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(華東理工大學(xué),承壓系統(tǒng)與安全教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200237)

0 引 言

超臨界火電機(jī)組在運(yùn)行過(guò)程中，其鍋爐管道受熱面高溫氧化產(chǎn)生的氧化物會(huì)發(fā)生脫落，脫落的氧化物顆粒被蒸汽帶到汽輪機(jī)等設(shè)備中，對(duì)汽輪機(jī)部件，尤其是調(diào)節(jié)級(jí)的噴嘴葉片造成嚴(yán)重的沖擊損傷，導(dǎo)致沖蝕磨損。高效節(jié)能、高參數(shù)、大容量機(jī)組的發(fā)展需要提高進(jìn)入汽輪機(jī)蒸汽的初始參數(shù)，蒸汽參數(shù)的提高會(huì)加重氧化物顆粒對(duì)噴嘴葉片的沖蝕，導(dǎo)致汽輪機(jī)的通流效率降低、功率下降、檢修周期縮短、維護(hù)費(fèi)用上升、安全性下降。國(guó)內(nèi)外學(xué)者研究了汽輪機(jī)中固體顆粒的形成原因以及對(duì)汽輪機(jī)葉片的沖蝕危害，提出2種預(yù)防固體顆粒沖蝕的措施：一是提高汽輪機(jī)葉片材料性能，改善服役工況，包括表面強(qiáng)化、顆粒源消除、采用旁路系統(tǒng)和運(yùn)行工況控制等；二是改進(jìn)汽輪機(jī)結(jié)構(gòu)，防止固體顆粒的沖蝕，包括減少噴嘴數(shù)目、增大其橫截面積，以及改進(jìn)噴嘴靜葉的葉型、減小汽流的轉(zhuǎn)向折轉(zhuǎn)角、增大折轉(zhuǎn)半徑等。

鈦合金葉片的比強(qiáng)度高，耐腐蝕能力遠(yuǎn)優(yōu)于不銹鋼，這使得鈦合金葉片不需要像鋼葉片那樣通過(guò)在末級(jí)葉片對(duì)進(jìn)汽邊進(jìn)行局部強(qiáng)化來(lái)提高葉片的抗沖蝕能力，而汽輪機(jī)末級(jí)長(zhǎng)葉片的制造加工困難，制造成本高，損壞后更換成本高，因而在先進(jìn)的大功率汽輪機(jī)上以鈦合金代替不銹鋼制造汽輪機(jī)末級(jí)長(zhǎng)葉片是未來(lái)發(fā)展趨勢(shì)。Ti-6Al-4V鈦合金的應(yīng)用范圍廣、用量大、綜合性能好、組織和性能穩(wěn)定，在制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)葉片上已有成熟的經(jīng)驗(yàn)可借鑒[1-3]，國(guó)外也把該合金作為汽輪機(jī)末級(jí)葉片的首選材料[4]。

激光氣體氮化是指將高能激光束輻射在金屬表面形成激光熔池，同時(shí)向熔池內(nèi)輸入高純氮?dú)?，使氮與熔池內(nèi)的液相金屬發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，從而改變表層金屬的成分和微觀結(jié)構(gòu)，得到硬度高、耐磨性好的氮化層[5-6]的一種技術(shù)。該技術(shù)具有生產(chǎn)周期短、成本低、工件變形小、氮化層較厚(可達(dá)幾百微米)、氮化層與基體結(jié)合牢固等優(yōu)點(diǎn)，因而受到了廣泛關(guān)注[7-8]。

為了提高蒸汽機(jī)葉片的耐沖蝕性能，作者在氮?dú)庵刑砑恿伺c鈦結(jié)合能力較強(qiáng)的鋁粉，采用同步激光氣體氮化技術(shù)在Ti-6Al-4V鈦合金表面制備了TiN/Ti3Al復(fù)合涂層，研究了復(fù)合涂層的微觀形貌、摩擦磨損性能和抵抗含硬質(zhì)顆粒高溫高速水蒸氣沖蝕的能力。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)所采用的基體材料為T(mén)i-6Al-4V鈦合金板，在鈦合金板上切割出若干個(gè)尺寸為20 mm×20 mm×6 mm的試樣，用水砂紙打磨光滑，再進(jìn)行噴砂處理使其表面粗糙度為50 μm，然后在丙酮中超聲清洗，干燥待用。鋁粉的粒徑為50～75 μm，純度為99.9%。

激光氣體氮化工藝如圖1所示。使用CP4000型連續(xù)CO2激光器對(duì)試樣進(jìn)行表面氮化處理，得到涂層。激光功率為3.0 kW，掃描速度為360 mm·min-1，光斑尺寸為6 mm×1 mm，搭接率為50%；工作氣體為高純氮?dú)?，流量?0 L·min-1，利用DPSF-2H型送粉器經(jīng)同軸的環(huán)隙噴嘴將鋁粉送入氮?dú)庵?，送粉量? g·min-1。

圖1 激光氣體氮化工藝示意Fig.1 Schematic of the laser gas nitriding processe

1.2 試驗(yàn)方法

用Observer.A1m型光學(xué)顯微鏡(OM)和EVOMA15型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察涂層截面微觀形貌；用D/max2550V型X射線衍射儀(XRD)對(duì)涂層進(jìn)行物相分析，2θ為10°～80°；使用JSM-6360LV型真空掃描電子顯微鏡(SEM)及其附帶的能譜儀(EDS)對(duì)涂層截面進(jìn)行微區(qū)成分分析。用HXD-1000TMC/LCD型顯微維氏硬度計(jì)測(cè)截面硬度，載荷為1.961 N，加載時(shí)間15 s。

用自行設(shè)計(jì)的沖蝕設(shè)備對(duì)涂層和Ti-6Al-4V鈦合金基體進(jìn)行沖蝕試驗(yàn)，沖蝕工藝如圖2所示。沖蝕顆粒分別為SiC和SiO2，粒徑均為50～75 μm，硬度分別為1 800，1 100 HV。蒸汽壓力為0.1 MPa，溫度為125～128 ℃，流量為8.0 kg·h-1；輸送沖蝕顆粒的氣體為空氣，送粉量為2.5 g·min-1；沖蝕距離為5 cm，沖蝕角度分別為30°，60°，90°。用精度為0.000 1 g的天平稱取沖蝕前后試樣的質(zhì)量，計(jì)算沖蝕質(zhì)量損失。利用掃描電子顯微鏡觀察表面沖蝕形貌。

圖2 高溫沖蝕工藝示意Fig.2 Schematic of high temperature erosion process

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 截面微觀形貌和物相組成

由圖3可以看出：涂層截面可分為氮化層區(qū)和熱影響區(qū)，氮化層與基體之間通過(guò)熱影響區(qū)呈現(xiàn)良好的冶金結(jié)合；氮化層中沒(méi)有出現(xiàn)孔隙和微裂紋，其厚度相對(duì)均勻，在600～700 μm。

圖3 涂層截面OM形貌Fig.3 OM morphology of cross section of the coating

由圖4可見(jiàn)：涂層表面(區(qū)域1)有一層連續(xù)的TiN層，厚80 μm左右，緊貼表面的TiN枝晶垂直于表面向內(nèi)部連續(xù)生長(zhǎng)；涂層內(nèi)部(區(qū)域2)呈現(xiàn)出等軸晶和短棒狀晶雜亂分布形貌，該區(qū)域近表面的枝晶明顯比近基體的粗大；涂層與基體交界處(區(qū)域3)的TiN枝晶呈現(xiàn)出連續(xù)規(guī)則的網(wǎng)狀，從界面處向涂層內(nèi)部連續(xù)生長(zhǎng)，直到進(jìn)入雜亂分布的區(qū)域2。

枝晶形貌的差異是由于涂層不同區(qū)域的過(guò)冷度不同而導(dǎo)致的：涂層表面氮含量最高，并具有最高的過(guò)冷度，表面溫度率先降低至TiN熔點(diǎn)以下，在表面以下大部分區(qū)域仍處于液相時(shí)表面便已凝固成一層連續(xù)薄膜，同時(shí)TiN枝晶也因負(fù)溫度梯度沿著過(guò)冷度由大到小的方向向涂層內(nèi)部生長(zhǎng)；而在內(nèi)部，由于溶液流動(dòng)性非常大，復(fù)雜的溫度梯度導(dǎo)致TiN相在形成過(guò)程中呈現(xiàn)多向性，枝晶表現(xiàn)出混亂分布的狀態(tài)[9]；在近基體區(qū)域，由基體向溶液內(nèi)部的溫度梯度類似于由表面向溶液內(nèi)部的，因此枝晶也垂直于界面向涂層內(nèi)部生長(zhǎng)，但由于此區(qū)域的溶液流動(dòng)較小，因此TiN晶體的生長(zhǎng)非常有規(guī)律，呈現(xiàn)出網(wǎng)狀晶體交替生長(zhǎng)特征。

圖4 涂層截面SEM形貌Fig.4 SEM micrographs of cross section of the coating: (a) low magnification morphology; (b) enlarged view of region 1; (c) enlarged view of region 2 and (d) enlarged view of region 3

由圖5可以看出：涂層主要由TiN和Ti3Al金屬間化合物組成。與TiN相比，Ti3Al作為延性顆粒在脆性TiN陶瓷中起到顆粒橋聯(lián)作用。當(dāng)TiN/Ti3Al復(fù)合涂層因受力或者熱膨脹失配而產(chǎn)生微裂紋時(shí)，Ti3Al組織會(huì)形成塑性變形區(qū)，起到屏蔽裂紋尖端、防止主裂紋周圍微裂紋萌生以及延性裂紋橋聯(lián)等作用，從而鈍化裂紋，阻礙裂紋擴(kuò)展，增強(qiáng)涂層的韌性。

由圖6可知：位置1處呈枝晶狀形貌，此處鋁與釩元素含量極少，鈦與氮原子比近似為1∶1，該枝晶晶應(yīng)為T(mén)iN；位置2處氮、鋁與鈦的原子數(shù)比近似為1∶1∶3，此位置的物相應(yīng)為T(mén)i3Al，氮元素固溶于Ti3Al中。

圖5 涂層的XRD譜Fig.5 XRD pattern of the coating

圖6 涂層的SEM形貌和不同位置EDS譜Fig.6 SEM morphology (a) and EDS patterns at positions 1 (b) and 2 (c) of the coating

圖8 用2種顆粒不同角度沖蝕后Ti-6Al-4V鈦合金和涂層的沖蝕質(zhì)量損失隨時(shí)間的變化曲線Fig.8 Erosion mass loss vs time curves of Ti-6Al-4V titanium alloy (a,c) and coating (b,d) after erosion with two particles at various angles: (a-b) SiC particle；(c-d) SiO2 particle

2.2 截面硬度分布

由圖7可知：涂層表面的顯微硬度為(1 400±50)HV，是Ti-6Al-4V鈦合金基體的4倍；隨著距表面距離(層深)的增大，顯微硬度逐漸降低，熱影響區(qū)的硬度略高于Ti-6Al-4V鈦合金基體的。TiN是對(duì)硬度起決定作用的增強(qiáng)相，隨著層深的增加，TiN含量逐漸降低，因此涂層的硬度逐漸降低。硬度在下降過(guò)程中表現(xiàn)出一定的波動(dòng)性，這是因?yàn)槿鄢刂械膶?duì)流運(yùn)動(dòng)引起了氮的不均勻混合，使得生成的TiN分布不均勻[10-11]。

圖7 涂層的截面硬度隨距表面距離的變化Fig.7 Variation of cross sectional hardness with distance from surface of the coating

2.3 抗高溫沖蝕性能

由圖8可以看出：分別用SiC和SiO2顆粒沖蝕后，Ti-6Al-4V鈦合金的沖蝕質(zhì)量損失均隨沖蝕角度的增大而減小；用SiC顆粒沖蝕后，在較短的沖蝕時(shí)間內(nèi)涂層的沖蝕質(zhì)量損失隨沖蝕角度的增大而增大，當(dāng)沖蝕時(shí)間延長(zhǎng)到600 min后，則隨沖蝕角度的增大而減少，當(dāng)沖蝕顆粒為SiO2時(shí)，涂層的沖蝕質(zhì)量損失隨沖蝕角度的增大而增大。這種變化與沖蝕角度和被沖蝕材料性能有關(guān)，涂層為脆性材料，在較短的沖蝕時(shí)間內(nèi)產(chǎn)生最大沖蝕質(zhì)量損失的沖蝕角度為90°，而Ti-6Al-4V合金為韌性材料，產(chǎn)生最大沖蝕質(zhì)量損失的沖蝕角度為15°～35°。在不同沖蝕角度下，經(jīng)SiO2和SiC顆粒沖蝕后Ti-6Al-4V鈦合金和涂層的沖蝕質(zhì)量損失隨時(shí)間的變化趨勢(shì)相同；在相同沖蝕角度下，涂層經(jīng)硬度較小的SiO2顆粒沖蝕后的質(zhì)量損失相對(duì)較小；在較小的沖蝕角度下Ti-6Al-4V合金經(jīng)SiO2顆粒沖蝕后的質(zhì)量損失比經(jīng)SiC顆粒沖蝕后的小，但在較大的沖蝕角度下，經(jīng)2種顆粒沖蝕后的質(zhì)量損失變化不大。SiC顆粒的硬度為1 800 HV，高于涂層的；而SiO2顆粒的硬度為1 100 HV，低于涂層的。由此可見(jiàn)，在相同試驗(yàn)條件下，若沖蝕試樣的硬度高于沖蝕顆粒的，則沖蝕試樣抗該顆粒沖蝕的能力也會(huì)提高。

由于SiC顆粒和SiO2顆粒的沖蝕作用機(jī)制基本一致，故以SiC顆粒為例進(jìn)行說(shuō)明。由圖9可以看出：在較小的沖蝕角度(30°)下，經(jīng)SiC顆粒沖蝕后，Ti-6Al-4V鈦合金表面產(chǎn)生大量薄片，磨損較嚴(yán)重，而涂層表面只出現(xiàn)少許劃痕，磨損較?。辉谳^大的沖蝕角度(90°)下沖蝕后，Ti-6Al-4V鈦合金表面形成突起的薄片，且部分薄片被沖蝕顆粒直接切除，造成少量材料磨損，而涂層表面粗糙，出現(xiàn)大量脆性斷裂碎屑。

圖9 用SiC顆粒不同角度沖蝕后Ti-6Al-4V鈦合金和涂層的表面形貌Fig.9 Surface morphology of Ti-6Al-4V titanium alloy (a-b) and coating (c-d) after erosion with SiC particles at various angles

這是因?yàn)椋篢i-6Al-4V鈦合金的硬度比SiC顆粒的小，在受到SiC顆粒高速?zèng)_擊時(shí)，在小角度(15°～35°)下，顆粒的突出刃角會(huì)切削、犁削合金表面，導(dǎo)致其表面產(chǎn)生大量薄片，造成材料的磨損損耗；涂層的硬度高于Ti-6Al-4V鈦合金的，抵抗切削的能力較強(qiáng)，因此表現(xiàn)出較低的磨損損耗；在大沖蝕角度(60°～90°)下，Ti-6Al-4V鈦合金受到?jīng)_擊時(shí)，沖擊點(diǎn)四周發(fā)生塑性變形，形成弧狀凹痕，并因擠壓作用而形成突起的薄片，此薄片受到后續(xù)顆粒不斷撞擊時(shí)，將因硬化而脆斷或被顆粒直接切除，造成少量材料磨損；涂層的磨蝕則不以切削或大量塑性變形的方式進(jìn)行，而是在顆粒高速撞擊其表面時(shí)，因能量轉(zhuǎn)移而形成高沖擊應(yīng)力場(chǎng)，使得沖擊點(diǎn)附近形成微裂紋，裂紋擴(kuò)展造成材料的大量脫落[12-16]。

綜上可見(jiàn)，可以將汽輪機(jī)葉片上受小角度沖蝕的部位利用激光表面氮化工藝進(jìn)行表面強(qiáng)化處理，提高其硬度和耐小角度沖蝕性能，而受大角度沖蝕的部位則不進(jìn)行表面處理，以保持其抗大角度沖蝕的能力。

3 結(jié) 論

(1) 采用激光氣體氮化技術(shù)在Ti-6Al-4V鈦合金表面制備了TiN/Ti3Al復(fù)合涂層，涂層厚度為600～700 μm，其物相主要為T(mén)iN和Ti3Al金屬間化合物；涂層的表面硬度可達(dá)(1 400±50)HV，是Ti-6Al-4V鈦合金的4倍。

(2) 用SiC顆粒沖蝕較短時(shí)間或用SiO2顆粒沖蝕后，涂層的沖蝕質(zhì)量損失隨沖蝕角度的增大而增加，Ti-6Al-4V鈦合金的則減??；在相同沖蝕角度下，涂層的沖蝕質(zhì)量損失隨沖蝕顆粒硬度的增加而增大，Ti-6Al-4V鈦合金的沖蝕質(zhì)量損失在較小沖蝕角度時(shí)也遵循此規(guī)律，但在較大沖蝕角度下，質(zhì)量損失的變化不大。

(3) 為提高汽輪機(jī)葉片的耐沖蝕性能，可將其受小角度沖蝕的部位進(jìn)行激光表面氮化，受大角度沖蝕的部位則不必進(jìn)行表面氮化處理；此外，則應(yīng)使葉片材料的硬度高于沖蝕顆粒的。

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