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发表于 2009-12-13 11:49:15
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本帖最后由 liyanfeng1 于 2009-12-13 11:50 编辑 ) m% ]6 Q* g" n: Z" d+ O
( \. L) P) q1 m, G( C7 B这是我公开发表的一篇论文一部分，也许能有帮助，具体可搜索百度
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1Cr13钢锻裂原因分析
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) q" U) e) g0 D0 q4 ]
+ `- L# d2 ?0 z* L1 I8 z1Cr13主要用于韧性要求较高具有不锈性的受冲击载荷的部件，如叶片、紧固件、阀门、热裂解设备备件等，也可用于常温下耐弱介质腐蚀的一些设备。某厂经常生产轮盘用1Cr13钢锻件。锻造过程中经常出现开裂的情况，开裂往往在钢锭拔长阶段就已出现，随着锻造的进行，裂纹迅速扩展。采取退火后清理及车床加工去除裂纹再重新加热锻造的生产工艺路线，严重影响了产品制造成本和生产周期，裂纹废品时有发生。为弄清1Cr13钢锻裂原因，从金相组织和生产实际等方面对该钢进行了广泛的研究。
; A% _+ c: b: V" W6 M' _1 m% {1、 化学成分
4 G( b$ |3 v" k. A2 S0 {2 {: M1Cr13的化学成分如表1：(GB1220-92)
$ y% M. | k# w! B9 rC Si Mn Cr S P
" s6 W1 w7 H2 C. y( j5 l7 S≤0.15 ≤1.00 ≤1.00 11.5 –13.5 ≤0.035 ≤0.035# v+ k, a4 m1 c6 J+ R
表一 1Cr13化学成分 2 E- J% Y4 p1 T5 J* @ W
2、 铬不锈钢的相图. W- g$ x/ }* T; c$ C/ ]
铬不锈钢Fe－Cr－C系含铬12%的垂直截面相图如图1：
* Q; |2 }4 b6 M; P" u: }1 A( i3 h2 @- O9 [# p& ^4 X8 F- ?, ?
从金相组织划分，1Cr13钢属于半马氏体钢，在常温下是铁素体和马氏体的混合组织。从Fe－Cr－C合金相图分析，在高温下（热加工温度）也存在α相（铁素体）和γ相（奥氏体）组织。在两相共存区进行热加工时容易出现由于两相的变形率不同，造成应力集中，导致铁素体相晶界断裂。因此，1Cr13钢由于成分设计的原因，使该钢很容易发生锻造开裂。' T3 ?3 d1 Y$ t& d9 J
3、 1Cr13钢高温塑性
2 {( N2 H/ M% a/ B% m- B m对1Cr13钢进行了高温塑性试验，试验结果如图2：
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& E a: k" ~6 z' U; r' p温度℃ 12%Cr C含量%3 I9 T) n. M. w# [
图1 Fe-C-Cr相图（简图）
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* Y6 Z4 i- M9 Z ?. r4 v* L- d温度℃
9 E$ _1 O3 |5 _7 j- k1 Y- R7 W8 k 图2 1Cr13钢高温塑性
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从塑性图上看，在1000及1100℃时，断面收缩率下降，而在1200℃则又重新升高。结合相图分析，1000和1100℃断面收缩率所以降低，是因为在这一温度区域内，组织是由两相组成的。两相的变形率不同，造成应力集中，导致铁素体相晶界断裂，表现为断面收缩率降低。高温塑性实验证实1Cr13钢塑性降低是由于两相共存造成的。
M# K# V7 C7 c6 I6 \4、 提高1Cr13钢锻造塑性的途径' J$ t- x5 g' T$ }
已知1Cr13钢锻造塑性的降低主要是由于两相共存造成的，因此从消除两相共存入手行分析。从图1（Fe-Cr-C相图）分析，有α、γ、δ三个单相区。定性的分析，很低的C%含量（小于0.08%）高温时（大于1200℃）为δ单相区（高温铁素体）、低温时（小于1000℃）为α单相区（低温铁素体），较高的C%含量（大于0.15）在锻造温度区（1200-900℃）为γ单相区（奥氏体）。在这三个单相区内，1Cr13应该具有较高的塑性。考虑到锻造是在持续温降的过程中进行的，以及加热炉对温度的承受能力等因素，认为在δ单相区锻造实际上是不可行的。而在α单相区锻造因为锻造温度区间窄，低温变形抗力大等原因，使得α单相区锻造困难重重。因此选择γ单相区锻造是必然的。但是，标准要求1Cr13钢 C%≤0.15,在较低的C%含量下，获得单一的γ相是相当困难的。只能获得以γ相为主的γ、α两相共存组织。据资料介绍，两相中铁素体（α相）量在10%-30%范围内最容易锻裂。而影响两相比例的主要是C、Cr等化学成分。有人认为，含碳量在0.08%-0.12%之间锻裂的敏感性最大。为保证热加工性能，冶炼这种钢时必须对碳、铬含量严格地内控。根据经验，用电炉冶炼、浇注成5.5t的大钢锭，若钢中含碳量<0.11%(特别是在铬量高时)，初锻时往往开裂。为此，把冶炼含碳量控制在0.12%-0.15%之间，目标成分定为0.13%。然而，这么窄的控制范围给冶炼操作带来困难。目前国外的厂家大多采用AOD,VOD等方法冶炼1Cr13钢，含碳量都控制在0.07%以下（实际上是冶炼0Cr13）,问题不太突出。应该指出，冶炼低碳不锈钢，降碳使铬损增加，增加了冶炼成本。冶炼中影响[Cr]损失的主要因素是吹氧末的终点碳含量。随着终点碳含量的降低，[Cr]的损失明显增加。某项统计表明，1Cr13钢的终点碳控制在0.09%-0.11%时，[Cr]的损失大约为20%-30%。[Cr]的回收率可稳定在75%-80%，如果终点碳控制在0.06%-0.08%时，[Cr]的损失达50%-65%，个别损失达75%以上。[Cr]的回收率仅在35%-45%。
; C' E- m# d0 u% Y @+ x1 b5、 防止1Cr13钢锻造开裂的措施! {; @5 V" B9 M5 i
在1Cr13钢冶炼化学成分无法改变的情况下，对锻造工艺参数进行合理的控制可以防止锻造开裂。众所周知，锻造低塑性钢时减小压下量可以有效的防止裂纹的生成。因此减小1Cr13钢 的锻造压下量也能防止裂纹的出现。实践证明，采用30-40㎜的压下量大大的减少了裂纹出现的几率。从图2知道，1Cr13钢在大约1000到1100℃的区间内塑性降低，那么避开低塑性区锻造就可以防止裂纹的出现。尽可能的提高始锻温度，终锻温度控制在低塑性区出现之前是最理想的情况，可以采用较大的压下量。温度降低至低塑性区以下时，钢锭的实际温度仍然在900℃以上，可以继续锻造。如果能准确的判断出低塑性区出现的时间，就可以相应的使用不同的压下量，而且不会导致裂纹。从生产实际角度来看，终锻温度控制在低塑性到来之前，使锻造温度区间大大缩小，严重影响锻造生产率，因为几乎没有可供锻造的时间。准确的掌握低塑性区出现的时间，需要细心的观察和丰富的实践经验。压下量的控制则比较容易。因此，提高始锻温度，扩大锻造温度区间，使用较小的压下量是可行而又容易操作的锻造方法。有资料建议，1Cr13钢的加热极限温度为1280℃，终锻温度850℃。
$ D0 A1 a' r) |三、结论9 t- F( f% d$ C6 h# j) @8 ?
综合以上分析，得出1Cr13钢锻造开裂的原因：, r( z/ Y' F4 o$ J
1、由于1Cr13成份设计的原因，冶炼出的钢在锻造温度区间内存在两相组织，实际的冶炼成份使两相组织的比例恰好处于塑性降低的范围内。 i/ E8 r4 S( c/ h$ x, ?* |
2、钢中存在两相组织时，由于两相的变形率不同，造成应力集中，而实际的压下量又超过了该钢的允许变形量，造成锻造开裂。! J+ U, m* F) G6 N0 [
为防止1Cr13钢锻造开裂，可采取的措施有：7 C7 d& ^1 o6 X% n! e" e' g- ^$ F
1、 采用切实可行的冶炼方法，控制碳和铬的含量，C%≤0.07或在0.13-0.15之间有助于改善钢在锻造温度区的两相比例，提高1Cr13的高温塑性。( Y& k0 H3 T! q
2、 尽可能的提高1Cr13钢的始锻温度，扩大锻造温度区间，针对不同的塑性区，采用适宜的压下量，或采用很小的30-40㎜的压下量，防止锻造裂纹的生成。 |
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楼主: 打铁
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发表于 2009-11-25 18:29:54
楼主
，你咋不看看前面的回复呢？
