2Cr13Mn9Ni4 不銹鋼卡箍腐蝕開裂分析

趙天昊 ， 黃 超 ， 歐陽康 ， 姜 濤 ， 吳 偉 ， 鄔冠華

（1. 無損檢測技術(shù)教育部重點實驗室（南昌航空大學），南昌 330063；2. 國營蕪湖機械廠，安徽 蕪湖 241000；3. 中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；4. 航空工業(yè)失效分析中心，北京 100095；5. 航空材料檢測與評價北京市重點實驗室，北京 100095；6. 中國航空發(fā)動機集團材料檢測與評價重點實驗室，北京 100095；7. 材料檢測與評價航空科技重點實驗室，北京 100095）

0 引言

不銹鋼卡箍種類非常多，包括鉸鏈式卡箍、雙耳式無極卡箍、柳接式卡箍、快拆式卡箍和永久半永久式連接卡箍等[1]?？ü繑嗔咽r有發(fā)生，有一部分是由于制造工藝、選材以及裝配工藝問題，原因包括高溫蠕變斷裂[2-3]、應力腐蝕[4]、回火不充分導致的脆性斷裂[5]，以及焊接工藝導致的腐蝕疲勞斷裂；還有一部分是由于設計問題產(chǎn)生造成卡箍部分應力集中，產(chǎn)生疲勞斷裂失效。

起落架固定卡箍主要用于應急放起落架系統(tǒng)，主要由耳片、卡帶、螺栓、墊圈、自鎖螺母等裝配而成，耳片采用焊接固定在卡帶上，卡帶材料為2Cr13Mn9Ni4，目前國內(nèi)對于此材料的研究較少，且多是在民用產(chǎn)品。魏育君、張凱等對2Cr13Mn9Ni4奧氏體不銹鋼的應力腐蝕與焊接熱處理的耐蝕進行研究[6-8]；但由于焊接與熱處理引起的2Cr13Mn9Ni4零件失效的相關文獻未見于期刊報道中，且缺乏對失效影響因素的系統(tǒng)研究，缺少失效預防的可借鑒內(nèi)容。

故障卡箍經(jīng)服役一段時間后發(fā)生多起斷裂，統(tǒng)計結(jié)果表明，斷裂位置均位于距離卡帶與耳片焊趾一定距離處。其斷裂后對應急放下起落架系統(tǒng)有不利的影響，嚴重時可導致系統(tǒng)失效，為飛行安全埋下較大隱患。本研究通過宏微觀觀察、金相檢測等手段確定卡帶裂紋的性質(zhì)，并借助裂紋區(qū)組織和硬度分布規(guī)律統(tǒng)計、應力模擬、晶間腐蝕試驗以及熱模擬試驗等方法，進一步研究卡箍斷裂的原因。

1 檢驗過程與結(jié)果

1.1 外觀及斷口觀察

失效起落架固定卡箍及其斷裂局部的宏觀形貌見圖1，斷裂位置發(fā)生在卡帶上，距耳片焊趾約6 mm 位置。裂紋斷口表面粗糙，呈棕黃色，斷面較平整，斷裂處宏觀無明顯塑性變形，呈顆粒狀的脆性斷裂特征（圖2a）。將遠離焊縫部位卡帶人為180°彎折斷裂，斷口附近可見明顯塑性變形，斷口粗糙，斷面起伏較大，呈銀灰色塑性斷裂特征（圖2b）。宏觀來看兩者斷裂形式完全不同。

圖 1 卡箍及斷裂部位宏觀形貌Fig.1 Macro appearance of hoop and fractured parts

圖 2 斷口宏觀觀察Fig.2 Macro appearance of fracture

對裂紋斷口進行微觀觀察可見，整個斷面大部分為沿晶斷裂特征，晶粒表面可見腐蝕紋理，局部可見泥紋狀（圖3a）；對失效卡箍的斷口不同區(qū)域微區(qū)成分進行分析發(fā)現(xiàn)，在卡帶斷口上沉積有S、Cl 腐蝕性元素，而人為打開斷口整體呈撕裂韌窩特征（圖3b）。對比人工斷口和失效斷口的特征可知，兩者失效因素有明顯區(qū)別。

1.2 金相組織觀察

在卡帶上取金相試樣，取樣位置見圖4，對縱向截面（沿軋制方向）腐蝕后觀察。為了便于描述將金相分成3 個區(qū)域，分別為焊縫附近的Ⅰ區(qū)、距離焊趾6 mm 的Ⅱ區(qū)、遠離焊縫的基體Ⅲ區(qū)。3 個區(qū)域的組織形貌見圖5，可見：Ⅰ區(qū)晶界部分可見，可判斷其晶粒尺寸大于Ⅱ、Ⅲ區(qū)；在Ⅱ、Ⅲ區(qū)中顯微組織為奧氏體+少量鐵素體，同時可見壓延的帶狀組織特征，晶粒內(nèi)密布變形滑移線。在奧氏體不銹鋼中，晶界越多、晶粒越小，C 原子擴散至晶界的距離減小，Cr 在晶界處的含量降低，導致其抗腐蝕性能越差[9]，因此，Ⅱ區(qū)、Ⅲ區(qū)的抗腐蝕能力較Ⅰ區(qū)弱；Ⅱ區(qū)晶界清晰，Ⅰ、Ⅲ區(qū)部分晶界可見，說明Ⅱ區(qū)耐腐蝕性最差。可見，Ⅱ區(qū)的確是卡箍中耐腐蝕性最為薄弱的區(qū)域。

圖 3 卡箍斷口微觀形貌Fig.3 Micro morphology of hoop fracture

圖 4 卡箍取樣及金相觀察位置示意圖Fig.4 Schematic diagram of hoop sampling and metallographic observation position

圖 5 焊接接頭各區(qū)域顯微組織Fig.5 Microstructures of different areas of welded joint

1.3 硬度測試

對3 組焊接接頭試樣不同區(qū)域進行顯微硬度測試，測試位置從焊趾開始沿著卡帶周向方向每隔1 mm 測試一個點，測試示意圖及測試結(jié)果見圖6。可見，卡箍焊接接頭硬度存在很大的不均勻性，焊接區(qū)與熱影響區(qū)因焊接熱的影響材料存在軟化現(xiàn)象，0～6 mm 時硬度快速上升，6 mm 以后硬度基本穩(wěn)定在HV 350 左右，達到冷硬態(tài)基體硬度。

圖 6 焊接接頭硬度分布Fig.6 Hardness curves of welded joint

1.4 化學成分分析

對卡箍基體取試末，利用ICP 光譜儀和C、S分析儀對卡箍材料進行化學成分分析，符合GB/T 4239—1991 標準中對2Cr13Mn9Ni4 鋼的要求。

圖 7 晶間腐蝕A 法試驗后宏觀照片F(xiàn)ig.7 Macro morphology after intergranular corrosion test A

1.5 晶間腐蝕試驗

對于奧氏體不銹鋼來說，其焊縫位置由于焊接過程的熱影響，容易使焊縫附近組織敏化。因此，對焊縫附近樣品與遠離焊縫樣品參照標準GB/T 4334—2008《金屬和合金的腐蝕 不銹鋼晶間腐蝕試驗方法》中的A 方法分別進行晶間腐蝕試驗，以確定材料是否有晶界敏化。

圖7 為焊縫附近樣品經(jīng)晶間腐蝕后的宏觀照片，按照腐蝕程度可劃分為3 個區(qū)域，分別為未敏化區(qū)、敏化區(qū)、深度敏化區(qū)。3 個區(qū)域的組織形貌照片見圖8。未敏化區(qū)為1 類典型奧氏體不銹鋼階梯組織，敏化區(qū)、深度敏化區(qū)都為5 類溝槽組織，但深度敏化區(qū)的腐蝕更嚴重。位置對比發(fā)現(xiàn)，深度敏化區(qū)與金相組織檢查中耐腐性最差的Ⅱ區(qū)位置一致。

奧氏體不銹鋼在冷加工過程中能形成大量孿晶，可提高加工硬化率和鋼的強化效果，一般冷作硬化狀態(tài)可直接使用，但有資料[10-11]表明，2Cr13Mn9Ni 材料在一定的固溶溫度、冷速和冷變形率狀態(tài)下，材料會產(chǎn)生晶間腐蝕傾向。由上述卡箍的晶間腐蝕試驗初步判斷，卡帶原材料具有一定的晶間腐蝕傾向，導致材料的抗腐蝕性能下降，同時在焊接過程中，由于焊接熱的輸入又加劇卡帶局部晶間敏化程度，導致近焊縫區(qū)組織進一步惡化。

圖 8 各區(qū)域的晶間腐蝕A 法照片F(xiàn)ig.8 Microstructures of different areas after intergranular corrosion test A

1.6 熱模擬試驗

2Cr13Mn9Ni4 奧氏體不銹鋼因其高強度和良好的抗腐蝕性能，廣泛應用于航空、航天、船舶等領域，但其自身在特定成型工藝下具有晶間腐蝕傾向，并且在450～850 ℃之間加熱時，極易在晶界析出Cr23C6碳化物，使鋼具有晶間腐蝕敏感性，特別是在焊接接頭附近，焊接熱導致材料極易產(chǎn)生敏化，發(fā)生晶間腐蝕失效；因此，為了了解卡箍材料自身狀態(tài)以及焊接對2Cr13Mn9Ni4 鋼的影響，設計焊接模擬試驗。

取焊接接頭附近樣品及遠離焊縫基體材料分別取樣進行1050 ℃+2 h 固溶處理，卡箍經(jīng)固溶處理后的焊縫附近組織見圖9，經(jīng)固溶處理后的整體呈現(xiàn)典型奧氏體不銹鋼階梯組織，基體壓延的帶狀組織特征和晶內(nèi)滑移線基本消除，且晶粒有所長大，焊縫附近及深度敏化區(qū)恢復正常，由此說明失效卡箍材料的確存在晶間敏化問題，重新固溶處理可以有效消除冷加工、焊接給卡箍帶來的敏化以及內(nèi)應力的影響。

圖 9 樣品固溶處理后微觀形貌Fig.9 Microstructure after solution treatment

對固溶處理后的樣品繼續(xù)進行750 ℃+5 min敏化處理，模擬焊接熱對卡帶組織的影響。采用晶間腐蝕A 法對經(jīng)固溶處理+敏化處理后樣品進行晶間腐蝕。經(jīng)敏化處理后，可見3 個區(qū)域晶界上均產(chǎn)生明顯溝槽，呈二類混合組織特征（圖10）。

模擬試驗表明：經(jīng)過固溶后的卡箍在特定溫度下仍會出現(xiàn)敏化現(xiàn)象，即焊接過程可以導致材料敏化現(xiàn)象的出現(xiàn)；而在相同的熱輸入情況下，3 個區(qū)域敏化現(xiàn)象基本一致，說明失效件深度敏化區(qū)的出現(xiàn)的確與焊接熱分布有直接關系。

圖 10 樣品固溶處理+敏化處理后微觀形貌Fig.10 Microstructure after solution treatment and sensitization

圖 11 深度敏化區(qū)晶界碳化物形貌及其分布Fig.11 Morphology and distribution of intergranular carbides at deeply-sensitized region

2 分析討論

通過觀察卡箍的裝配狀態(tài)可知，卡箍在螺栓預緊后卡帶承受拉應力。斷口觀察結(jié)果表明，卡帶裂紋均為沿晶擴展，晶面可見腐蝕條紋，且斷口附著大量含Cl、S 等腐蝕性元素，整體宏微觀腐蝕特征明顯；綜合分析認為，卡箍卡帶裂紋性質(zhì)為晶間腐蝕裂紋。

耳片與卡帶焊接后，在飛機正常飛行狀態(tài)下，焊縫附近卡帶發(fā)生斷裂，而卡帶其他區(qū)域未發(fā)現(xiàn)明顯損傷。統(tǒng)計結(jié)果表明，多起卡箍斷裂均發(fā)生在距離焊縫6 mm 左右位置，說明卡箍斷裂可能與焊接熱影響及應力分布有關。由焊接導致的常規(guī)性的缺陷一般采用X 射線和超聲C 掃描等無損檢測手段進行評價與分析，一些隱蔽性缺陷或者組織異常很難通過常規(guī)的無損檢測方法檢出，更易被人們忽視而對飛機飛行帶來較嚴重的安全隱患[12]。

對于奧氏體不銹鋼來說，其焊縫位置由于焊接過程的熱影響，容易使焊縫組織敏化，450～850 ℃敏化區(qū)間奧氏體不銹鋼易析出碳化物與Cr 生成化合物Cr23C6，并沿晶界沉淀，使晶界周圍基體Cr 含量降低，形成貧Cr 層，導致腐蝕介質(zhì)更容易滲透進入晶界，使基體發(fā)生沿晶開裂，成為腐蝕的薄弱點。在失效件上取樣采用TEM 對斷裂區(qū)域晶界物相進行觀察分析，結(jié)果表明，故障卡箍在裂紋附近深度敏化區(qū)晶界上有黑色顆粒相不連續(xù)析出，析出物為Cr23C6碳化物（圖11）。

微觀觀察可知卡箍斷口中含有多種鹽類，其中含有S、Cl 腐蝕性元素，奧氏體不銹鋼的晶間腐蝕對這2 種元素尤其敏感。

一般認為，鐵素體不銹鋼焊接接頭的晶間腐蝕出現(xiàn)在緊鄰熔合線處，而奧氏體不銹鋼焊接接頭的晶間腐蝕出現(xiàn)在距焊縫一段距離處，這是由于C 在奧氏體與鐵素體中的固溶程度及擴散速率不同引起的，從2 種不銹鋼溫度?時間?敏化（TTS）曲線可以看出，兩者的“鼻尖”溫度敏化時間差異很大，奧氏體不銹鋼的敏化時間相對較長，其敏化程度隨著冷卻速率的增加而降低[13]，在焊接熱影響區(qū)不同區(qū)域停留時間不同，導致焊縫附近敏化程度有所差異，晶間腐蝕A 法對比試驗進一步驗證距離焊趾一定距離的斷裂區(qū)存在嚴重的晶間敏化，這一位置正好與卡箍斷裂位置相對應。

對卡箍整體裝配狀態(tài)進行有限元靜態(tài)分析（圖12）?？ü吭谘b配狀態(tài)下受力最大的部位是卡帶與耳片的過渡圓弧處，而實際斷裂位置未發(fā)生在此位置?？ü靠◣儆诶溆矤顟B(tài)，本身存在形變殘余應力；彎制加工中殘余應力升高（局部顯微硬度升高），又產(chǎn)生結(jié)構(gòu)應力；卡箍緊固及導管作用產(chǎn)生的工作應力；焊趾位置綜合應力較大，但開裂位置主要是由于晶界弱化導致的。

圖 12 卡箍緊固狀態(tài)周向應力分布Fig.12 Circumferential stress distribution of hoop at the fastening state

綜上所述，卡箍卡帶材料具有一定的晶間腐蝕傾向，在焊接過程中受焊接熱影響局部材料晶界進一步敏化，同時，卡箍工作環(huán)境中存在含S、Cl 元素的腐蝕物，卡箍鋼帶自身的殘余應力、結(jié)構(gòu)及工作應力等因素都對卡箍的晶間腐蝕開裂有一定影響。但就此次失效來講，設計之初選擇2Cr13Mn9Ni4 不銹鋼就是為了以其本身的耐蝕能力抵御環(huán)境腐蝕的影響，而卡箍卡帶具有明顯的晶間腐蝕傾向，同時焊接也導致斷裂區(qū)域材料敏化更嚴重，這些因素對卡箍的應力腐蝕失效是決定性的。

通過上述分析可知：

1）在焊接前對卡箍進行去應力退火處理，可以消除冷軋過程的影響，以提高材料的抗晶間腐蝕能力。

2）降低焊接熱量輸入以及冷卻時間，減少在敏化溫度區(qū)停留時間，以減少晶界Cr23C6的產(chǎn)生，從而降低晶界的腐蝕敏感性。

3）對焊接后材料進行固溶處理，使碳化物充分溶解，然后淬火，防止冷卻時間過長導致碳化物二次析出，這樣會消除焊接導致的卡帶局部敏化現(xiàn)象。

3 結(jié)論

1）卡箍斷裂性質(zhì)為晶間腐蝕開裂，裂紋均分布于距離焊趾特定距離處。

2）卡箍卡帶整體具有明顯的晶間腐蝕傾向，判斷導致卡箍晶間腐蝕開裂的根本原因主要有2 個：第一，卡箍失效件的原材料具有一定晶間腐蝕傾向；第二，焊接熱導致卡帶斷裂位置材料進一步敏化，局部耐蝕性進一步下降，產(chǎn)生晶間腐蝕裂紋。