HDR超低碳双相不锈钢叉型接头开裂失效分析

陈亚平，韦雨齐，张 华，姚雄飞 ，姜新华

(1. 武汉材料保护研究所有限公司，湖北 武汉 430030；2. 武汉船用机械有限责任公司，湖北 武汉 430084 )

0 前 言

某叉型接头原材料材质为舰船用耐海水腐蚀HDR超低碳铁素体 - 奥氏体双相不锈钢，成型工艺为：双相不锈钢圆棒→锻造(始锻温度1 180 ℃，终锻温度900 ℃，锻造后空冷)→固溶处理[(1 060±10) ℃保温6 h，水冷]→线切割→机加工。叉型接头锻造毛坯在固溶处理后经过超声波无损探伤，未发现明显裂纹，在线切割及机加工后发现严重裂纹。为此，对开裂的HDR叉型接头通过形貌、成分、性能等分析，以查明其开裂原因。

1 试 验

1.1 宏观分析

采用肉眼观察，发现叉型接头在机加工圆孔处开裂，机加工后裂纹从加工圆孔处向外侧扩展，裂纹宽度越来越细。据使用方介绍，样品在固溶处理后经超声波无损探伤检测均未发现明显裂纹，线切割或者机加工后产生裂纹，初步推断该裂纹为机加工过程中应力释放开裂导致。

1.2 断口分析

制取叉臂处开裂部位冲击断口及螺纹接头处(未发现裂纹处)冲击断口。叉臂处冲击断口宏观形貌平整，无明显塑性变形区，呈脆性断裂特征；螺纹接头处冲击断口存在明显的塑性变形区，呈塑性断裂特征，叉型接头螺纹接头和叉臂部位性能存在差异。为进一步了解叉臂脆断机理，采用JSM - 6510LV扫描电子显微镜对冲击断口进行微观分析，晶内呈解理穿晶断裂特征，晶界处存在断裂台阶，见图1，说明材料在晶界可能存在脆性相，降低了材料的塑性。

1.3 化学成分分析

根据GB/T 11170-2008“不锈钢 多元素含量的测定 火花放电原子发射光谱法(常规法)”，叉型接头化学成分分析结果见表1。

表1 化学成分分析结果

叉型接头的化学成分符合Q/SJB 12-2013中HDR超低碳铁素体 - 奥氏体双相不锈钢的技术要求。

1.4 力学性能检测

依据GB/T 228.1-2010“金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法”对叉型接头的拉伸性能进行检测，依据GB/T 229-2020“金属材料 夏比摆锤冲击试验”检测叉型接头的冲击吸收功，依据GB/T 4340.1-2009“金属材料 维氏硬度试验 第1部分：试验方法”，对叉型接头的维氏硬度进行检测，检测结果如表2。

表2 力学性能检测结果

从叉型接头力学性能检测结果可以看出，螺纹接头的力学性能符合要求。叉臂的力学性能中断后伸长率低于标准值，不符合技术要求，且叉臂纵向和横向的冲击吸收功非常低，说明材料的塑性特别差，与断口分析结构一致，说明叉臂部位的显微组织可能存在异常。

1.5 金相组织及元素检测

制取叉型接头螺纹接头部位和叉臂部位金相试样，用Groesbeck试剂(高锰酸钾4 g，氢氧化钠4 g，水100 mL ，60～90 ℃热蚀)浸蚀，叉臂显微组织沿晶界析出了网状的灰色相，见图2。而螺纹接头显微组织晶界处未见析出相，见图3。对叉臂显微组织中的网状灰色相(图4中所选区域)进行能谱分析，发现该相成分主要是Cr，Fe和Mo，见表3，说明该相为铁铬钼金属间化合物，该组织为σ相[1]，属于脆性相，采用面积法测量σ相含量为6%，含量较高。

表3 析出物能谱分析结果

2 失效原因探析

双相不锈钢σ相的析出是按照“α→σ+γ”共析反应的方式进行的[2]，优先在α/γ的交点处形核，σ相也有在α/γ相界处析出。这与图2中析出相的位置相一致。σ相开始沿γ/α晶界析出，并向σ相一侧长大[3]。析出的σ相导致双相不锈钢的塑韧性急剧下降[4-6]。有文献表明，仅仅少量的σ相析出就会使冲击韧性显著地下降[7-9]。因此，σ相沿晶析出是材料发生脆性开裂的主要因素。

3 结论与建议

据使用方介绍，热处理工艺是根据螺纹接头部位的力学性能检测结果进行调整的，但是螺纹接头尺寸较小，直径为100 mm，而叉臂处尺寸为长435 mm、宽290 mm、高260 mm的方形块，尺寸较大。在固溶热处理的过程中2个部位的升温、冷却速度不能保证一致，叉型接头由于体积较大，冷却速度不够，造成叉臂处显微组织中晶界处析出大量σ相，导致材料在线切割及机加工的过程中脆性开裂。建议调整热处理工艺，其中适当加快冷却速度可以有效抑制σ相的析出[10]。