秦渐津

(上海菱重增压器有限公司，上海 201709)

0 前言

07Cr15Ni7Mo2Al是一种高Cr高Ni含量的沉淀硬化不锈钢，在奥氏体状态具有良好的冷变形加工性能，通过中间处理和时效处理后可获得较高强度，并兼具耐热和耐腐蚀的特性。基于该材料的此类特性，本公司在涡轮增压器的C型卡环上选用了该材料。

涡轮增压器通过发动机工作时产生的废气驱动涡轮转动，带动同轴的进气侧压轮转动，强制为发动机吸入空气、增加进入发动机的空气流量，从而达到提高发动机燃烧效率的作用。为了维持进气侧增压压力的稳定，会在增压器的涡轮端设置废气旁通阀，当增压压力超出设定值时打开旁通阀，减少驱动涡轮的废气流量，从而降低转子轴转速并避免增压压力过高。控制废气旁通阀的装置叫做执行器，执行器与废气旁通阀通过连杆连接，本文所涉及的C型卡环在连杆与废气旁通阀的轴孔连接中起限位作用。C型卡环内径略小于其配合卡槽的外径，用以抱紧配合卡槽。因此，该C型卡环同时受到增压器涡端热影响、卡环内侧拉应力作用，并在废气旁通阀开闭时与连杆产生相对摩擦。就外部工作环境而言，增压器装配在发动机上，长时间受到振动的影响。

在某项目运行前期，连续发生了数起因C型卡环断裂导致的增压器失效案例。客户端主要表现为增压无力及废气旁通阀报警。在失效案例的分析过程中发现，所有发生断裂的C型卡环均来自于同一供应商，且均在断面发现了腐蚀的痕迹，判断其断裂类型为应力腐蚀开裂。但正如前文选材时所述，07Cr15Ni7Mo2Al是一种高Cr高Ni含量的沉淀硬化不锈钢，具有良好的耐腐蚀性能，而失效产品的耐腐蚀性能并未达到设计的预期。

本文通过一系列的试验分析，试图找到该产品耐腐蚀性能降低的原因和预防方法，避免该类失效案例的再次发生。

1 可疑产品与正常产品的差异

本文中将有发生C型卡环断裂的供应商的产品描述为可疑产品，将其余供应商的产品描述为正常产品。

对可疑产品和正常产品进行了对比分析，在硬度和化学成分上未发现明显差异，在金相分析时发现如下差异：

在对失效C型卡环进行金相分析时，均有发现其表层不易被金相腐蚀，从而形成了沿表层均匀分布的厚度约10 μm的白亮层组织，如图1所示。抽检可疑产品中的其他未使用C型卡环，也有发现表层白亮层现象。抽检正常产品时，未发现此类现象，如图2所示。

图1 表层有白亮层的产品金相图片

图2 表层无白亮层的产品金相图片

2 对表层白亮层的试验分析

由于表层白亮层为可疑产品和正常产品的主要差异，本文针对可疑产品的白亮层进行了后续检测分析。具体检测分析内容包括硬度检测、金相分析、化学成分分析、盐雾试验及破坏性试验。其中的盐雾试验用于提供充足的腐蚀环境，盐雾类型选用中性盐雾试验(NSS)，试验时间288 h。破坏性试验用于检验产品经过盐雾试验后破坏力值和破坏时变形量的变化情况，使用C型卡环专用拉断夹具。在破坏性试验的装夹过程中，一件样品装夹时断裂，本文对该样品进行了补充分析。为了排查样品白亮层产生的阶段，本文进行了简单的热处理工艺试验。本文检测及试验中所用到的试验分析设备如表1所示。

表1 试验分析设备

2.1 硬度检测

样品表层白亮层厚度过低，本文中只通过HV0.01的维氏硬度压痕形状尺寸进行对比，发现产品白亮层硬度相对于基体略微偏低，盐雾试验前后产品白亮层与基体硬度均无明显变化。盐雾试验前的硬度压痕形状如图3所示，盐雾试验后的硬度压痕形状如图4所示。

图3 盐雾试验前维氏硬度压痕

图4 盐雾试验后维氏硬度压痕

2.2 化学成分分析

对产品表层白亮层和基体进行了能谱分析，未发现二者化学成分之间有明显的差异。二者能谱分析谱图对比如图5所示。

图5 白亮层与基体能谱分析谱图对比

2.3 破坏性试验

选择10件C型卡环，依次分别标识为1#至10#样品，其中1#至5#样品不经过盐雾试验而直接进行破坏性试验，6#至10#样品经过盐雾试验后再进行破坏性试验。本次破坏性试验夹具结构及其对产品的施力方向如图6所示，样品装入夹具后均按照1 mm/min的速度进行垂直拉伸，直至样品拉断或开口过大弹出为止。

图6 C型卡环专用拉断夹具及施力方向

样品在装夹中，经过盐雾试验后的7#样品发生断裂，无法得到破坏力数据。在C型卡环装入夹具时，其开口长度不会大于夹具卡槽直径，C型卡环最大变形示意图见图7，此时样品垂直方向变形量为0.4 mm。

图7 C型卡环装夹时最大变形示意图

其余样品在盐雾试验前后的破坏性试验过程中施加的力以及对应的位移曲线如图8所示，其中7#样品对应的变形量最大为图中蓝色竖线位置。

图8 C型卡环破坏性试验

可以发现，破坏性试验中除7#样品外，均未发现盐雾前后的其余样品破坏力值和破坏时变形量有明显的差异。

2.4 白亮层金相分析

07Cr15Ni7Mo2Al化学成分如表2所示，中间处理后基体主要为板条状马氏体组织[1]。对样品使用氯化高铁盐酸水溶液进行深腐蚀后，可以看到白亮层部分主要为板条状马氏体组织，如图9所示。部分样品白亮层中可以看到针状马氏体组织，如图10所示。

表2 07Cr15Ni7Mo2Al化学成分

图9 深腐蚀后白亮层板条状马氏体

图10 深腐蚀后白亮层针状马氏体

2.5 装夹过程中断裂的C型卡环分析

7#样品在装夹中发生断裂，断裂位置为卡环细长条处，见图11。断裂位置与FEA分析中的应力最大位置对应，即图12红色箭头处。

图11 盐雾后7#样品断裂位置

图12 FEA分析图

7#样品断口呈放射状花样，且断面有脱皮的特殊现象，如图13所示。样品断裂源为图13中的红色箭头处，对断裂起始区域进行能谱分析，可以发现腐蚀产物的存在痕迹，例如钾、钠、氯等元素，如图14所示。

图13 盐雾后7#样品断口形貌

图14 断裂起始区域能谱分析谱图

对7#样品断裂源附近进行金相分析，可以发现该样品主要沿白亮层内的次表层进行腐蚀，往基体内部也有一定腐蚀，但程度相对较轻，且该样品所脱皮层即为产品原白亮层组织，如图15所示。

图15 盐雾后7#样品次表层腐蚀金相图片

2.6 热处理工艺试验

基于本实验室的自身条件，对该材料进行了简单的热处理工艺试验。对奥氏体状态的材料依次进行固溶空冷、深冷处理和沉淀硬化，并于每段工艺结束时检测材料金相。最终发现在深冷处理之前，样品表层与基体间已经产生了金相组织上的差异，厚度与成品的白亮层相当。

3 讨论与分析

通过对样品白亮层深腐蚀后的金相组织可以推测，产品白亮层是由于材料表层增碳造成的。增碳现象导致其表层不易被金相腐蚀，较为严重的增碳导致其表层组织在热处理时转换为与基体不一致的针状马氏体组织。

碳元素的增加，会使材料表层及次表层晶界附近的铬元素与之结合，沿晶界析出铬碳化合物，造成材料表层及次表层晶界局部区域贫铬，该区域耐腐蚀性能由此降低。当产品腐蚀至白亮层内的次表层后，腐蚀会沿着次表层晶界快速扩展，逐渐由形成腐蚀通道进而扩展为形成腐蚀夹层。该腐蚀通道及夹层有利于腐蚀介质的保持，使产品腐蚀加速并形成其被破坏后的起皮现象。

样品表层增碳产生于深冷处理之前。受本实验室自身条件的限制，对于材料表层增碳现象产生的根本原因，作者未能进行进一步的分析。沉淀硬化不锈钢材料07Cr15Ni7Mo2Al的耐腐蚀性能较为良好。即便表层有白亮层时，依然具备较好的耐腐蚀性能。本文中的盐雾试验部分采用了288 h的长周期盐雾试验，远高于产品本身的盐雾试验要求。需要说明的是，本文仅从学术方面论述07Cr15Ni7Mo2Al表层增碳现象对材料耐盐雾腐蚀性能的影响，不代表该状态的产品不符合客户的技术要求。

因产品表层增碳形成白亮层组织并影响到材料耐盐雾腐蚀性能的现象，并非本文所述的07Cr15Ni7Mo2Al不锈钢特有，在其他沉淀硬化不锈钢的热处理过程中也有可能发生。如在05Cr17Ni4Cu4Nb材料的热处理过程中，也有相似现象[2]。

4 结论

07Cr15Ni7Mo2Al表层白亮层现象是由于材料表层增碳造成的。

该材料表层增碳会导致材料耐盐雾腐蚀性能降低。