熱應(yīng)力共同疊加，造成在連鑄坯心部原缺陷處產(chǎn)生應(yīng)力集中并導(dǎo)致內(nèi)部裂紋與斷裂。

4.2 結(jié)晶器的水量要合適，二冷段采用弱冷，以改善中心碳偏析和改善中心疏松狀況；M—EMS電流強(qiáng)度從260 A 提高到350 A，以改善中心碳偏析狀況；連鑄過熱度20～30 ℃、拉速為1.0～1.1 m/min，使連鑄坯斷面的各個(gè)結(jié)晶區(qū)碳含量比較均勻；連鑄坯在加熱爐中要保證合理的總加熱時(shí)間，以改善中心碳偏析狀況；在二冷末端設(shè)置電磁攪拌裝置并試驗(yàn)確定合理的攪拌強(qiáng)度和頻率，以提高連鑄軸承鋼的低倍質(zhì)量。