1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢具有两个优点：一是高温强度优于普通碳钢，二是其在加热、冷却过程中基体组织始终是奥氏体，无相变，无组织应力。基于上述两个优点，奥氏体不锈钢制锻件在高温高载荷下形状、尺寸较为稳定，使用寿命较长。但某1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢锻件在长期服役后发生断裂，断裂时服役条件是：在950℃高温下受5×105N拉力19h。该奥氏体不锈钢锻件制造流程为：电弧炉+VOD冶炼+大气下注→锻造→超声检测→固溶处理+稳定化处理。断裂前的单次服役情况是950℃下保温25h+油冷至150℃+680℃下保温45h+限速冷（≤10℃/h）至室温+640℃下保温30h+限速冷（≤10℃/h）至室温，服役次数：51次。本文通过对该锻件断口进行宏观、低倍、高倍和电镜检验，结合实际服役状况，分析在长期服役过程中锻件内部析出物的析出和重溶规律，创造性地提出了1Cr18Ni9Ti 奥氏体不锈钢锻件长期、反复在高温高载荷下服役发生断裂的原因，并提出了改进和预防措施。
1试验方法
在断口切取横、纵低倍试样，进行低倍检验；在切口端发现裂纹，随后在切口端套料取样，套料棒见图1，按划线切高倍试样并编号，分别为A1-1、A1-2，见图2，其中A1-2经模拟热处理工艺处理，模拟热处理工艺：950℃保温20h+水冷，进行高倍、电镜检验；选取电镜断口试样A1-3，进行电镜检验；对A1-1、A1-2铁素体含量进行测量。
2检验结果
1断口检验结果
断口经丙酮和无水乙醇清洗后检查，断口较平整，断口面出现贝纹线，贝纹线向四周扩展，见图3。检查断口切割面，发现“人”字形裂纹，见图4。
2低倍检验结果
低倍经酸洗腐蚀后观察，横向断口切割面低倍发现“人”字形裂纹，低倍形貌见图5。
3高倍检验结果
磨制高倍试样并于光学显微镜下观察，夹杂按GB/T 10561-2005评定，A、B、C、D、DS类均未超过0.5级，A1-1、A1-2试样切口高倍上均有析出相，抛光形貌见图6~7；高倍经王水腐蚀后检查，显微组织均为奥氏体+析出相，其中晶界上的相聚集成串状析出，晶界内的相弥散成颗粒状析出，模拟950℃的A1-2析出相较A1-1相对减少；为鉴别晶界上、晶内的析出相，高倍经KOH 溶液电解腐蚀后，根据ASTM E407-2007(2015)e1 中腐蚀后相的鉴别可知，铁素体染色为灰色到蓝灰色，碳化物稍微染色，奥氏体不染色，由此，基体组织为奥氏体，晶界、晶内蓝灰色的相为铁素体，还有少量碳化物；晶粒度为5.0 级，见图8~13。
4电镜检验结果
2.4.1 断口电镜检验结果
A1-3试样断口经电子扫描显微镜观察后，微观形貌为沿晶，断口面上发现细小裂纹数条，见图14。
2.4.2 电镜检验结果
A1-1、A1-2试样切口经扫描电子显微镜观察发现，腐蚀后的相沿晶界成网状或半网状析出，部分相腐蚀后发生脱落，在晶界上形成小孔，还有少部分相在晶内弥散析出，见图15~16。
5铁素体含量测量结果
A1-1、A1-2 经常温铁素体仪测量后，测量结果见表1，可以看出经950℃保温和快冷处理过的的A1-2试样铁素体含量较A1-1明显减少。
3分析与讨论
（1）从宏观断口上看，断口面贝纹线，属于疲劳断裂的特点，断口切割面上发现裂纹，裂纹存在于锻件内部；从断口部位套料取试来看，套料棒断裂或出现裂纹，说明裂纹在锻件断裂之前已形成；
（2）从低倍检验结果分析，横向断口切割面中心附近出现“人”字形裂纹，确定了裂纹萌生于锻件内部；
（3）结合使用情况分析断裂机理。锻件在固溶处理+稳定化处理后开始首次使用。固溶处理后，C 元素全部固溶在奥氏体中，之后进行稳定化处理，在稳定化处理温度（850-930℃）保温，在此温度下，(FeCr)23C6能够充分溶解而TiC不溶解，因此(FeCr)23C6溶解的C会固溶到奥氏体中，但在850-930℃温度范围内，C在奥氏体中的溶解度有限，因此C会以过饱和的形式与Ti结合形成TiC(稳定化处理的目的)。
锻件在“固溶处理+稳定化处理”后的单次服役情况为950℃下保温20-25h+油冷至150℃+680℃下保温40-50h+限速冷（≤10℃/h）至室温+640℃下保温30-40h+限速冷（≤10℃/h）至室温。下面分析锻件在第一次、第二次...第N次使用过程中（每一次使用过程中又分三个阶段：950℃高温，680℃高温，640℃高温）内部析出相的演变规律。
第一次：第一次服役时，高温加热到950℃并保温，此温度高于稳定化温度，C溶解度高，大部分C都固溶在奥氏体中，C的过饱和度低，脱溶的C有限，此时在奥氏体晶界处形成少量的TiC，另有少量未溶解的σ相。（为证明未溶解相的本质，本文设计了对比试验，A1-1为未处理试样，有2%左右的δ相，A1-2 为在950℃保温（950℃为服役温度）和快冷处理后的试样，以保留试样在高温下的组织，结果显示A1-2试样经处理后δ相含量几乎为0。由图10-13可以看出，晶界析出物形貌和数量和分布基本一致，考虑到δ 相长期在950℃高温下下会转变成σ 相，因此推断δ 相均变成了σ 相，进一步经能谱分析，发现原δ相位置Cr含量达到30-40%，验证了上述推断即δ相均变成了σ相）。之后在680℃或640℃保温过程中，晶界处会析出(FeCr)23C6，TiC，同时还会进一步析出σ 相，其中晶界内也会析出少部分的σ 相，但析出的σ相绝大多数沿晶界或三晶界交界处分布，因为晶界处能量较高，Fe、Cr原子相对比较活跃。
第二次：第二次服役时，高温加热到950℃并保温时，第一次服役过程中析出的(FeCr)23C6会完全重溶入奥氏体；第一次服役过程中析出的TiC亦会溶解，TiC 的含量又回到第一次950℃保温时的水平；第一次服役过程中析出σ相不会溶解，且第一次未完全转变为σ相的δ相会继续转变为σ相，这样σ的相含量较第一次950℃保温时会增加。之后在680℃和650℃保温时又会继续析出(FeCr)23C6，TiC和σ相。
第n次：第n处950℃保温时，晶界处TiC 含量始终和第一次保温时保持不变，(FeCr)23C6 又会完全重新溶入奥氏体，但σ相在此温度下不会溶解，且会有未转变的δ 相继续转变为σ相，导致σ相的含量会不断积累。
可以看出多次使用后，在950℃保温时，晶界处无(FeCr)23C，TiC的含量很少，但σ相不断在晶界处积累，而σ相是一种金属间化合物，脆性较大，当这种脆性相沿晶界尤其是在三角晶界处形成、聚集时，会导致晶界脆弱形成裂纹，最终导致锻件断裂或者晶界处存在其他缺陷（有可能是裂纹源）时，在外力的作用下，由于晶界存在大量σ相而脆化，裂纹扩展能量无法被吸收，不断扩展，最终发生断裂。
4预防措施
由上述分析可知，锻件断裂的根本原因是在长期服役过程中σ相含量不断积累。σ相产生的根本原因是铁素体形成元素含量较高，因此要想避免或减少σ 相的析出，应当取消铁素体形成元素Ti，以减少或消除δ铁素体含量，减小或消除δ相向σ相的转变。另外，在使用过程中增加固溶处理可溶解在使用过程中不断积累的σ相。因为固溶温度下，σ相会重新溶入奥氏体。
5结论
（1）在反复使用过程中晶界处不断积累的σ脆性相是锻件断裂的根本原因。
（2）为避免产生σ脆性相，取消钢中的铁素体形成元素Ti。
（3）为消除在反复使用过程中积累的σ脆性相，使用若干次后，增加固溶处理。
