等离子堆焊镍基合金粉末的组织与性能*

徐国建， 高 飞， 杭争翔， 张国瑜， 邱晓杰

(1. 沈阳工业大学 材料科学与工程学院， 沈阳 110870； 2. 南京中科煜宸激光技术有限公司 研究院， 南京 210038)

由于具有良好的延展性、低温韧性及抗腐蚀性，SUS316LN不锈钢广泛应用于核电成套设备中，但SUS316LN不锈钢的耐磨性较差[1-3].为了进一步提高SUS316LN不锈钢的耐磨性和抗氧化性，采用等离子堆焊方法在其表面制备了Ni基合金强化层，研究了SUS316LN等离子堆焊Ni基合金粉末的最佳工艺参数，在最佳工艺参数条件下分析了堆焊层的成形特点、冶金缺陷特性、组织形态及性能特征.

1 试 验

1.1 试验材料

试验材料为SUS316LN不锈钢与WELPC-6镍基合金粉末.SUS316LN不锈钢的化学成分为w(C)≤0.03%，w(Si)≤1%，w(Mn)≤2%，w(Ni)=12%～15%，w(Cr)=16%～18%，w(Mo)=2%～3%，w(N)=0.12%～0.22%，余量为Fe.WELPC-6镍基合金粉末的化学成分为w(C)=0.73%，w(Si)=4.28%，w(Cr)=14.56%，w(Co)=0.09%，w(B)=3.37%，w(Fe)=3.8%，余量为Ni.

1.2 试验装置

等离子堆焊枪体原理如图1所示.

图1 等离子堆焊枪体原理Fig.1 Principle of plasma cladding gun body

枪体主要由钨电极、内喷嘴、外喷嘴与保护气喷嘴等组成.等离子堆焊的最佳规范参数是堆焊电流为56～68 A，电弧电压为26 V，旋转工作台旋转速度为0.35 r/min，送粉速度为1.5～4.5 g/min，送粉气体流量为4 L/min，等离子气体流量为0.8 L/min，保护气体流量为15 L/min，钨电极直径为3.2 mm，预热温度为643～698 K.

采用大越式磨损试验机进行堆焊层耐磨性试验，磨损试验机的工作原理如图2所示.图2中B为摩损轮半径，v为摩损轮转速.摩擦轮材质为AISI D2钢，其硬度为58 HRC，磨损过程中施加载荷为185.22 N，磨损距离为400 m，磨损速度为0.308 m/s.由耐磨性试验结果可以获得堆焊层的摩擦系数，其计算表达式[4]为

u=M/rP

(1)

式中：M为摩擦力矩；r为摩擦轮半径；P为施加载荷.

图2 磨损试验装置示意图Fig.2 Schematic wear test device

2 结果与分析

2.1 堆焊层的断口形貌

图3为堆焊层的裂纹形态及断口形貌.如图3a所示，当在未预热的条件下进行堆焊时，堆焊层会形成大量裂纹，裂纹开裂方向几乎与熔合线垂直，且裂纹终止于熔合线，而不向热影响区扩展.如要消除堆焊层裂纹，需对零部件进行643 K以上的预热处理.如图3b、c所示，在堆焊层的裂纹断口处可以观察到山峰状形貌及解理台阶，且部分断口呈现准解理断口特征.

堆焊层裂纹断口表面的EDS分析结果如图4所示.由图4可知，堆焊层裂纹断口表面存在Cr元素富集区域，初步推断这些富Cr物质由碳化物或硼化物组成[5-7]，这些富Cr物质的存在为准解理断裂提供了必要条件.

2.2 堆焊层的显微组织

等离子堆焊层的XRD图谱如图5所示.由图5可知，堆焊层金属相由γ-Ni、CrB、Cr2B、Cr7C3和Cr23C6组成.

图3 堆焊层的裂纹形态及断口形貌Fig.3 Morphologies of cracks and fracture surface of cladding layer

图4 堆焊层裂纹断口表面的EDS分析结果Fig.4 EDS analysis results on fracturesurface of cladding layer

在最佳堆焊规范条件下等离子堆焊层的显微组织如图6所示.由图6可见，堆焊层内部无缺陷产生.通过分析堆焊层的金相组织可知，从熔合线到堆焊表面堆焊层组织依次为平面晶生长区(图6中平面晶生长区过小，故未能标注)、亚共晶组织区、共晶组织区和过共晶组织区.过共晶组织中的初晶相形态呈现长条状(见图6a)、星状(见图6b)、针状(见图6c)和块状(见图6d).共晶组织的形态呈现菊花状(见图6e)和普通形态(见图6f).此外，初晶相最大尺寸约为20 μm[8].

图5 堆焊层的XRD图谱Fig.5 XRD spectrum of cladding layer

图6 等离子堆焊层的显微组织Fig.6 Microstructures of plasma cladding layer

等离子堆焊层组织的EPMA分析结果如图7所示.

图7 堆焊层组织的EPMA分析结果Fig.7 Results of EPMA analysis for microstructuresof cladding layer

由图7a可见，长条状初晶相中Cr、B含量较多，Ni、Fe含量较少，C含量基本保持不变，因此，初步判定该长条状初晶相为CrB(或Cr2B)相.由图7b可见，菊花状共晶组织的深色部分中Cr、B含量较多，浅色部分中Ni、Fe含量较多，C含量基本保持不变，因此，初步确定该共晶组织由γ-(Ni，Fe)+Cr2B(或CrB)组成.由图7c、d可见，针状及块状初晶相中Cr、C含量较多，Ni、Fe含量较少，B含量基本保持不变，因此，初步确定该初晶相为Cr7C3(或Cr23C6)相.

堆焊层普通形态共晶组织的EDS分析结果如图8所示.由图8可见，堆焊层共晶组织的浅色部分中Cr、Fe含量较多，深色部分中Ni含量较高.因此，初步确定该共晶组织由γ-Ni+(Cr，Fe)23C6(或(Cr，Fe)7C3)组成[5].

图8 堆焊层共晶组织的EDS分析结果Fig.8 EDS analysis results for eutectic microstructurein cladding layer

2.3 堆焊层的显微硬度

由母材到堆焊层表面的硬度分布如图9所示.由图9可知，堆焊层平均维氏硬度超过50 HV，母材维氏硬度约为150～200 HV，与母材相比堆焊层硬度提高了3～5倍.CrB(或Cr2B)、Cr7C3(或Cr23C6)等硬质相的存在，导致堆焊层的硬度存在峰值，这是因为这些硬质相能够起到耐磨骨架作用，因而可以显著提高堆焊层的耐磨性[8].

图9 堆焊层硬度分布Fig.9 Hardness distribution for cladding layer

2.4 堆焊层的磨损性能

等离子堆焊层的磨损试验结果及磨损表面状态如图10所示.由图10a可知，堆焊层的摩擦系数约为0.51～0.58，母材SUS316LN不锈钢的摩擦系数约为0.62～0.69.由图10b可知，等离子堆焊层的磨损失重约为380 mg，母材SUS316LN不锈钢的磨损失重约为3 426 mg，与母材相比堆焊层的耐磨性提高了约9倍.由图10c可以观察到，堆焊层磨损表面存在碳化物或硼化物相，这些硬质相在磨损过程中起到了耐磨骨架作用，因而大幅度地提高了堆焊层的耐磨性[9-10].

3 结 论

通过对等离子堆焊层的制备工艺、组织及性能进行研究，获得了如下结论：

1) 从熔合线到堆焊表面堆焊层组织依次由平面晶生长区、亚共晶组织区、共晶组织区和过共晶组织区组成，堆焊层金属相由γ-Ni、CrB、Cr2B、Cr7C3和Cr23C6组成.

2) 堆焊层过共晶组织中的初晶相由硼化物(CrB或Cr2B)和碳化物(Cr7C3或Cr23C6)组成，且堆焊层初晶相最大尺寸约为20 μm，而共晶组织主要由富(Ni，Fe)奥氏体固溶体或富Ni奥氏体固溶体组成.

图10 堆焊层磨损试验结果及磨损表面状态Fig.10 Wear test results and wear surfacestate for cladding layer

3) 堆焊层中形成了碳化物和硼化物等硬质相，这些硬质相具有较高的硬度，且弥散分布于基体中，使得堆焊层的平均硬度达到50 HV以上，约为母材硬度的3～5倍.

4) 堆焊层的摩擦系数约为0.51～0.58，母材SUS316LN不锈钢的摩擦系数约为0.62～0.69，与母材相比堆焊层的耐磨性提高了约9倍.

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