葉詩豪, 姚建華, 胡曉冬, 孔凡志, 苗建民

(1.浙江工業(yè)大學 特種裝備制造與先進加工技術教育部浙江省重點實驗室,杭州 310014;2.浙江工業(yè)大學 激光加工技術工程研究中心,杭州 310014)

17-4PH不銹鋼是在Cr17型不銹鋼的基礎上,加入Cu、Nb等強化元素,并靠固溶時效析出富銅相來增加強度的一種不銹鋼[1].由于其具有高強度、高韌性、高耐蝕性、高耐氧化性及優(yōu)良的可加工性等綜合性能而被廣泛應用于大型汽輪機的葉片.

由于汽輪機葉片工作環(huán)境惡劣,在高速蒸汽和水滴沖擊下,末級葉片進氣邊常發(fā)生斷裂和氣蝕[2].采用激光技術可以對葉片的進氣邊進行局部強化.目前,激光淬火、激光合金化、激光熔覆以及等離子滲氮或鈦等技術在汽輪機葉片上的應用較為廣泛,使葉片表面的性能得到了一定程度的提高[3-7],但迄今為止尚未發(fā)現(xiàn)以激光為熱源對汽輪機葉片進行固溶處理的相關報道.

以激光為熱源,對金屬材料進行固溶熱處理,即稱為激光固溶.激光加熱可在高于常規(guī)固溶溫度下使局部合金元素的擴散系數(shù)指數(shù)提升,使其迅速擴散到固溶體中,然后利用激光熱處理自身的快冷特性以及外部冷卻條件實現(xiàn)快速冷卻,形成過飽和固溶體,最后在時效階段達到理想的沉淀硬化效果.基于固溶及擴散理論,筆者對17-4PH基體進行了激光固溶工藝試驗,并分析了激光固溶的強化效果、耐磨性、抗氣蝕性能以及激光固溶強化的機理.

1 試驗材料與試驗方法

試樣基體采用 17-4PH不銹鋼,處理狀態(tài)為:1 040℃固溶水冷,580℃下時效4 h,空冷.基體尺寸為100 mm×50 mm×5 mm,平均硬度為300 HV 0.2左右.試驗用17-4PH不銹鋼的化學成分列于表1.

表1 試驗用17-4PH不銹鋼的化學成分Tab.1 Chem ical composition of 17-4PH stain less steel%

試驗中采用7 kW的LEO GFT-IVB型橫流CO2激光器,波長為10.6μm,金屬表面自由電子的固有頻率遠遠大于該波段的激光,大部分激光能量被表面自由電子反射或者吸收轉(zhuǎn)化為振動熱能,吸收率極低,所以試驗前要對材料進行增加吸收處理[8].激光光斑大小為16mm×10 mm.采用紅外測溫儀在線實時檢測金屬的表面溫度.表2為激光固溶工藝的試驗參數(shù).在表2中,Q為功率密度(kW/cm2),V為激光掃描速度(mm/min),T為激光加熱時材料的表面溫度(℃).

表2 激光固溶工藝的試驗參數(shù)Tab.2 Experimental parameters of laser solid solution

采用WTM-2E微型摩擦磨損試驗機進行磨損試驗,條件為載荷200 g,主軸轉(zhuǎn)速為 800 r/m in,轉(zhuǎn)動半徑為2mm,測試時間為2 h.

采用JY 96-Ⅱ超聲波細胞粉碎機作為模擬氣蝕試驗的裝置.試樣表面先由金相研磨機和拋光機打磨光滑,然后經(jīng)KQ3200型超聲波清洗機清洗10 min,最后由AG285測微計稱重.試驗中選用3%的NaCl溶液,每90 m in清洗和稱重各一次,并更換NaCl溶液,氣蝕總時間為10.5 h,試驗溫度為室溫.

所有激光固溶試樣經(jīng)高溫爐在440℃下保溫4 h.試樣經(jīng)鑲嵌、打磨、拋光后,利用JSM-5610LV 型掃描電子顯微鏡和能量色散譜儀檢測金屬截面的組織形貌和元素含量;采用HDX-1000型顯微硬度計在載荷為200 g、加載時間為15 s的條件下沿試樣截面層方向測試金屬硬度.

2 試驗結果與分析

2.1 激光固溶區(qū)的顯微結構分析

圖1為基體17-4PH的顯微組織.在此基體上,用激光實現(xiàn)二次表面強化,激光產(chǎn)生的高溫必然使材料內(nèi)部各合金元素原子的振動快速加劇,使得擴散速度指數(shù)級提升,從而實現(xiàn)快速固溶.圖2為激光固溶層的顯微組織.從圖2可知:在固溶區(qū)形成許多板條狀馬氏體組織,因為17-4PH不銹鋼中含C量很少(0.04%),因此形成低碳馬氏體組織.顯然,基體在激光固溶后,位錯馬氏體密度更高,而且更為明顯.圖3為17-4PH馬氏體的能譜圖.通過對馬氏體的能譜分析可知:在17-4PH這類高合金不銹鋼中形成的馬氏體組織中,合金元素的含量都比較高,有Cr、Ni及Cu等合金元素.相關的試驗研究表明:此類不銹鋼硬度的提升是通過時效過程加以實現(xiàn)的.這些原先固溶在馬氏體組織中的合金元素,在時效過程中能析出ε-Cu、NbC及M23C6等沉淀硬化相,其中ε-Cu為主要的沉淀硬化相[9].如果固溶時能形成高密度的位錯馬氏體,時效后其強化相的析出將更為彌散,強化效果也將更加明顯.

圖1 基體17-4PH的顯微組織Fig.1 M icrostructure of 17-4PH substrate

圖2 激光固溶層的顯微組織Fig.2 M icrostructure of the laser streng thened layer

圖3 17-4PH馬氏體的能譜圖Fig.3 Energy spectrum ofmartensite in 17-4PH

2.2 激光固溶區(qū)的顯微硬度分析

圖4為強化層截面的顯微硬度分布曲線.從圖4可以看出:激光作用區(qū)的顯微硬度由表及里地降低.表面以下1.5 mm范圍內(nèi)屬于激光強化區(qū)(laser hardened zone,LHZ),平均硬度接近420 HV 0.2,比基體提高了40%;距表層1.5mm以下為熱影響區(qū)(heat affected zone,HAZ)及基體區(qū)域.固溶區(qū)顯微硬度得到提升主要是因為時效過程中強化相的沉淀析出.

圖4 強化層截面的顯微硬度分布曲線Fig.4 M icrohardness distribu tion cu rves of the laser strengthened layer

2.3 激光固溶后的表面磨損性能分析

經(jīng)磨損測試后,采用AG285測微計對經(jīng)超聲波清洗后的試樣進行磨損失重測量.表3為基體與激光強化層摩擦因數(shù)和磨損量的比較.從表3可以看出:1號試樣的摩擦因數(shù)為0.41,高于激光固溶時效后的2號試樣.在磨損量方面,相對于1號基體試樣,經(jīng)激光強化處理后,2號試樣的磨損量降低了0.000 3 g.

表3 基體與激光強化層摩擦因數(shù)和磨損量的比較Tab.3 Comparison of friction coefficient and wear mass loss between substrate and laser strengthened layer

圖5為基體與激光強化層的摩擦因數(shù)-時間曲線.從圖5可以看出:隨著摩擦時間的延長,基體的摩擦因數(shù)呈增加的趨勢.比較兩者的摩擦因數(shù),激光處理后試樣的摩擦因數(shù)相對較小,到后來的穩(wěn)定磨損期,曲線趨于平直.

圖5 基體與激光強化層的摩擦因數(shù)-時間曲線Fig.5 Friction coefficient-tim e cu rves of substrate and laser strengthened layer

圖6為摩擦磨損的表面形貌.由圖6(a)可知:未處理表面由于硬度低,磨損嚴重,有明顯的犁溝和黏著坑,主要磨損機制為磨粒磨損和黏著磨損.從圖6(b)可知:經(jīng)激光固溶的試樣,由于更多強化相的析出,硬度得到進一步提升,磨痕深度比未經(jīng)處理的試樣明顯要淺,且犁削現(xiàn)象不明顯,磨損產(chǎn)物多為片狀,主要磨損機制為黏著磨損.

圖6 摩擦磨損的表面形貌Fig.6 Morphology of grinded and w orn su rface

2.4 激光固溶后的表面抗氣蝕性能分析

圖7為基體表面和固溶層試樣的失重量-時間曲線.從圖7可以看出:經(jīng)激光強化處理后,表面的耐氣蝕性能比基體提高了近1倍.圖7反映了隨著時間的延長,氣蝕的破壞作用隨之加劇的趨勢.另外,激光強化層的斜率比基體小,即其氣蝕率比基體小,累計損失量為基體的2/3左右.

圖7 基體表面和固溶層試樣的失重量-時間曲線Fig.7 M ass loss-time cu rves of substrate and laser strenthened layer

圖8為基體和激光強化層的氣蝕形貌.從圖8(a)可知:基體的氣蝕面有很多分布不均勻的、呈塊狀的氣蝕坑,由于空泡潰滅時產(chǎn)生的沖擊力不均勻地作用在晶體的各個晶粒上,使晶粒與晶界的連接處由于應力集中而發(fā)生斷裂,導致晶粒沿晶界處脫落.材料抗氣蝕性能提高的主要原因是:材料經(jīng)激光二次固溶后,形成高密度的位錯馬氏體組織,在時效時,原先固溶在馬氏體組織中的合金元素便會以ε-Cu、NbC及M23 C6等沉淀硬化相的形式析出,更加彌散地分布在基體中,因而起到了進一步的強化作用.從圖8(b)可明顯地看到:材料表面氣蝕坑較少,深度較淺,剝落程度也較輕,抗氣蝕性能得到一定程度的提高.

圖8 基體和激光強化層的氣蝕形貌Fig.8 Cavitation morphology of substrate and laser strengthened layer

2.5 激光固溶的機理分析

以獲得過飽和固溶體為目的的淬火通常稱為固溶熱處理.對于17-4PH低碳不銹鋼,由于其含碳量僅為0.04%,碳的固溶強化作用不顯著,但是合金元素的固溶效果會影響到后續(xù)時效階段的沉淀硬化效果.在激光加熱過程中,激光產(chǎn)生的高溫會加劇材料內(nèi)部合金元素原子的振動速度,促使擴散速度指數(shù)級提升,高于常規(guī)處理的擴散速度.由于激光作用,材料加熱快,冷卻速度也快,可以達到自淬火目的,所以控制好工藝參數(shù),既可以獲得高密度的低碳馬氏體組織,又能在高溫下使盡量多的溶質(zhì)溶入固溶體,得到過飽和固溶體,進而實現(xiàn)激光固溶.

以激光固溶工藝試驗中的第6組參數(shù)為例,實測到的材料表層最高溫度為1 530℃,結合Ansys溫度場模擬和固溶深度,可得到固溶區(qū)深度在0.6 mm時的溫度為1 350℃左右.

此處有必要分析一下合金元素銅的激光固溶效果.根據(jù)熱力學計算中Fe-Cu二元平衡相圖和最新的熱力學數(shù)據(jù),可計算出Cu在鐵基體中的平衡固溶度[10]:

式中:T為溫度,°C.

將此處的溫度代入式(1),可得到Cu在γ鐵中的平衡固溶度為13.6%.

Cu在γ鐵中的擴散常數(shù)D 0為0.19 cm2/s,擴散激活能為272 k J/mol,根據(jù)阿倫尼烏斯定律[11],可計算出在1 350℃下Cu的擴散系數(shù):

式中:D為擴散系數(shù);D0為擴散常數(shù);Q為擴散激活能;R為阿伏伽德羅常數(shù),6.023×1023m ol-1.

代入式(2)可得到在1 350℃時,Cu的擴散系數(shù)為1.75×10-13m2/s.

式中:C0為某處擴散終止?jié)舛?C1為擴散初始濃度;C為平均濃度;t為擴散時間.

理論上,在1 350°C下,Cu在奧氏體中的平衡固溶度可達13.6%,但實際上,原基體中Cu含量為3.3%,所以其在奧氏體中完全溶解狀態(tài)時平均濃度為3.3%,而時效后析出的富銅相的成分接近純銅[12],假定此處的濃度為100%.根據(jù)馬氏體的寬度和Cu在1 350℃時的擴散系數(shù),代入式(3)可以得到下式:

參考誤差函數(shù)表[11],可計算得到t=2.54 s,即經(jīng)2.54 s,Cu的擴散距離可達1μm.根據(jù)工藝參數(shù),激光的掃描速度為150mm/min以及光斑寬度為10 mm,假定該處為恒溫,可求得同一點連續(xù)受激光作用的時間為4 s.所以,在激光作用的較短時間內(nèi),Cu可以完全溶入奧氏體,并完成固溶過程.由此證實:激光固溶不同于傳統(tǒng)的固溶,可以在較高的溫度下使擴散速度指數(shù)級提升,并在短時間內(nèi)完成固溶過程.

3 結 論

(1)用激光實現(xiàn)17-4PH不銹鋼二次表面固溶強化后,在固溶區(qū)形成許多板條狀馬氏體組織.通過對馬氏體的能譜分析可知:其中Cr、Ni及Cu合金元素的含量較高.這些原先固溶在馬氏體組織中的合金元素,在時效過程中析出強化相,可起到第二相強化的作用.

(2)激光作用區(qū)的顯微硬度由表及里地降低.由于強化相的析出,激光固溶區(qū)的平均顯微硬度比基體提高了40%,接近420 HV 0.2.

(3)激光固溶時效后,試樣的摩擦因數(shù)為0.37,比基體的摩擦因數(shù)0.41低,但耐磨性卻有所提高.由于更多強化相的析出,硬度得到進一步提升,磨損表面磨痕深度比未經(jīng)處理的試樣明顯縮短,且犁削現(xiàn)象不明顯,磨損產(chǎn)物呈多片狀,主要磨損機制為黏著磨損.

(4)經(jīng)10.5 h的氣蝕試驗后,激光固溶層的氣蝕率比基體小,耐氣蝕性能比基體提高了近1倍.基體的氣蝕面有很多分布不均勻的、呈塊狀的氣蝕坑,被剝蝕程度較大;經(jīng)激光固溶及時效后的試樣表面氣蝕坑深度較淺,剝落程度較輕,抗氣蝕性能得到了一定程度的提高.

(5)根據(jù)阿倫尼烏斯定律以及菲克第二定律計算出的Cu的擴散系數(shù)與擴散距離證明:Cu在激光作用的較短時間內(nèi)就可以完全溶入奧氏體,并完成固溶過程.

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