2Cr13钢活塞杆淬火裂纹分析

黄丽秋　曹　虹　周预平　赵林武　张庆坤　汤晶晶　王明哲

(武汉重工铸锻有限责任公司，湖北430084)

摘  要:在生产2Cr13马氏体不锈钢活塞杆时发现，已锻成形的部分有一段被加热到锻造温度范围内，在后续锻造中变形很小甚至没有变形，且淬火时产生了裂纹。经试验分析是由于该段晶粒粗大，淬火时组织应力超过该段的材料强度所致。

关键词:2Cr13钢;活塞杆;淬火裂纹

　  2Cr13是一种马氏体不锈钢，在室温下的平衡组织是由铁素体加碳化物组成。加热到Ac3和Acm点以上的一定温度时呈单一的奥氏体相，加热温度过高，极易引起晶粒粗大，使钢的塑性下降。Φ250mm圆棒油淬时可完全淬透，钢的组织全部由马氏体组成，但工件中心和表面的组织转变(即M的形成)不是同时进行的，这样，容易使工件表面在冷却后期产生较大的拉应力，从而产生裂纹。生产实践表明，纵向裂纹往往发生在完全淬透的工件上，并且随淬火温度的提高形成这种裂纹的倾向也增大。本文对2Cr13钢活塞杆淬火裂纹进行了分析。

1　淬裂情况

2005年10月～11月处理了三炉，每炉两件共六件2Cr13活塞杆，其中有三件淬火后均在全长近1/2处出现纵向裂纹。炉号分别为057-1612、057-876、057-915，后两件因裂纹较浅(成品Φ200mm×14000mm)经借偏加工挽救未报废。唯057-1612这一根因裂纹较深，达71mm无法挽救而报废。其裂纹情况见图1。

图1　裂纹情况图

2　生产过程简介

2.1　工艺路线

电炉冶炼(EF)→钢包精炼+真空处理(LFV)→大气浇注→钢锭红送→锻造→等温退火→粗加工→探伤(内控)→调质→力学性能→超声波探伤。炼钢时也可选用LF+VOD路线。

2.2　锻造过程

接红送钢锭→进炉加热到1200℃/6h→压钳把、拔长、回炉→加热至1200℃/6h→拔长至长八方450mm→加热到1200℃拔长至Φ270mm×9000mm完工。T端进炉中间退火(退火工艺见图2)→加热至1200℃/6h→拔长→加热至1200℃/4h→拔长、滚圆完工，不再进炉。

图2　2Cr13钢活塞杆中间等温退火工艺

图3　2Cr13钢活塞杆调质工艺

2.3　热处理厂调质工艺见图3。

3　解剖分析

3.1　取样

　　为查明产生裂纹的原因，对裂纹进行解剖分析，方案如下:

(1)按图4所示锯第Ⅰ刀，将裂纹处分成A、B、C三块。C块做低倍试验。

(2)A、B两块暴露的裂纹作宏观观察。

(3)留A块。对B块按图4所示锯第Ⅱ刀，然后将带裂纹的小块等分割成1、2、3、4小块，作以下分析:

1)化学成分分析，1、4块;

2)非金属夹杂物分析，1、2、3、4小块;

3)裂纹附近氧化情况分析，1、2、3、4小块;

4)裂纹附近组织与晶粒度(最好能显示晶界)，1、2、3、4小块，附金相照片。

(4)其他试验:根据上述试验结果进行电镜分析。

图4　裂纹分析方案

3.2　裂纹形貌

按解剖方案锯第Ⅰ刀后得到B、A带裂纹的试块。其裂纹示意图见图5。

由图可见，整个裂面呈黑色，在靠近外圆表面附近有一上底边长14mm，下底边长26mm，高为30mm直角梯形区呈深黑色。说明此区域先于其他区域形成淬火裂纹。深黑色的裂面比黑色区更粗糙(颗粒更粗大)。裂面平整属脆性断裂。

依稀可见浅放射性条纹由表向里伸展，说明裂纹源于表面向中心扩展。在近表面的裂源区未见可能形成裂纹源的夹杂物或其它缺陷。在外表面还有一条16mm长的裂纹，其源头位于上述裂面，此裂纹深度为43mm，说明淬火时表面拉应力很大。

图5　断口形貌示意图

3.3　检验结果

3.3.1　C块低倍检验组织正常，未见冶金缺陷。

3.3.2　第1、4块化学成分分析结果见表1，化学成分正常。

3.3.3　非金属夹杂物检验结果为氧化物1.5级，硫化物2级，正常。

3.3.4　组织与晶粒度检验结果表明组织为索氏体，晶粒度6级，正常。

3.3.5　裂纹附近未见氧化、脱碳现象，说明裂纹是在淬火过程中形成。与断口形貌观察结论相吻合，即属于淬火裂纹。

3.3.6　电镜观察结果如下:

(1) 断口形貌

宏观上观察，断口污染严重，清洗困难，电镜中也难以观察到清晰形貌，但仍能辨认。近表面的断口中未见有可能成为裂纹源的夹杂物或其它缺陷。离表面较远处的断口平坦，有经变形后的夹杂，主要是MnS夹杂，但不多。

(2) 裂纹及气孔

在金相试样上观察到较多的气孔，有些孔内有小粒子，但多数孔内没有。观察表明裂纹扩展经过了一些气孔，有些还是典型的含氢气孔。

(3) 组织和晶粒度

试样组织为回火索氏体，碳化物分布均匀，组织正常。沿断口表面层观察，未见明显脱碳现象。晶粒尺寸一般都在200μm以上，实际观察到的晶粒有的更大，晶粒度评为2～3级。

(4) 其他

在金相试样上还观察到图6所示的形貌，图6(a)是三叉晶界处的夹杂，图6(b)是变形后的夹杂，能谱分析表明，其主要成分为Cr、Fe，能谱分析见图7。

4　结果分析

4.1 断口表面未见有可能成为裂纹源的夹杂物或其它缺陷，金相磨面上也未观察到较大夹杂物，所以，裂纹源与夹杂物的关系不大。

4.2 试样的组织为回火索氏体，碳化物颗粒细小，分布均匀，是正常的调质组织，说明调质工艺正常。

图6　夹杂形貌

 
                  (a)图6(a)中夹杂的能谱图                      (b)图6(b)中夹杂的能谱图

 图7　能谱图

4.3　沿断口表面层观察，未见明显脱碳现象，说明裂纹是产生于淬火过程中。因调质工艺正常粗大晶粒显然是在锻后、淬火前已形成并遗传到调质组织中。

据资料介绍，2Cr13钢¡250mm圆棒油淬时可完全淬透。在完全淬透时，工件的中心和表面都得到马氏体组织，硬度内外接近。但工件的中心和表面的组织转变(即M的形成)不是同时进行的。由于表面冷得快，先进行A→M转变，待其转变已完成并形成了一个坚固的马氏体外壳时，中心才开始由A→M的转变，因为M的比容大而且伴随有体积的膨胀，中心部分的这种膨胀将使表层受到向外胀大的拉应力作用，而中心则受到压应力作用，当表层的拉应力值达到或超过该材料的强度或破断应力时便可能形成由表面裂向内部的纵向裂纹。这种裂纹是淬火的切向

应力引起的。

4.4　锻造工艺过程中，是锻好一端后，另一端入炉加热后再锻成形。在第二火加热时，已锻成形的一端必然有一段被加热到锻造温度范围内，在后续锻造中，已锻成形又被二火加热到锻造温度范围内的那一段变形很小甚至没有变形，因此造成这一段晶粒粗大。

4.5　金相试样上虽然观察到图6所示形貌，但只是个别现象，且尺寸较小，无影响。还检测到含氢气孔，量虽较多，但尺寸小，不是裂纹产生的主要原因。

5　结论

锻造过程中，二火加热时，已锻成形部分有一段被加热到锻造温度范围内，在后续锻造中其变形很小甚至没有变形，造成这一段晶粒粗大，强度降低，淬火时由于组织应力超过该段材料的强度，从而产生裂纹。