等離子噴焊鐵/鎳混合基噴焊層Q345復合板的制備

李逸飛,鐘維榕，鄒昌盛，王浩男，于宏辰*

(1.長春工程學院 應用技術學院,吉林 長春 130021;2.長春工程學院 機電工程學院,吉林 長春 130021)

火力發(fā)電作為我國北方目前使用最為廣泛的發(fā)電形式，對國民經(jīng)濟發(fā)展具有重要意義[1-2].然而，在發(fā)電廠機組運行過程中，鍋爐受熱面管面臨著高溫、固體物料沖蝕、煙氣腐蝕等惡劣工況，極易造成管壁腐蝕、磨損減薄甚至泄漏，給鍋爐的安全運行帶來巨大隱患[3].隨著能源結(jié)構改革和材料科學的發(fā)展，大批新型金屬材料應用于電廠鍋爐受熱面管.其中TP347奧氏體鋼由于具有較高的強度、塑性及較強的耐腐蝕性而得到廣泛應用[4-5].雖然該鋼種的使用很大程度上減少了火電機組的腐蝕爆管次數(shù)，但對減輕管壁磨損減薄效果仍不明顯.等離子噴焊(Plasma Spray Welding)是以高能量密度的離子弧作為熱源，實現(xiàn)涂層與基材之間、涂層顆粒內(nèi)部之間冶金結(jié)合的焊接技術.該技術具有熔覆率高、成本低廉及生產(chǎn)率高等優(yōu)勢，可以有效提高噴涂層的耐磨性，可廣泛應用于電站鍋爐受熱面管的表面處理[6].

目前，通常使用鎳粉對鋼鐵進行等離子噴焊處理，可以有效提高材料表面的耐磨、耐腐蝕性能，但鎳粉熔化形成的熔滴與鋼鐵潤濕性較差，噴焊層與鋼鐵基體的界面結(jié)合強度較小且在界面處存在較大微觀殘余應力.不僅施焊過程中噴焊層容易出現(xiàn)裂紋，并且在外力作用下噴焊層也會過早脫落，從而影響材料的使用壽命.與鎳基粉末相比，鐵粉形成的熔滴與鋼鐵潤濕性較好，很大程度上保證了噴焊層的質(zhì)量，并逐漸成為鎳基粉末的良好替代品[7].然而，由于噴焊過程中冷卻速度較快，所形成的噴焊層往往硬度較高，最終導致噴焊層塑性大幅下降，使得材料使用壽命縮短.因此，對原有噴焊粉末進行成分設計是提高噴焊層塑、韌性的重要途徑.眾所周知，鋼鐵中加入鎳元素可以擴大奧氏體區(qū)，使材料在室溫保持奧氏體組織.不僅如此，具有面心立方結(jié)構的奧氏體組織很大程度上能夠提高噴焊層的塑韌性，從而增強材料的使用壽命[8-10].

因此，本文將鐵、鎳基合金粉末作為噴焊材料，利用等離子噴焊技術對其進行表面處理，達到調(diào)控噴焊層組織及晶體結(jié)構的目的，提高強度的同時，噴焊層塑、韌性也有所提升.有效減少鍋爐運行過程中奧氏體不銹鋼管壁因腐蝕、磨損減薄而發(fā)生爆管的次數(shù)，保證火電機組的正常運行.

1 實驗部分

1.1 試劑與儀器

使用尺寸為300 mm×70 mm×8 mm的Q345鋼，其主要化學成分如表1所示.噴焊材料選用目數(shù)為200目的Fe55型Fe基自熔性合金粉末和Ni60型Ni基自熔性合金粉末，其主要化學成分如表2所示.選用目數(shù)為140～300目的ZrC陶瓷顆粒作為增強相，以期提高鐵基合金噴焊層的力學性能.

表1 Q345鋼的化學成分

表2 Fe55型 Fe基自熔性合金粉末、Ni60型Ni基自熔性合金粉末主要化學成分

1.2 實驗過程

利用等離子噴焊設備(GAP 2001DC)在其表面制備了含有5.0 wt.% Ni粉的鐵基合金噴焊層.焊接前對Q345鋼進行機械清理.首先，設計簡單正交實驗以達到優(yōu)化最佳噴焊工藝的目的，具體參數(shù)如表3所示.在等離子噴焊中，焊接電流、送粉速度以及焊接速度是最重要的焊接工藝參數(shù)，根據(jù)這3個參數(shù)，設計相應的3因素3水平正交實驗表，以求能夠優(yōu)化出最佳的焊接工藝.根據(jù)本文之前的研究，將離子氣、保護氣的進氣量設置為1.2～1.4 L·min-1、10～12 L·min-1.

表3 正交實驗設計明細

實驗后通過觀察焊縫宏觀形貌、熔池深度、余高高度以及顯微硬度等對焊縫成形系數(shù)及硬度較低的工藝進行排除，進而優(yōu)化出最佳的噴焊工藝.對利用優(yōu)化工藝制備的試樣進行切割取樣，利用光鏡(Carl Zeiss-Axio Imager A2m)對其進行金相觀察與物相分析；利用顯微硬度計(1600-5122VD Microment 5104)進行顯微硬度測試；利用夏比擺錘沖擊實驗機(PTM2000)對試樣進行沖擊測試(樣品尺寸為10×10×55 mm3)開V型坡口，用300J的錘子試驗，實驗溫度為25 ℃.最終獲得性能最優(yōu)的等離子噴焊層.

2 結(jié)果與討論

圖1為正交試驗后所得到的9組焊縫樣品的宏觀形貌.

圖1 正交實驗樣品焊縫宏觀樣貌

從圖1中可以看出，通過等離子噴焊進行表面處理所得到的焊縫成型較為均勻，沒有明顯缺陷產(chǎn)生.

圖2為正交實驗樣品焊縫截面圖，根據(jù)焊縫截面照片對焊縫熔寬、熔深、余高進行測量.進而計算出焊縫成形系數(shù).所得的焊縫成形系數(shù)及相應尺寸如表4所示.眾所周知，焊縫成形系數(shù)過大，會使得焊縫附近材料具有強烈的應力集中，影響材料使用壽命.而焊縫成形系數(shù)過小則會降低焊縫整體強度.根據(jù)表中所計算的焊縫成形系數(shù)，1號樣品焊縫成形系數(shù)太大，容易出現(xiàn)應力集中，而8號樣品焊縫成形系數(shù)太小，對焊縫整體強度產(chǎn)生負面作用，因此首先排除1號和8號工藝.

圖2 正交實驗樣品體視顯微鏡焊縫截面圖

表4 焊縫成型系數(shù)詳細表

圖3為正交實驗樣品Q345金屬基體層的光鏡組織.由于等離子噴焊過程釋放能量較高，熱影響區(qū)往往會出現(xiàn)組織變化等現(xiàn)象.然而從圖3可以看出，焊縫基體附近組織并未發(fā)生明顯變化仍為鐵素體+珠光體組織.這說明使用等離子噴焊對金屬表面進行處理，可以有效避免焊縫附近金屬材料組織變化.

圖4為正交實驗樣品熔合區(qū)金相組織.熔合區(qū)作為力學性能最差的關鍵部分，影響著整個焊縫的使用壽命.然而從圖4可以看出，熔合區(qū)附近組織均勻，基體與噴焊層結(jié)合較好，未發(fā)現(xiàn)明顯焊接缺陷且兩者結(jié)合方式為冶金結(jié)合.

圖4 正交實驗樣品熔合區(qū)金相組織

圖5為正交實驗樣品噴焊層金相組織，噴焊層組織晶粒統(tǒng)計結(jié)果如圖6所示.從圖中可以看出，除3號樣品外，其余工藝樣品噴焊層組織為粗大的樹枝晶，而3號樣品中金相組織呈現(xiàn)為細小的球狀晶.并且，7、8、9號樣品樹枝晶粒尺寸較大(高于22 μm).其余具有樹枝晶組織的樣品晶粒尺寸為～21 μm.值得注意的是，3號試樣金相組織晶粒尺寸最為細小為～16 μm.

圖5 正交實驗樣品噴焊層金相組織

圖6 正交實驗樣品晶粒統(tǒng)計圖

對正交實驗樣品進行顯微硬度測試，具體測試位置如圖7所示.分別對噴焊層、熔合區(qū)及基體處進行全方位的硬度檢測，每個區(qū)域測試硬度3個點并取平均值.最終硬度測試結(jié)果如表5所示.從表中可以看出，具有細小球狀金相組織的3號試樣噴焊層、熔合區(qū)及基體硬度均要高于其他工藝制備出的材料硬度.并且對各試樣進行沖擊試驗后發(fā)現(xiàn)，3號樣品沖擊韌度較高為～180 J·cm-2，而其他試樣沖擊韌度為～150 J·cm-2.因此，優(yōu)化出具有高性能的鐵/鎳混合基Q345復合板工藝參數(shù)電流為60A，送粉量為35%，焊接速度為40 mm·min-1，離子氣流量為1.2～1.4 L·min-1，保護氣流量為10～12 L·min-1.

圖7 正交實驗樣品顯微硬度測試位置示意圖

表5 正交實驗樣品維氏硬度測試詳細數(shù)據(jù)

對最優(yōu)工藝參數(shù)條件下制備的噴焊層進行XRD測試如圖8所示.從圖中可以看出，由于Ni的加入，使得焊縫金屬在凝固過程中奧氏體區(qū)加大，使噴焊層在室溫下獲得一部分奧氏體組織，這部分奧氏體組織的存在很大程度上提高了噴焊層的塑、韌性.不僅如此，通過XRD測試還發(fā)現(xiàn)了Cr7C3化合物，CCr化合物的存在會使噴焊層的整體硬度提高，這也是導致噴焊層具有較高硬度的原因.

角度圖8 最優(yōu)工藝噴焊層XRD衍射圖

3 結(jié) 論

(1)等離子噴焊最優(yōu)焊接工藝參數(shù)：電流為60A，送粉量為35%，焊接速度為40 mm·min-1，離子氣流量為1.2～1.4 L·min-1，保護氣流量為10～12 L·min-1.

(2)由于Ni的加入，使噴焊層在常溫下獲得奧氏體晶，具有球狀奧氏體晶粒的噴焊層組織呈現(xiàn)最優(yōu)的力學性能，噴焊層硬度為707Hv，沖擊值為180 J·cm-2.

(3)由于粉末中存在大量Cr元素，在焊縫凝固過程中會析出大量彌散的Cr7C3增強相顆粒，從而產(chǎn)生彌散強化效果，使得噴焊層硬度大幅提高.