Analyse der Ursachen für den Bruch von Stützwalzen in 3500 mm Steckelwalzwerken

Zusammenfassung: Beizen mit geringer Vergrößerung, metallografische Untersuchung, Rasterelektronenmikroskopie, Energiespektrumanalyse und andere Methoden wurden verwendet, um die Bruchfläche der 3500 mm Steckel Mill-Stützrolle zu analysieren, die einen anfänglichen Bruch erlitt. Die Ergebnisse zeigen, dass die große Restspannung und die Ansammlung und Verteilung verschiedener Einschlüsse und Karbide die Hauptgründe für den Bruch der extragroßen Stützrolle sind.

Schlüsselwörter: Stützwalzen; Bruch; Einschluss; Karbidansammlung

Bei der Unfallrolle handelte es sich um eine Tragrolle vom Typ 3500 mm Steckel Walzwerk. Es wurde zum zweiten Mal an der Maschine installiert und in der unteren Walzenposition installiert. Während des Debugging-Prozesses des Walzwerkpralls trat plötzlich ein lautes, ungewöhnliches Geräusch auf, und die Inspektion ergab, dass die untere Stützrolle gebrochen war. Die Walzkraft auf jeder Seite beträgt 26,36 MN, wenn sie bricht (der erforderliche Wert zum Debugging des Walzwerkpralls beträgt 29,4 MN auf jeder Seite). Der Prellvorgang dieses Walzwerks ist ein vollautomatischer Betriebsvorgang, und es gibt keine Anomalien im Verfahren.

Das Material der Stützwalze ist 3% CrMoV, die Walzenkörpergröße beträgt 1950 mm × 3450 mm, das fertige Produkt wiegt 115,25 t und der Stahlbarren wiegt 227 t. Das fertige Produkt hat den Ultraschalltest bestanden. Um die Ursache des Unfallwalzenbruchs herauszufinden, wurde an der verbleibenden Walze eine anatomische Analyse durchgeführt.

1 Makroskopische Bruchbeobachtung der Unfallrolle

Die Stützwalze brach etwa 1315 mm von der Endfläche des Walzenkörpers auf der Bedienseite (nicht markierendes Ende) entfernt. Die Bruchfläche steht nahezu senkrecht zur Achse des Walzenkörpers und der Bruch ist relativ gerade, wie in Abbildung 1 dargestellt. Die ursprüngliche Bruchquelle liegt etwa 305 mm vom Mittelpunkt entfernt, siehe Abbildung 2.

2 Unfallwalzen-Produktionsprozess

Der eigentliche Produktionsprozess der Stützrolle ist: Vorbehandlung im Elektroofen → Vakuumraffination → Vakuumguss → Schmieden → Wärmebehandlung nach dem Schmieden → Vorbehandlung und Ultraschallprüfung → Endwärmebehandlung → Endbearbeitung und Ultraschallprüfung → Verpackung und Versand.

Abbildung 1 Bruchmorphologie

Abbildung 2 Der Abstand zwischen der ursprünglichen Bruchquelle und dem Mittelpunkt des Kreises

3 Anatomische Testanalyse der Unfallrolle

3.1 Querschnittsprüfung mit geringer Vergrößerung

Verwenden Sie den Abschnitt einer der gebrochenen Walzen, um daraus ein Teststück mit geringer Vergrößerung und einer Dicke von 50 mm für die Prüfung mit geringer Vergrößerung zu verarbeiten. Es wurden drei offensichtliche Defekte gefunden, die sich jeweils in den Bereichen A (und den umliegenden angrenzenden Bereichen), B (und den umliegenden angrenzenden Bereichen) und C in Abbildung 3 befinden.

Abbildung 3 Defektverteilungskarte bei geringer Vergrößerung

Bereich A besteht aus einer dunklen, punktförmigen Absonderung, die in einem Bereich von 80 mm bis 180 mm vom äußeren Kreis verteilt ist (nicht beschränkt auf den mit A gekennzeichneten Drahtrahmen), siehe Abbildung 4.

Abbildung 4 Dunkle punktförmige Trennung im Bereich A

Bereich B ist eine helle, punktförmige Absonderung, die in einem Bereich von 200 mm bis 510 mm vom Kreismittelpunkt aus verteilt ist (nicht beschränkt auf den mit B gekennzeichneten Drahtrahmen), siehe Abbildung 5.

Abbildung 5 Helle punktförmige Entmischung im Bereich B

Bereich C ist ein helles Netzwerk von Defekten, die in einem Bereich von 250 mm vom Kreismittelpunkt aus verteilt sind (im Wesentlichen innerhalb des mit C markierten Kästchens verteilt), siehe Abbildung 6.

Abbildung 6 Helle Netzwerkfehler im Bereich C

3.1.1 Ergebnisse der Prüfung von Bereich A bei geringer Vergrößerung

Die Energiespektrumanalyse zeigt, dass es neben der ungleichmäßigen Verteilung körniger Carbide, die reich an Cr, Mo und V sind, in der Probe bei geringer Vergrößerung im Bereich A viele Arten nichtmetallischer Einschlüsse gibt. Dazu gehören massives Titannitrid, Mangansulfid, Siliziumoxid, Aluminiumoxid und komplexe Oxidschlacke, die reich an C, Al, Mg, Ca, Si, Cr, Na, Cl, Mn, S usw. sind. In der Zusammensetzung der Legierungsmatrix gibt es kaum einen Unterschied. Kombiniert man Gewebe- und Energiespektrumanalyse, sind die schwarzen Flecken in der Probe bei geringer Vergrößerung im Bereich A nichtmetallische Einschlüsse, die reich an C, S und Al, Mg, Ca, Si, Cr, Na, Cl und Mn sind.

3.1.2 Ergebnisse der Prüfung von Bereich B bei geringer Vergrößerung

Durch Detektion bei geringer Vergrößerung, metallografisches Mikroskop, Rasterelektronenmikroskop und Energiespektrumanalyse. Weiße fleckenartige Entmischung ist ein Aggregat aus kleinen körnigen Carbiden, die reich an Cr, Mo und V sind, und großen körnigen Oxiden, die reich an Cr, Si, S und C sind und deren Zentrum Blasen oder Löcher sind. In Carbiden und Blasen sowie in ihren Matrixstrukturen wurde ein höherer O-Gehalt festgestellt.

3.1.3 Ergebnisse der Prüfung von Bereich C bei geringer Vergrößerung

Bestimmt durch Detektion bei geringer Vergrößerung, metallografisches Mikroskop, Rasterelektronenmikroskop und Energiespektrumanalyse. Netzwerksegregation ist ein Aggregat, das aus einer großen Anzahl weißer körniger Carbide mit hohem Fe-, Cr- und Mo-Gehalt und einer kleinen Menge großer körniger Oxide mit hohem Fe-, Cr- und C-Gehalt besteht.

3.2 Analyse der Entstehung und Ursachen von Bruchrissen

Zur experimentellen Untersuchung wurde aus der ursprünglichen Bruchquelle der Unfallrolle ein Prüfstab entnommen.

Die metallografische Struktur der Bruchproben wurde analysiert. Bei geringer Vergrößerung stellte man fest, dass es im Matrixgewebe ungleichmäßig verteilte grauweiße Entmischungsbereiche gab. Nach der Vergrößerung stellte man fest, dass sich am Rand einer Seite der Probe eine schwach sichtbare Linie befand. Das grauweiße Gewebe ist fein und das Matrixgewebe dick, wie in Abbildung 7 dargestellt.

Abbildung 7 Metallografische Struktur der Bruchfläche bei geringer Vergrößerung

Bei starker Vergrößerung ist die grauweiße Feinstruktur eine Matrix aus Troostit + Perlit + einer großen Anzahl körniger Carbide. Carbide können aggregiert oder in einem Netzwerk verteilt sein. Die grobe Matrixstruktur ist Troostit + Sorbit + Perlit, und es ist schwierig, große Carbidpartikel in der Matrix zu finden. Darüber hinaus sind in der Nähe beider Seiten der Kornlinie weitere nichtmetallische Einschlüsse zu sehen, siehe Abbildung 8.

Abbildung 8: Metallografische Struktur der Bruchfläche in vergrößerter Darstellung

Bei der Betrachtung unter einem Rasterelektronenmikroskop können wir Einschlüsse unterschiedlicher Größe, Form und Verteilung sowie dunkle Korngrenzen deutlicher erkennen. Dunkle Korngrenzen stellen die Entstehung überhitzter Strukturen dar, siehe Abbildung 9. Beobachten Sie Einschlüsse zu unterschiedlichen Zeitpunkten an unterschiedlichen Stellen der Probe, siehe Abbildung 10.

Abbildung 9 Mikrostrukturmorphologie der Bruchfläche unter dem Rasterelektronenmikroskop

Abbildung 10 Einschlussmorphologie unter dem Rasterelektronenmikroskop

Bei geringer Vergrößerung wurde festgestellt, dass sich auf der Oberfläche der Probe ungleichmäßig verteilte schwarze und weiße Flecken befanden. Bei der Vergrößerung handelt es sich bei den schwarzen Flecken um Schlacke, die reich an C (65,05%), O (5,39%), Cr (1,82%), Na (1,35%), Cl (0,43%) und der Rest an Fe ist. Die weißen Flecken und die weißen Flecken im C-Bereich gehören zum gleichen Einschlusstyp. Laut Energiespektrumanalyse sind sie reich an C (21,88%), O (38,81%), Zr (22,26%), Al (7,35%), S (3,54%) und Mn (2,58%), Mg (1,01%), Fe (1,8%) Oxideinschlüssen. Bei stärkerer Vergrößerung sind auch kleinere, hellweiße Einschlüsse zu erkennen, die in lokalen Bereichen aggregiert und verstreut sind. Sie sind reich an C (19,38%), Na (20,03%), Cl (4,10%), Cr (2,83%) und Si (0,62%), der Rest sind Fe-Einschlüsse. Was die Kornlinien betrifft, so haben sich um sie herum mehr nichtmetallische Einschlüsse angesammelt, die durch Hautbildung während der Barreneinspritzung verursacht werden können.

Nehmen Sie Proben von der Bruchprobe, um die Bruchflächen der Aufprall- und Zugproben zu erhalten. Eine visuelle Inspektion der Bruchfläche ergab, dass die Aufprallbruchfläche einen gleichmäßigen metallischen Glanz aufwies, während die Zugbruchfläche eine ungleichmäßige Verteilung des metallischen Glanzes aufwies. Ein Scan mit geringer Vergrößerung zeigte, dass die Zug- und Aufprallbruchflächen ungleichmäßig waren. Ein Scan mit hoher Vergrößerung zeigte, dass es sich bei allen um Spaltbrüche handelte. Darüber hinaus wurden auf der Aufprallbruchfläche auch große Stücke von TiN-Einschlüssen gefunden, wie in den Abbildungen 11 und 12 dargestellt.

Abbildung 11 Mikrostrukturmorphologie der Bruchfläche der gescannten Aufprallprobe

Abbildung 12 Mikrostrukturmorphologie des Scans der Bruchoberfläche einer Zugprobe

Zusammenfassend ist die Struktur der Bruchprobe eine grobe Matrixstruktur (Troostit + Sorbit + Perlit) mit ungleichmäßig verteilten Carbiden. Die Carbide sind entweder aggregiert oder netzartig angeordnet, und es gibt viele nichtmetallische Einschlüsse mit ungleichmäßiger Verteilung, Form und Größe.

Die lokale Karbidaggregation ist auf die starke Karbidseigerung in der ursprünglichen Barrenstruktur zurückzuführen. Gleichzeitig wurde es während des Schmiedeprozesses nicht gebrochen und nach dem Schmieden nicht vollständig geglüht. Daher wurde die Entmischung von Kohlenstoff und Legierungselementen im Rohmaterial nicht effektiv verbessert. Insbesondere bei primären Karbiden werden die Karbide während des Erwärmungsprozesses beim Schmieden und der Wärmebehandlung nach dem Schmieden nicht vollständig aufgelöst. Gerade das Vorhandensein ungelöster Karbide behindert das Wachstum von Austenitkörnern, wodurch die Strukturkörner in diesem Bereich relativ fein werden. Netzwerkkarbide entstehen aufgrund der hohen Erwärmungstemperatur und der langsamen Abkühlungsrate der Wärmebehandlung. In Bereichen mit höherem Kohlenstoffgehalt scheiden sich Karbide entlang der ursprünglichen Austenitkorngrenzen aus und bilden Netzwerkkarbide.

Verschiedene Arten nichtmetallischer Einschlüsse werden durch die geringe Reinheit der Legierungsflüssigkeit verursacht, die während des Abkühlungs- und Kristallisationsprozesses nicht aus der Oberfläche der Legierungsflüssigkeit austritt und im Legierungsbarren verbleibt, wo sie nichtmetallische Einschlüsse bilden. Oder es kann auf unsachgemäßen Betrieb beim Gießen des Barrens zurückzuführen sein (Gießtemperatur zu niedrig, Gießgeschwindigkeit ungleichmäßig, Qualität des Barrenfilms schlecht usw.). Die Oxidschicht, die auf der Oberfläche der Stahlschmelze schwimmt, wird zu Stahlschmelze. Wenn sie nicht schwimmen kann, verbleibt sie in der Stahlschmelze und bildet Zunder. Die Haut ist eine spezielle Form nichtmetallischer Einschlüsse. Die Haut kann beim Schmieden nicht geschmiedet werden. Wenn das Oxid dick ist, löst es sich von der Matrix und bildet Risse. Die unter metallografischer und Rasterelektronenmikroskopie sichtbaren Linien können Risse sein, die durch das Nichtschmieden der Haut entstanden sind.

Abgesehen von den massiven TiN-Einschlüssen, die in der Bruchfläche der Aufprallprobe gefunden wurden, traten die körnige zweite Phase und andere Arten von Einschlüssen, die bei der Beobachtung der metallografischen Struktur gefunden wurden, nicht auf. Dies zeigt, dass die Einschlüsse in der metallografischen Strukturprobe durch unsachgemäßes Gießen verursacht werden können, wodurch die Einschlüsse beteiligt werden, was zu einem höheren Gehalt, mehr Arten und einer konzentrierten Verteilung lokaler Einschlüsse in der Probe führt. Dies wird zwangsläufig die Gesamtleistung der Legierung ernsthaft verringern und auch eine höhere Spannungskonzentration verursachen, die zur Ursache von Rissen wird.

Auf den Bruchflächen beider Proben sind kristalliner Metallglanz und unebene Oberflächen zu sehen, was darauf hindeutet, dass die Struktur grob und uneben ist. Diese strukturelle Eigenschaft verringert die plastische Zähigkeit der Legierung (was durch ihre Spaltbarkeit und spröde Bruchmorphologie bestätigt wird).

Die Matrixstruktur weist grobe Körner, eine ungleichmäßige Verteilung der Carbide und viele nichtmetallische Einschlüsse auf, die die Festigkeit und Plastizität der Legierung verringern. Insbesondere das Vorhandensein von Carbiden, Einschlussansammlungsbereichen und großen Einschlüssen führt zu Spannungskonzentrationen, die die Bruchfestigkeit verringern und zur Rissbildung führen. Grobe Körner wirken sich auch nachteilig auf die Festigkeit und plastische Zähigkeit der Legierung aus und fördern die Rissausbreitung. Unter Einwirkung von Spannung breiten sich aufgrund der geringen plastischen Zähigkeit der Matrixstruktur Risse aus und es kommt zum endgültigen Bruch.

Basierend auf der obigen Analyse ist ersichtlich, dass der Bruchriss der Unfallrolle von verschiedenen nichtmetallischen Einschlüssen herrührt. Aufgrund der groben Matrixstruktur und der ungleichmäßigen Verteilung der Carbide wird die plastische Zähigkeit der Legierung verringert. Unter Einwirkung von Spannung werden die Risse gefördert und brechen schließlich.

4 Analyse der Ursachen für versehentlichen Walzenbruch

Basierend auf der obigen Testanalyse ist der Unfallwalzenbruch hauptsächlich auf die folgenden Aspekte zurückzuführen:

(1) Die Carbide sind ungleichmäßig verteilt. Dies äußert sich hauptsächlich in weißen, fleckenartigen Entmischungen und Netzwerkentmischungen bei geringer Vergrößerung. Dies ist das Ergebnis der Beeinflussung des ursprünglichen Barrens durch die Schmelzqualität, die Gießbedingungen und die Kühlkristallisationseigenschaften des Stahls während des Erstarrungsprozesses. In der ursprünglichen Barrenstruktur gibt es eine ernsthafte ungleichmäßige Verteilung der Carbide, und das Schmieden und das Glühen nach dem Schmieden sind unzureichend, sodass das Phänomen der ungleichmäßigen Carbide nicht effektiv verbessert werden kann. Gerade wegen der ungleichmäßigen Carbide ist die Korngrößenverteilung der Matrixstruktur ungleichmäßig. Insbesondere der kohlenstoffarme Bereich neigt zur Überhitzung und zur Bildung einer groben Struktur.

(2) Nichtmetallische Einschlüsse. Von der Oberfläche bis zum Inneren der Unfallwalze gibt es viele verschiedene Arten nichtmetallischer Einschlüsse. Verschiedene Arten von Einschlüssen kommen auf unterschiedliche Weise vor. Basierend auf der Energiespektrumanalyse verschiedener Proben sind die wichtigsten Einschlussarten im Inneren der Unfallwalze: große Stücke TiN, TiC und lange Streifen MnS. Körnige Schlacke mit niedrigem Schmelzpunkt, reich an C, O, Al, Mg, Mn, Zr, Ti, Ca, P, S usw. Kleine Oxidpartikel, reich an Mg, Al, Na, Zr, Mn usw.; kleinere weiße Partikel, reich an C, Na, Cl, Si, Cr, sind aggregiert und eingeschlossen. Darunter sind große Stücke TiN, TiC und lange Streifen MnS in verschiedenen Teilen der Unfallwalze vorhanden, d. h. von der Oberfläche bis zum Inneren. Mit Ausnahme von MnS, das eine gewisse Plastizität aufweist und in Form langer Streifen vorliegt, liegen TiN und TiC beide in Form großer Brocken mit scharfen Kanten vor; Schlacke mit niedrigem Schmelzpunkt kommt hauptsächlich in Form von Aggregaten unterschiedlicher Partikelgröße vor. Aufgrund der unterschiedlichen Teile der Unfallwalze ist auch ihre Existenzform unterschiedlich. In der äußeren Schicht der Unfallwalze ist sie hauptsächlich von Einschlüssen mit niedrigem Schmelzpunkt begleitet und liegt in Form von körnigen Aggregaten unterschiedlicher Größe vor. Bei geringer Vergrößerung erscheint sie als schwarze fleckenartige Entmischung am Rand. Die mittlere Schicht und der Kern im Inneren der Unfallwalze sind mit der Aggregation von körnigen Carbiden aggregiert und mit körnigen Carbiden, Oxiden usw. vermischt, um Aggregate zu bilden. Bei geringer Vergrößerung erscheinen sie als weiße fleckenartige Entmischung und Netzwerkentmischung. Die meisten Oxide wie Mg, Al, Na, Zr, Mn usw. haften an der Oberfläche der Schlacke und existieren zusammen mit der Schlacke. Einige von ihnen sind unabhängige kleine Partikeloxide, die sich mit der Aggregation von Carbiden zusammensammeln und weiße fleckenartige Entmischung und Netzwerkentmischung bilden. Partikeleinschlüsse, die reich an C, Na, Cl, Si und Cr sind, kommen nur auf der Bruchoberfläche vor und kommen in kleineren Ansammlungen vor. Die verschiedenen Arten und Formen der aufgeführten Einschlüsse hängen hauptsächlich von der Schmelzqualität, den Gießbedingungen und den Kristallisationseigenschaften der Ausgangslegierungen ab. Insbesondere bei Bruchproben an der Bruchquelle ist nicht nur die Ungleichmäßigkeit der Carbide stärker ausgeprägt, sondern es gibt auch mehr verschiedene Einschlüsse und ihre Verteilung ist konzentriert. Dies ist hauptsächlich auf unsachgemäßes Gießen während des Legierungsgießprozesses zurückzuführen, wodurch Oxide, Einschlüsse mit niedrigem Schmelzpunkt, leicht segregierende gelöste Elemente, Schlacke, Formschlacke und andere Einschlüsse auf der Legierungsoberfläche in die Stahlschmelze gezogen werden und nicht aufschwimmen. Man kann erkennen, dass der Bruch der Unfallrolle durch Einschlüsse verursacht wurde, die durch das Umdrehen der Haut verursacht wurden.

Durch Beobachtung und Analyse verschiedener Bruchflächen entsteht fast alle Bruchfläche aus dem Bereich der Ansammlung von Carbiden und Einschlüssen. Das heißt, sie entsteht aus weißen Flecken und Netzwerkseigerungen, die bei geringer Vergrößerung mit bloßem Auge sichtbar sind. Da weiße Flecken und Netzwerkseigerungen Aggregate aus körnigen Carbiden, Schlacken, Einschlüssen mit niedrigem Schmelzpunkt, Oxiden usw. sind, führen sie zu einer extremen Verringerung der plastischen Zähigkeit der Legierung und erzeugen Spannungskonzentrationen, die die Entstehung von Rissen fördern. Insbesondere die Bruchprobe im Bereich der Bruchquelle der Unfallwalze, da sich beim Gießen des Barrens eine Haut bildete und die inneren Einschlüsse und Karbidansammlungen sehr schwerwiegend waren. Die Haut wurde während des Schmiedeprozesses nicht zusammengepresst, und die Einschlüsse und Karbidaggregate wurden während des Schmiedens und der Wärmebehandlung nach dem Schmieden nicht aufgebrochen, um eine verstreute Verteilung zu bilden, wodurch die Kontinuität der Metallmatrix ernsthaft unterbrochen und die Festigkeit und Plastizität der Legierung verringert wurde. , und erzeugen Spannungskonzentrationen, die zur Entstehung von Bruchstellen in der Unfallrolle führen.

Ob es sich nun um den Rissquellenbereich oder den Rissausbreitungsbereich handelt, die Bruchmorphologie wird von Spaltbruch dominiert, was darauf hindeutet, dass es sich bei dem Unfallrollensystem um einen typischen Sprödbruch handelt. Dies wird durch seine strukturellen Merkmale mit grober Matrixstruktur, vielen Einschlüssen und ungleichmäßiger Verteilung von Karbiden bestätigt.

(3) Restspannung. Aufgrund der Größe der Unfallwalze ist die Temperaturverteilung auf der Oberfläche und im Kern während des Heiz- und Abkühlvorgangs der Wärmebehandlung ungleichmäßig, was zu thermischer Spannung führt. Nach der Wärmebehandlung wird die thermische Spannung nicht vollständig beseitigt und wird in der Unfallwalze als Restspannung gespeichert. Da die Matrixstruktur der Unfallwalze in verschiedenen Bereichen von der Oberfläche bis zum Kern stark unterschiedlich ist, werden außerdem unterschiedliche Arten, Größen und Formen von Einschlüssen und Carbiden aggregiert und verteilt, und die Körner der Matrixstruktur sind grob und ungleichmäßig, was zwangsläufig zu Spannungskonzentrationen führt. Insbesondere ist die Spannungskonzentration in Bereichen am größten, in denen Einschlüsse und Carbide stark angesammelt sind. Die Überlagerung der thermischen Restspannung der Unfallwalze und der komplexen Strukturspannung führte dazu, dass die Bruchfestigkeit des Materials überschritten wurde, sodass dort Risse auftraten und zur Bruchquelle wurden.

Sobald ein Riss entsteht, breitet er sich von innen nach außen aus. Aufgrund der groben Matrixstruktur, der Ansammlung von Einschlüssen und Carbiden, der unterschiedlichen Matrixkorngrößen und der Existenz spröder Strukturen werden die Festigkeit und die plastische Zähigkeit der Legierung stark reduziert, was dazu führt, dass sich Risse ausbreiten und auf spalt-spröde Weise brechen.

5 Fazit

Die direkte Ursache für den Bruch der Stützwalze des in diesem Artikel analysierten Steckelwalzwerks ist die große Restspannung innerhalb der Stützwalze. Der Hauptgrund ist die Ansammlung und Verteilung verschiedener Einschlüsse und Karbide in der Struktur der Stützwalze.