表面强化对随钻测井设备用C17200铍青铜基体组织和性能的影响

徐志刚, 杨 阳, 杨中娜, 药小江, 秦才会, 王海朋, 刘 亮

(1. 中海油(天津)管道工程技术有限公司 失效分析中心, 天津 300452; 2. 中海油田服务股份有限公司, 河北 廊坊 065201)

某海上平台发生随钻测井设备断裂失效事件,断裂件为C17200铍青铜制适配头,仅使用18 h,热处理工艺为固溶+时效,硬度37～44 HRC。成品零件是国外来料国内加工,机加成形后不再进行热处理,只在外圆面激光熔覆陶瓷涂层。经分析研判,断裂件是由激光熔覆强化工艺操作不当所引发的疲劳断裂失效,疲劳源位于内螺纹牙底,激光熔覆产生的热输入对铍青铜基材的显微组织产生影响,发生过时效,晶界反应量增加并析出大量节瘤组织,影响到力学性能,使硬度和强度降低。

在石油钻采行业中,井下的工况复杂,服役条件苛刻,需承受扭转、弯曲、拉压交变应力载荷及高温、腐蚀环境介质,钻测井设备容易发生磨损、应力腐蚀开裂、疲劳或腐蚀疲劳等失效事故[1-4]。因此需要一种高强度、耐磨损、耐疲劳、耐腐蚀、无磁性等特性的材料,作为钻探设备的主体或关键零部件来满足工况要求。C17200铍青铜是一种沉淀硬化铜合金材料,具有良好的综合性能,经固溶+时效处理后具有较高的强度、硬度,较强的耐蚀性、导电性及无磁性,广泛应用于海洋工程、航天、新能源等领域,适用于石油钻探设备,可满足在恶劣井下环境和工况的要求[5-6]。

针对C17200铍青铜适配头表面硬度偏低和耐磨性差,实施适合的表面强化是提升铍青铜表面硬度和耐磨性的有效途径,目前常用的表面强化工艺有磁控溅射镀钛膜与等离子体高温热扩散[7-8]、激光熔覆[9-12]、超音速火焰喷涂(HVOF)[13-16]等。因磁控溅射镀钛膜技术制得的耐磨层厚度只有几微米到几十微米,不能满足钻探设备的耐磨损要求,使用范围受限。激光熔覆由于铜合金对激光的反射率高,对涂层的导热性强,导致涂层制备过程中激光提供给熔覆层的热量散失很多,在同样的激光参数条件下,涂层与基材较难形成冶金结合界面,且熔覆过后涂层中易产生裂纹、气孔等缺陷,故工艺操作难度较大,产品质量较难保证。HVOF是以机械咬合的形式与基材结合,也称“抛锚效果”,高速喷射在基材表面的高温熔融、半熔融粒子冲击表面并发生变形,与基材的凹凸区域咬合形成紧密的涂层。

本文基于提升铍青铜随钻测井设备的表面硬度及耐磨性,提高使用可靠性和降低失效概率,分别采用HVOF和激光熔覆陶瓷涂层,对比研究基材的组织、性能及断口形貌,探究失效机理,从而确定出HVOF对铍青铜设备的适应性较强。

1 试验材料与方法

选取经HVOF和激光熔覆的适配头新件,零件全长148.5 mm,最大直径φ47.6 mm,见图1(a, b),激光熔覆断裂件及匹配断口见图1(c, d),未损伤断口表面有多条疲劳弧线,断裂起源于激光熔覆层下的内螺纹牙底。适配头原材料为直径φ50 mm的C17200铍青铜棒料,国内对应牌号是QBE2。表1为新旧适配头基体及棒料的化学成分测量值及C17200铍青铜棒材的技术要求,新件和失效件基体成分与C17200铍青铜棒料成分无明显差别,确定零件是使用C17200铍青铜棒料加工,而非国产QBE2铍青铜棒料加工。

表1 适配头基体和C17200铍青铜棒料的化学成分(质量分数,%)Table 1 Chemical composition of the adaptor substrate and C17200 beryllium bronze rod material (mass fraction, %)

图1 两种强化工艺适配头新件(a, b)及激光熔覆断裂件(c, d)照片Fig.1 Photos of the new adapter parts by two processes(a, b) and the laser clad fracture parts(c, d)

涂层材料为碳化物金属陶瓷粉末WC+CrNi,粉末粒径为15～85 μm。适配头外圆面强化处理前经过除油清洁、喷砂处理和150 ℃预热等工序。激光熔覆采用功率2000 W的光纤固体激光器同步送粉,光斑尺寸φ2 mm,扫描速度8 mm/s,熔覆层厚不低于500 μm。HVOF工艺是以航空煤油作为燃料,氧气作为助燃气,氮气作为载气,工艺参数为:煤油流量22 L/h、氧气流量52 m3/h、送粉量60 g/min、喷涂距离360 mm、涂层厚度300 μm。

分别在铍青铜棒料、适配头受热影响最强的内螺纹(断裂部位)和受热影响最弱的外螺纹处取样,适配头的取样部位见图2。制成硬度、金相和10 mm×10 mm×55 mm冲击试样,金相侵蚀剂采用二氯化铜氨水溶液。采用光学显微镜(OM)+扫描电镜(SEM)对比观察内螺纹和外螺纹处的显微组织,探究距熔覆层表面不同位置的组织差异。采用高分辨场发射电镜(FESEM)+大晶体面积可检出铍元素的能谱仪(EDS),探究激光熔覆C17200铍青铜发生过时效反应、晶界节瘤析出相和晶内析出相的组成。采用洛氏、维氏硬度计测试涂层和基材的硬度。按照ASTM E23和ASTM E8,采用冲击和万能材料试验机,在室温下进行V型缺口夏比冲击试验和棒料φ12.5 mm50 mm试样的拉伸试验。

图2 金相及力学性能试验取样部位Fig.2 Sampling locations for the metallographic and mechanical property tests

2 结果与分析

2.1 显微组织分析

C17200铍青铜棒料要求含1.8%～2.0%铍和不小于0.2%(镍+钴),国内对应的仿制牌号是QBe2, 含1.9%～2.2%铍和0.2%～0.5%镍,两种牌号的铍青铜最大的区别为C17200铍青铜是添加微量钴元素,而QBe2铍青铜添加微量镍元素。镍和钴与铍元素形成NiBe、CoBe化合物,它们在α相中的固溶度随温度的降低而急剧减少,通过时效处理起时效强化作用,少量的镍或钴能延缓再结晶,阻止晶粒长大并延缓固溶体的分解,降低晶界的脱溶速度,推迟时效软化,提高合金的稳定性。

图3为铍青铜棒料及两种强化工艺基材的显微组织。图3(a, b)为铍青铜棒料纵、横向组织,晶粒大小和晶界宽度正常。图3(c, d)为经HVOF表面强化新适配头零件内、外螺纹部位的基材组织,两处的显微组织没有明显差异,晶界无增宽,晶内是α相基材+少量颗粒状β相,晶界处是呈岛链状分布γ相+少量的节瘤组织,这种组织强化效果最佳,强度和硬度最高。图3(e, f)为经激光熔覆新适配头及断裂件内螺纹处的显微组织,可以看出新件和断裂件的显微组织完全一致,均为过时效组织,晶粒伴有长大,晶界反应明显,并析出有大量节瘤组织,此时铍青铜基材已明显产生过时效,使基材软化。根据上述分析,确定适配头零件的疲劳断裂与激光熔覆表面强化工艺有关。

图3 C17200铍青铜原始棒料(a, b)及经两种工艺表面强化后适配头基材(c～f)的显微组织(a)横向;(b)纵向;(c)HVOF,内螺纹处;(d)HVOF,外螺纹处;(e)激光熔覆,内螺纹处;(f)激光熔覆,断件内螺纹处Fig.3 Microstructure of the C17200 beryllium bronze original rod(a, b) and adaptor substrate reinforced by different processes(c-f)(a) in transverse; (b) in longitudinal; (c) internal thread of the HVOF adaptor; (d) external thread of the HVOF adaptor; (e) internal thread of the laser clad adaptor;(f) internal thread of the broken laser clad adaptor

适配头外圆熔覆层表面到螺纹牙底的壁厚为8 mm,SEM观察距熔覆层表面2、4、6 mm的基材组织变化,结果见图4。内螺纹处铍青铜基材的显微组织均受到激光加工热影响,熔覆层界面附近处于微熔状态,基材温度最高,晶界反应最为明显,晶界上析出大量节瘤组织;远离熔覆层的区域激光加工热输入减弱,晶界变得不易显现,少数晶界有加宽,节瘤组织减少。

图4 距激光熔覆层表面不同位置C17200铍青铜适配头基材的显微组织Fig.4 Microstructure of the C17200 bronze adaptor substrate at different positions from laser clad surface(a) 2 mm; (b) 4 mm; (c) 6 mm

有较多文献研究时效温度对QBe2铍青铜性能的影响[17-18],但很少有文献研究C17200铍青铜时效温度与组织形态的关系[19],未查到关于铍青铜晶界节瘤组织的成分及性质的研究文献。为了探究激光熔覆处理后晶界密排节瘤组织及晶内析出相的性质和成分,利用FESEM配合大晶体面积的EDS,首次发现晶界析出相与晶内析出相是完全不同的两相,如图5所示,晶界密排节瘤组织为CuBe相,即稳定相γCu88Be12,而颗粒状晶内析出相是Co38Be8化合物β相,β相起到降低晶界的脱溶速度,推迟时效软化的作用。

图5 经激光熔覆后C17200铍青铜晶界(a, c)和晶内(b, d)析出相的FESEM形貌(a, b)及能谱分析(c, d)Fig.5 FESEM morphologies(a, b) and EDS analysis(c, d) of grain boundary(a, c) and intragranular(b, d) precipitates of the C17200 beryllium bronze after laser cladding

青铜中可能出现α、β、γ 3种相,各种相的显微硬度在不同的状态有很大的变化。常用的热处理状态是780 ℃淬火+320 ℃×2 h时效,Rm可达1250～1400 MPa,硬度为375 HV0.5。铍青铜时效过程中组织结构的变化及强化机制很复杂,有研究证明,铍青铜的时效是一个过饱和固溶体α相的共格脱溶过程,其在晶内的脱溶顺序是:α相→Be原子偏聚区(G.P.区)→过渡相γ′→稳定相γ。合金的强化主要是在过渡相γ′的生成时刻,此时新相与母相形成共格关系,屈服强度最高,一旦稳定相γ生成时共格关系即被破坏,合金开始软化。铍青铜脱溶首先从晶界开始,比晶内脱溶速度更快,在晶界析出节瘤组织,节瘤组织继续增多且向晶内生长,过渡相γ′分解成稳定相γ,当晶内产生强化时,晶界往往已经过时效并导致铍青铜硬度的降低[20]。

基于上述研究结果,可知HVOF热输入对铍青铜的显微组织没有产生影响,组织未见明显变化;而激光熔覆热输入对铍青铜的显微组织产生明显影响,距离熔覆层不同部位均受到激光加工的热影响,在晶界处形成过时效的节瘤组织,使基材软化。

2.2 涂层及基材硬度

HVOF、激光熔覆(断裂件和新件)及C17200棒料沿长度方向的洛氏硬度测试结果见图6(a),洛氏硬度是在棒料横截面和不同强化工艺的适配头内、外螺纹处取样测试5个点位。HVOF后的适配头基体洛氏硬度与棒料相比没有下降,而两件激光熔覆的适配头基体洛氏硬度均出现明显下降,且受热影响大的内螺纹处相比外螺纹处硬度下降明显,硬度最低12 HRC,平均值14.3 HRC,适配头要求的硬度值为37～44 HRC,可见激光加工的热输入对铍青铜的影响极大,相当于二次时效处理,引发过时效反应,造成基材软化。

图6 两种工艺表面强化后C17200铍青铜适配头基材沿长度方向(a)和壁厚方向(b)的硬度分布Fig.6 Hardness distribution along length(a) and wall thickness(b) of the C17200 beryllium bronze adaptor substrate surface-reinforced by different processes

两种工艺制备的涂层(或熔覆层)及基材沿壁厚方向的维氏硬度值见图6(b),基材维氏硬度测试从距涂层表面1 mm开始,每间距1 mm测量至内螺纹牙底结束。HVOF涂层硬度在1300 HV0.3,基材硬度在396～440 HV0.3。可见涂层具有较高的硬度,可以保持良好的耐磨性,基材硬度没有因HVOF热加工而变化,这一检查结果也与基材组织相吻合。激光熔覆新件与断裂件的硬度基本一致,熔覆层中WC相的硬度高达2400 HV0.3,黏结相硬度470 HV0.3,基材硬度只有212 HV0.3。

2.3 材料性能和断口分析

对C17200铍青铜棒料和经HVOF、激光熔覆的适配头进行V型缺口夏比冲击试验。C17200铍青铜棒料的冲击吸收能量为9.0 J, HVOF适配头为10.2 J,激光熔覆适配头为77.3 J,可见适配头经激光熔覆后其冲击吸收能量大幅增加。冲击吸收能量越高,代表材料的冲击性能越好。冲击吸收能量相当的铍青铜棒料和HVOF适配头,两断口十分相似,断口周围均无明显塑性变形,断口平直,为典型的脆性断裂断口。断口有纤维区、放射区及剪切唇区。两断口的纤维区和放射区形貌均是以等轴韧窝为主,伴随有较多的沿晶二次裂纹。剪切唇区面积很小,为撕裂浅韧窝特征,见图7(a, b)。从断口形貌、显微组织和硬度都能验证,HVOF表面强化未影响基材的力学性能,是目前适用于铍青铜设备的强化工艺。

图7 不同试样的冲击断口SEM形貌(a)C17200铍青铜棒料,浅韧窝+沿晶裂纹;(b)HVOF适配头,韧窝+沿晶裂纹;(c)激光熔覆适配头,撕裂韧窝Fig.7 SEM images of impact fracture of the different specimens(a) C17200 bronze bar, dimple and intergranular crack; (b) HVOF adaptor, dimple and intergranular crack; (c) laser clad adaptor, tear and dimple

而激光熔覆适配头的冲击断口完全不同于棒料,断口周围塑性变形明显,断口曲直,为典型的塑性断裂断口,断口只有纤维区和剪切唇区,剪切唇面积较大,微观形貌为撕裂韧窝,见图7(c)。说明材料的塑性良好,从棒料的脆性断口转变成适配头的塑性断口,中间经历过机械冷加工和激光熔覆热加工,分析只有激光加工的热输入可造成铍青铜基材的二次热处理。在320 ℃时效温度下,需要保温2 h以上,基材才能发生过时效;如果时效温度升至350 ℃时,只要几十分钟可发生过时效;一旦时效温度达到380 ℃,只需数分钟就可发生过时效[21-22],此时晶界反应量迅速增加,硬度下降明显,材料软化,进而导致材料强度降低,韧塑性指标升高。根据铍青铜激光熔覆特性及施工工艺,激光熔覆对铍青铜基材产生较大的热量输入,基材局部温度完全可达350 ℃或更高,从而造成铍青铜的过时效,引起材料软化。

受适配头空心外形和尺寸限制,无法取样制成拉伸试样,只对铍青铜棒料按标准试样(φ12.5 mm50 mm标距)进行材料强度测试,测试结果抗拉强度Rm为1350 MPa,屈服强度以Rr0.2计为1090 MPa,断后伸长率为4.5%。C17200铍青铜棒料标准要求抗拉强度和屈服强度分别不低于1129 MPa和992 MPa,断后伸长率不低于4%,可见C17200铍青铜获得高强度、高硬度的同时材料韧性和塑性较差。其拉伸断口表面齐平,无明显塑性变形,近似脆性疲劳断口,宏观上明显分成点状源区、中部快速扩展区和四周剪切唇区,见图8。点状源区有多条放射棱线指向试样表面冲点缺口处,说明铍青铜材料的缺口效应明显,即应力集中敏感程度高,一旦在应力集中处萌生微裂纹,裂纹将快速扩展,这一情况与激光熔覆表面强化的适配头疲劳断裂件起源于应力集中的螺纹牙底相吻合。源区附近是浅韧窝+沿晶开裂形貌,快速扩展区的沿晶开裂特征增多。

图8 C17200铍青铜棒料拉伸断口SEM形貌(a)宏观断口及点状源;(b)源区附近的浅韧窝+沿晶开裂形貌Fig.8 SEM images of tensile fracture of the C17200 bronze bar(a) macroscopic and point source; (b) dimple and intergranular fracture near crack source

3 结论

1) 激光熔覆表面强化对铍青铜基材的组织和力学性能产生不利影响,基材局部温度达到350 ℃,组织发生过时效,晶界反应量增多,整个适配头受热部位铍青铜晶界均出现大量γCu88Be12节瘤组织,且离熔覆层越近,组织变化越明显,造成基材的硬度和强度下降。

2) 采用HVOF表面强化对铍青铜基材的组织和力学性能影响小,基材组织和性能正常,未见过时效组织。HVOF工艺更适合对铍青铜随钻测井设备进行强化,不降低材料硬度和力学性能,可提高使用的可靠性和安全性。

3) C17200铍青铜原棒材拉伸断口具有低塑性、低韧性和高缺口敏感性,建议谨慎使用。