胡西云 ， 李必文，b， 何彬， 曹強

（南華大學(xué)a.機械工程學(xué)院；b.核科學(xué)技術(shù)學(xué)院，湖南衡陽421001）

0 引言

長期以來，以Stellite 6為代表的CoCr-A類鈷基合金一直占據(jù)核級閥門密封面堆焊材料的主導(dǎo)地位，以滿足核閥工況條件下所要求的耐腐蝕和沖蝕、抗擦傷和劃傷、高溫紅硬性等優(yōu)良性能［1］。采用自熔性Stellite 6鈷基合金粉末及激光堆焊技術(shù)，可以在核閥密封面上得到較常規(guī)堆焊方法更為致密、硬度更高的鈷基硬質(zhì)合金堆焊層［2］。某些工況下，核閥密封面摩擦副的硬度差要求在50 HB以上，而Stellite 6激光堆焊層的顯微硬度曲線中部平坦，在保證堆焊層最小厚度、密封環(huán)帶寬度及表面硬度的前提下，調(diào)整控制密封面摩擦副硬度差的工藝難度很大。本文研究在Stellite 6激光堆焊層表面進行高溫、高束流密度、大劑量的N+注入，以期通過改變堆焊層的化學(xué)成分和微觀結(jié)構(gòu)來降低密封面的摩擦因數(shù)、提高耐磨性［3］，并利于調(diào)節(jié)摩擦副的硬度差。

1 實驗材料及方法

1#、2#試樣本體材料為核閥常用的00Cr17Ni14Mo2奧氏體不銹鋼，即316 L。堆焊材料為自熔性Stellite 6鈷基合金粉末，粒度-200～+400目，化學(xué)成分如表1。在TJHT-T5000型5 kW橫流CO2激光器上采用同步送粉法對316L試樣進行兩層激光堆焊，激光加工參數(shù)為：功率2 500 W，矩形光斑尺寸a×b=5×4 mm（其中a垂直于掃描方向），掃描速度5 mm/s。1#試樣單層焊道數(shù)為8道，2#試樣單層焊道數(shù)為4道并在堆焊完成后采用相同的激光加工參數(shù)對搭接位置進行了掃描重熔，單層多道搭接的焊道間距均為1.5 mm。1#試樣經(jīng)線切割制成長×寬=15.1 mm×12.7 mm的3#、4#試樣，2#試樣制成同樣大小的 5#、6# 試樣，3#、5# 試樣用作 N+注入實驗，4#、6# 試樣用作測試比對。

3#試樣厚14.4 mm，5#試樣厚14.3 mm，將其堆焊層表面磨削并逐級打磨至鏡面，均制成14 mm厚，用無水乙醇清洗并用蒸餾水沖洗后晾干，放入電熱鼓風(fēng)干燥箱，在53℃溫度下干燥24 h。采用核工業(yè)西南物理研究院研制的多功能離子注入增強沉積設(shè)備對3#、5#試樣堆焊層進行高溫、高束流密度、大劑量的N+注入，注入工藝參數(shù)如表2。注入過程中，未采用水冷且試樣與靶臺隔熱，經(jīng)熱電偶測定靶溫為420℃；采用直徑30 mm的法拉第筒測得束流為1 mA，則束流密度為0.142 mA/cm2；注入劑量D=t·Φ/q=4×1018ions/cm2，式中：t為注入時間，s；Φ 為束流密度，A/cm2；q 為一個 N+所帶的電荷，1.6×10-19C。

3#～6#試樣經(jīng)王水腐蝕30 s后清洗晾干，利用JSM-6490LA型掃描電鏡（SEM）及其附帶的X射線能譜儀（EDS）對未注、受注試樣進行顯微組織觀察、微區(qū)成分檢測和比對，檢測受注試樣的N+濃度分布；結(jié)合XD-3衍射儀研究表面相結(jié)構(gòu)；用JB-3C表面粗糙度儀測量3#、5#試樣受注前后的表面粗糙度；用HXD-1000B顯微硬度計測試堆焊層顯微硬度；按橫截面尺寸4.7 mm×4.7 mm線切割取出摩擦磨損實驗試樣，在MM-W1B型立式萬能摩擦磨損試驗機上進行小盤、單針滑動摩擦實驗。

表2 N+注入工藝參數(shù)

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 N+濃度分布

圖1為SEM下觀察到的3#試樣受注后的表層顯微組織以及垂直于受注表面的EDS分析點位置，表3為EDS分析結(jié)果?？梢?，相對于常溫、中等束流密度（20～30 μA/cm2）、中小劑量（1017ions/cm2 級）等一般條件下不超過 0.1 μm 的 N+注入深度［4］，3# 試樣在高溫、高束流密度、大劑量條件下的N+注入深度提高了兩個數(shù)量級，達到了15 μm，且濃度呈準高斯狀分布。適用于一般條件下的注入離子濃度分布公式為［5-6］

圖1 3#試樣注入層顯微組織EDS分析點位置

而3#試樣的檢測結(jié)果表明式（1）并不符合高溫、高束流密度、大劑量注入條件下的N+濃度分布的實際情況。由于本實驗的N+注入是在高溫及高束流密度條件下進行，決定離子濃度分布形態(tài)的物理作用、熱擴散及化學(xué)效應(yīng)與一般條件不同，特別是增強擴散作用會使離子注入深度大大增加，因此應(yīng)采用考慮了離子注入過程中的濺射效應(yīng)和熱擴散作用的離子濃度分布公式［4，7，8］：

式（1）、式（2）中：cN（x）為距受注層表面 x處的離子濃度（原子分數(shù)）；n0為基體的原子密度，cm-3；Y 為濺射系數(shù)；S（D）為經(jīng)劑量 D 注入后表面去除厚度，nm，S（D）=DY/n；Rp為離子平均投影射程，nm；ΔRp為投影射程的統(tǒng)計偏差，nm；D0為離子擴散系數(shù)，m2/s；t為注入時間，s。

經(jīng)檢測，5#試樣的N+濃度分布情況與3#試樣類似，這也驗證了公式（2）在本實驗中的適用性。

2.2 受注表面合金相結(jié)構(gòu)分析

圖2為3#試樣N+注入后表層的XRD分析結(jié)果，經(jīng)與4#試樣比對，表明高溫、高束流密度、大劑量的N+注入使堆焊層表面的化學(xué)成分和合金相發(fā)生了很大改變，生成了大量微晶態(tài)的Fe3N、細小的Fe2N和FeNm（m＜1）以及一定量的Cr3N0.4C1.6，這些氮化物均呈彌散分布，由于N+注入后堆焊層表面不再機加工，這無疑有利于增加Stellite 6激光堆焊層的硬化效果及強度。由XD-3的數(shù)據(jù)處理軟件JADE6分析出Fe3N的晶粒尺寸為18.2 nm，F(xiàn)e2N、FeNm的平均晶粒尺寸為43.9 nm，這有利于細晶強化。與4#試樣比對，N+注入后堆焊層表面仍存在彌散分布的高硬度碳化物Cr7C3、Cr23C6（硬度高達1000～1240HV［9］）以 及 一 定 量 的 Mn23C6、Cr13Ni5Si2、Cr15.5Fe7.42C6。Stellite 6激光堆焊層N+注入后表面合金相結(jié)構(gòu)的改變無疑對提高硬度和耐磨性非常有利。5#試樣XRD分析結(jié)果類似。

圖2 3#試樣注N+后表層XRD分析結(jié)果

表3 3#試樣N+注入后堆焊層顯微組織EDS分析結(jié)果（質(zhì)量分數(shù)） %

2.3 表面粗糙度檢測

表4為3#、5#試樣激光堆焊層上表面N+注入前、后的表面粗糙度檢測值。

表4 試樣上表面的表面粗糙度

表面粗糙度檢測結(jié)果表明，經(jīng)高束流密度、大劑量N+的轟擊和濺射作用，Stellite 6激光堆焊層上表面的表面粗糙度有較大改善：Ra值降低了0.11 μm以上，Ry降低了0.4 μm以上，Rsm減小了15 μm以上，這對于改善堆焊層表面的支承條件和提高耐磨性十分有利。

2.4 顯微硬度測試與分析

圖3、圖4分別為3#、5#試樣N+注入前、后堆焊層橫截面的顯微硬度曲線?？梢姡琋+注入后顯微硬度曲線整體抬高。由前述EDS分析結(jié)果知，3#試樣N+注入深度達到了15 μm，但這只能表明15 μm以下深度的N+濃度較低（如質(zhì)量分數(shù)在1%以下則SEM檢測不出）。注入過程中N+的能量隨深度增加而衰減，理論上當(dāng)N+的能量降低至大約20 eV時便在注入基體中停止運動，而在本實驗中，由于剩余能量及高溫、大劑量產(chǎn)生的增強擴散作用的存在，N+會繼續(xù)向深層前進，可到達接近結(jié)合界面附近。盡管入射N+在基體中引起的級聯(lián)碰撞時間很短，但會伴隨著間隙原子和空位的形成和遷移，形成位錯、化合物及合金相，當(dāng)大劑量的N+使注入層達到無序化時，還有大量的微晶組織出現(xiàn)［3］。顯微硬度與N+注入深度及物相分布有著良好的對應(yīng)關(guān)系，注入層的析出強化、固溶強化和微晶強化作用對提高堆焊層的顯微硬度作出了明顯貢獻。在相同的深度區(qū)域，N+注入后的顯微硬度曲線較注前抬高且較為陡峭，這對于調(diào)節(jié)核閥密封面之間的硬度差提供了方便。

圖3 3#試樣堆焊層注入N+前后的顯微硬度曲線

圖4 5#試樣堆焊層注入N+前后的顯微硬度曲線

2.5 摩擦磨損性能實驗

對3#～6#試樣進行的小盤、單針滑動摩擦實驗所采用的對磨試樣材料為經(jīng)整體淬火處理的45鋼，端面平均硬度56.9 HRC。遵循單一變量原則，即每完成一次摩擦磨損實驗后試樣對磨面都進行打磨拋光處理，并使表面粗糙度基本一致。表5為采用的摩擦磨損實驗參數(shù)，表6為試驗機數(shù)據(jù)處理軟件給出的平均摩擦因數(shù)及在BS210S型電子天平（精度0.1 mg）上稱出的試樣失重量，圖5為試樣在摩擦磨損過程中瞬時摩擦因數(shù)的變化曲線。

表5 摩擦磨損實驗參數(shù)

圖5 3#～6#試樣瞬時摩擦系數(shù)變化曲線

摩擦磨損性能對比實驗結(jié)果表明，高溫、高束流密度、大劑量的N+注入使Stellite 6激光堆焊層的耐磨性得到顯著改善。本實驗?zāi)Σ聊p形式為磨粒磨損［10］，文獻［3］提出的磨損體積的計算公式為 V=2Wtanθ/（3πσy），式中：V為磨損體積；σy為材料屈服應(yīng)力；W為所加負載；θ為粗糙表面的平均角或凸起硬化物的平面角。N+注入所產(chǎn)生的析出強化、固溶強化和微晶強化作用使σy值得以增大，N+注入對表面粗糙度的改善和大量微晶組織、細小彌散化合物的出現(xiàn)使θ值得以減小，均是受注Stellite 6激光堆焊層耐磨性顯著改善的主要原因。大劑量的高能N+注入在靶材中造成晶格缺陷，使得位錯周圍沉積了大量的間隙原子，形成了稠密的位錯網(wǎng)。注入N+產(chǎn)生的點缺陷與位錯交互作用使得位錯被釘扎住，不但阻礙了位錯的運動且阻止了裂紋的擴散，使堆焊層表面受注后變硬耐磨。摩擦磨損過程中產(chǎn)生的局部高溫和應(yīng)力使注入的N+不斷向靶材內(nèi)部遷移，使得位錯網(wǎng)也逐漸向堆焊層內(nèi)部推移。只要磨粒磨損的速率小于位錯網(wǎng)的推移速率，耐磨性能的改善效果是非常明顯的。

表6 3#～6#試樣的平均摩擦因數(shù)及失重量

3 結(jié)論

1）在高溫、高束流密度及大劑量的注入工藝條件下，N+在核閥密封面Stellite 6激光堆焊層中的注入深度達到15 μm，且濃度呈準高斯狀分布，表明靶溫和大劑量所產(chǎn)生的增強擴散作用是影響N+分布及穿透深度提高兩個數(shù)量級的主要原因。

2）N+注入所產(chǎn)生的析出強化、固溶強化和微晶強化作用使注入層的顯微硬度曲線整體抬高，有助于方便地調(diào)節(jié)核閥密封面之間的硬度差。

3）化學(xué)成分和合金相的改變、顯微硬度的提高、表面粗糙度的改善及位錯網(wǎng)向堆焊層內(nèi)部的推移是Stellite 6激光堆焊層在N+注入后耐磨性能得以明顯提高的主要原因。

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