H13鋼采用真空感應爐冶煉后經3電渣重熔爐冶煉，制得直徑400mm、高3000mm的電渣圓錠，電渣錠在高溫加熱爐中經460℃×2h保溫后加熱到850℃×3h的去應力退火，隨爐冷卻到300℃時，出爐空冷。    

     在電渣錠底部裂紋處解剖試塊，取得軸向電渣錠鑄態裂紋試樣，一部分用于金相實驗，一部分用于成分檢測及分析，其化學成分如表1所示。

2.1 試樣宏觀形貌　　

     如圖1所示為試驗鋼電渣錠底部的宏觀裂紋形貌，裂紋沿底部軸向擴展，圖1（b）為沿試驗鋼底部截取的試樣A和B。從圖中看到，裂紋斷續，具有明顯的方向性，宏觀上看具有應力裂紋的特征。

2.2 試樣金相及能譜分析

      如圖2，3所示分別為試樣A和B的裂紋處SEM微觀形貌及其裂紋處白色相的能譜結果。從圖中可以看到，試樣的裂紋處及裂紋附近的亮白色和深灰色相的成分主要為富釩、鉬及鉻的碳化物。

     如圖4所示為試樣A的裂紋擴展微觀形貌。從圖中看出，裂紋發生在粒狀珠光體基體中，且裂紋處枝晶間碳化物聚集，碳化物呈塊狀延伸；該塊狀碳化物嚴重破壞了H13鋼基體的連續性，并在裂紋處導致應力集中，從而能強烈降低鋼的塑、韌性和抗疲勞性能。因此，枝晶間的此類碳化物應是試驗鋼內部的主要裂紋源，是形成裂紋的主要內在因素。

     如圖5所示為試樣斷面處的SEM形貌及斷面枝晶間的能譜分析結果。從圖中看到，試樣A和B的斷面處能觀察到明顯的枝晶狀形態，即枝晶間的自由表面，其表面上分布著大小不一的顆粒狀、塊狀和條狀相。X射線能譜分析后發現，其表面含有較高的Ｖ，Cr和Mo等合金元素。

     如圖6所示為斷面微觀形貌和能譜分析結果，可以看出，電渣錠底部裂紋均沿枝晶開裂，枝晶間存在明顯的合金成分偏析。因此可推斷，電渣錠底部裂紋的產生與嚴重的枝晶間第二相偏聚密不可分。

2.3 結論

     綜合以上試驗結果分析可知，電渣錠底部裂紋均發生在粒狀珠光體中，是在高溫狀態下受到應力而發生，沿碳化物聚集、多缺陷的枝晶間發展。應力、枝晶間第二相偏聚和夾雜等缺陷是造成開裂的主要原因。

     (1)企業要嚴格把關進貨渠道，嚴格檢查原材料質量，消除和降低雜質和疏松等缺陷，建立常規檢測氣體含量及夾雜物等的質檢制度。

     (2)嚴格控制形成低熔點共晶雜質元素（錫、鉛等）的含量，通過調整成分，細化晶粒，降低第二相的偏聚。

     (3)嚴格控制熱處理工藝，適當提高去應力退火溫度和時間，從而消除殘余應力，避免裂紋的萌生和擴展。