徐志剛, 楊 陽, 楊中娜, 藥小江, 秦才會(huì), 王海朋, 劉 亮

(1. 中海油(天津)管道工程技術(shù)有限公司 失效分析中心, 天津 300452; 2. 中海油田服務(wù)股份有限公司, 河北 廊坊 065201)

某海上平臺(tái)發(fā)生隨鉆測(cè)井設(shè)備斷裂失效事件,斷裂件為C17200鈹青銅制適配頭,僅使用18 h,熱處理工藝為固溶+時(shí)效,硬度37～44 HRC。成品零件是國(guó)外來料國(guó)內(nèi)加工,機(jī)加成形后不再進(jìn)行熱處理,只在外圓面激光熔覆陶瓷涂層。經(jīng)分析研判,斷裂件是由激光熔覆強(qiáng)化工藝操作不當(dāng)所引發(fā)的疲勞斷裂失效,疲勞源位于內(nèi)螺紋牙底,激光熔覆產(chǎn)生的熱輸入對(duì)鈹青銅基材的顯微組織產(chǎn)生影響,發(fā)生過時(shí)效,晶界反應(yīng)量增加并析出大量節(jié)瘤組織,影響到力學(xué)性能,使硬度和強(qiáng)度降低。

在石油鉆采行業(yè)中,井下的工況復(fù)雜,服役條件苛刻,需承受扭轉(zhuǎn)、彎曲、拉壓交變應(yīng)力載荷及高溫、腐蝕環(huán)境介質(zhì),鉆測(cè)井設(shè)備容易發(fā)生磨損、應(yīng)力腐蝕開裂、疲勞或腐蝕疲勞等失效事故[1-4]。因此需要一種高強(qiáng)度、耐磨損、耐疲勞、耐腐蝕、無磁性等特性的材料,作為鉆探設(shè)備的主體或關(guān)鍵零部件來滿足工況要求。C17200鈹青銅是一種沉淀硬化銅合金材料,具有良好的綜合性能,經(jīng)固溶+時(shí)效處理后具有較高的強(qiáng)度、硬度,較強(qiáng)的耐蝕性、導(dǎo)電性及無磁性,廣泛應(yīng)用于海洋工程、航天、新能源等領(lǐng)域,適用于石油鉆探設(shè)備,可滿足在惡劣井下環(huán)境和工況的要求[5-6]。

針對(duì)C17200鈹青銅適配頭表面硬度偏低和耐磨性差,實(shí)施適合的表面強(qiáng)化是提升鈹青銅表面硬度和耐磨性的有效途徑,目前常用的表面強(qiáng)化工藝有磁控濺射鍍鈦膜與等離子體高溫?zé)釘U(kuò)散[7-8]、激光熔覆[9-12]、超音速火焰噴涂(HVOF)[13-16]等。因磁控濺射鍍鈦膜技術(shù)制得的耐磨層厚度只有幾微米到幾十微米,不能滿足鉆探設(shè)備的耐磨損要求,使用范圍受限。激光熔覆由于銅合金對(duì)激光的反射率高,對(duì)涂層的導(dǎo)熱性強(qiáng),導(dǎo)致涂層制備過程中激光提供給熔覆層的熱量散失很多,在同樣的激光參數(shù)條件下,涂層與基材較難形成冶金結(jié)合界面,且熔覆過后涂層中易產(chǎn)生裂紋、氣孔等缺陷,故工藝操作難度較大,產(chǎn)品質(zhì)量較難保證。HVOF是以機(jī)械咬合的形式與基材結(jié)合,也稱“拋錨效果”,高速噴射在基材表面的高溫熔融、半熔融粒子沖擊表面并發(fā)生變形,與基材的凹凸區(qū)域咬合形成緊密的涂層。

本文基于提升鈹青銅隨鉆測(cè)井設(shè)備的表面硬度及耐磨性,提高使用可靠性和降低失效概率,分別采用HVOF和激光熔覆陶瓷涂層,對(duì)比研究基材的組織、性能及斷口形貌,探究失效機(jī)理,從而確定出HVOF對(duì)鈹青銅設(shè)備的適應(yīng)性較強(qiáng)。

1 試驗(yàn)材料與方法

選取經(jīng)HVOF和激光熔覆的適配頭新件,零件全長(zhǎng)148.5 mm,最大直徑φ47.6 mm,見圖1(a, b),激光熔覆斷裂件及匹配斷口見圖1(c, d),未損傷斷口表面有多條疲勞弧線,斷裂起源于激光熔覆層下的內(nèi)螺紋牙底。適配頭原材料為直徑φ50 mm的C17200鈹青銅棒料,國(guó)內(nèi)對(duì)應(yīng)牌號(hào)是QBE2。表1為新舊適配頭基體及棒料的化學(xué)成分測(cè)量值及C17200鈹青銅棒材的技術(shù)要求,新件和失效件基體成分與C17200鈹青銅棒料成分無明顯差別,確定零件是使用C17200鈹青銅棒料加工,而非國(guó)產(chǎn)QBE2鈹青銅棒料加工。

表1 適配頭基體和C17200鈹青銅棒料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 1 Chemical composition of the adaptor substrate and C17200 beryllium bronze rod material (mass fraction, %)

圖1 兩種強(qiáng)化工藝適配頭新件(a, b)及激光熔覆斷裂件(c, d)照片F(xiàn)ig.1 Photos of the new adapter parts by two processes(a, b) and the laser clad fracture parts(c, d)

涂層材料為碳化物金屬陶瓷粉末WC+CrNi,粉末粒徑為15～85 μm。適配頭外圓面強(qiáng)化處理前經(jīng)過除油清潔、噴砂處理和150 ℃預(yù)熱等工序。激光熔覆采用功率2000 W的光纖固體激光器同步送粉,光斑尺寸φ2 mm,掃描速度8 mm/s,熔覆層厚不低于500 μm。HVOF工藝是以航空煤油作為燃料,氧氣作為助燃?xì)?氮?dú)庾鳛檩d氣,工藝參數(shù)為:煤油流量22 L/h、氧氣流量52 m3/h、送粉量60 g/min、噴涂距離360 mm、涂層厚度300 μm。

分別在鈹青銅棒料、適配頭受熱影響最強(qiáng)的內(nèi)螺紋(斷裂部位)和受熱影響最弱的外螺紋處取樣,適配頭的取樣部位見圖2。制成硬度、金相和10 mm×10 mm×55 mm沖擊試樣,金相侵蝕劑采用二氯化銅氨水溶液。采用光學(xué)顯微鏡(OM)+掃描電鏡(SEM)對(duì)比觀察內(nèi)螺紋和外螺紋處的顯微組織,探究距熔覆層表面不同位置的組織差異。采用高分辨場(chǎng)發(fā)射電鏡(FESEM)+大晶體面積可檢出鈹元素的能譜儀(EDS),探究激光熔覆C17200鈹青銅發(fā)生過時(shí)效反應(yīng)、晶界節(jié)瘤析出相和晶內(nèi)析出相的組成。采用洛氏、維氏硬度計(jì)測(cè)試涂層和基材的硬度。按照ASTM E23和ASTM E8,采用沖擊和萬能材料試驗(yàn)機(jī),在室溫下進(jìn)行V型缺口夏比沖擊試驗(yàn)和棒料φ12.5 mm50 mm試樣的拉伸試驗(yàn)。

圖2 金相及力學(xué)性能試驗(yàn)取樣部位Fig.2 Sampling locations for the metallographic and mechanical property tests

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織分析

C17200鈹青銅棒料要求含1.8%～2.0%鈹和不小于0.2%(鎳+鈷),國(guó)內(nèi)對(duì)應(yīng)的仿制牌號(hào)是QBe2, 含1.9%～2.2%鈹和0.2%～0.5%鎳,兩種牌號(hào)的鈹青銅最大的區(qū)別為C17200鈹青銅是添加微量鈷元素,而QBe2鈹青銅添加微量鎳元素。鎳和鈷與鈹元素形成NiBe、CoBe化合物,它們?cè)讦料嘀械墓倘芏入S溫度的降低而急劇減少,通過時(shí)效處理起時(shí)效強(qiáng)化作用,少量的鎳或鈷能延緩再結(jié)晶,阻止晶粒長(zhǎng)大并延緩固溶體的分解,降低晶界的脫溶速度,推遲時(shí)效軟化,提高合金的穩(wěn)定性。

圖3為鈹青銅棒料及兩種強(qiáng)化工藝基材的顯微組織。圖3(a, b)為鈹青銅棒料縱、橫向組織,晶粒大小和晶界寬度正常。圖3(c, d)為經(jīng)HVOF表面強(qiáng)化新適配頭零件內(nèi)、外螺紋部位的基材組織,兩處的顯微組織沒有明顯差異,晶界無增寬,晶內(nèi)是α相基材+少量顆粒狀β相,晶界處是呈島鏈狀分布γ相+少量的節(jié)瘤組織,這種組織強(qiáng)化效果最佳,強(qiáng)度和硬度最高。圖3(e, f)為經(jīng)激光熔覆新適配頭及斷裂件內(nèi)螺紋處的顯微組織,可以看出新件和斷裂件的顯微組織完全一致,均為過時(shí)效組織,晶粒伴有長(zhǎng)大,晶界反應(yīng)明顯,并析出有大量節(jié)瘤組織,此時(shí)鈹青銅基材已明顯產(chǎn)生過時(shí)效,使基材軟化。根據(jù)上述分析,確定適配頭零件的疲勞斷裂與激光熔覆表面強(qiáng)化工藝有關(guān)。

圖3 C17200鈹青銅原始棒料(a, b)及經(jīng)兩種工藝表面強(qiáng)化后適配頭基材(c～f)的顯微組織(a)橫向;(b)縱向;(c)HVOF,內(nèi)螺紋處;(d)HVOF,外螺紋處;(e)激光熔覆,內(nèi)螺紋處;(f)激光熔覆,斷件內(nèi)螺紋處Fig.3 Microstructure of the C17200 beryllium bronze original rod(a, b) and adaptor substrate reinforced by different processes(c-f)(a) in transverse; (b) in longitudinal; (c) internal thread of the HVOF adaptor; (d) external thread of the HVOF adaptor; (e) internal thread of the laser clad adaptor;(f) internal thread of the broken laser clad adaptor

適配頭外圓熔覆層表面到螺紋牙底的壁厚為8 mm,SEM觀察距熔覆層表面2、4、6 mm的基材組織變化,結(jié)果見圖4。內(nèi)螺紋處鈹青銅基材的顯微組織均受到激光加工熱影響,熔覆層界面附近處于微熔狀態(tài),基材溫度最高,晶界反應(yīng)最為明顯,晶界上析出大量節(jié)瘤組織;遠(yuǎn)離熔覆層的區(qū)域激光加工熱輸入減弱,晶界變得不易顯現(xiàn),少數(shù)晶界有加寬,節(jié)瘤組織減少。

圖4 距激光熔覆層表面不同位置C17200鈹青銅適配頭基材的顯微組織Fig.4 Microstructure of the C17200 bronze adaptor substrate at different positions from laser clad surface(a) 2 mm; (b) 4 mm; (c) 6 mm

有較多文獻(xiàn)研究時(shí)效溫度對(duì)QBe2鈹青銅性能的影響[17-18],但很少有文獻(xiàn)研究C17200鈹青銅時(shí)效溫度與組織形態(tài)的關(guān)系[19],未查到關(guān)于鈹青銅晶界節(jié)瘤組織的成分及性質(zhì)的研究文獻(xiàn)。為了探究激光熔覆處理后晶界密排節(jié)瘤組織及晶內(nèi)析出相的性質(zhì)和成分,利用FESEM配合大晶體面積的EDS,首次發(fā)現(xiàn)晶界析出相與晶內(nèi)析出相是完全不同的兩相,如圖5所示,晶界密排節(jié)瘤組織為CuBe相,即穩(wěn)定相γCu88Be12,而顆粒狀晶內(nèi)析出相是Co38Be8化合物β相,β相起到降低晶界的脫溶速度,推遲時(shí)效軟化的作用。

圖5 經(jīng)激光熔覆后C17200鈹青銅晶界(a, c)和晶內(nèi)(b, d)析出相的FESEM形貌(a, b)及能譜分析(c, d)Fig.5 FESEM morphologies(a, b) and EDS analysis(c, d) of grain boundary(a, c) and intragranular(b, d) precipitates of the C17200 beryllium bronze after laser cladding

青銅中可能出現(xiàn)α、β、γ 3種相,各種相的顯微硬度在不同的狀態(tài)有很大的變化。常用的熱處理狀態(tài)是780 ℃淬火+320 ℃×2 h時(shí)效,Rm可達(dá)1250～1400 MPa,硬度為375 HV0.5。鈹青銅時(shí)效過程中組織結(jié)構(gòu)的變化及強(qiáng)化機(jī)制很復(fù)雜,有研究證明,鈹青銅的時(shí)效是一個(gè)過飽和固溶體α相的共格脫溶過程,其在晶內(nèi)的脫溶順序是:α相→Be原子偏聚區(qū)(G.P.區(qū))→過渡相γ′→穩(wěn)定相γ。合金的強(qiáng)化主要是在過渡相γ′的生成時(shí)刻,此時(shí)新相與母相形成共格關(guān)系,屈服強(qiáng)度最高,一旦穩(wěn)定相γ生成時(shí)共格關(guān)系即被破壞,合金開始軟化。鈹青銅脫溶首先從晶界開始,比晶內(nèi)脫溶速度更快,在晶界析出節(jié)瘤組織,節(jié)瘤組織繼續(xù)增多且向晶內(nèi)生長(zhǎng),過渡相γ′分解成穩(wěn)定相γ,當(dāng)晶內(nèi)產(chǎn)生強(qiáng)化時(shí),晶界往往已經(jīng)過時(shí)效并導(dǎo)致鈹青銅硬度的降低[20]。

基于上述研究結(jié)果,可知HVOF熱輸入對(duì)鈹青銅的顯微組織沒有產(chǎn)生影響,組織未見明顯變化;而激光熔覆熱輸入對(duì)鈹青銅的顯微組織產(chǎn)生明顯影響,距離熔覆層不同部位均受到激光加工的熱影響,在晶界處形成過時(shí)效的節(jié)瘤組織,使基材軟化。

2.2 涂層及基材硬度

HVOF、激光熔覆(斷裂件和新件)及C17200棒料沿長(zhǎng)度方向的洛氏硬度測(cè)試結(jié)果見圖6(a),洛氏硬度是在棒料橫截面和不同強(qiáng)化工藝的適配頭內(nèi)、外螺紋處取樣測(cè)試5個(gè)點(diǎn)位。HVOF后的適配頭基體洛氏硬度與棒料相比沒有下降,而兩件激光熔覆的適配頭基體洛氏硬度均出現(xiàn)明顯下降,且受熱影響大的內(nèi)螺紋處相比外螺紋處硬度下降明顯,硬度最低12 HRC,平均值14.3 HRC,適配頭要求的硬度值為37～44 HRC,可見激光加工的熱輸入對(duì)鈹青銅的影響極大,相當(dāng)于二次時(shí)效處理,引發(fā)過時(shí)效反應(yīng),造成基材軟化。

圖6 兩種工藝表面強(qiáng)化后C17200鈹青銅適配頭基材沿長(zhǎng)度方向(a)和壁厚方向(b)的硬度分布Fig.6 Hardness distribution along length(a) and wall thickness(b) of the C17200 beryllium bronze adaptor substrate surface-reinforced by different processes

兩種工藝制備的涂層(或熔覆層)及基材沿壁厚方向的維氏硬度值見圖6(b),基材維氏硬度測(cè)試從距涂層表面1 mm開始,每間距1 mm測(cè)量至內(nèi)螺紋牙底結(jié)束。HVOF涂層硬度在1300 HV0.3,基材硬度在396～440 HV0.3?？梢娡繉泳哂休^高的硬度,可以保持良好的耐磨性,基材硬度沒有因HVOF熱加工而變化,這一檢查結(jié)果也與基材組織相吻合。激光熔覆新件與斷裂件的硬度基本一致,熔覆層中WC相的硬度高達(dá)2400 HV0.3,黏結(jié)相硬度470 HV0.3,基材硬度只有212 HV0.3。

2.3 材料性能和斷口分析

對(duì)C17200鈹青銅棒料和經(jīng)HVOF、激光熔覆的適配頭進(jìn)行V型缺口夏比沖擊試驗(yàn)。C17200鈹青銅棒料的沖擊吸收能量為9.0 J, HVOF適配頭為10.2 J,激光熔覆適配頭為77.3 J,可見適配頭經(jīng)激光熔覆后其沖擊吸收能量大幅增加。沖擊吸收能量越高,代表材料的沖擊性能越好。沖擊吸收能量相當(dāng)?shù)拟斍嚆~棒料和HVOF適配頭,兩斷口十分相似,斷口周圍均無明顯塑性變形,斷口平直,為典型的脆性斷裂斷口。斷口有纖維區(qū)、放射區(qū)及剪切唇區(qū)。兩斷口的纖維區(qū)和放射區(qū)形貌均是以等軸韌窩為主,伴隨有較多的沿晶二次裂紋。剪切唇區(qū)面積很小,為撕裂淺韌窩特征,見圖7(a, b)。從斷口形貌、顯微組織和硬度都能驗(yàn)證,HVOF表面強(qiáng)化未影響基材的力學(xué)性能,是目前適用于鈹青銅設(shè)備的強(qiáng)化工藝。

圖7 不同試樣的沖擊斷口SEM形貌(a)C17200鈹青銅棒料,淺韌窩+沿晶裂紋;(b)HVOF適配頭,韌窩+沿晶裂紋;(c)激光熔覆適配頭,撕裂韌窩Fig.7 SEM images of impact fracture of the different specimens(a) C17200 bronze bar, dimple and intergranular crack; (b) HVOF adaptor, dimple and intergranular crack; (c) laser clad adaptor, tear and dimple

而激光熔覆適配頭的沖擊斷口完全不同于棒料,斷口周圍塑性變形明顯,斷口曲直,為典型的塑性斷裂斷口,斷口只有纖維區(qū)和剪切唇區(qū),剪切唇面積較大,微觀形貌為撕裂韌窩,見圖7(c)。說明材料的塑性良好,從棒料的脆性斷口轉(zhuǎn)變成適配頭的塑性斷口,中間經(jīng)歷過機(jī)械冷加工和激光熔覆熱加工,分析只有激光加工的熱輸入可造成鈹青銅基材的二次熱處理。在320 ℃時(shí)效溫度下,需要保溫2 h以上,基材才能發(fā)生過時(shí)效;如果時(shí)效溫度升至350 ℃時(shí),只要幾十分鐘可發(fā)生過時(shí)效;一旦時(shí)效溫度達(dá)到380 ℃,只需數(shù)分鐘就可發(fā)生過時(shí)效[21-22],此時(shí)晶界反應(yīng)量迅速增加,硬度下降明顯,材料軟化,進(jìn)而導(dǎo)致材料強(qiáng)度降低,韌塑性指標(biāo)升高。根據(jù)鈹青銅激光熔覆特性及施工工藝,激光熔覆對(duì)鈹青銅基材產(chǎn)生較大的熱量輸入,基材局部溫度完全可達(dá)350 ℃或更高,從而造成鈹青銅的過時(shí)效,引起材料軟化。

受適配頭空心外形和尺寸限制,無法取樣制成拉伸試樣,只對(duì)鈹青銅棒料按標(biāo)準(zhǔn)試樣(φ12.5 mm50 mm標(biāo)距)進(jìn)行材料強(qiáng)度測(cè)試,測(cè)試結(jié)果抗拉強(qiáng)度Rm為1350 MPa,屈服強(qiáng)度以Rr0.2計(jì)為1090 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為4.5%。C17200鈹青銅棒料標(biāo)準(zhǔn)要求抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別不低于1129 MPa和992 MPa,斷后伸長(zhǎng)率不低于4%,可見C17200鈹青銅獲得高強(qiáng)度、高硬度的同時(shí)材料韌性和塑性較差。其拉伸斷口表面齊平,無明顯塑性變形,近似脆性疲勞斷口,宏觀上明顯分成點(diǎn)狀源區(qū)、中部快速擴(kuò)展區(qū)和四周剪切唇區(qū),見圖8。點(diǎn)狀源區(qū)有多條放射棱線指向試樣表面沖點(diǎn)缺口處,說明鈹青銅材料的缺口效應(yīng)明顯,即應(yīng)力集中敏感程度高,一旦在應(yīng)力集中處萌生微裂紋,裂紋將快速擴(kuò)展,這一情況與激光熔覆表面強(qiáng)化的適配頭疲勞斷裂件起源于應(yīng)力集中的螺紋牙底相吻合。源區(qū)附近是淺韌窩+沿晶開裂形貌,快速擴(kuò)展區(qū)的沿晶開裂特征增多。

圖8 C17200鈹青銅棒料拉伸斷口SEM形貌(a)宏觀斷口及點(diǎn)狀源;(b)源區(qū)附近的淺韌窩+沿晶開裂形貌Fig.8 SEM images of tensile fracture of the C17200 bronze bar(a) macroscopic and point source; (b) dimple and intergranular fracture near crack source

3 結(jié)論

1) 激光熔覆表面強(qiáng)化對(duì)鈹青銅基材的組織和力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響,基材局部溫度達(dá)到350 ℃,組織發(fā)生過時(shí)效,晶界反應(yīng)量增多,整個(gè)適配頭受熱部位鈹青銅晶界均出現(xiàn)大量γCu88Be12節(jié)瘤組織,且離熔覆層越近,組織變化越明顯,造成基材的硬度和強(qiáng)度下降。

2) 采用HVOF表面強(qiáng)化對(duì)鈹青銅基材的組織和力學(xué)性能影響小,基材組織和性能正常,未見過時(shí)效組織。HVOF工藝更適合對(duì)鈹青銅隨鉆測(cè)井設(shè)備進(jìn)行強(qiáng)化,不降低材料硬度和力學(xué)性能,可提高使用的可靠性和安全性。

3) C17200鈹青銅原棒材拉伸斷口具有低塑性、低韌性和高缺口敏感性,建議謹(jǐn)慎使用。