杨玉川，李 巍，熊 勇

(中国航发 贵州黎阳航空动力有限公司，贵州 贵阳 550014)

1Cr17Ni2钢是一种用途广泛的马氏体/铁素体型双相不锈钢，其特点是在保留铁素体不锈钢耐蚀性的同时，又具有马氏体不锈钢的高强性，是制造用于较高温度下轴、销、螺栓等部件的专用材料，在航空、船舶、机械等领域应用广泛。飞机发动机操纵盒小轴在安装时发生断裂，其材料为1Cr17Ni2钢。本文对1Cr17Ni2钢制操纵盒小轴断口和显微组织进行了对比分析，找出了操纵盒小轴断裂的原因；同时，探讨了1Cr17Ni2钢中铁素体对高温回火脆性的影响。

1 试验过程与结果

1.1 故障现象

操纵盒安装在飞机发动机下部，由壳体、操纵盒小轴、凸轮及电连接器等组成，带动凸轮驱动微动开关，从而实现对发动机工作状态的控制。操纵盒小轴在拧紧与其配套的螺母时发生断裂，断裂部位为操纵盒小轴螺杆根部(图1虚线位置)。

图1 操纵盒小轴宏观形貌

1.2 断口观察及能谱分析

图2为故障操纵盒小轴的断口形貌。由体视显微镜观察可知(图2(a))，操纵盒小轴断口较粗糙、光照下可见闪光小平面断裂位置，未见明显塑性变形；由扫描电镜观察可知(图2(b))，操纵盒小轴断口以结晶状断面为主，微观形貌以沿晶为主，断口未见疏松、夹杂等缺陷，断口背散射电子图像未见异常。表1为故障操纵盒小轴断口能谱分析结果，断口表面成分与1Cr17Ni2钢较接近，未见腐蚀性元素。

图2 故障操纵盒小轴的宏观(a)和微观(b)断口形貌

表1 故障操纵盒小轴断口能谱分析(质量分数，%)

1.3 显微组织观察及硬度测试

试样经镶嵌、磨抛后使用氯化铜盐酸酒精溶液进行侵蚀，采用Leica DMI 5000M型光学显微镜观察试样的显微组织。故障操纵盒小轴横向试样的组织为回火索氏体，见图3。对操纵盒小轴的试样进行洛氏硬度测试，其硬度为39.5 HRC。

图3 故障操纵盒小轴的显微组织

1.4 对比试验

取故障批操纵盒小轴和正常批操纵盒小轴进行人工破断，故障批操试样断口与故障操纵盒小轴断口较相似，均以结晶状断面为主，微观形貌也以沿晶断面为主+少量韧窝的混合断裂形貌；正常批操试样断口以结晶状为主+10%纤维状，结晶状断口微观形貌为准解理+韧窝，纤维状断口微观形貌为细密的韧窝，见图4(a，b)。磨制故障批操、正常批操横向试样，故障批操试样的组织为回火索氏体，正常批操试样的组织为回火索氏体+块状铁素体，对比故障件和正常件试样可见模糊的奥氏体晶界，见图4(c，d)。对其进行洛氏硬度测试，故障试样硬度为39.5 HRC，正常批操硬度为35 HRC。对故障和正常试样进行化学成分分析，见表2，虽然故障和正常试样的化学成分均符合GJB 2294A—2014《航空用不锈钢及耐热钢棒规范》，但故障试样的Ni元素含量为2.47%，接近上限，Cr、Si元素含量低于正常试样。

图4 操纵盒小轴的断口形貌(a，b)及显微组织(c，d)

表2 操纵盒小轴化学成分(质量分数，%)

1.5 热处理试验

为确认操纵盒小轴断裂的原因，在故障批和正常批操纵盒小轴中分别各选取两个试样进行热处理试验，一个进行1000 ℃油淬+500 ℃回火，另一个进行1000 ℃油淬+570 ℃回火，再将上述4个试样进行人工破断断口和显微组织观察，如图5所示。可以看出，500 ℃回火的两个试样断口较相似，均以结晶状为主+10%纤维状，结晶状断口微观形貌均为准解理+韧窝，纤维状断口微观形貌均为细密的韧窝；570 ℃回火的两个试样断口以结晶状为主，故障批结晶状断口微观形貌以沿晶为主，正常批结晶状断口微观形貌以准解理为主。故障批试样回火后组织均为回火索氏体，正常批试样回火后组织均为回火索氏体+块状铁素体，见图6。1Cr17Ni2钢加热到950～1050 ℃时，γ相区较小且γ/γ+α相界呈现直立态势，Ni、Cr、Si、Mn等成分的波动将直接影响钢中铁素体的含量；当Cr、Si含量偏低、Ni含量偏高时，铁素体含量偏少[1]。故障批试样组织中无铁素体与其化学成分有关，其中奥氏体形成元素Ni的含量接近上限有较大的影响，铁素体形成元素Cr、Si的含量偏低也有一定的影响。

图6 不同温度回火后故障批(a，b)和正常批(c，d)操纵盒小轴的显微组织

2 分析与讨论

2.1 断裂性质分析

从以上试验结果可知，故障操纵盒小轴的断口较粗糙，光照下可见闪光小平面；断裂位置未见明显塑性变形，断口形貌以结晶状断面为主，微观形貌以沿晶断裂为主，因此操纵盒小轴断口的性质为沿晶脆断。

2.2 断裂原因分析与讨论

操纵盒小轴断口未见疏松、夹杂等缺陷，断口背散射电子图像未见异常显示；经能谱分析，断口表面成分正常、未见腐蚀性元素；磨制小轴横向金相试样，其组织为回火索氏体，说明操纵盒小轴材质未见明显异常。

对操纵盒小轴进行硬度测试，其硬度为39.5 HRC，超出工艺卡片所要求34～38 HRC的硬度范围。有研究表明，1Cr17Ni2钢中的铁素体对硬度有较大的影响，其硬度是基体和铁素体两相数量、硬度的综合作用，如公式(1)[2]所示：

HV=HVM(1-fF)+HVFfF

(1)

式中:HV为试验钢的维氏硬度；HVM为基体的显微硬度；fF为铁素体的体积分数；HVF为铁素体的显微硬度。

经显微组织对比发现，正常批操纵盒小轴的组织为回火索氏体+块状铁素体，而故障批操纵盒小轴组织中无铁素体。故障批操纵盒小轴硬度超标与其组织中无铁素体有较大的关系。

故障操纵盒小轴断裂发生于螺杆根部，该部位无明显的转接圆角过渡，存在应力集中现象。1Cr17Ni2钢分别经1000 ℃淬火+580 ℃回火和1000 ℃淬火+600 ℃回火后，V型缺口冲击试样断口以撕裂棱和沿晶断裂为主，而U型缺口试样以韧窝和解理断口为主[3-4]；1Cr17Ni2钢经1040 ℃淬火+550 ℃回火的单向活门人工破断后，其断口以沿晶断裂为主[5]。1Cr17Ni2钢具有高温回火脆性，对冲击性能具有明显的影响，在475～550 ℃之间存在脆性区[6]；《中国航空材料手册》也表明，1Cr17Ni2钢在400～580 ℃回火后冲击性能会下降。在非脆性区回火且应力集中的冲击试样和脆性区回火的试样均会产生沿晶断口。故障操纵盒小轴规定的热处理制度为1000 ℃淬火+500 ℃回火，该热处理制度的回火温度正处于回火脆性区。但经人工破断的断口对比，只有故障批操纵盒小轴人工破断的断口以沿晶断裂为主，而正常批操纵盒小轴断口以准解理+韧窝为主，说明故障批操纵盒小轴脆性较大。材料本身材质脆性增大一般存在3种可能，即晶界沉淀相引起的沿晶断裂、回火脆化、金属的过热过烧[7]。故障操纵盒小轴显微组织未发现晶界第二相的析出，该材料也非沉淀硬化不锈钢，其组织也无过热过烧现象。因此，结合故障操纵盒小轴断口特征，该批操纵盒小轴可能存在回火脆化现象。

复查故障批操纵盒小轴的热处理过程，淬火和回火的参数记录符合规定，但热处理表盘存在570 ℃高温回火的异常记录。为确认操纵盒小轴断裂的原因，对故障批和正常批操纵盒小轴试样进行1000 ℃淬火+500 ℃回火和1000 ℃淬火+570 ℃回火的热处理试验。结果表明，570 ℃回火的故障批试样与故障件较接近，人工破断断口以结晶状断面为主，微观形貌以沿晶断裂为主，基体组织为回火索氏体；570 ℃回火的正常批试样，人工破断断口以结晶状断面为主，微观形貌以准解理为主。故障批操纵盒小轴经1000 ℃淬火+570 ℃回火热处理后，人工破断断口也出现了故障现象，说明故障批操纵盒小轴在错误的回火温度进行回火，进而导致操纵盒小轴的脆性增加。而正常批试样即使在570 ℃回火也未出现沿晶脆断的恶劣情况，说明除了回火温度外，故障批操纵盒小轴还存在其他导致其晶界弱化的因素。

大量的研究表明，降低1Cr17Ni2钢中δ铁素体的含量，改变δ铁素体的分布形态，减少条状分布形态δ铁素体对基体连续性的破坏，可以提高材料的冲击性能[8-10]。有研究表明[11]，在1Cr17Ni2钢的平衡组织中，α铁素体含量随温度升高而降低，δ铁素体含量随温度升高而逐渐增加，铁素体总量在1000 ℃左右为最低点；经Themo-calc软件计算，当将1Cr17Ni2钢中C、Cr、Ni、Mn、Si的含量控制在一定范围后，其中Ni含量控制在2.0%～2.5%，经850～1040 ℃淬火后的组织中基本上可以消除铁素体。故障批操纵盒小轴奥氏体形成元素Ni含量为2.47%，接近上限，其化学成分与上述计算的控制范围接近。虽然故障批操纵盒小轴与正常批操纵盒小轴的化学成分均在合格范围内，但C、Cr、Ni、Mn、Si等元素含量存在差异；故障批操纵盒小轴奥氏体形成元素(Ni)含量偏高、铁素体形成元素(Cr、Si)含量偏低，这种差异导致故障批操纵盒小轴基体组织中无铁素体。消除或较少δ铁素体可以提高材料的冲击性能，但试验所用的回火温度是在回火脆性区间以外进行的。一般情况下，高温回火脆性越严重，钢的断口上沿晶断口比例也越高。从故障操纵盒小轴570 ℃回火的断口情况可以看出，无铁素体的1Cr17Ni2钢的高温回火脆性更严重。

无铁素体的1Cr11Ni2W2MoV钢高温回火脆化是由于M23C6在原奥氏体晶界及马氏体板条边界优先析出，而杂质P向原奥氏体晶界偏聚导致的[12]。1Cr17Ni2钢制动杆螺栓沿晶开裂是由于晶界生成“串珠状”含Cr的粒子使晶界弱化，制动杆基体组织中同样无铁素体[13]。铁素体/奥氏体晶面和相界面的增加降低了单位面积上碳化物的沉淀量[14]。由以上研究结果可以推测，1Cr17Ni2钢的合金元素在某一个范围内使基体组织中无铁素体时，铁素体相界面的消失增加了杂质元素在晶界偏聚的浓度。而1Cr17Ni2钢中含有大量细小的块状铁素体时，铁素体巨大的相界面能吸收大量的杂质元素，降低了杂质元素在晶界偏聚的浓度；另一方面，铁素体相界面偏聚杂质元素后，由于铁素体韧塑好且弥散分布于索氏体基体中，不会对钢的整体性能产生大的破坏。这可能是正常批试样在570 ℃回火未出现沿晶脆断的原因。因此，操纵盒小轴经570 ℃回火发生沿晶脆断，其原因是消除铁素体后操纵盒小轴的570 ℃高温回火脆性增大。

操纵盒小轴在规定的热处理制度1000 ℃淬火+500 ℃回火下，无论基体组织中是否存在铁素体，其人工破断断口均不会发生沿晶脆断。因此，确保操纵盒小轴严格执行原规定的热处理制度可以避免沿晶脆断的产生，该热处理制度多年使用未出现此类故障的发生也证实了这一点。在加强热处理过程管控后，操纵盒小轴也未再发生过沿晶脆断的故障。操纵盒小轴的热处理制度是根据硬度来选择的，鉴于500 ℃回火仍然处于回火脆性区，宜采用400 ℃以下的低温回火和600 ℃以上的高温回火[15]，以改善操纵盒小轴的综合力学性能。由于某些特殊原因，部分1Cr17Ni2钢制零件仍在回火脆性区回火，这些零件的化学成分即使在合格范围内，也存在基体组织中无铁素体的情况。然而通过化学成分是难以判断基体组织中铁素体含量的，故对于仍在550～590 ℃回火脆性区回火的1Cr17Ni2钢制零件应监控钢中的铁素体含量，不宜采用无铁素体的钢材。

3 结论

1)操纵盒小轴在570 ℃回火脆性区回火后发生沿晶脆断，其原因并非仅由于在回火脆性区回火降低了操纵盒小轴的冲击性能，而主要是由于操纵盒小轴的基体组织中无铁素体，铁素体的缺失降低了晶面和相界面的总面积，导致在回火脆性区回火时晶界生成了更多的弱化粒子，使晶界强度低于含有一定量铁素体的零件，加剧了其高温回火脆性，最终导致操纵盒小轴的沿晶脆断。虽然操纵盒小轴的化学成分也在合格范围内，但奥氏体形成元素(Ni)含量偏高、铁素体形成元素(Cr、Si)含量偏低，这导致了操纵盒小轴基体组织中无铁素体。

2)对于仍在550～590 ℃回火脆性区回火的1Cr17Ni2钢制零件应监控钢中的铁素体含量，不宜采用无铁素体的钢材。