基于實(shí)時(shí)測(cè)量的等離子噴焊熔池溫度對(duì)焊層組織性能的影響

吳 勉，潘 鄰，李銀華，余斯亮

(武漢材料保護(hù)研究所有限公司 材料表面保護(hù)技術(shù)湖北省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北 武漢 430030)

等離子噴焊是用焊接的方法將具有耐磨、耐蝕等特殊性能的合金粉末材料熔覆在基材表面的一種表面工程技術(shù)，具有成本低、材料利用率高、生產(chǎn)效率高等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于機(jī)械、冶金、能源、航空航天、裝備制造等諸多行業(yè)的關(guān)鍵件表面強(qiáng)化和再制造加工[1-2]。然而，等離子噴焊處理過(guò)程中經(jīng)常出現(xiàn)噴焊層變形、開裂、未熔合等問(wèn)題，這些現(xiàn)象與噴焊過(guò)程熔池溫度密切相關(guān)[3]；同時(shí)，等離子噴焊處理過(guò)程中溫度控制不當(dāng)，造成噴焊熔池的溫差過(guò)大，也會(huì)影響噴焊層性能的均勻性，進(jìn)而影響工件的性能。因此，研究噴焊過(guò)程熔池溫度對(duì)噴焊層組織性能的影響對(duì)提升噴焊質(zhì)量具有重要的意義，也為等離子噴焊過(guò)程實(shí)時(shí)監(jiān)控技術(shù)開發(fā)打下基礎(chǔ)[4-5]。

目前，等離子噴焊過(guò)程熔池溫度變化一般根據(jù)人工觀察熔液的流淌性來(lái)判斷，在熱輸入量調(diào)整不及時(shí)的情況下，噴焊材料及基材溫度容易過(guò)熱，導(dǎo)致噴焊層性能存在明顯差異。由于缺乏對(duì)等離子噴焊過(guò)程熔池溫度的在線儀器監(jiān)測(cè)，噴焊過(guò)程熔池溫度存在依賴人工干預(yù)、自動(dòng)化程度低等問(wèn)題，在一定程度上限制了該技術(shù)的高質(zhì)量發(fā)展[6-7]。由此可見(jiàn)，“等離子噴焊過(guò)程熔池溫度的在線監(jiān)測(cè)與實(shí)時(shí)調(diào)控”是推進(jìn)等離子噴焊技術(shù)不斷提高質(zhì)量、擴(kuò)大在諸如航空航天等[8]重點(diǎn)領(lǐng)域的深入應(yīng)用必須解決的關(guān)鍵技術(shù)問(wèn)題。因此，熔池溫度的在線監(jiān)測(cè)問(wèn)題受到越來(lái)越多的關(guān)注，國(guó)內(nèi)外已有不少學(xué)者對(duì)熔池溫度在線監(jiān)測(cè)進(jìn)行了研究。產(chǎn)玉飛等[9]對(duì)熔池溫度和尺寸監(jiān)測(cè)的比例積分微分控制系統(tǒng)的原理進(jìn)行了介紹，分析了金屬增材制造過(guò)程在線監(jiān)測(cè)面臨的問(wèn)題并展望了其前景；Abe等[10]研究了電弧定向能量沉積中層間溫度對(duì)成形形貌的影響，結(jié)果表明較低的層間溫度具有更穩(wěn)定的加工質(zhì)量。但是，熔池溫度在線監(jiān)測(cè)的研究主要集中在增材制造領(lǐng)域[11-15]，等離子噴焊過(guò)程熔池溫度在線監(jiān)測(cè)的相關(guān)文獻(xiàn)較少。為研究等離子噴焊過(guò)程熔池溫度對(duì)噴焊層組織性能的影響，本文采用比色紅外測(cè)溫儀對(duì)噴焊過(guò)程熔池溫度進(jìn)行在線監(jiān)測(cè)[16-18]，選用CIT高速通訊測(cè)溫軟件記錄噴焊過(guò)程的熔池溫度曲線。利用掃描電鏡和能譜分析儀對(duì)噴焊層的組織和成分變化進(jìn)行檢測(cè)，分析了噴焊過(guò)程熔池溫度對(duì)噴焊層宏觀形貌、組織成分和顯微硬度的影響，為開展等離子噴焊過(guò)程實(shí)時(shí)監(jiān)控技術(shù)研究提供支撐。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 等離子噴焊層的制備

試驗(yàn)選用的基材為Q235鋼，等離子噴焊粉材為鎳基自熔性合金粉末Ni260FD，粉末粒度為53～150 μm，松裝比為4.44 g/cm3，流動(dòng)性為15.1 s/50 g，該粉末具有良好的耐熱、耐磨、耐腐蝕、抗高溫氧化等性能。Q235鋼和鎳基合金粉末的化學(xué)成分如表1所示。

表1 Q235鋼和Ni260FD合金粉末的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

將基材按照90 mm×40 mm×25 mm的規(guī)格進(jìn)行切割，然后利用砂輪對(duì)基材表面進(jìn)行打磨除銹，并用酒精進(jìn)行除油預(yù)處理。采用自制PTA-400E4-ST型等離子噴焊機(jī)進(jìn)行噴焊，等離子氣、送粉氣和保護(hù)氣均采用高純氬氣(99.99%)，噴焊電流分別采用70、110和150 A進(jìn)行試驗(yàn)，其他工藝參數(shù)如表2所示。

表2 等離子噴焊的工藝參數(shù)

1.2 等離子噴焊過(guò)程熔池溫度實(shí)時(shí)監(jiān)測(cè)系統(tǒng)的搭建

圖1為搭建的等離子噴焊紅外測(cè)溫系統(tǒng)示意圖，該在線監(jiān)測(cè)系統(tǒng)利用CIT-1MD1C比色紅外測(cè)溫儀采集噴焊過(guò)程中的熔池溫度，選用CIT高速通訊測(cè)溫軟件記錄噴焊過(guò)程的熔池溫度曲線，測(cè)溫軟件與紅外測(cè)溫儀通過(guò)RS485串口進(jìn)行通信，比色紅外測(cè)溫儀量程為600～1600 ℃。試驗(yàn)過(guò)程中，將紅外測(cè)溫儀安裝在噴焊槍支架上，保持紅外測(cè)溫儀與熔池的相對(duì)位置不變，同時(shí)也防止噴焊過(guò)程中紅外測(cè)溫儀出現(xiàn)晃動(dòng)，具體位置如圖1(b)所示，探頭與熔池中心距離600 mm，與熔池中心豎直方向上的距離為335 mm。

圖1 等離子噴焊紅外測(cè)溫系統(tǒng)(a)及安裝位置(b)示意圖Fig.1 Schematic diagram of the infrared temperature measurement system(a) and the infrared thermometer location(b) for plasma spray welding

1.3 等離子噴焊試樣檢測(cè)方法

采用線切割沿平行于焊縫方向?qū)⒃嚇友刂休S切成兩塊，再沿垂直焊縫方向截取尺寸為10 mm×10 mm×5 mm 的測(cè)試樣品，分別用180、600、1000、2000號(hào)砂紙打磨、拋光、腐蝕(30 mL HNO3+3 mL HF，腐蝕時(shí)間10 s)后，采用JSM-6510LV型掃描電鏡(SEM)和INCAx-actSN 57014型能譜分析儀(EDS)對(duì)噴焊層的組織和成分進(jìn)行對(duì)比分析。采用HVS-1000A型顯微硬度計(jì)測(cè)量噴焊層剖面的硬度梯度，以熔合線為分界線，由基材向噴焊層方向間隔取點(diǎn)，加載載荷為100 g，加載時(shí)間為15 s，每個(gè)位置至少測(cè)量4點(diǎn)，取其平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 等離子噴焊過(guò)程熔池溫度與噴焊層的宏觀形貌

圖2為采用70 A和110 A噴焊電流時(shí)等離子噴焊熔池溫度的在線監(jiān)測(cè)曲線，通常將溫度曲線一段的平均溫度作為其實(shí)際溫度。從圖2中可以看出，由于噴焊開始階段基材的快速升溫導(dǎo)致熔池溫度曲線的開始階段有一個(gè)快速降低的過(guò)程，隨后趨于平穩(wěn)并逐步升高。對(duì)噴焊電流為70 A時(shí)熔池溫度曲線求平均值可知，噴焊前段熔池平均溫度為700 ℃，噴焊中段熔池平均溫度為1050 ℃；對(duì)噴焊電流為110 A時(shí)熔池溫度曲線求平均值可知，噴焊前段熔池平均溫度為1050 ℃，噴焊中段熔池平均溫度為1400 ℃，同一工藝試樣前后熔池溫度存在的溫度差ΔT約為350 ℃。另外，噴焊電流為150 A時(shí)熔池溫度超過(guò)了紅外測(cè)溫儀的量程(1600 ℃)，未在圖2中標(biāo)示。

圖2 不同等離子噴焊電流時(shí)等離子噴焊熔池溫度的在線監(jiān)測(cè)曲線Fig.2 On-line monitoring curves of the plasma spray welding pool temperature under different plasma spray currents

圖3 不同等離子噴焊電流下噴焊層的宏觀形貌Fig.3 Macro morphologies of the sprayed layer under different plasma spraying currents(a) 70 A； (b) 110 A； (c) 150 A

圖3為不同等離子噴焊電流對(duì)應(yīng)的噴焊層宏觀形貌，可見(jiàn)噴焊層表面無(wú)氣孔、裂紋等宏觀缺陷。噴焊電流為70 A時(shí)熔池溫度較低，熱量輸入不足，沉積層欠熔，試樣表面凸起較多，出現(xiàn)“未熔透”現(xiàn)象。噴焊電流為150 A時(shí)熔池溫度過(guò)高，焊道下凹并有咬邊現(xiàn)象；噴焊電流為110 A時(shí)，獲得的焊層較為理想。

2.2 等離子噴焊層過(guò)渡區(qū)的合金元素分析

等離子噴焊層大致可分為3個(gè)區(qū)域，即焊層近表面區(qū)、焊層中間區(qū)和焊層近熔合區(qū)[19]。熔焊時(shí)基材和焊層之間存在不同元素的相互擴(kuò)散，稀釋率指母材熔化后其元素混入等離子噴焊層的程度，是衡量等離子噴焊工藝的先進(jìn)性和噴焊層質(zhì)量?jī)?yōu)劣的重要指標(biāo)[20]。所以，為保證噴焊層的性能，稀釋率應(yīng)控制在一定范圍內(nèi)。圖4為不同等離子噴焊電流對(duì)應(yīng)的噴焊層過(guò)渡區(qū)形貌及線掃描分析結(jié)果。從圖4中可以看出，噴焊層近熔合區(qū)厚度由高到低分布為150、110和70 A。在等離子噴焊層過(guò)渡區(qū)出現(xiàn)有Ni和Fe的相互擴(kuò)散，F(xiàn)e從基體中擴(kuò)散至噴焊層，而Ni從噴焊層向基體擴(kuò)散的程度較低，Ni、Fe等元素從基體到等離子噴焊層的成分無(wú)突變，說(shuō)明二者之間呈冶金結(jié)合。噴焊電流為70 A和110 A時(shí)，熔池溫度低于1400 ℃，噴焊層熔合區(qū)較窄，Ni基噴焊層和基材交界處元素成分變化較陡，噴焊層的稀釋率低；而噴焊電流為150 A時(shí)，熔池溫度超過(guò)1600 ℃，噴焊過(guò)程熔池溫度過(guò)熱，噴焊層Cr、Ni元素?zé)龘p嚴(yán)重，噴焊層熔合區(qū)較寬，基體擴(kuò)散至合金噴焊層中的Fe元素含量顯著增加，并且擴(kuò)散距離也較長(zhǎng)[21]。

圖4 中段等離子噴焊層過(guò)渡區(qū)的顯微形貌及元素線掃描分析Fig.4 Micromorphologies and EDS line scan analysis of the transition zone of the plasma sprayed layer at middle zone(a) 70 A； (b) 110 A； (c) 150 A

2.3 等離子噴焊過(guò)程熔池溫度對(duì)噴焊層組織成分的影響

等離子噴焊具有快熱快冷的特點(diǎn)，噴焊層不均勻性較大，在噴焊材料液相成分相對(duì)穩(wěn)定的情況下，形狀控制因子G/R(G為溫度梯度，R為凝固速率)對(duì)結(jié)晶形態(tài)起主導(dǎo)作用。等離子熱源向前移動(dòng)時(shí)，熔池內(nèi)的凝固組織從底部開始向頂部生長(zhǎng)，在熔池底部界面處，初始凝固速率R最小，趨近于零，而溫度梯度G最大。同一橫截面上，從熔池底部到表層，凝固速率R逐漸增大，溫度梯度G逐漸減小，因此G/R值隨著離熔池表層距離的減小而減小，近表面區(qū)和近熔合區(qū)由于液態(tài)成分起伏較大且冷卻速度不同，出現(xiàn)了明顯的組織梯度：近熔合區(qū)結(jié)合界面附近是枝狀晶組織，焊層中間區(qū)是較粗大的枝狀晶，近表面區(qū)是組織較為雜亂的細(xì)小枝狀晶和等軸晶。

等離子噴焊電流為70 A時(shí)噴焊層的微觀形貌和EDS成分分析如圖5和表3所示。可以看出，噴焊層致密且與基材形成良好的冶金結(jié)合，噴焊層中主要含有Ni、Cr、Fe、Si等元素，基體相為γ-Ni固溶體，其余組成主要為Cr23C6、CrB、Cr2Ni3、Ni3Si等[22]。在噴焊層中間區(qū)和近表面區(qū)γ-Ni固溶體基體上分布著大量長(zhǎng)條狀結(jié)構(gòu)(圖5中B2和C2點(diǎn))。由于噴焊電流為70 A時(shí)，噴焊過(guò)程中熔池溫度較低，噴焊層在凝固過(guò)程中冷卻速度較快，固溶體非平衡凝固時(shí)不同時(shí)刻結(jié)晶的固相成分不同，導(dǎo)致優(yōu)先形成的樹枝晶中高熔點(diǎn)Cr元素含量較高，而枝晶間熔點(diǎn)較低的Ni元素含量較高?；w中的Fe元素作為雜質(zhì)元素?cái)U(kuò)散至噴焊層較少，熔池稀釋率較低。噴焊電流為70 A時(shí)中段噴焊層的枝晶間(圖5中B3點(diǎn))中Ni元素含量較前段噴焊層(圖5中B1點(diǎn))偏低，這是由于隨著噴焊過(guò)程熔池溫度的升高，在析出相的形成過(guò)程中，各種元素富集程度低、相互擴(kuò)散更加充分。此外，近熔合區(qū)(圖5中A1點(diǎn))生成了球狀氧化物，這是由于噴焊過(guò)程熔池溫度較低，擴(kuò)散不充分，脫氧不完全造成的。

圖6 前段(a～c)和中段(d～f)等離子噴焊層的微觀形貌 (噴焊電流110 A)(a,d)近熔合區(qū)；(b,e)中間區(qū)；(c,f)近表面區(qū)Fig.6 Micromorphologies of the plasma sprayed layer in front zone(a-c) and middle zone(d-f) (spray welding current of 110 A)(a,d) near fusion zone； (b,e) at middle； (c,f) near surface

表3 圖5中不同位置的EDS分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)

等離子噴焊電流為110 A時(shí)噴焊層的微觀形貌和EDS成分分析如圖6和表4所示。B6和B7點(diǎn)為細(xì)小塊狀的硼化物，是由1222 ℃時(shí)發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變L→Cr2B+α(Cr)+γ(Ni)形成的。前段噴焊層的枝晶(圖6中B4點(diǎn))中Cr元素含量較中段噴焊層(圖6中B8點(diǎn))偏低，而分布在枝晶間(圖6中B5點(diǎn))的Ni元素含量較中段噴焊層(圖6中B9點(diǎn))偏高，這是由于噴焊熔池中同一微觀區(qū)域內(nèi)的結(jié)晶過(guò)程并不完全在同一時(shí)刻內(nèi)完成，Cr、Ni元素在凝固結(jié)晶過(guò)程中來(lái)不及充分?jǐn)U散，從而導(dǎo)致在不同區(qū)域形成的固溶體之間存在著成分差異，在組織上表現(xiàn)出不同程度的偏析。

表4 圖6中不同位置的EDS分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)

將噴焊電流為110 A和70 A的噴焊層成分進(jìn)行對(duì)比可以發(fā)現(xiàn)，隨著噴焊過(guò)程熔池溫度的升高，在析出相的形成過(guò)程中，各種元素富集程度降低、相互擴(kuò)散更加充分。此外，噴焊過(guò)程中前段的熔池溫度(1050 ℃)低于中段(1400 ℃)，致使前段噴焊層(圖6中A2點(diǎn))近熔合區(qū)的氧含量較高，存在脫氧不完全的現(xiàn)象。

等離子噴焊電流為150 A時(shí)，噴焊層的微觀形貌和EDS成分分析如圖7和表5所示。由于噴焊過(guò)程中熔池溫度較高，促使熔渣和氣體上浮溢出，噴焊層中不存在氧化物夾雜，但也存在枝晶中富Cr(圖7中B12點(diǎn))而枝晶間富Ni (圖7中B13點(diǎn))的現(xiàn)象。此外，由于噴焊過(guò)程熔池溫度較高，使得粉末的熔化率增加，造成噴焊層的稀釋率增加，Cr、Ni元素?zé)龘p嚴(yán)重，基材中的Fe元素作為雜質(zhì)元素大量進(jìn)入噴焊層，嚴(yán)重影響噴焊層性能。

圖7 前段(a～c)和中段(d～f)等離子噴焊層的微觀形貌 (噴焊電流150 A)(a,d)近熔合區(qū)；(b,e)中間區(qū)；(c,f)近表面區(qū)Fig.7 Micromorphologies of the plasma sprayed layer in front zone(a-c) and middle zone(d-f) (spray welding current of 150 A)(a,d) near fusion zone； (b,e) at middle； (c,f) near surface

表5 圖7中不同位置的EDS分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)

綜上所述，噴焊層在凝固過(guò)程中的冷卻速度較快，固溶體非平衡凝固時(shí)不同時(shí)刻結(jié)晶的固相成分不同導(dǎo)致樹枝晶中高熔點(diǎn)Cr元素含量較高，而枝晶間熔點(diǎn)較低的Ni元素含量較高。噴焊過(guò)程熔池溫度較低容易引起近熔合區(qū)形成氧化物夾雜，隨著噴焊過(guò)程熔池溫度的升高，合金粉末的熔化率增加，引起噴焊層的稀釋率增加，造成Cr、Ni元素?zé)龘p嚴(yán)重，基材中的Fe元素作為雜質(zhì)元素大量進(jìn)入噴焊層，嚴(yán)重影響噴焊層性能。因此噴焊過(guò)程熔池溫度控制在1400 ℃左右時(shí)，噴焊層具有較好的組織與性能。

2.4 等離子噴焊過(guò)程熔池溫度對(duì)噴焊層顯微硬度的影響

圖8為等離子噴焊層的顯微硬度梯度曲線。由圖8可以看出，基材顯微硬度為(198±6) HV0.1，等離子噴焊層由表及里顯微硬度總體呈下降趨勢(shì)，噴焊層近熔合區(qū)顯微硬度處于中間位置。當(dāng)噴焊電流為70 A時(shí)，噴焊層硬度達(dá)到(690±33) HV0.1；當(dāng)噴焊電流為110 A時(shí)，前段噴焊層(熔池溫度1050 ℃)的顯微硬度為(670±26) HV0.1，中段噴焊層(熔池溫度1400 ℃)的顯微硬度為(550±20) HV0.1，兩部分差異明顯；當(dāng)噴焊電流為150 A時(shí)，噴焊層硬度為(475±18) HV0.1。通過(guò)對(duì)比可知，噴焊電流分別為70、110和150 A時(shí)對(duì)應(yīng)的噴焊層顯微硬度呈由高到低的趨勢(shì)，即等離子噴焊熔池溫度越高，噴焊層顯微硬度越低。這是由于熔池溫度較高時(shí)，基材中的Fe作為雜質(zhì)元素大量進(jìn)入噴焊層，使得噴焊層硬度梯度有所降低。

圖8 不同等離子噴焊電流下噴焊層的顯微硬度分布Fig.8 Microhardness distributions of the sprayed layer under different plasma spraying currents(a) 70 A； (b) 110 A； (c) 150 A

顯微硬度在一定程度上能反映材料抵抗彈性變形、塑性變形或破壞的能力，通過(guò)對(duì)噴焊層的顯微硬度進(jìn)行測(cè)試，可以較好地評(píng)估其強(qiáng)度指標(biāo)。等離子噴焊層近熔合區(qū)分布著的大量含硅鎳鉻固溶體γ相，Ni與γ相無(wú)限固溶形成固溶體，起到了固溶強(qiáng)化的作用；在焊層中間區(qū)，合金元素B、Si、Cr、Ni等易形成硬質(zhì)相彌散分布在固溶體中，起到第二相強(qiáng)化作用；焊層中間區(qū)和近表面區(qū)彌散分布的細(xì)小點(diǎn)狀碳化物及硼化物硬質(zhì)相，使晶粒長(zhǎng)大受到抑制。由于存在著大量的碳化物、硼化物等硬質(zhì)相以及固溶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化的共同作用，噴焊層的顯微硬度得到顯著提升。

3 結(jié)論

1) 由于等離子噴焊開始階段基材的快速升溫導(dǎo)致熔池溫度曲線在開始階段有一個(gè)快速降低的過(guò)程，同一噴焊電流下試樣前段和中段的熔池溫度存在的溫度差約為350 ℃。

2) 不同等離子噴焊電流下噴焊層表面無(wú)氣孔、裂紋等宏觀缺陷。噴焊電流為70 A時(shí)的熔池溫度較低，熱輸入不足，沉積層欠熔，噴焊層表面凸起較多，出現(xiàn)未熔透現(xiàn)象；噴焊電流為150 A時(shí)的熔池溫度過(guò)高，焊道下凹并有咬邊現(xiàn)象；噴焊電流為110 A時(shí)的噴焊層較為理想。

3) 噴焊過(guò)程中將熔池溫度控制在1400 ℃左右時(shí)，噴焊層具有較好的組織與性能。熔池溫度較低容易引起近熔合區(qū)形成氧化物夾雜，熔池溫度過(guò)高使得合金粉末的熔化率增加，引起噴焊層的稀釋率增加，造成Cr、Ni元素?zé)龘p嚴(yán)重，基材中的Fe作為雜質(zhì)元素大量進(jìn)入噴焊層，嚴(yán)重影響噴焊層性能。

4) 噴焊電流不同所帶來(lái)的熔池溫度變化，對(duì)噴焊層顯微硬度產(chǎn)生明顯影響：噴焊層顯微硬度隨著電流的提高而降低。