1Cr17Ni2钢锭锻造开裂失效分析

陈民涛，吴杏格，李超越，丁少宁

太原重工股份有限公司 山西太原 030024

1 序言

两支4.6t钢锭，材质为1Cr17Ni2，在锻造开坯过程中，均出现严重横裂，其中一支同时伴有严重纵裂，对批量产品造成较大影响。为避免后续生产中出现类似问题，因此对钢锭开裂原因进行系列分析。

钢锭加热工艺：500℃保温2h，按100℃/h速率升温至850℃，保温2h，功率升温至1180℃，保温6h，出炉锻造。在第一火压方过程中发生严重开裂[1]。

2 现场观察

钢锭表面存在多处横裂，呈明显阔开口形，纵裂一条基本贯穿钢锭长度方向，位于方坯中央位置，裂纹开口宽度较小，钢锭头部、尾部端面呈碎块状多处开裂，如图1～图4所示。原始断口已氧化，呈灰黑色，属典型断口经历高温所致的形态。

图1 钢锭裂纹形貌

图4 端面裂纹

3 试验分析

3.1 低倍试验分析

在钢锭开裂处取横截面试片进行热酸浸试验，结果见表1。钢锭横截面试片基本呈正方形，在其一边中间处有一条开口形裂纹，深度约6mm，为宏观钢锭纵向裂纹的垂直深度。在边缘明显可见柱状晶型花纹，且试片上有多条小裂纹，最大长度约10mm，如图5～图7所示。

表1 横截面试片热酸浸试验

图3 钢锭横、纵裂纹形貌

图5 低倍形貌

图6 纵裂纹

图7 锭型偏析

试验结果表明，钢锭锻后（仅压方）锭型偏析严重，为不合格。观察到的小裂纹与钢锭铸件柱状晶高度相关。

3.2 断口试验分析

人工断口为典型贝壳状断口，形貌如图8所示。试验结果表明，贝壳状断口为非正常断口，其形成原因有待进一步分析。

图8 贝壳状断口形貌

3.3 化学成分分析

在钢锭表面及R/2处取样进行化学成分分析，结果见表2。化学成分符合1Cr17Ni2钢技术要求。

表2 1Cr17Ni2钢化学成分（质量分数） （%）

3.4 非金属夹杂物检测

在试片上取高倍试样进行非金属夹杂物检测，按GB/T 10561—2005《钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法》评定，结果见表3。钢锭纯净度合格，但B类氧化铝类夹杂物较多[2]。

表3 非金属夹杂物检测结果 （级）

3.5 金相分析

不同位置的试样做金相组织、晶粒度检测，结果见表4。

表4 金相组织、晶粒度检测

试验结果表明，组织为低碳马氏体+铁素体+沿晶碳化物+层片状组织，碳化物沿晶界连续分布，且沿原始柱状晶析出，将产生较大脆性，降低钢的力学性能。各部位金相组织如图9～图14所示。

图9 表面组织（100×）

图10 表面组织（500×）

图11 R/2处组织（100×）

图12 R/2处组织（500×）

图13 心部组织（100×）

图14 心部组织（500×）

3.6 裂纹分析

低倍小裂纹微观形态宽窄不一、断续，边界模糊，尖端不连续。小裂纹旁有极细微裂纹，呈断续线状、岛状分布。经氯化高铁盐酸水溶液浸蚀后，小裂纹及微裂纹组织形态主要沿柱状晶分布的铁素体分布，裂纹旁组织无明显变化，如图15～图18所示。结果表明，锻件小裂纹及微裂纹均与沿铸态柱状晶分布的碳化物有密切联系。

图15 裂纹（100×）

图18 裂纹组织（500×）

3.7 微观断口分析

宏观贝壳状断口，扫描电镜微观形态为解理羽毛及平行解理间形成的撕裂脊线，局部可见铸态自由结晶表面及第二相质点及夹杂物，如图19～图22所示。微观解理裂纹源位于晶界自由结晶表面，能谱确定该处主要含C、Al、Si、Cr、Ni等元素，其中Al、Si、Cr等元素，微区成分皆偏高平均水平，Ni元素低于平均水平，解理微区成分则与宏观化学成分接近。结果表明，贝壳状断口为钢中铝元素微区偏聚所致。

图2 钢锭裂纹形貌（近景）

图16 微裂纹（500×）

图17 裂纹组织（100×）

图19 解理及枝晶（500×）

图20 解理羽毛（1000×）

图21 夹杂及解理撕裂脊线（500×）

图22 解理（1000×）

4 讨论

化学成分检测结果表明，钢锭材质符合1Cr17Ni2钢技术要求。但钢锭组织均匀性差，锭型偏析为3.5级，不合格。锭型偏析是由钢锭柱状晶区与中心等轴晶区交界处的成分偏析和杂质聚集所致[3]。钢锭低倍柱状晶区明显可见多条小裂纹，微观裂纹形态与铸态柱状晶分布的碳化物形态相似。钢锭锻后组织为低碳马氏体+铁素体+碳化物+层片状组织，晶粒度为3.5～5.0级，柱状晶区组织分布仍保留柱状晶形态，晶界上有大量连续分布的碳化物，可加大组织脆性[4]。

钢锭柱状晶区出现贝壳状断口为非正常断口。微观断口呈解理及撕裂脊线，可知钢锭脆性较大。微观解理裂纹源位于晶界自由结晶表面，且能谱C、Cr、Al、Si等元素微区偏高，分析认为系存在含Cr碳化物以及含Al第二相所致。

当wAl接近0.09%时，在柱状晶区易出现贝壳状断口。当采用铝脱氧时，一旦铝含量控制不严，易造成铝残留量较多。尽管钢液中原始铝含量并未超标，但在钢锭凝固末期，因铝熔点较低，残余钢液中铝浓度显著增高，足以使含铝第二相从钢液中析出，呈树枝晶形态，是一种显微偏析现象。当结晶缓慢时，残余钢液中析出的树枝晶含铝第二相，被推到一次结晶的晶界上，当基体结晶速度超过某一临界速度时，就被截留于生长的晶体中，最终加大晶间断裂敏感性[5]。

钢锭加热工艺为500℃保温2h，按100℃/h速率升温至850℃，保温2h，按功率升温至1180℃，保温6h，出炉锻造。1Cr17Ni2属马氏体-铁素体双相不锈钢，具有475℃脆性。加热时应避免在400～525℃温度区间内长时间加热。1Cr17Ni2钢加热至900℃以上时，晶粒长大倾向明显增大，同时脆性增大，使锻造条件恶化。

5 结束语

钢锭化学成分符合1Cr17Ni2钢技术要求，但组织均匀性较差，锭型偏析严重。钢锭锻后组织不良。钢锭开裂的主要原因系钢锭加热工艺设计不当，极易导致475℃脆性产生，并且钢锭铸件冷却缓慢，柱状晶区析出含铝相，造成晶间断裂敏感性增大，在二者共同作用下，最终导致锻件开裂。