1300轧辊断裂失效分析

来源:热处理网作者:马伯龙

金属铸锻焊技术Casting·Forging·Welding

面积约占整个圆弧区域面积的1/5左右,在粗糙圆弧区表面可以清晰地观察到“人字形花样”,如图2,人字纹(撕裂棱线)不完全呈直线,而是略带

裂纹源

终断区1

2009年9月

纹的周向以及径向扩展过程中,由于轧辊各部位材料韧性的不同,分别在断口表面出现粗糙区(半径中部)和平整区(心部),粗糙区表示材料的韧性尚可,而平整区则表明韧性很低,即轧辊半径中部韧性最高而心部韧性最低。

从上述宏观断口形貌分析中可以判断,轧辊断裂裂纹首先起源于轧辊外表面,随后沿着轧辊周向和径向扩展,并在轧辊的继续转动过程中发生断裂,最终形成两个终断区。同时显示轧辊整体

终断区2

Fig.1Sketchmapofthefracturesurfaceofroller

图1轧辊断口示意图图2轧辊断口裂纹源宏观照片

韧性不足,尤其是轧辊心部韧性很低[2]。

Fig.2Morphologyofthecracksourceinfracturesurface

2.2轧辊材料成分分析

轧辊各部位材料X-射线荧光光谱成分分析(XRF)结果见表1。可以看出,轧辊各部位材料合金元素含量都在标准范围内,且成分基本一致,表明合金元素在轧辊内部的分布是均匀的。另外,轧辊材料中还含有少量Cr、Mo合金元素,这些合金元素对提高轧辊的性能是有益的。除了轧辊半径中部S、P杂质元素略有偏高外,其他成分并无异常。

表1轧辊材料成分(质量分数,%)

Tab.1Chemicalcompositionofroller(wt%)

测试部位

弯曲,并从轧辊表面向心部呈放射状发散。“人字形花样”是脆性断口最主要的宏观特征,人字纹顶点一般代表着裂纹源位置,从图2中人字纹顶点指示位置来看,可以判断轧辊断裂裂纹源位于轧辊外表面,即裂纹起源于轧辊外表面。表层半粗糙区中还有约4/5的区域表面较为平整,存在少量韧性撕裂痕迹,显示裂纹在轧辊外表面形成后沿着周向快速发展并通过的特征。在粗糙区对面的较平整断口表面可以清晰观察到“撕裂台阶”,其汇聚方向依然指向轧辊外表面,而撕裂台阶汇聚方向一般也代表着裂纹的扩展方向。同时在该处外表面上亦可清晰观察到厚度约20mm左右的剪切唇,而剪切唇在断口形貌中一般表示裂纹发展的终止区[1],因此可以判断该区域为最终断裂区之一。在接近剪切唇的表面区域,断口表面逐渐与轧辊轴线发生倾斜,并最终呈45°交角,显示断口逐渐由正应力断口向剪切应力断口转变,这可能与轧辊断裂后期应力状态发生变化有关,即由断裂开始时的平面应变状态(脆性状态)转变为断裂后期的平面应力状态(塑性状态),并在断口表面出现相应的塑性断口形貌特征(如剪切唇)。需要特别指出的是,在轧辊次心部断口表面还发现

MnSiCrMoSPFe余量余量余量余量

轧辊表层0.160.360.0380.0351.79/轧辊半径中部1.770.160.300.0620.0460.28轧辊心部0.180.370.0420.0341.890.31标准[3]1.40~1.800.17~0.37//≤0.04≤0.04

2.3轧辊微观组织分析

为了使轧辊表面获得较高的硬度、强度和耐磨性,就必须对轧辊进行淬火热处理,但是由于轧辊直径很大(准1300mm),很难通过淬火获得马氏体组织,因此就必须提高轧辊材料的淬透性。锰元素可以强烈地提高钢的淬透性,在端淬曲线上硬度下降平缓,对具有较大截面的钢件可以实现其强化效果,但是塑性会有所下降。钢中锰元素含量低于2%时,对低碳钢的冲击韧度没有不良影响,但是对中碳钢则会明显降低其冲击韧度,对于采用55Mn2钢制造的轧辊必须引起特别的注意。另外,锰元素也会明显增加钢的过热倾向,因此在加热时应严格控制温度,加热时间亦不可过长,应尽量采用本质细晶钢。锰元素还会增加钢中的偏析和夹杂物数量,促进条状硫化锰夹杂物的形成,从而使钢易于形成带状组织并促进钢的各向异性。另外,锰钢还具有比较明显的回火脆性倾向和白点敏感性。总而言之,锰元素虽然可以通过提高

"漩涡型"断口,这种断口一般系在扭转应力条

件下形成,且漩涡中心一般代表最终断裂区域。“漩涡型”断口的出现表明在轧辊的断裂过程中扭转应力也在起作用,这就意味着轧辊的断裂并不是在瞬间完成的,说明在裂纹的扩展过程中轧辊仍然在继续转动,并形成扭转型断口。扭转型断口的出现表明裂纹在形成后除了快速的周向扩展外,还有一个向心扩展(即径向扩展)的过程。在裂

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