赵 杨, 邹 骏

(上海航天动力技术研究所, 上海 201109)

30Cr3SiNiMoVA钢是在总结了国内外超高强度钢的基础上，由我国相关单位研制的钢种。其具有优良的室温及高温力学性能、高淬透性以及良好的加工成型工艺性和焊接工艺性。目前在固体火箭发动机壳体及相应连接部件的设计制造中被广泛应用，如机载武器的壳体及挂接件等[1-3]。火箭发动机壳体是发动机的重要组成部分，既是火箭弹体的一部分，也是推进剂反应的场所，不仅要承受发动机在工作时产生的内压，还要承受来自全弹的外载荷。

某火箭发动机壳体经过旋压工艺后成形,其热处理工艺为：920 ℃淬火+270 ℃回火→空冷。发动机安装使用之前需对发动机进行一系列试验来检验其安全性和稳定性。为检验发动机的气密性和质量，对壳体进行水压试验，充压至10.5 MPa保压1 min，降压至7 MPa保压3 min，再降压至3 MPa后泄压，将壳体烘干。为检验吊挂体的承载能力，将壳体注水悬挂80 h。为研究壳体在静载荷作用下的刚度、强度、应力、变形等情况，对壳体进行静力试验。在静力试验过程中对注水壳体施加一定外载荷的同时，向壳体内充压，当压力达到9.5 MPa时，筒壁出现渗水现象，检查壳体时发现在其周向固定装置处的壳体开裂。为找到壳体开裂的原因，笔者对其进行了理化检验与分析。

1 理化检验

1.1 宏观观察

在壳体中段发现两条位置邻近的裂纹，长度约为8 mm,两条裂纹均沿轴向扩展，壳体表面无明显塑性变形。对其中一条裂纹进行观察，可见裂纹贯穿壁厚方向(3 mm)，如图1所示。对断口进行观察，可见断口表面腐蚀情况较为严重，说明壳体在开裂后断口与空气和水接触发生了氧化；将开裂断口清洗后再进行观察，可见断口表面平齐，无明显塑性变形，为典型的脆性断口。

1.2 化学成分分析

壳体材料为30Cr3SiNiMoVA低合金超高强度钢，在裂纹附近取样后进行化学成分分析，结果如表1所示。可知壳体材料的化学成分满足企业标准的技术要求。

1.3 金相检验

沿断口剖面方向和垂直于断口裂纹方向截取金相试样，分别编号为试样1,2，试样经镶嵌、磨抛和浸蚀后，置于光学显微镜下观察。依照GB/T 10561—2005《钢中非金属夹杂物含量的测定 标准评级图显微检验法》对断口进行观察，可知钢中未见明显非金属夹杂物。试样2裂纹抛光状态下的形貌如图2所示，可见内表面一侧裂纹开口端较粗大，另一端较细;裂纹垂直于壳体表面，由一端开口裂至另一端，即由壳体内表面裂至壳体外表面。

图2 试样2裂纹抛光态形貌Fig.2 Morphology of polished crack of sample 2

将试样用体积分数为4%的硝酸酒精溶液浸蚀后再进行观察，图3和图4所示为试样2的显微组织形貌，可见裂纹处和远离裂纹处的显微组织均为回火马氏体，存在一定的成分偏析，断口剖面上裂纹呈断续分布的沿晶形貌，裂纹附近未见明显夹杂物、脱碳层以及沿晶析出相。

图3 试样2裂纹处显微组织形貌Fig.3 Microstructure morphology of crack of sample 2:a) overall morphology; b) local enlarged morphology

图4 试样2远离裂纹处显微组织形貌Fig.4 Microstructure morphology far away from crack of sample 2:a) at low magnification ; b) at high magnification

1.4 力学性能测试

在壳体弹翼支耳底座上切取φ6 mm的螺纹拉伸试棒和10 mm×10 mm×55 mm的冲击试样，分别按照GB/T 228.1—2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》与GB/T 229—2007《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》对试样进行拉伸、冲击试验，并将结果与技术协议规范对比，结果如表2所示。可见壳体的各项室温拉伸性能和冲击性能都符合技术协议规范的技术要求。

表2 壳体力学性能测试结果Tab.2 Test results of mechanical properties of shell

将试样2置于小力值的维氏硬度计下进行硬度测试，加载载荷为9.807 N，保持10 s，测试结果为541，550，553，542，559，563,580,572 HV1，可见由于成分偏析导致了试样硬度不均。

1.5 扫描电镜分析

将试样1清洗后，置于扫描电镜(SEM)下进行观察，断口SEM形貌如图5所示，可见断口呈明显的沿晶断裂特征，断口不平，表面覆盖有腐蚀产物，局部放大后可以看到沿晶界分布有较多的二次裂纹。

图5 试样1断口SEM形貌Fig.5 SEM morphology of sample 1: a) at low magnification; b) at high magnification

进一步放大观察断口形貌,如图6所示。可见断口为典型的冰糖状沿晶断口，沿晶断口的晶面并不光滑，晶面分布有类解理条纹，且部分晶面有韧窝花样。

图6 试样1断口高倍SEM形貌Fig.6 SEM morphology of the fracture of sample 1 at high magnification:a) intergranular morphology; b) quasi-cleavage veins; c) dimple pattern

2 分析与讨论

当30Cr3SiNiMoVA低合金超高强度钢存在成分偏析时，壳体会有硬度不均的现象。在旋压过程中，壳体表面或者近表面会出现微裂纹和皱褶,在皱褶的底部会形成应力集中。当应力达到材料的强度极限时，会形成微裂纹，并在交变应力的作用下裂纹逐渐扩展[4]。但在旋压工艺后，需要做无损探伤检测，检测结果符合设计要求。因此可以排除了旋压加工导致壳体开裂的可能性。

旋压加工过程中虽然没有导致壳体开裂，但是由旋压所产生的微裂纹仍然存在。在后续的热处理过程中，微裂纹会逐渐愈合，并以位错、空位、小孔洞等更小的缺陷形式存在[5-7]。此外，壳体在经过淬火后，得到的马氏体组织具有高强度和高密度的位错等特征。在马氏体相变过程中容易产生位错、空位、堆垛层错、微观弹性畸变等缺陷[8]。通过金相检验可以判断壳体显微组织为回火马氏体，裂纹两侧均未见脱碳现象，同时也未见粗大的针状马氏体，没有组织过热的迹象。由于热处理后会再次进行无损探伤检测，而检测结果同样符合设计要求。因此排除了热处理前开裂和热处理加热过程导致开裂的可能性。此外，在热处理后壳体会进行水压试验，并未见漏水现象，也可以证明壳体在热处理后未出现开裂。

在静力试验过程中，壳体受到水压和一定的外载荷作用，壳体内部产生应力，且主要为环向应力(为轴向应力的2倍)，故而壳体在水压环向应力和本身存在的残余应力叠加作用下会出现微量的塑性变形。当残余应力方向与壳体受力方向一致时，会导致壳体的耐压能力急剧降低。当壳体本身具有缺陷(空位、位错、微裂纹等)时，水压和应力会叠加作用在壳体缺陷处，从而加剧裂纹的形成[9]。由于水压试验时室内空气潮湿，而且水压试验和静力试验所使用的水是普通自来水，水中含有一些活性离子(Cl-等)[10]。壳体受到水压和内应力的双重作用，壳体的薄弱部位(空位、位错、缺陷、微裂纹及晶界处的碳化物等)会重新形成裂纹。而Cl-会在裂纹尖端聚集，作为阳极与铁基体发生反应，加速铁基体的腐蚀，使得裂纹向壳体厚度方向扩展。在应力和腐蚀介质的联合作用下，在缺陷处产生应力集中，使得金属表面的氧化膜被破坏，并成为阴极发生氧的还原反应,通过电化学过程继续扩展、传播，最终导致金属材料发生断裂[11]。在电化学反应过程中，还会产生氢离子，氢离子渗入金属，从而加剧氢脆敏感性。当壳体受外载荷作用时，原子氢通过应力诱导扩散聚集到晶界，当达到临界值后引起氢致裂纹的形核、扩展从而导致低应力断裂。应力腐蚀开裂和氢致延滞开裂是相互促进的，阳极溶解，使得金属开裂，阴极吸氢，最终导致了延滞开裂。一般钢中氢质量分数大于0.000 5%时会产生氢致裂纹，但对于30Cr3SiNiMoVA钢这种低合金超高强度钢，即使钢中氢质量分数小于0.000 1%，在一定的载荷作用下，处于点阵间隙中的氢原子也会通过扩散驻留在晶界和非金属夹杂物上，从而导致氢致延滞开裂[12]。同时，低合金超高强度钢和回火马氏体组织对氢脆的敏感性较大，成分偏析较容易捕获氢原子[13]。马氏体具有较大的位错，吸氢量较大，氢原子很小，只会在位错驻留，而位错是氢陷阱。钢中的氢通常以原子形式存在，但为降低能量，氢原子会与空位、位错、晶粒边界等相互作用，结合成氢分子，形成次生裂纹[14]。在外载荷、水压压力、应力腐蚀和氢的作用下，晶粒沿晶界撕裂，由内表面逐渐扩展到外表面，从而导致壳体发生开裂，形成沿晶断口形貌。

壳体的水压试验和静力试验，两次试验之间间隔近7 d(天)。水压试验时，在内、外力和腐蚀等影响因素的作用下，并未达到壳体开裂的临界点，壳体没有开裂。然而，水压试验后壳体还存在没有烘干的情况，这为氢的扩散和应力腐蚀提供了一定的条件。此外，吊挂体承载试验过程中进行80 h的注水悬挂，加剧了应力腐蚀开裂和氢致延滞开裂的敏感性。所以，只有在外载荷、水压压力、内应力、应力腐蚀、氢等因素联合作用于壳体缺陷并达到一定程度时，才会使得壳体在静力试验过程中发生开裂。

3 结论及建议

成分偏析导致壳体在旋压过程中产生微观裂纹;在水压试验过程中，水中的活性离子会加速裂纹的扩展，导致壳体在静力试验时发生氢脆和应力腐蚀开裂。

建议在水压试验中使用去离子水，减少应力腐蚀开裂的可能性；在水压试验后应及时烘干，缩短壳体在潮湿环境中的时间，减少壳体发生腐蚀和氢致延滞开裂的可能性。