1Cr18Ni9Ti奧氏體不銹鋼具有兩個優(yōu)點：一是高溫強度優(yōu)于普通碳鋼，二是其在加熱、冷卻過程中基體組織始終是奧氏體，無相變，無組織應力。基于上述兩個優(yōu)點，奧氏體不銹鋼制鍛件在高溫高載荷下形狀、尺寸較為穩(wěn)定，使用壽命較長。但某1Cr18Ni9Ti奧氏體不銹鋼鍛件在長期服役后發(fā)生斷裂，斷裂時服役條件是：在950℃高溫下受5×105N拉力19h。該奧氏體不銹鋼鍛件制造流程為：電弧爐+VOD冶煉+大氣下注→鍛造→超聲檢測→固溶處理+穩(wěn)定化處理。斷裂前的單次服役情況是950℃下保溫25h+油冷至150℃+680℃下保溫45h+限速冷（≤10℃/h）至室溫+640℃下保溫30h+限速冷（≤10℃/h）至室溫，服役次數(shù)：51次。本文通過對該鍛件斷口進行宏觀、低倍、高倍和電鏡檢驗，結合實際服役狀況，分析在長期服役過程中鍛件內部析出物的析出和重溶規(guī)律，創(chuàng)造性地提出了1Cr18Ni9Ti 奧氏體不銹鋼鍛件長期、反復在高溫高載荷下服役發(fā)生斷裂的原因，并提出了改進和預防措施。
1試驗方法
在斷口切取橫、縱低倍試樣，進行低倍檢驗；在切口端發(fā)現(xiàn)裂紋，隨后在切口端套料取樣，套料棒見圖1，按劃線切高倍試樣并編號，分別為A1-1、A1-2，見圖2，其中A1-2經模擬熱處理工藝處理，模擬熱處理工藝：950℃保溫20h+水冷，進行高倍、電鏡檢驗；選取電鏡斷口試樣A1-3，進行電鏡檢驗；對A1-1、A1-2鐵素體含量進行測量。
2檢驗結果
1斷口檢驗結果
斷口經丙酮和無水乙醇清洗后檢查，斷口較平整，斷口面出現(xiàn)貝紋線，貝紋線向四周擴展，見圖3。檢查斷口切割面，發(fā)現(xiàn)“人”字形裂紋，見圖4。
2低倍檢驗結果
低倍經酸洗腐蝕后觀察，橫向斷口切割面低倍發(fā)現(xiàn)“人”字形裂紋，低倍形貌見圖5。
3高倍檢驗結果
磨制高倍試樣并于光學顯微鏡下觀察，夾雜按GB/T 10561-2005評定，A、B、C、D、DS類均未超過0.5級，A1-1、A1-2試樣切口高倍上均有析出相，拋光形貌見圖6~7；高倍經王水腐蝕后檢查，顯微組織均為奧氏體+析出相，其中晶界上的相聚集成串狀析出，晶界內的相彌散成顆粒狀析出，模擬950℃的A1-2析出相較A1-1相對減少；為鑒別晶界上、晶內的析出相，高倍經KOH 溶液電解腐蝕后，根據(jù)ASTM E407-2007(2015)e1 中腐蝕后相的鑒別可知，鐵素體染色為灰色到藍灰色，碳化物稍微染色，奧氏體不染色，由此，基體組織為奧氏體，晶界、晶內藍灰色的相為鐵素體，還有少量碳化物；晶粒度為5.0 級，見圖8~13。
4電鏡檢驗結果
2.4.1 斷口電鏡檢驗結果
A1-3試樣斷口經電子掃描顯微鏡觀察后，微觀形貌為沿晶，斷口面上發(fā)現(xiàn)細小裂紋數(shù)條，見圖14。
2.4.2 電鏡檢驗結果
A1-1、A1-2試樣切口經掃描電子顯微鏡觀察發(fā)現(xiàn)，腐蝕后的相沿晶界成網狀或半網狀析出，部分相腐蝕后發(fā)生脫落，在晶界上形成小孔，還有少部分相在晶內彌散析出，見圖15~16。
5鐵素體含量測量結果
A1-1、A1-2 經常溫鐵素體儀測量后，測量結果見表1，可以看出經950℃保溫和快冷處理過的的A1-2試樣鐵素體含量較A1-1明顯減少。
3分析與討論
（1）從宏觀斷口上看，斷口面貝紋線，屬于疲勞斷裂的特點，斷口切割面上發(fā)現(xiàn)裂紋，裂紋存在于鍛件內部；從斷口部位套料取試來看，套料棒斷裂或出現(xiàn)裂紋，說明裂紋在鍛件斷裂之前已形成；
（2）從低倍檢驗結果分析，橫向斷口切割面中心附近出現(xiàn)“人”字形裂紋，確定了裂紋萌生于鍛件內部；
（3）結合使用情況分析斷裂機理。鍛件在固溶處理+穩(wěn)定化處理后開始首次使用。固溶處理后，C 元素全部固溶在奧氏體中，之后進行穩(wěn)定化處理，在穩(wěn)定化處理溫度（850-930℃）保溫，在此溫度下，(FeCr)23C6能夠充分溶解而TiC不溶解，因此(FeCr)23C6溶解的C會固溶到奧氏體中，但在850-930℃溫度范圍內，C在奧氏體中的溶解度有限，因此C會以過飽和的形式與Ti結合形成TiC(穩(wěn)定化處理的目的)。
鍛件在“固溶處理+穩(wěn)定化處理”后的單次服役情況為950℃下保溫20-25h+油冷至150℃+680℃下保溫40-50h+限速冷（≤10℃/h）至室溫+640℃下保溫30-40h+限速冷（≤10℃/h）至室溫。下面分析鍛件在第一次、第二次...第N次使用過程中（每一次使用過程中又分三個階段：950℃高溫，680℃高溫，640℃高溫）內部析出相的演變規(guī)律。
第一次：第一次服役時，高溫加熱到950℃并保溫，此溫度高于穩(wěn)定化溫度，C溶解度高，大部分C都固溶在奧氏體中，C的過飽和度低，脫溶的C有限，此時在奧氏體晶界處形成少量的TiC，另有少量未溶解的σ相。（為證明未溶解相的本質，本文設計了對比試驗，A1-1為未處理試樣，有2%左右的δ相，A1-2 為在950℃保溫（950℃為服役溫度）和快冷處理后的試樣，以保留試樣在高溫下的組織，結果顯示A1-2試樣經處理后δ相含量幾乎為0。由圖10-13可以看出，晶界析出物形貌和數(shù)量和分布基本一致，考慮到δ 相長期在950℃高溫下下會轉變成σ 相，因此推斷δ 相均變成了σ 相，進一步經能譜分析，發(fā)現(xiàn)原δ相位置Cr含量達到30-40%，驗證了上述推斷即δ相均變成了σ相）。之后在680℃或640℃保溫過程中，晶界處會析出(FeCr)23C6，TiC，同時還會進一步析出σ 相，其中晶界內也會析出少部分的σ 相，但析出的σ相絕大多數(shù)沿晶界或三晶界交界處分布，因為晶界處能量較高，F(xiàn)e、Cr原子相對比較活躍。
第二次：第二次服役時，高溫加熱到950℃并保溫時，第一次服役過程中析出的(FeCr)23C6會完全重溶入奧氏體；第一次服役過程中析出的TiC亦會溶解，TiC 的含量又回到第一次950℃保溫時的水平；第一次服役過程中析出σ相不會溶解，且第一次未完全轉變?yōu)?sigma;相的δ相會繼續(xù)轉變?yōu)?sigma;相，這樣σ的相含量較第一次950℃保溫時會增加。之后在680℃和650℃保溫時又會繼續(xù)析出(FeCr)23C6，TiC和σ相。
第n次：第n處950℃保溫時，晶界處TiC 含量始終和第一次保溫時保持不變，(FeCr)23C6 又會完全重新溶入奧氏體，但σ相在此溫度下不會溶解，且會有未轉變的δ 相繼續(xù)轉變?yōu)?sigma;相，導致σ相的含量會不斷積累。
可以看出多次使用后，在950℃保溫時，晶界處無(FeCr)23C，TiC的含量很少，但σ相不斷在晶界處積累，而σ相是一種金屬間化合物，脆性較大，當這種脆性相沿晶界尤其是在三角晶界處形成、聚集時，會導致晶界脆弱形成裂紋，最終導致鍛件斷裂或者晶界處存在其他缺陷（有可能是裂紋源）時，在外力的作用下，由于晶界存在大量σ相而脆化，裂紋擴展能量無法被吸收，不斷擴展，最終發(fā)生斷裂。
4預防措施
由上述分析可知，鍛件斷裂的根本原因是在長期服役過程中σ相含量不斷積累。σ相產生的根本原因是鐵素體形成元素含量較高，因此要想避免或減少σ 相的析出，應當取消鐵素體形成元素Ti，以減少或消除δ鐵素體含量，減小或消除δ相向σ相的轉變。另外，在使用過程中增加固溶處理可溶解在使用過程中不斷積累的σ相。因為固溶溫度下，σ相會重新溶入奧氏體。
5結論
（1）在反復使用過程中晶界處不斷積累的σ脆性相是鍛件斷裂的根本原因。
（2）為避免產生σ脆性相，取消鋼中的鐵素體形成元素Ti。
（3）為消除在反復使用過程中積累的σ脆性相，使用若干次后，增加固溶處理。
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