堆焊电流对镍基合金等离子堆焊层组织及性能的影响

(1.沈阳鼓风机集团核电泵业有限公司，沈阳 110869；2.沈阳工业大学 材料科学与工程学院，沈阳 110870)

0 序 言

粉末等离子堆焊是以等离子弧为热源，使合金粉熔覆于基材表面上的一种堆焊方法，该方法焊接的产品具有强度高、耐腐蚀和耐磨损等优点，能显著提高产品的使用寿命[1-3]；等离子堆焊还可以修复已磨损报废的零部件，实现变废为宝的再生利用，因此，在冶金、建材、能源、电力等行业制造和维修方面具有很大的应用潜力[4-7]。

传统的核电用Z2CN18-10奥氏体不锈钢采用钴基合金堆焊来进行表面强化，堆焊层具有较高的耐磨性及耐蚀性[8-9]，但在服役过程中堆焊层中的钴元素会发生转变产生放射线，因此寻求无钴合金作为强化材料势在必行[10]。镍基堆焊合金具有优良的力学性能，且熔点低，固液相温度区间宽，对多种基体都有很强的润湿能力，还具有较好的耐磨性、耐腐蚀性和优异的高温性能[11-15]，为核电无钴堆焊表面强化提供了一种可能。由于等离子堆焊工艺可控参数较多，其中堆焊电流是重要的参数之一，因此文中主要研究堆焊电流对镍基合金堆焊层的组织结构、显微硬度和耐磨性的影响规律，并对其作用机理进行分析和讨论。

1 材料与方法

堆焊用基体材料为Z2CN18-10奥氏体不锈钢，试样尺寸为100 mm × 30 mm × 15 mm，堆焊材料为Ni-Cr-B-Si自熔性合金粉末，粉末的粒度为57～150 μm，其化学成分见表1。Z2CN18-10基体材料采用320号金相砂纸打磨光滑以去除氧化皮等杂质，而后用丙酮清洗待加工表面去除油污后备用。将合金粉末置于180 ℃的干燥箱中干燥2 h。采用PTA-200A型移动式粉末等离子喷焊机进行堆焊试验，堆焊工艺参数见表2。焊前无预热，焊后空冷。

表1 Z2CN18-10不锈钢及Ni基合金粉末化学成分(质量分数，%)

表2 等离子堆焊工艺参数

堆焊后的样品用线切割机沿垂直于焊道方向切取10 mm × 10 mm × 5 mm的试样进行截面镶嵌，经打磨、抛光制成金相样品，用于后续的显微硬度测试及金相组织成分分析。采用HVS-1000型显微硬度计对样品截面纵向进行显微硬度测试，载荷200 g，加载时间10 s，由堆焊层顶端开始，每隔300 μm测试一个点。采用金相显微镜及S-3400N型扫描电子显微镜观察堆焊层组织形貌并进行成分分析。利用D/Max-2500PC型X射线衍射仪对等离子堆焊层的相组成进行分析。采用MMU-5G材料端面摩擦磨损试验机对镍基合金等离子堆焊层进行摩擦磨损性能测试，采用销-盘接触的方式测试镍基合金对焊层的耐磨性能，上摩擦副销试样分别为镍基合金堆焊层和基材Z2CN18-10钢，尺寸为φ4 mm × 15 mm；下摩擦盘为基材Z2CN18-10奥氏体不锈钢，尺寸为φ42 mm × 5 mm；磨损时间为t=15 min，转速为ω=10 m/min，法向载荷为F=150 N。磨损前后分别采用精确度为±0.1 g电子天平称量销的重量，计算失重量及相对耐磨性。相对耐磨性的计算公式如下：

2 结果与分析

2.1 镍基合金堆焊层的宏观形貌及显微组织

图1为3种不同堆焊电流的镍基合金堆焊层宏观形貌。从图中可以看出，随着堆焊电流的增加，堆焊层高度不断降低，而宽度随之增加。这是因为堆焊电流增加，相应地等离子弧柱的能量增大，合金粉末吸收的能量越多，熔化越充分，熔融的金属液铺展的范围越广。堆焊层内部均匀、致密，成形性良好，仅当电流为130 A时出现了少量气孔。

图2为镍基合金堆焊层的X射线衍射图谱。分析可知，镍基合金堆焊层中除了含有基体相γ-Ni，还含有FeNi3,Cr23C6,Cr7C3和CrB等析出相，这些相的析出对于提高堆焊层的硬度及耐磨性起着积极的作用。主要的析出相包括图3a中的团簇状组织A、灰色的鱼骨状组织B、图3b中深灰色的块状组织C以及图3c中的水草状组织D。图3为不同堆焊电流的镍基合金堆焊层中部显微组织。当堆焊电流为110 A时，如图3a所示，堆焊层内部γ-Ni基体中弥散分布着细密的团簇花瓣状组织及条状、块状和鱼骨状组织。随着堆焊电流增加到120 A，如图3b所示，团簇花瓣状组织变得疏松且分散，同时出现了很多形状不规则的深灰色大块状组织。当堆焊电流增加到130 A时，如图3c所示，堆焊层中没有观察到团簇花瓣状组织和不规则大块晶，而是分布着水草状组织和细长的条状组织。

图1 不同堆焊电流条件下镍基合金堆焊层的宏观形貌

图2 镍基合金堆焊层X射线衍射图谱

图3 不同堆焊电流的镍基合金堆焊层中部显微组织

图4为镍基合金堆焊层不同组织的成分分析谱图。从检测结果中可以看出，图3a中团簇花瓣状组织的A点处富集了大量的Cr元素，还含有不同程度的B,C等元素，结合XRD分析结果可知，团簇花瓣状组织主要为铬的碳化物和硼化物组成的共晶化合物。Chen等人[16]认为鱼骨状组织和团簇花瓣组织都是γ-(Ni，Fe)/Cr7C3共晶体，而Kesavan等人[17]认为鱼骨状组织为γ-(Ni，Fe)/Cr7C3共晶体，团簇花瓣组织都是Cr/Cr7C3共晶体。在文中图3a中的鱼骨状组织B点同时富集了Cr元素和C元素，而B元素非常少，结合XRD分析结果，该组织主要为Cr的碳化物Cr23C6,Cr7C3等硬质相。图3b中不规则块状组织(C区域)的能谱分析结果显示该区域富含B,Cr两种元素，进而可以推断该组织为CrB，但其组织比较粗大。当堆焊电流达到130 A时，由于注入堆焊层中的能量增加，固溶到γ-Ni中的其他元素含量也随之增加，这与图4d中的检测结果一致，观察发现，D区域如图3c所示，还出现了较多的Fe元素，说明镍基合金堆焊层出现了不同程度的稀释，分布在γ-Ni固溶体上狭长细密的水草状枝晶组织，实为析出的二次碳化物，与图3a中的一次碳化物相比，其形态发生了较大的改变。

图4 镍基合金堆焊层能谱成分分析谱线

结合图2和图4的分析结果可知，这些析出相多为铬的化合物。由此可见，元素铬在镍基合金堆焊层中，一方面起到固溶强化的作用，而更重要的是作为强化相元素存在[18-19]。

2.2 堆焊电流对堆焊层显微硬度的影响

图5为不同堆焊电流的镍基合金堆焊层显微硬度分布曲线。观察发现，镍基合金堆焊层的显微硬度较基体(300 HV左右)明显提高，最高硬度(1 180 HV)出现在电流110 A的堆焊层中，约为不锈钢基体的4倍。由于铬的碳化物和硼化物等强化相和团簇花瓣状共晶化合物相对集中的分布，使得硬度达到最高值。界面处显微硬度值迅速降低，这是由于受基体元素稀释的影响，该区域显微组织粗大，硬度值略低。堆焊电流110 A的镍基合金堆焊层平均硬度为898 HV，靠近表面的区域显微硬度值起伏较大，这是因为镍基合金堆焊层中含有较多粗大的碳化物、硼化物等硬质相，存在组织的不均匀性，导致显微硬度在一定范围内有较大的波动。堆焊电流120 A的镍基合金堆焊层平均硬度为710 HV，从熔合线到表面，硬度呈逐渐下降的趋势。导致镍基合金堆焊层显微硬度降低的原因有两方面：一是电流的增加使功率密度增加，因此注入堆焊层的能量增加，致使晶粒长大；二是能量的增加促使堆焊层内的一次碳化物发生了分解，硬质相的体积分数减少也导致了硬度下降。当堆焊电流增加到130 A时，镍基合金堆焊层的平均硬度为800 HV，在接近熔合线处，硬度值上升到850 HV，这是因为输入能量的继续增加使冷却速度减小，碳化物有机会重新析出，即二次碳化物，硬质相的增多使其硬度有了提高，但与电流为110 A时相比，晶粒长大，组织粗化，且二次碳化物的硬度较一次碳化物硬度低，因此硬度值虽有增加却仍低于电流为110 A时的硬度。

图5 不同堆焊电流的镍基合金堆焊层显微硬度曲线

2.3 镍基堆焊层磨损性能分析

由于堆焊电流110 A的镍基合金堆焊层组织均匀、细密，而且硬度最高，所以将镍基合金堆焊层制成的销试样与奥氏体不锈钢加工成的盘试样进行摩擦磨损试验并计算磨损重量和相对耐磨性。经测试，镍基合金堆焊层和不锈钢基材的失重量分别为2.6 mg和35.8 mg，镍基合金堆焊层的相对耐磨性为不锈钢基材的13.8倍。

图6为不锈钢基材和镍基合金等离子堆焊层表面的磨痕形貌。观察发现，不锈钢基材表面磨损严重，磨损表面出现明显犁沟，且与磨损方向一致，局部出现了少量由于硬质相剥落而留下的凹坑，还能观察到明显的撕裂状裂纹，具有粘着磨损的特征。相同条件下的镍基合金堆焊层只有极少量轻微的犁沟状磨痕，整个表面均匀地分布着白色点状氧化产物和形状各异的深灰色组织。从上述组织形貌和相结构分析可知，白色点状氧化物是由于摩擦磨损过程中发热引起化学变化产生的，氧化有利于阻止进一步磨损的产生。深灰色组织为碳化物Cr23C6,Cr7C3和硼化物CrB的共晶化合物，正是由于这些硬质相的大量存在，且均匀弥散的分布在堆焊层中，形成了“硬质骨架”，进一步抑制了磨损凹坑的产生，提高了耐磨性，其磨损机制为前期的粘着磨损和磨粒磨损及后期的氧化磨损[20-21]。

图6 不锈钢基材和镍基合金堆焊层微观磨损形貌

3 结 论

(1)镍基合金堆焊层的相组成物主要由γ-Ni基体，FeNi3，Cr23C6，Cr7C3和CrB组成。随着堆焊电流的增加，堆焊层的形貌发生明显变化，堆焊电流为110 A的堆焊层组织为γ-Ni基体上弥散分布细密的团簇花瓣状组织及条状、块状和鱼骨状组织。

(2)堆焊电流从110 A增加到130 A时，镍基合金堆焊层的硬度呈现先减小、后增加的变化趋势，堆焊电流为110 A时硬度最高，平均硬度为898 HV。

(3)堆焊电流为110 A时，与奥氏体不锈钢基材相比，镍基合金堆焊层的相对耐磨性为13.8。镍基合金堆焊层耐磨性的提高归因于堆焊层基体中弥散分布的大量硬质相，其磨损机制为前期的粘着磨损和磨粒磨损以及后期的氧化磨损。

[1] 董丽红，朱 胜，许滨士，等. 耐磨损耐腐蚀粉末等离子弧堆焊技术的研究进展[J]. 焊接，2004(7)：6-9.

[2] 候清宇，高甲生. 钴基合金粉末等离子弧堆焊的显微结构[J]. 焊接，2003(9)：20-24.

[3] 丁卫东, 栗卓新, 李国栋,等. 铌对液压支架立柱等离子熔敷涂层组织性能的影响[J].焊接学报, 2017,38(4):40-44.

[4] 张 松，韩维娜，李杰勋，等. 等离子堆焊原位合成WC增强Ni基合金改性层[J]. 沈阳工业大学学报，2015，37(3)：268-272.

[5] 张春华，丁燕燕，关 锰，等. 类激光熔覆Stellite合金改性层的组织及磨损性能[J]. 沈阳工业大学学报，2017，39(1)：12-16.

[6] Hou Q Y，Huang Z Y，Shi N，et al. Effects of molybdenum on the microstructure and wear resistance of nickel-based hardfacing alloys investigated using rietveld method[J]. Journal of Materials Processing Technology，2009，209(6): 2767-2772.

[7] 王永海，孙荣禄. 焊接电流对钛合金表面等离子堆焊镍基合金涂层质量的影响[J]. 热加工工艺，2016，45(5)：20-23.

[8] 关 锰，贾永锋，张春华，等. 高能脉冲冷焊Fe基合金改性层组织及性能[J]. 沈阳工业大学学报，2016，38(6)：628-633.

[9] 郭士锐，姚建华. 半导体激光熔覆钴基合金的组织与性能研究[J]. 热加工工艺，2016，45(16)：103-106.

[10] 葛言柳，邓德伟，田 鑫，等. 焊接参数对Ni60合金等离子堆焊层组织结构和显微硬度的影响[J]. 中国表面工程，2011(5)：26-31.

[11] 张 松，李 丹，崔文东，等. 高能脉冲类激光熔覆镍基合金层的组织及性能[J]. 沈阳工业大学学报，2017，39(2)：1-5.

[12] 张 洋，宋博瀚，薛 峰. 稀释率对镍基合金激光熔覆层组织和性能的影[J]. 应用激光，2016，36(3):259-264.

[13] 闫 红, 石梅香. Ni基WC合金的激光熔敷工艺[J]. 焊接, 2016(1):32-34.

[14] 郑礼刚，贾云霞. 高铬镍基合金熔覆金属的组织和性能[J]. 焊接，2015(9)：48-52.

[15] 王 娜, 纪 强. 管板堆焊镍基合金625焊接工艺[J]. 焊接, 2016(6):53-55.

[16] Chen G Q，Fu X S，Wei Y H，et al. Microstructure and wear properties of nickel-based surfacing deposited by plasma transferred arc welding[J]. Surface & Coatings Technology，2013，228: S276-S282.

[17] Kesavan D，Kamaraj M. The microstructure and high temperature wear performance of a nickel base hardfaced coating[J]. Surface & Coatings Technology，2010，204: 4034-4043.

[18] Liyanage T，Fisher G，Gerlich A P. Influence of alloy chemistry on microstructure and properties in NiCrBSi overlay coatings deposited by plasma transferred arc welding (PTAW)[J]. Surface & Coatings Technology，2010，205: 759-765.

[19] 张学秋, 宫文彪, 刘耀东. 激光重熔镍基合金复合涂层组织和性能[J]. 焊接, 2007(2):46-48.

[20] 尉言辉. 304L不锈钢及其镍基合金堆焊层摩擦学特性研究[D]. 大连: 大连理工大学硕士学位论文，2011: 34-37.

[21] Liu Y F，Xia Z Y，Han J M，et al. Microstructure and wear behavior of (Cr，Fe)7C3reinforced composite coating produced by plasma transferred arc weld-surfacing process[J].Surface & Coatings Technology，2006，201: 863-867.