葉片材料FV520B再制造熔覆層沖蝕損傷行為及評價

劉子武，李劍峰

(1.山東大學 機械工程學院，濟南 250061；2.山東大學 機械工程國家級實驗教學示范中心，濟南250061)

0 引 言

FV520B鋼具有很高的強度、良好的韌塑性、較好的耐腐蝕性能和極佳的焊接性能。根據熱處理工藝的不同，得到適用于不同性能要求的FV520B-I和FV520B-S材料，常用于離心鼓風機、壓縮機葉輪的制造等，其中葉輪做功時具有很高轉速，極易受到固體顆粒的沖蝕磨損[1]。這類零件制造周期值高，對損傷葉片進行再制造，可以有效保障裝備正常運行，降低成本、提高經濟效益[2]。

鎢極氬弧(TIG)熔覆技術具有良好的電弧穩定性和良好的保護性能，在不銹鋼的焊接中得到廣泛應用，特別適用于不開坡口的薄板和全位置的損傷再制造[3]，但由于熱輸入較大，需進行熔覆后熱處理。而激光熔覆是一種先進的再制造技術手段，具有能量集中、熱輸入量小、熔覆層成形好，還有凈化效應等顯著優越性，可以對損傷葉片的幾何尺寸及力學性能進行有效恢復[4]。目前，許多研究采用激光及TIG熔覆技術進行葉片再制造研究[5-10]，并測試了熔覆層表面的抗沖蝕性能及沖蝕機理。由于葉片做功時處于多場作用下，往往出現多種損傷，這些損傷也會相互促進，例如沖蝕表面的表面粗糙度、沖蝕硬化及沖蝕表面殘余應力都會對葉片的疲勞及腐蝕損傷產生影響。因此，要評價再制造葉片可靠性，不但要對再制造熔覆層性能進行評價，還需要對沖蝕后的表面特性進行評價。

葉片再制造過程中，熔覆材料需與基體材料匹配，否則將會出現裂紋、氣孔等缺陷。異質結合，熔合區中的元素易產生稀疏作用，導致結合界面缺陷、力學性能匹配困難等問題；而同質匹配更容易獲得良好的結合界面[11，12]。因此采用同質配方，對FV520B-I和FV520B-S表面進行激光和TIG熔覆。研究熔覆層和熱影響區的組織及性能、熔覆層的抗沖蝕能力及沖蝕后粗糙度、硬度和殘余應力等隨沖蝕角度變化的規律。本文工作對葉片再制造的沖蝕特性評價具有一定的指導意義。

1 試驗材料及方法

1.1 熔覆層制備及評價

試驗所用母材為FV520B-I、FV520B-S鋼，其化學成分如下：w(C)=0.02%～0.07%；w(Mn)=0.3%～1.0%；w(Si)=0.15%～0.7%；w(Cr)=13%～14.5%；w(Ni)=5%～6%；w(Mo)=1.3%～1.8%；w(Nb)=0.25%～0.45%；w(Cu)=1.3%～1.8%；w(S)<0.03%；w(P)<0.025%。熱處理方式如表1所示，由沈鼓集團提供。

表1 材料熱處理方式Table 1 Heat treatment condition of materials

熔覆材料為化學成分與基體一致的金屬芯焊絲及粉末。激光熔覆采用額定功率為6 kW的多模橫流CO2激光器。激光熔覆參數設定如下：激光器輸出功率為4 kW；光斑直徑為3 mm；焦距為300 mm；保護氣體為氮氣；掃描速度為500 mm/min。共進行3層熔覆，所得修復層總厚度約為1.2 mm。采用TIG技術將焊絲熔覆到母材基體上，預熱溫度為200 ℃。TIG熔覆參數設定如下：電壓為11 V；電流為180 A；氬氣流量為9～12 L/min；焊接速度為2.0 mm/s；熔覆兩層，厚度為2.0 mm。將熔覆試樣切割為70 mm×60 mm×5 mm的板材，由于TIG熔覆熱輸入大，為了改善熔覆層綜合性能，熔覆后對FV520B-I采用470 ℃回火，對FV520B-S采用615 ℃回火。由于熔覆后試樣尺寸較小，將回火時間設定為l h。使用掃描電子顯微鏡(SEM)及金相顯微鏡(OM)觀察熔覆層剖面的微觀形貌和金相組織變化(見圖1)。

1.2 抗沖蝕性能測試及評價方法

沖蝕試驗采用山東大學可持續制造中心設計的氣流噴砂沖蝕試驗機[13]。為研究熔覆層的抗沖蝕性能，對熔覆試樣在不同角度下作對比沖蝕試驗。先將試樣表面油污去掉， 再浸入丙酮用超聲清洗機清洗，清洗完畢吹干后放入干燥器中備用；沖蝕料粉為白剛玉砂(Al2O3)，粒度為7 μm，采用浮選法獲得，主粒徑含量在70%以上；試驗采用的加料速度為2.5 g/min，沖蝕氣流速度為180 m/s。

圖1 激光熔覆層及熱影響區微觀組織形貌Fig.1 Microstructure morphology of laser cladding layer and HAZ

沖蝕試樣質量用BS224S型精密電子天平測量；沖蝕表面粗糙度測量采用Wyko NT9300型白光干涉儀測量；沖蝕表面硬度測試使用MH-6顯微硬度計，加載為0.98 N，載荷保持時間為10 s；采用X射線應力分析儀STRESS 3000系統對沖蝕表面殘余應力狀態進行測試。

2 試驗結果及分析

2.1 熔覆修復層材料組織及性能分析

2.1.1 熔覆層微觀組織觀察

由于兩種材料激光熔覆各區的晶粒形態及組織組成比較相似，所以文中僅列出FV520B-I激光熔覆層的組織形貌，如圖1所示。從圖1(a)(b)可以看出，熔覆搭接緊密，無裂紋缺陷。熔覆層間結合界面處存在重熔現象，由圖1(d)可以觀測到該區域的粗晶區、混合晶區及細晶區。熱影響區可分為3個區：圖1(e)為原始析出相基本溶解區，完全固溶后發生全部奧氏體化，急速冷卻后完全淬火形成馬氏體；圖1(f)為完全奧氏體化區，原始析出相沒有溶解，該區完全奧氏體化后急速冷卻形成淬火馬氏體，但板條較為細密；圖1(g)為不完全奧氏體化區，由于溫度介于奧氏體化開始與結束溫度之間，只發生了部分奧氏體化，相對于基體材料，白色組織較多。

圖2為TIG熔覆后經不同回火溫度熱處理后的修復層、熱影響區及母材的金相圖。由圖2可以看出，所有組織均為回火索氏體，均保持原板條位向。熔覆層和熱影響區的組織與母材都十分接近，但FV520B-I熔覆層和熱影響區的組織相對母材較為粗大，而回火溫度為615 ℃時，熔覆層及熱影響區的微觀組織與母材逐漸趨于一致，這是因為不同的熱處理溫度，影響組織變化的機制不同，雖然熔覆后熱處理，回火溫度低時，熔覆層依然保留了柱狀晶的特征，較為粗大；隨著回火溫度的升高，柱狀晶轉變α相能力增強，從而導致熔覆組織與母材組織趨于一致。

圖2 TIG熔覆層的金相組織Fig.2 OM images of TIG cladding layer

圖3 激光熔覆層顯微硬度分布Fig.3 Microhardness distribution of laser cladding layer

2.1.2 熔覆層硬度測試

圖3為激光熔覆層和熱影響區的顯微硬度分布。由圖3可以看出：激光熔覆層平均硬度為455 HV，在熔覆層間結合界面處存在重熔現象，晶粒變得粗大，硬度有所降低；兩種材料在激光熔覆熱影響區中，溶解區硬度最高，也基本相似；完全奧氏體化區硬度次之，此區域中FV520B-S的硬度開始低于FV520B-I；而在不完全奧氏體化區，硬度都略高于原始基體材料。

圖4為TIG熔覆層和熱影響區的顯微硬度分布。由圖4可以看出：FV520B鋼經熱處理后TIG熔覆層和熱影響區顯微硬度大致相等?；鼗饻囟葹?70 ℃時，熔覆層及熱影響區硬度高于母材，當回火溫度為615 ℃時，熔覆層及熱影響區硬度與母材基本相似。這說明回火溫度高，熔覆層回火完全。激光熔覆層硬度提高較大，為FV520B-I基體材料的1.2倍、FV520B-S基體材料的1.6倍；經熱處理后的TIG熔覆層硬度提高較小。硬度的提高往往會伴隨著塑性等下降，而再制造需要有良好的性能匹配，由于激光熔覆加工成本相對較高，而熔覆后熱處理進一步增加了成本及降低了生產效率，因此FV520B-S葉片不易采用無熱處理的激光熔覆修復后直接服役。

圖4 TIG熔覆層顯微硬度分布Fig.4 Microhardness distribution of TIG cladding layer

2.2 沖蝕試驗結果及分析

2.2.1 抗沖蝕性能與沖蝕角度的關系

圖5為各種材質在常溫下、粒子粒度為7 μm、顆粒沖擊速度為180 m/s、沖蝕時間為40 min時，沖蝕率隨沖蝕角度變化的關系曲線。

圖5 不同沖擊角度下材料沖蝕率對比Fig.5 Comparison of erosion rates at different impact angles

當熔覆層與母材的組織和性能相似時，沖蝕率只是略有差異，并且最大沖蝕角都在相同范圍內。在低角度沖蝕，硬度越高其抗沖蝕性能越好；高角度沖蝕，除了硬度較高的激光熔覆層的沖蝕率較大外，其余沖蝕率都在較近的范圍內；沖蝕率都有一個最高點，且隨著材料硬度的提高，最高沖蝕點向高角度方向移動。硬度最高的激光熔覆層在高沖蝕角度的抗沖蝕性能明顯低于其余材料。FV520B-I及其TIG熔覆修復層最大沖蝕角度為24°左右，FV520B-S最大沖蝕率出現在沖擊角度為18°附近，兩種材料的激光熔覆層的最大沖蝕角度則為30°左右。

低角度下的沖蝕磨損與磨粒磨損的微切削機制相似，如硬的基體能抵抗粒子的侵入，從而導致基體較硬的材料沖蝕率低于較軟的塑性材料。當角度增大時，顆粒不能直接切削去除表面材料，只是將材料擠出，在劃痕的兩側和末端形成堆積唇，而由后續的粒子將這部分材料切除或者剪切折斷去除，沖蝕率開始下降。材料越硬，顆粒侵入基體越淺，切向能量消耗越少，雖然沖蝕角度增大，但仍能完成一次切削，沖蝕率繼續上升，這也是硬的材料最大沖蝕角度較高的原因。當沖蝕角接近正向沖蝕時，顆粒擠壓材料表面，形成沖擊凹坑并在周圍出現擠壓唇片，這些唇片在后續顆粒的不斷擊打下，經過反復的塑性變形，硬化剝落或剪切折斷。材料越硬，表面引起的接觸應力越大；材料越軟，產生的塑性變形越大，接觸應力越小，因此較軟材料就不易剝落或者折斷，從而沖蝕率較低[14]。

2.2.2 沖蝕表面粗糙度分析

表面粗糙度是影響材料疲勞及腐蝕等損傷行為的重要因素。3種熔覆修復層不同角度沖蝕后表面粗糙度對比分析，如圖6所示。不同沖蝕角度下熔覆層的沖蝕SEM形貌如圖7所示?？梢园l現，不同修復方式的熔覆層經過45°沖擊角度沖蝕后的表面粗糙度數值都最大，經24°～60°沖蝕角度沖蝕后，粗糙度值普遍偏大。低角度和高角度沖蝕后表面質量都較優。

圖6 材料沖蝕表面粗糙度變化曲線Fig.6 Curves of erosion surface roughness at different impact angles

由圖7(a)(b)可見：低角度沖擊下，粒子切面較為光滑，切痕為淺而長的切削溝槽，溝槽兩側出現有細小切削唇片，后部很少出現唇片，因此粗糙度值較小。由圖7(c)～(e)可見：中角度沖擊下，溝槽兩側出現較大切削唇片，后部同時也出現唇片，因此粗糙度值偏大。由圖7(f)可見：高角度沖擊下，顆粒沖蝕塑性靶材主要以擠壓變形為主，顆粒鍛打材料形成較細的唇片，唇片受顆粒下壓變形導致高度變低，因此表面粗糙度值不高。對比圖7(a)～(d)發現：材料越硬，表面變形越小，沖蝕微切削溝槽越淺，唇片出現相對也較少，粗糙度越低。

沖蝕后，較硬修復層的表面質量整體較好。根據文獻[15]，葉輪葉片壓力面后緣根部沖蝕比較嚴重，而葉片根部是葉輪疲勞失效最危險的部位，因此沖蝕損傷部位也是葉輪極易疲勞失效的部位。由于當粗糙度值大于0.6時，FV520B的超高周疲勞裂紋僅存在表面萌生的情況[16]，因此葉片再制造部位不但要有較好的抗沖蝕性，沖蝕后的表面質量也能抵抗超高周疲勞損傷。

當沖蝕角度低于30°時，激光熔覆修復層不但有較好的抗沖蝕性能，還有較低的表面粗糙度，因此沖蝕角度低于30°時，FV520B-I采用激光熔覆可以得到更好的再制造修復層。當沖蝕角度高于30°時，若修復因疲勞掉塊損傷的葉片，當以沖蝕后更好的表面質量為主，進行激光熔覆再制造；若修復沖蝕減薄葉片，當以抗沖蝕性能為主，進行TIG熔覆再制造。雖然TIG熔覆修復只能恢復到原材料的性能，但是延長了葉片壽命，節省了資源。

2.2.3 沖蝕前后表面硬度對比分析

沖蝕過程中，材料處于高壓、大應變及大應變率的狀態，這些會引起材料晶粒細化、位錯增殖、亞晶界增多，形成高位錯密度的硬化層，硬化層的存在有利于提高葉片表面疲勞裂紋的萌生抗力。測試3種修復方式經不同角度沖蝕后表面下3 μm的顯微硬度并進行對比，結果如圖8所示。

顆粒沖擊均會在淺表層產生一個硬化層，沖蝕表面及亞表面硬化是因為顆粒動能被靶材吸收轉變為塑性變形能，隨著后續顆粒的沖擊，使得亞表層材料塑性變形積累，位錯密度增大，并產生交互作用，變形抗力增大，亞表層材料強度和顯微硬度提高。材料硬化程度并沒有隨沖蝕角度增大而增加，在沖蝕率最高的角度附近，沖蝕硬化程度最低。由于顆粒細小，對于亞表層的塑性影響較淺，當角度增大，沖蝕率也增大，導致材料沒有充分硬化，就被顆粒沖蝕掉了。沖蝕角度繼續增大，顆粒沖擊深度增大，并且沖蝕率下降，使得材料塑性變形充分積累，材料硬化程度提高。一般來說，塑性好的材料，硬化會有大幅度提高，但是低角度下塑性好的TIG熔覆修復層硬化程度卻低于激光熔覆修復層，這是由于塑性好容易被沖蝕磨損，造成表面及亞表面塑性變形積累不完全，從而硬化程度不高。

圖7 FV520B激光熔覆層不同沖蝕角度下沖蝕微觀形貌Fig.7 SEM of erosion surfaces at different impact angles

圖8 沖蝕表層硬度隨角度變化曲線Fig.8 Microhardness curves of erosion surface at different impact angles

2.2.4 沖蝕表面殘余應力分析

葉片表面熔覆及精銑加工后會存在一定的殘余壓應力，經測量一般為300～400 MPa。然而顆粒沖蝕過程打破了表面原有的應力狀態，形成新的殘余應力，而較高殘余應力會影響材料的疲勞強度、抗脆斷等能力。為了研究沖蝕表面應力狀態，采用X射線應力分析儀對試樣表面進行殘余應力測試?；緶y量參數如表2所示。

測量時，使沖蝕氣流方向與應力測試儀φ=0°方向平行，這樣可以保證能夠測量到平行于沖蝕方向和垂直于沖蝕方向的應力。在沖蝕表面沖蝕區域選取3個測試點， 分別測量出測試點平行于沖蝕方向和垂直于沖蝕方向的殘余應力。取3次測量應力值的平均值作為殘余應力值。不同角度下表層殘余應力測試結果如圖9所示。

表2 殘余應力測量參數Table 2 Residual stress measurement parameters

圖9 不同沖蝕角度的表面殘余應力Fig.9 Surface residual stress at different impact angles

當沖蝕以微切削形式沖擊材料，類似于切削加工，顆粒以一定的角度沖擊并劃擦表面，顆粒尖端前部區域的材料會隨顆粒運動而產生沿加顆粒水平切削方向的塑性壓縮變形以及垂直于切削方向的塑性拉伸變形，從而在表面產生殘余拉應力。與此同時，顆粒尖端會對切削溝槽摩擦擠壓，會使表面發生塑性伸長而產生殘余壓應力。而沖蝕表面殘余應力大小為這兩種殘余應力的疊加[17]。在沖蝕角度為12°時，顆粒與靶材接觸面積較小且接觸時間也較短，因此殘余應力值最低。隨著沖蝕角的增大，顆粒侵入材料深度變大，導致以上兩種方式產生的殘余拉應力和壓應力都增大，當殘余拉應力增速大于殘余壓應力時，表現為殘余拉應力增大的趨勢，隨沖蝕角進一步增大，殘余拉應力增速低于殘余壓應力，表現為殘余拉應力減小的趨勢。顆粒接近正向沖蝕，類似于噴丸強化，引起表面局部塑性變形，凹陷引起金屬表層產生拉伸，而表層下材料的彈性變形趨向恢復，但受到表層金屬的牽制，形成殘余壓應力層[18]。同時可以看到：熔覆層越硬，無論是產生的殘余拉應力還是殘余壓應力都較大，這是因為材料越硬，表面引起的接觸應力越大；材料越軟，產生的應力越小。

3 結 論

(1)激光熔覆修復層組織致密、均勻，無氣孔裂紋缺陷，平均硬度分別為基體材料FV520B-I的1.2倍及FV520B-S的1.6倍。TIG熔覆經615 ℃回火處理的修復層硬度與基材近似，且分布均勻；而經470 ℃回火處理的修復層的組織較基材粗大，硬度也略高。

(2)較高粗糙度會促進表面疲勞等損傷，再制造區域為沖蝕角度低于30°的沖蝕損傷，應采用激光熔覆再制造；沖蝕角度大于30°時，對于沖蝕減薄葉片，采用TIG熔覆后熱處理再制造，對于疲勞等損傷的葉片，當以沖蝕表面質量更好的激光熔覆進行再制造。

(3)沖蝕硬化及殘余應力均會影響表面抗腐蝕和疲勞損傷的能力。在沖蝕率較高的區域，由于表面易被去除導致表面及亞表面塑性變形積累不完全，硬化程度不高。在沖蝕角度低于60°時，整體呈現殘余拉應力，接近正向沖蝕時，呈現為殘余壓應力，熔覆層越硬，產生的殘余拉應力和壓應力都較高。

(4)服役葉片處于多場作用下，往往會出現多種損傷，而這些損傷也會相互促進。因此，葉片損傷部位的再制造應建立熔覆工藝與耐沖蝕性能、沖蝕表面特性、沖擊角度等參數之間的映射關系。

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