IN718合金螺栓斷裂分析

張海峰

(中國船舶重工集團(tuán)公司第七二五研究所(洛陽船舶材料研究所), 河南 洛陽 471023)

Inconel 718合金(國內(nèi)牌號GH4169)是一種鐵-鉻-鎳基沉淀強(qiáng)化型變形高溫合金,廣泛應(yīng)用于航空、航天、核能和石化領(lǐng)域的渦輪盤、環(huán)件、葉片、軸、緊固件等。作為一種第二相沉淀強(qiáng)化Ni基高溫合金,利用其組織、性能對熱加工工藝極其敏感的特點(diǎn),通過調(diào)整熱變形與熱處理參數(shù),可以獲得不同晶粒尺寸和不同析出相特征,進(jìn)而獲得不同性能水平的各種產(chǎn)品。合金的主要組成相為基體γ相及δ相、碳化物、γ″相和γ′相兩種強(qiáng)化相[1-2],其中γ″(Ni3Nb)相為體心四方結(jié)構(gòu)的主要強(qiáng)化相,合金在253～650 ℃之間具有良好的高溫強(qiáng)度[3-4],同時該合金還具有良好的抗氧化性、抗疲勞性、耐蝕性、焊接性、組織長期穩(wěn)定性等優(yōu)勢[5]。

某柴油機(jī)上的排氣管螺栓在使用過程中發(fā)生早期斷裂,螺栓材料牌號為Inconel718,規(guī)格為M10 mm×55 mm,制造工藝為固溶處理后進(jìn)行滾壓成形,然后進(jìn)行時效強(qiáng)化,材料性能要求:抗拉強(qiáng)度≥1275 MPa,屈服強(qiáng)度≥1034 MPa,A≥12%,Z≥15%,硬度≥40 HRC。使用環(huán)境為500～600 ℃高溫環(huán)境,斷裂螺栓見圖1。

1 試驗方法

采用5110SVDV電感耦合等離子體發(fā)射光譜儀及CS800碳硫分析儀對失效螺栓化學(xué)成分進(jìn)行分析,確定化學(xué)成分是否符合標(biāo)準(zhǔn)要求。采用INSTRON5587材料試驗機(jī)測試螺栓力學(xué)性能。采用OLYMPUS GX71金相顯微鏡觀察顯微組織。采用FEI Quanta 650FEG場發(fā)射掃描電鏡對失效螺栓斷口進(jìn)行微觀形貌觀察。自斷裂螺栓螺牙根部切取0.5 mm薄片,研磨到約120 μm,沖制出φ3 mm圓片,精磨到50 μm。以4%高氯酸酒精為電解液,在-20 ℃下雙噴電解得到穿孔薄膜試樣,電解電壓75 V。氬離子減薄0.5 h,采用JEM-2100 透射電鏡及X-Max 80能譜儀對螺栓變形區(qū)內(nèi)納米析出相形貌及成分進(jìn)行分析。

2 試驗結(jié)果

2.1 宏觀形貌

螺栓斷口平齊呈黑色,沒有明顯塑性變形,見圖2。裂紋起源于螺紋根部(白色虛框),裂紋源呈線源,從左側(cè)螺紋根部向右擴(kuò)展,最終斷裂區(qū)位于右側(cè)(黑色虛框)。

圖2 螺栓斷口形貌Fig.2 Macromorphology of the fractured bolt

2.2 化學(xué)成分

對螺栓進(jìn)行化學(xué)成分檢測,結(jié)果見表1。

表1 螺栓的化學(xué)成分檢測結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

2.3 力學(xué)性能

對使用過的未斷螺栓實物及將螺栓加工成φ5 mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣分別進(jìn)行拉伸試驗,結(jié)果見表2。

表2 拉伸性能

螺栓基體材料制備的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣的性能均滿足技術(shù)要求。螺栓實物斷后伸長率A為1.09%。

斷裂螺栓3個測試點(diǎn)的硬度分別為45.5、44.6、45.9 HRC,符合≥40 HRC的技術(shù)要求。

2.4 金相分析

對拋光態(tài)斷裂螺栓軸向截面進(jìn)行觀察,螺栓裂紋起源于螺牙根部,見圖3,斷口相對平坦。侵蝕后裂紋源區(qū)放大形貌見圖4,裂紋初始擴(kuò)展方向與螺牙面一致,其后擴(kuò)展方向垂直于螺栓軸向。

圖3 斷裂螺栓低倍形貌(拋光態(tài))Fig.3 Low magnification morphology of the fractured bolt (polished state)

圖4 斷裂螺栓裂紋源處形貌(侵蝕態(tài))Fig.4 Morphology of crack source area of the fractured bolt (etched state)

王水侵蝕后可以看出螺栓是滾壓成形,見圖5(a),螺栓表層有平行于表面的變形流線層。顯微組織為等軸γ相+晶界細(xì)顆粒狀析出δ相+塊狀析出相γ′、γ″,見圖5(b),晶粒度9.5級。

圖5 斷裂螺栓滾壓流線形貌(a)及基體組織(b)Fig.5 Thread rolling streamline morphology(a) and microstructure of matrix(b) of the fractured bolt

2.5 掃描電鏡觀察

螺栓斷口低倍形貌及裂紋源區(qū)SEM形貌見圖6,其中虛框為裂紋源區(qū),呈多源特征。裂紋源區(qū)位于螺紋根部的滾壓變形區(qū),該區(qū)域呈解理形貌,脆性區(qū)寬度小于100 μm。

圖6 斷裂螺栓斷口形貌(a)及裂紋源處形貌(b, c)Fig.6 Morphologies of fracture(a) and crack source(b, c) of the fractured bolt

斷裂螺栓斷口擴(kuò)展區(qū)形貌為韌窩特征,見圖7(a)。螺牙根部王水侵蝕后進(jìn)行掃描電鏡觀察,見圖7(b),滾壓變形區(qū)晶粒破碎。變形區(qū)高倍形貌見圖7(c),除了原晶界上的塊狀δ相外有大量納米尺寸的新析出相。基體的SEM形貌見圖7(d)。

圖7 斷裂螺栓斷口擴(kuò)展區(qū)(a)、牙根(b)、牙根變形區(qū)析出相(c)及基體(d)的SEM形貌Fig.7 SEM morphologies of crack propagation area(a), thread root(b), precipitated phases in deformed area of thread root(c) and matrix(d) of the fractured bolt

2.6 透射電鏡觀察結(jié)果

斷裂螺栓螺牙根部變形區(qū)內(nèi)存在較多納米尺寸的塊狀、棒狀δ相,見圖8(a, b)。此外還有少量NiCrFe納米相,見圖8(c, d)。

3 分析與討論

IN718合金螺栓的化學(xué)成分符合要求,從螺栓基體材料拉伸性能看,螺栓材料合格,螺栓實物拉伸性能較差,說明螺栓表層塑性降低,導(dǎo)致實體螺栓塑性差。從螺栓的金相分析可以看到螺栓由滾壓制成,螺栓顯微組織為等軸γ相+晶界顆粒狀析出δ相+彌散狀析出相γ′、γ″,晶粒較細(xì)。

失效螺栓斷口宏觀分析表明,螺栓斷裂于螺紋根部,螺栓斷口沒有塑性變形,宏觀上呈脆性斷裂特征。微觀分析表明螺栓斷口裂紋源呈線源,起裂區(qū)(裂紋源區(qū))位于滾壓大變形區(qū),該區(qū)域厚度在50～100 μm之間,有大量納米δ相在該區(qū)域析出,裂紋源區(qū)無明顯的韌性斷裂特征,裂紋源區(qū)占整個斷口區(qū)域的面積比很小,說明螺栓僅表層脆化。斷口大部分為放射狀擴(kuò)展區(qū),呈韌性斷裂,斷口沒有發(fā)現(xiàn)損傷積累特征。

螺栓的使用性能不僅與材料強(qiáng)度有關(guān),還與其組織結(jié)構(gòu)即螺栓的制造工藝有關(guān),螺栓采用固溶態(tài)的Inconel 718合金冷滾壓成形,再進(jìn)行沉淀強(qiáng)化處理后螺紋根部組織與心部存在明顯的不同。螺栓采用滾壓工藝使得螺栓螺牙根部變形量最大,形成一個壓應(yīng)力層,使用時該應(yīng)力抵消一部分工作應(yīng)力,從而提高螺栓的使用性能,晶粒在滾壓后發(fā)生大變形呈纖維狀。相對于切削螺紋,滾壓螺紋可以給齒根部提供表面殘余壓應(yīng)力,從而有效提高螺栓的強(qiáng)度[6-7]。螺栓時效后滾壓螺紋,存在于螺紋牙表面的強(qiáng)化層沒有被破壞,表面強(qiáng)化層的存在改變了螺紋牙根部的內(nèi)應(yīng)力分布,尤其是牙根底表層形成殘余壓應(yīng)力,這對于承受拉伸載荷螺栓的螺紋,有效地降低了拉應(yīng)力的應(yīng)力集中,可提高螺栓使用性能。螺栓在固溶狀態(tài)下滾壓成形,導(dǎo)致牙根變形層處于較高的能態(tài)[8],在隨后長時間沉淀強(qiáng)化熱處理過程中,變形層中析出大量納米δ相,從而使得變形層塑性變差。同時滾壓成形后再進(jìn)行時效強(qiáng)化消除了螺栓表層的壓應(yīng)力,降低了螺栓使用性能。

綜上所述,IN718合金排氣管螺栓滾壓成形后進(jìn)行時效強(qiáng)化,螺栓牙根變形層內(nèi)納米δ相大量析出導(dǎo)致變形層塑性差,即表層抗變形能力差。螺栓工作時處于三向應(yīng)力狀態(tài),螺栓表層塑性良好時表層載荷可以向心部傳遞,從而使整個截面載荷均勻,處于正常情況下使用螺栓有較高的安全余量。當(dāng)螺栓表層脆化時,應(yīng)力不能向心部傳遞,使得螺牙根部在受力超過屈服強(qiáng)度時,不能發(fā)生塑性變形釋放應(yīng)力從而產(chǎn)生微裂紋,微裂紋快速擴(kuò)展導(dǎo)致螺栓在平均應(yīng)力低于材料的屈服強(qiáng)度下斷裂。此外滾壓成形后進(jìn)行時效強(qiáng)化消除了螺牙根部滾壓形成的壓應(yīng)力層,降低了螺栓的使用性能,促進(jìn)了螺栓的裂紋萌生。

4 結(jié)論及建議

1) IN718合金排氣管螺栓裂紋起源于螺紋根部。

2) IN718合金螺栓斷裂主要原因是由于螺牙表層滾壓后處于高能狀態(tài),隨后時效處理造成大量納米δ相在表層析出,從而使得螺栓牙根表層脆化。螺栓工作時處于三向應(yīng)力狀態(tài),螺栓牙根表面應(yīng)力不能向心部傳遞導(dǎo)致過載斷裂。

3) 建議IN718合金螺栓的制造工藝應(yīng)更改為先時效處理,后進(jìn)行螺紋滾壓成形。