張鑫明，馮繼軍，盧柳林，孫曉芬，趙佳奇，劉 勝

(東風商用車有限公司技術(shù)中心 工藝研究所，武漢 430056)

0 引言

發(fā)動機調(diào)溫器是控制冷卻液流動路徑的閥門，國內(nèi)一般稱為節(jié)溫器，內(nèi)部通常含有感溫組件，借助感溫組件感應冷卻液溫度而產(chǎn)生的熱脹冷縮效應控制止回閥的開閉，調(diào)節(jié)冷卻液在發(fā)動機中的小循環(huán)和大循環(huán)，從而使冷卻液溫度處于合適的范圍。而調(diào)溫器總成的外部結(jié)構(gòu)通常由1個進水管和2 個出水管以及連接三者的殼體構(gòu)成。進出水圓管以及殼體均采用不銹鋼材，并通過焊接工藝連接。近年來，由于冶金技術(shù)的快速發(fā)展，使獲得低碳純凈的鐵素體不銹鋼成為可能。鐵素體不銹鋼由于鎳含量較低，具有良好的經(jīng)濟性，同時又可獲得與Ni 含量相對較高的奧氏體不銹鋼大致相當?shù)哪臀g性，使用范圍逐漸擴大［1］。但鐵素體不銹鋼由于焊接過程易在焊縫和熱影響區(qū)形成脆性馬氏體而使焊接性變差，同時熱影響區(qū)鐵素體晶粒粗化而使該區(qū)域脆性明顯增加［2-3］。鐵素體不銹鋼熱影響區(qū)在焊接過程由于碳向鐵素體晶界擴散，冷卻過程與晶界的鉻結(jié)合形成碳化物析出，導致晶界出現(xiàn)貧鉻區(qū)而對晶間腐蝕敏感，通?？拷酆暇€的熱影響區(qū)為焊接接頭中對晶間腐蝕最敏感的部位［4-5］。

在試車過程中，發(fā)動機調(diào)溫器焊接接頭靠近SUS430 殼體一側(cè)開裂。本研究對接頭出現(xiàn)開裂的情況進行了分析，從調(diào)溫器材質(zhì)、焊接接頭質(zhì)量和使用環(huán)境尋找原因，并提出了針對性的改進建議，希望為其他不銹鋼焊接接頭的失效分析提供參考。

1 試驗過程與結(jié)果

1.1 失效件介紹

失效調(diào)溫器外觀如圖1a 所示，調(diào)溫器的位置與在發(fā)動機中的裝配位置一樣，分析前調(diào)溫器已被切割開，調(diào)溫器焊接接頭開裂部位見圖1a 圈示部位。焊接接頭連接調(diào)溫器殼體和圓管，采用氬弧焊工藝，焊接電壓220 V，0.80～0.95 min 完成1 件，焊絲采用鉻鎳不銹鋼焊絲，焊后不進行熱處理。調(diào)溫器殼體采用SUS430 (相當于國標1Cr17)鐵素體不銹鋼，厚度0.75 mm，圓管采用SUS304(相當于國標06Cr19Ni10)奧氏體不銹鋼，厚度1.0 mm。調(diào)溫器失效前的情況如下:調(diào)溫器2013-8-27日生產(chǎn)，2014年1～2月份裝入發(fā)動機，進行了30 min 左右的試機(發(fā)動機系統(tǒng)循環(huán)自來水)，之后發(fā)動機內(nèi)水被基本抽干，放置于倉庫中。2014年4月，發(fā)動機在主機廠裝車，試車過程中發(fā)現(xiàn)調(diào)溫器開裂漏水。將圖1a 中的開裂位置放大，可見調(diào)溫器在殼體與R 形右管焊接接頭靠近殼體一側(cè)發(fā)生開裂(圖1b)。

圖1 調(diào)溫器宏觀形貌Fig.1 Macroscopic morphology of thermolator

1.2 檢測設(shè)備及方法

采用日立SU-70 場發(fā)射掃描電鏡觀察調(diào)溫器焊接接頭斷口微觀形貌，同時結(jié)合電鏡能譜進行微區(qū)成分分析。在焊接接頭開裂與未開裂部位截取金相樣品，鑲樣、磨拋后，經(jīng)FeCl3+HCl 溶液腐蝕，在蔡司Observer.Z1m 金相顯微鏡下觀察組織。

1.3 斷口微觀觀察

將調(diào)溫器焊接接頭靠近殼體一側(cè)開裂部分取下，超聲波清洗后放到掃描電鏡中觀察，整個斷口均為沿晶斷裂特征(圖2a)。在潔凈的斷口區(qū)，可觀察到晶面存在許多含鉻碳化物顆粒(圖2b)，其能譜如圖3a 所示。斷口覆蓋的腐蝕產(chǎn)物有多種形貌，某些晶界腐蝕產(chǎn)物形貌如圖2c 中箭頭所示，其能譜見圖3b，主要含F(xiàn)e、Cr、O、C、Cl 等元素，有些晶面覆蓋的腐蝕產(chǎn)物形貌見圖2d，其能譜見圖5a，主要含F(xiàn)e、Cr、Ca、Zn、K、Na、Mg、O、C、P、S、Cl 等元素。殼體斷口內(nèi)側(cè)表面局部腐蝕產(chǎn)物分布見圖4a，靠近斷口的腐蝕產(chǎn)物較多，而稍遠離斷口則未見腐蝕產(chǎn)物。在調(diào)溫器殼體斷口附近內(nèi)側(cè)表面未被腐蝕產(chǎn)物覆蓋的部位可觀察到部分晶界被腐蝕后留下的痕跡(圖4b 箭頭所示)。遠離斷口的殼體內(nèi)側(cè)表面形貌如圖4c，未觀察到晶界腐蝕的痕跡，局部選點能譜結(jié)果見圖5b，可見遠離斷口的殼體內(nèi)側(cè)表面存在薄層的氧化鐵膜。

1.4 調(diào)溫器殼體化學成分

由于調(diào)溫器開裂發(fā)生在焊接接頭靠近殼體一側(cè)，需對調(diào)溫器殼體成分進行檢測，測試數(shù)據(jù)如表1 所示，可見殼體鉻含量比要求略低。

1.5 調(diào)溫器焊接接頭金相組織

圖2 調(diào)溫器靠近殼體一側(cè)斷口形貌Fig.2 Fracture morphology of thermolator close to the shell

圖3 調(diào)溫器斷口能譜分析Fig.3 Energy spectrum analysis of thermolator fracture

圖4 殼體斷口內(nèi)側(cè)表面形貌Fig.4 Inner surface morphology of shell fracture

圖5 調(diào)溫器殼體能譜圖Fig.5 Energy spectrum of thermolator shell

表1 調(diào)溫器殼體成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 1 Chemical composition of thermolator shell (mass fraction/%)

從連接調(diào)溫器殼體和圓管焊接接頭的開裂和未開裂部位截取試樣，經(jīng)鑲嵌、磨拋、腐蝕后，金相顯微鏡下觀察，焊接接頭開裂位于殼體一側(cè)的熱影響細晶區(qū)(圖6a)，靠近熔合線的熱影響粗晶區(qū)與靠近殼體母材的熱影響細晶區(qū)組織存在明顯差異，按組織分界，熱影響粗晶區(qū)組織為鐵素體+少量馬氏體+少量含鉻碳化物，熱影響細晶區(qū)組織為鐵素體+較多含鉻碳化物，熔合線附近金相組織放大觀察如圖6b，熔合線左邊焊縫組織為鐵素體+馬氏體，熔合線右邊熱影響粗晶區(qū)沿晶界分布馬氏體。殼體一側(cè)未開裂焊接接頭金相組織如圖7 所示，可見殼體母材組織為鐵素體+較多含鉻碳化物，圖7b 為熱影響細晶區(qū)與殼體母材過渡區(qū)組織，圖7c 為熔合線附近組織。通過圖6a 與圖7b、7c 熱影響區(qū)組織的對比，進一步明確了殼體一側(cè)焊接接頭開裂位置在熱影響細晶區(qū)。

圖6 殼體一側(cè)開裂焊接接頭金相組織Fig.6 Microstructure of cracking welding joint close to shell

2 分析與討論

鐵素體不銹鋼焊接接頭靠近熔合線的熱影響粗晶區(qū)強度和韌性較低，為焊接接頭的脆弱部位，不過該區(qū)域的沖擊斷口通常為準解理特征［6-7］。而調(diào)溫器殼體在焊接接頭熱影響區(qū)出現(xiàn)沿晶開裂，結(jié)合斷口表面腐蝕產(chǎn)物、斷口附近內(nèi)側(cè)表面觀察到的晶間腐蝕特征及調(diào)溫器失效前的情況綜合判斷調(diào)溫器殼體開裂為晶間腐蝕開裂。由此需對導致調(diào)溫器晶間腐蝕的環(huán)境進行確認，經(jīng)過分析認為，調(diào)溫器裝入發(fā)動機后試機采用的循環(huán)自來水很可能提供了腐蝕環(huán)境，將發(fā)動機試機自來水采樣送檢，發(fā)現(xiàn)易引起晶間腐蝕的Cl-濃度達到164 mg/L，明顯偏高，這與斷口表面腐蝕產(chǎn)物能譜檢測到Cl 的結(jié)果一致。

圖7 殼體一側(cè)未開裂焊接接頭金相組織Fig.7 Microstructure of fine welding joint close to shell

一般認為，奧氏體不銹鋼焊接接頭的晶間腐蝕出現(xiàn)在距熔合線一段距離處，而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，這主要是由于碳在奧氏體與鐵素體中的固溶度及擴散速度的差異而引起的兩種不銹鋼溫度—時間—敏化(TTS 曲線)行為的差異導致［8］。鐵素體不銹鋼在TTS 曲線的“鼻尖”溫度敏化時間很短，約在秒或小于秒的數(shù)量級，并且受鋼的成分影響。調(diào)溫器的晶間腐蝕開裂出現(xiàn)在殼體熱影響細晶區(qū)，而并不是通常認為的緊鄰熔合線的粗晶區(qū)，下面結(jié)合調(diào)溫器焊接接頭觀察到的組織分析導致這種結(jié)果的原因。

首先需要提到不銹鋼化學成分對鐵素體形成能力影響的鐵素體因子(Ferrite Factor，簡稱FF)，其計算方法為:

式中各元素取化學成分質(zhì)量分數(shù)數(shù)值。鐵素體因子數(shù)值越大，則說明形成鐵素體的能力越強。由于焊接熱影響區(qū)冷卻較快，高溫熱影響區(qū)中馬氏體的含量主要由高溫鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的動力學控制，奧氏體形成元素如C、N、Ni、Mn 的增加以及鐵素體形成元素如Cr、Si、Ti、Mo、Al 的減少均會導致鐵素體因子減小，從而使高溫鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的孕育期縮短，轉(zhuǎn)變速率提高。鐵素體因子的下降最終會導致高溫熱影響區(qū)中馬氏體含量的增加。ZHENG Huaibei 等［10］通過熱模擬測試研究了鐵素體因子和熱輸入對含12%Cr 的低碳不銹鋼高溫熱影響區(qū)組織的影響指出:在鐵素體因子高于9.0 的情況下，當熱輸入較低時，高溫熱影響區(qū)組織幾乎全為鐵素體;而當熱輸入較高時，高溫熱影響區(qū)組織由粗大的鐵素體和少量沿鐵素體晶界分布的馬氏體構(gòu)成。而當鐵素體因子低于9.0 時，在不同的熱輸入條件下，高溫熱影響區(qū)的組織主要由馬氏體構(gòu)成，且熱輸入對馬氏體的含量和分布影響較小。

根據(jù)調(diào)溫器殼體成分，式(1)中取Cr 值為15.75，C 值為0.058，Si 值為0.329，Mn 值為0.338，N 值和其他未測值忽略，可得鐵素體因子值FF 為14.73，遠高于9.0。調(diào)溫器殼體母材組織中存在較多含Cr 碳化物，殼體焊接后存在于熱影響粗晶區(qū)的含Cr 碳化物卻非常少，這說明焊接過程中靠近焊縫的影響區(qū)熱輸入較高，使存在于該區(qū)域的碳化物大量溶解(碳化物溶解溫度超過1 100 ℃)，碳化物溶解形成的C 以及鐵素體基體中的C 會隨高溫鐵素體晶粒長大而向晶界富集，增大晶界區(qū)附近高溫鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的動力學趨勢(鐵素體因子減小)，同時由于焊接熱輸入的影響，最終在晶界區(qū)附近形成奧氏體，冷卻后轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐Ы绶植嫉鸟R氏體。需要指出的是，由于C 在奧氏體中的固溶度比在鐵素體中大，因此擴散到高溫鐵素體晶界的C 最終主要存在于沿晶界分布的馬氏體中，而在晶界以含Cr 碳化物的形式析出的較少，不會導致調(diào)溫器殼體粗晶區(qū)鐵素體晶界明顯貧Cr。

SUS430 鐵素體不銹鋼最敏化溫度在950 ℃左右［11］，此溫度處于調(diào)溫器殼體焊接熱影響細晶區(qū)受熱溫度范圍。由于殼體成分中Cr 含量偏低，而組織中較多含Cr 碳化物的存在會使鐵素體基體整體Cr 含量降低。焊接受熱過程中，熱影響細晶區(qū)含Cr 碳化物基本未被溶解，但鐵素體基體和含鉻碳化物中的C 會快速擴散到鐵素體晶界，可能是鐵素體晶界C 的富集程度有限以及焊接熱輸入較低，該區(qū)域鐵素體晶界區(qū)并未形成奧氏體，而焊后的冷卻過程富集到鐵素體晶界的C 會與Cr 結(jié)合形成含Cr 碳化物(通常為(Cr，F(xiàn)e)23C6)析出，導致鐵素體晶界貧Cr，當鐵素體晶界Cr 含量降到12%以下，就會失去鈍化效果，從而對晶間腐蝕敏感。值得一提的是，在調(diào)溫器殼體焊接熱影響細晶區(qū)，鐵素體晶界的含Cr 碳化物一部分是焊接前已存在，而焊接過程也并未溶解，另一部分則是焊接冷卻過程析出。

為了證實調(diào)溫器殼體熱影響細晶區(qū)為晶間腐蝕性能最差的區(qū)域，將調(diào)溫器殼體未開裂焊接接頭樣品磨拋后，在FeCl3+HCl 溶液中腐蝕10 s 后取出，放到掃描電鏡下觀察，如圖8 所示?？梢姡酆暇€附近熱影響粗晶區(qū)僅有少量晶界被腐蝕出溝槽(圖8a)，晶界腐蝕形貌見圖8b，晶界馬氏體如圖中所示，而靠近殼體母材的熱影響細晶區(qū)晶界幾乎全被腐蝕出溝槽(圖8c)，在晶界溝槽中可見含Cr 碳化物(圖8d)。這種現(xiàn)象很好地說明了調(diào)溫器殼體熱影響細晶區(qū)的晶間腐蝕敏感性較高，在腐蝕介質(zhì)中易發(fā)生晶間腐蝕而導致開裂。

圖8 調(diào)溫器殼體未開裂焊接接頭掃描組織形貌Fig.8 SEM morphology of fine welding joint in thermolator shell

通過以上分析可知，受到殼體母材組織和焊接工藝的影響，調(diào)溫器殼體與圓管焊接后，殼體一側(cè)的熱影響細晶區(qū)具有晶間腐蝕敏感性，而調(diào)溫器裝入發(fā)動機后采用含較高Cl-濃度的自來水進行試機，試機后，少量自來水殘留于殼體內(nèi)側(cè)表面，使殼體在放入倉庫后發(fā)生晶間腐蝕而開裂。殼體熱影響細晶區(qū)的晶間腐蝕敏感性以及試機采用較高Cl-濃度的自來水是導致調(diào)溫器在殼體一側(cè)焊接接頭熱影響細晶區(qū)開裂的主因，而殼體本身Cr 含量偏低以及組織中存在較多含Cr 碳化物只是次要因素。

3 改進措施

通過對調(diào)溫器在殼體一側(cè)焊接接頭開裂情況進行分析，認為有如下需要改進的地方:

1)焊接完成后需對調(diào)溫器焊接接頭進行熱處理，使調(diào)溫器殼體焊接熱影響細晶區(qū)鐵素體晶內(nèi)的Cr 擴散到晶界，消除晶界貧Cr 區(qū)，降低此區(qū)域的晶間腐蝕敏感性，考慮到鐵素體不銹鋼去敏化處理的溫度易使另一側(cè)的奧氏體不銹鋼焊接接頭出現(xiàn)晶間腐蝕敏感性，焊接熱處理的溫度選定在700～800 ℃，時間盡可能短。

2)調(diào)溫器裝入發(fā)動機后的試機循環(huán)水應更換為Cl-濃度較低的循環(huán)水，以消除引起調(diào)溫器殼體焊接接頭開裂的外部環(huán)境。

3)調(diào)溫器殼體中Cr 含量需要達到標準要求。

4)對制成殼體的薄板進行固溶處理，減少鐵素體基體中的含Cr 碳化物析出相，提高鐵素體基體中Cr 含量。

通過與送檢方溝通，殼體焊接完成后在780℃進行5 min 的去敏化處理，同時更換了試機循環(huán)水，并對調(diào)溫器殼體原材料的Cr 含量進行了嚴格控制，出于控制生產(chǎn)成本考慮，暫未對制成殼體的薄板進行固溶處理，目前未出現(xiàn)調(diào)溫器類似失效情況。

4 結(jié)論

1)調(diào)溫器焊接接頭為晶間腐蝕導致的沿晶開裂，開裂部位位于殼體一側(cè)焊接接頭熱影響細晶區(qū)。

2)調(diào)溫器殼體熱影響細晶區(qū)的晶間腐蝕敏感性以及試機采用較高Cl-濃度的自來水是導致調(diào)溫器焊接接頭開裂的主因，而殼體本身Cr 含量偏低以及組織中存在較多含Cr 碳化物只是次要因素。針對導致調(diào)溫器失效的原因向送檢方提出了合理的改進建議，進行了適當改進，取得了較好的效果。

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