D0I:10.13374/1.issnl00103.2007.10.009 第29卷第10期 北京科技大学学报 Vol.29 No.10 2007年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0t.2007 等离子熔覆镍基合金的组织及其冲蚀磨损性能 刘胜林孙冬柏樊自拴王国刚俞宏英 北京科技大学腐蚀与防护中心，北京100083 摘要为提高不锈钢材料的耐冲蚀磨损性能，以N46合金粉末为原料，采用等离子熔覆工艺在不锈钢1C18N9Ti基材上 制备镍基合金涂层，分析了熔覆层的显微组织以及物相形貌和相结构等，测定了涂层的显微硬度.使用旋转圆盘实验机研究 了N基等离子熔覆合金涂层在砂浆中的冲蚀行为·结果表明：材料的冲蚀磨损性能受到材料基本力学性能的限制，高硬度 镍基涂层的抗冲蚀性能最好，在相同实验条件下其磨损率由小到大排列顺序为镍基涂层>0Cr13N5Mo>1Cr18N9Ti:镍合金 层中奥氏体基体的固溶强化和硬质相有效抵御砂砾的冲击+是基等离子熔覆合金层具有高抗冲蚀性能的主要原因. 关键词镍基合金涂层：等离子熔覆；显微组织：显微硬度：冲蚀 分类号TG146.21 我国拥有丰富的水力资源，水电是一种绿色能 源，发展水电对我国具有重要意义，水轮机过流部 1实验材料与方法 件是水力发电机的重要部件，我国水电站水轮机过 实验用的基体材料为1Cr18Ni9Ti不锈钢板， 流部件的泥沙磨损是一个举世瞩目的突出问题，因 尺寸规格为100mm×40mm×10mm,等离子熔覆 此研究泥沙对水力机械如水轮机、水泵等过流部件 用粉末材料为Ni46合金粉末，粒度均为50~80 的磨蚀问题尤其重要。应用恰当的表面处理技术与 m,镍基合金粉化学成分（质量分数）为：C,0.5% 抗冲蚀材料是减免冲蚀的一项重要措施，特别是在 ~0.8%;B,2%~3%;Si,3%~4%;Cr,16%~ 合理的水流形态及必要的减蚀措施等条件下，抗磨 18%;Fe,5%;Mo,8%~13%;Ni为余量，对比材料 蚀材料的应用能得到更充分有效地发挥山. 为1Cr18Ni9Ti不锈钢和0Cr13Ni5Mo不锈钢. 等离子熔覆以其能量密度大、效率高、连续工作 0Cr13Ni5Mo不锈钢也是水轮机转轮主要用材，含 稳定可靠、粉末选择范围宽、涂层厚度及力学性能可 有较高的合金元素，价格昂贵. 灵活调整、操作维护简单、生产成本低等优点在近年 实验是在同步送粉等离子束表面熔覆设备上进 得到广泛研究与应用2-41. 行的，采用负压直流放电非等轴压缩氩弧等离子炬， 等离子熔覆技术是通过等离子束流熔化涂层材 转移弧放电，同步送粉，表面熔覆过程中对涂层进行 料及基体表面的一薄层，在普通金属材料表面制备 氩气保护，工艺参数为：输出功率10kW,工作电流 与基体呈冶金结合的表面功能涂层，显著改善基体 300A,电离气体流量0.8m3h,送粉气体流0.8 材料的耐磨、耐蚀、耐热等性能，因此成为表面改性 m3h一.等离子束表面熔覆过程中，熔池吹入氩气 研究和发展的热点]. 保护，保护气流量1.5m3h1;等离子束的扫描速 目前等离子熔覆多数采用喷涂用Ni基、Co基 度为500 mm.min,喷嘴距离工件30mm,单道 和Fe基自熔合金粉末，为了提高水轮机叶片的抗 熔凝 冲蚀性能，本文选用恰当的等离子束熔覆工艺，在水 沿等离子束扫描方向切取截面并制得试样，通 轮机常用不锈钢1Crl8Ni9Ti表面制取Ni基合金涂 过M21X型X射线衍射仪分析熔覆层的析出物相， 层，并对合金涂层的成分、组织和性能进行分析， 试样在LE0l450扫描电子显微镜和KEVEX Sigma 能谱仪上观察分析熔覆层的显微组织，测定析出相 化学成分.采用HVS1000型显微硬度计测量熔覆 收稿日期：2006-07-15修回日期：2006-11-25 层及基材的显微硬度，载荷砝码100g·具体磨蚀实 基金项目：国家863计划资助项目(N。.2002AA331080):北京市重大 验在哈尔滨大电机厂的旋转圆盘实验机上完成，旋 科技项目(N。-H020420050021)子项目 作者简介：刘胜林(1975-)，男，博士研究生；孙冬柏(1959-)男， 转圆盘实验机可以模拟水轮机的真实工况以检验材 教授，博士生导师 料在实际条件下的服役情况，该设备原理图见图1
等离子熔覆镍基合金的组织及其冲蚀磨损性能 刘胜林 孙冬柏 樊自拴 王国刚 俞宏英 北京科技大学腐蚀与防护中心北京100083 摘 要 为提高不锈钢材料的耐冲蚀磨损性能以 Ni46合金粉末为原料采用等离子熔覆工艺在不锈钢1Cr18Ni9Ti 基材上 制备镍基合金涂层分析了熔覆层的显微组织以及物相形貌和相结构等测定了涂层的显微硬度．使用旋转圆盘实验机研究 了 Ni 基等离子熔覆合金涂层在砂浆中的冲蚀行为．结果表明：材料的冲蚀磨损性能受到材料基本力学性能的限制高硬度 镍基涂层的抗冲蚀性能最好在相同实验条件下其磨损率由小到大排列顺序为镍基涂层＞0Cr13Ni5Mo＞1Cr18Ni9Ti；镍合金 层中奥氏体基体的固溶强化和硬质相有效抵御砂砾的冲击是 Ni 基等离子熔覆合金层具有高抗冲蚀性能的主要原因． 关键词 镍基合金涂层；等离子熔覆；显微组织；显微硬度；冲蚀 分类号 TG146∙21 收稿日期：2006-07-15 修回日期：2006-11-25 基金项目：国家863计划资助项目（No．2002AA331080）；北京市重大 科技项目（No．H020420050021）子项目 作者简介：刘胜林（1975—）男博士研究生；孙冬柏（1959—）男 教授博士生导师 我国拥有丰富的水力资源水电是一种绿色能 源发展水电对我国具有重要意义．水轮机过流部 件是水力发电机的重要部件我国水电站水轮机过 流部件的泥沙磨损是一个举世瞩目的突出问题因 此研究泥沙对水力机械如水轮机、水泵等过流部件 的磨蚀问题尤其重要．应用恰当的表面处理技术与 抗冲蚀材料是减免冲蚀的一项重要措施特别是在 合理的水流形态及必要的减蚀措施等条件下抗磨 蚀材料的应用能得到更充分有效地发挥［1］． 等离子熔覆以其能量密度大、效率高、连续工作 稳定可靠、粉末选择范围宽、涂层厚度及力学性能可 灵活调整、操作维护简单、生产成本低等优点在近年 得到广泛研究与应用［2—4］． 等离子熔覆技术是通过等离子束流熔化涂层材 料及基体表面的一薄层在普通金属材料表面制备 与基体呈冶金结合的表面功能涂层显著改善基体 材料的耐磨、耐蚀、耐热等性能因此成为表面改性 研究和发展的热点［5］． 目前等离子熔覆多数采用喷涂用 Ni 基、Co 基 和 Fe 基自熔合金粉末．为了提高水轮机叶片的抗 冲蚀性能本文选用恰当的等离子束熔覆工艺在水 轮机常用不锈钢1Cr18Ni9Ti 表面制取 Ni 基合金涂 层并对合金涂层的成分、组织和性能进行分析． 1 实验材料与方法 实验用的基体材料为1Cr18Ni9Ti 不锈钢板 尺寸规格为100mm×40mm×10mm．等离子熔覆 用粉末材料为 Ni46合金粉末粒度均为50～80 μm．镍基合金粉化学成分（质量分数）为：C0∙5％ ～0∙8％；B2％ ～3％；Si3％ ～4％；Cr16％ ～ 18％；Fe5％；Mo8％～13％；Ni 为余量．对比材料 为 1Cr18Ni9Ti 不 锈 钢 和 0Cr13Ni5Mo 不 锈 钢． 0Cr13Ni5Mo 不锈钢也是水轮机转轮主要用材含 有较高的合金元素价格昂贵． 实验是在同步送粉等离子束表面熔覆设备上进 行的采用负压直流放电非等轴压缩氩弧等离子炬 转移弧放电同步送粉表面熔覆过程中对涂层进行 氩气保护．工艺参数为：输出功率10kW工作电流 300A电离气体流量0∙8m 3·h —1送粉气体流0∙8 m 3·h —1．等离子束表面熔覆过程中熔池吹入氩气 保护保护气流量1∙5m 3·h —1 ；等离子束的扫描速 度为500mm·min —1喷嘴距离工件30mm单道 熔凝． 沿等离子束扫描方向切取截面并制得试样通 过 M21X 型 X 射线衍射仪分析熔覆层的析出物相 试样在 LEO1450扫描电子显微镜和 KEVEX Sigma 能谱仪上观察分析熔覆层的显微组织测定析出相 化学成分．采用 HVS1000型显微硬度计测量熔覆 层及基材的显微硬度载荷砝码100g．具体磨蚀实 验在哈尔滨大电机厂的旋转圆盘实验机上完成旋 转圆盘实验机可以模拟水轮机的真实工况以检验材 料在实际条件下的服役情况该设备原理图见图1． 第29卷 第10期 2007年 10月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．29No．10 Oct．2007 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2007．10．009
,1000 北京科技大学学报 第29卷 选用黄河砂作为实验砂，粒度范围约为0.05~0.1 量，以确定试样的质量损失 mm,砂浆含砂量为15kgm-3.磨蚀腔内压力为 0.2MPa.实验机转盘转速为3000rmin(线速度 2实验结果及讨论 46ms),实验时砂浆料由砂浆泵从砂浆池抽出送 2.1等离子熔覆层物相分析 入封闭的磨损腔体内.使用的对比材料1Crl8Ni9Ti 图2(a)是Ni46粉末的X射线衍射谱，图2(b) 和0Crl3Ni5Mo,其中后者为目前水轮机叶片推荐 给出了等离子熔覆层的X射线衍射谱.由于等离子 材料，实验前，将所有试样研磨和抛光，再用丙酮清 熔覆及随后的快速冷却导致涂层晶格畸变，因此要 洗并干燥，然后用感量为0.1mg的分析天平称重. 准确标定熔覆层物相比较困难，通过仔细分析比较 在实验中，每隔一定时间，超声清洗试样并称其质 并参考PDF卡，结果表明：熔覆层主要物相是由面 砂浆流动方向 心立方的Y-Ni、MsC6(M=Ni,Cr,Fe)型碳化物 和CB等硼化物构成，将等离子熔覆层与N46粉 砂浆泵 末的X射线衍射图谱相对比可以看出：N基熔覆涂 层与N46粉末衍射峰的位置大致相同，但在熔覆涂 层中出现更稳定的M23C6型碳化物以及CB峰等， 砂浆池 同时原有衍射峰的强度也增加了很多，说明在熔覆 转轴 过程中析出了不少碳化物及硼化物，Ni合金熔覆 3000r,min' 层中的M23C6型碳化物与硼化物CB的大量沉淀 图1旋转圆盘设备图 析出，将会提高Nⅱ合金熔覆层的显微硬度.熔覆层 Fig-1 Drawing of erosion wear equipment 组织为YNi组织十弥散碳、硼化物颗粒. 16000r 8000(a Y-Ni (b) Vy-Ni 8 △FeCrozNio6Caw ◇MnCb 12000- 6000 ▲FezB. ■CB 8000- 4000 ■ 2000- 4000- 人 20 40 60 80 100 120 20 40 60 80 100 120 20(e) 20() 图2镍基粉末及涂层X衍射图·()镍基合金粉末；(b)熔覆后合金层 Fig-2 RD patterns of Ni based powder and coating:(a)Ni-based powder;(b)Ni-based coating 2.2等离子熔覆层组织形貌与显微硬度 布基本均匀，界面处元素的梯度扩散有利于提高涂层 图3(a)为熔覆涂层与基体结合区横断面的形 与基体的结合强度，涂层与基体实现了冶金结合， 貌图，从图中可以看出，基体表面、熔合区、涂层三 在靠近熔合线的熔池底部，界面处的熔覆层组 者之间的晶界是连续的，说明涂层与基体的结合为 织并没有出现方向性极强的胞状晶、树枝晶，而是出 冶金结合，这种结合具有较高的结合强度及强韧性， 现了组织杂乱、形状各异（块状、条状、针状、羽毛状、 在等离子熔覆的过程中，等离子束流温度高达 菊花状等)的硼，以及碳化物共晶组织，在熔覆层近 10000℃以上，可以使不锈钢基体表面形成微熔池， 表面处，晶粒为更加细小的枝晶，这说明熔覆层的 同时粉末经过等离子束流的加热变为小液滴，进入 组织形貌与工艺参数有关之外还与熔覆层材料的化 熔池后混熔，从而形成冶金结合的熔覆层，熔覆层 学成分密切相关， 中溶质分布如图3(b)所示.熔覆层中Ni,Si、Fe、Cr 等离子熔覆由于加热和冷却速度极快，在熔覆 元素分布基本均匀，已在界面处产生扩散，尤其Ni、 层和基材界面处的温度梯度最大，但此时熔池中的 Mo、Fe元素出现界面“梯度扩散层”，有利于熔覆层 结晶速度最小，由于等离子焰流与冷却气体等在熔 与界面的结合，以上分析表明：熔覆层与基体的结 池内部形成的强制对流，因此涂层与基体结合处也 合界面良好，增加了结合强度；同时，熔覆层内溶质分 没有出现类似激光熔覆那样的白亮层，随着液固界
选用黄河砂作为实验砂粒度范围约为0∙05～0∙1 mm砂浆含砂量为15kg·m —3．磨蚀腔内压力为 0∙2MPa．实验机转盘转速为3000r·min —1（线速度 46m·s —1）实验时砂浆料由砂浆泵从砂浆池抽出送 入封闭的磨损腔体内．使用的对比材料1Cr18Ni9Ti 和0Cr13Ni5Mo其中后者为目前水轮机叶片推荐 材料．实验前将所有试样研磨和抛光再用丙酮清 洗并干燥然后用感量为0∙1mg 的分析天平称重． 在实验中每隔一定时间超声清洗试样并称其质 图1 旋转圆盘设备图 Fig．1 Drawing of erosion wear equipment 量以确定试样的质量损失． 2 实验结果及讨论 2∙1 等离子熔覆层物相分析 图2（a）是 Ni46粉末的 X 射线衍射谱图2（b） 给出了等离子熔覆层的 X 射线衍射谱．由于等离子 熔覆及随后的快速冷却导致涂层晶格畸变因此要 准确标定熔覆层物相比较困难．通过仔细分析比较 并参考 PDF 卡结果表明：熔覆层主要物相是由面 心立方的γ—Ni、M23C6（M NiCrFe）型碳化物 和 CrB 等硼化物构成．将等离子熔覆层与 Ni46粉 末的 X 射线衍射图谱相对比可以看出：Ni 基熔覆涂 层与 Ni46粉末衍射峰的位置大致相同但在熔覆涂 层中出现更稳定的 M23C6 型碳化物以及 CrB 峰等 同时原有衍射峰的强度也增加了很多说明在熔覆 过程中析出了不少碳化物及硼化物．Ni 合金熔覆 层中的 M23C6 型碳化物与硼化物 CrB 的大量沉淀 析出将会提高 Ni 合金熔覆层的显微硬度．熔覆层 组织为γ—Ni 组织＋弥散碳、硼化物颗粒． 图2 镍基粉末及涂层 X 衍射图．（a）镍基合金粉末；（b）熔覆后合金层 Fig．2 RD patterns of Ni based powder and coating： （a） N-i based powder；（b） N-i based coating 2∙2 等离子熔覆层组织形貌与显微硬度 图3（a）为熔覆涂层与基体结合区横断面的形 貌图．从图中可以看出基体表面、熔合区、涂层三 者之间的晶界是连续的说明涂层与基体的结合为 冶金结合这种结合具有较高的结合强度及强韧性． 在等离子熔覆的过程中等离子束流温度高达 10000℃以上可以使不锈钢基体表面形成微熔池 同时粉末经过等离子束流的加热变为小液滴进入 熔池后混熔从而形成冶金结合的熔覆层．熔覆层 中溶质分布如图3（b）所示．熔覆层中 Ni、Si、Fe、Cr 元素分布基本均匀已在界面处产生扩散尤其 Ni、 Mo、Fe 元素出现界面“梯度扩散层”有利于熔覆层 与界面的结合．以上分析表明：熔覆层与基体的结 合界面良好增加了结合强度；同时熔覆层内溶质分 布基本均匀界面处元素的梯度扩散有利于提高涂层 与基体的结合强度涂层与基体实现了冶金结合． 在靠近熔合线的熔池底部界面处的熔覆层组 织并没有出现方向性极强的胞状晶、树枝晶而是出 现了组织杂乱、形状各异（块状、条状、针状、羽毛状、 菊花状等）的硼以及碳化物共晶组织．在熔覆层近 表面处晶粒为更加细小的枝晶．这说明熔覆层的 组织形貌与工艺参数有关之外还与熔覆层材料的化 学成分密切相关． 等离子熔覆由于加热和冷却速度极快在熔覆 层和基材界面处的温度梯度最大但此时熔池中的 结晶速度最小．由于等离子焰流与冷却气体等在熔 池内部形成的强制对流因此涂层与基体结合处也 没有出现类似激光熔覆那样的白亮层．随着液固界 ·1000· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷
第10期 刘胜林等：等离子熔覆镍基合金的组织及其冲蚀磨损性能 ,1001. 面的推移，熔池中温度梯度逐渐减小，结晶速度逐渐 加大，形成各种形状的胞状晶 C-140 S-16 Fc-619 wwwwNi-335 AMo-215 20 um b 图3等离子熔覆层显微组织与电子探针成分分析.()基体与熔覆层界面：(b)元素分析结果 Fig.3 icrostructure and element analysis of the plasma cladding layer:(a)substrate/cladding layer interface;(b)element analysis by electron probe 熔覆层中上层组织有着共同特点，初生枝晶基 晶晶粒更加细小，晶粒的细化与碳硼化合物的析出 底上离散分布着形状各异（块状、条状、针状、羽毛 将有助于提高表层的耐磨性，同时，由于Ni、Mo的 状、菊花状等)的硼以及碳化物共晶组织（见图4）， 原子半径不同，Mo元素的添加还会造成固溶强化， 区别在于上部的共晶化合物更加细小，这是由于上 在一定的范围内随着Mo含量的增加，固溶强化效 部熔池中散热条件发生改变，除了通过基体传导散 应是增加的，另外，Mo的添加还起到细化晶粒与消 热和对流散热之外，还通过周围空气介质辐射散热 除网状碳化物的作用，所有这些都将提高涂层的显 与保护气流的强制散热，此时熔池中成分过冷度很 微硬度，因此可以预测涂层整体具有比较高的耐磨 大，使得熔池处于深过冷状态，形核率提高，所以结 性能 30μm A-O800 10m (b) 图41Cr18Ni9Ti不锈钢表面等离子熔覆层中上部显微组织.(a)熔覆层形貌：(b)熔覆层上部形貌 Fig.4 Microstructures of the plasma cladding layer on ICrl8NiTi steel:(a)morphology of the cladding layer:(b)surface morphology of the layer 表1是熔覆层各部位EDS分析结果.依据黑 析出的金属碳硼化合物所造成的沉淀强化， 色物质相的元素含量结合X衍射分析可推测黑色 表1镍基熔覆层EDS的分析结果（质量分数） 相为以M23C6为主的碳化物，白色相为以MoC与 Table 1 Composition of fusion layer by electron MC3为主的碳化物，灰色相为以M7C3为主的碳化 spectrum element analysis % 物，熔覆层的组织特征是由快速凝固的镍的过饱和 部位 Cr Fe Ni Mo 固溶体作为基体相，在其中分布着各种形状的共晶 黑色相 71.04 17.63 7.90 3.43 组织. 白色相 46.77 7.71 9.45 36.07 灰色相 57.49 12.36 8.25 21.89 Nⅱ合金层在接近基体部位处具有硬度最大值 基体 9.36 23.38 63.82 3.44 HV860,整个Ni合金层的显微硬度范围在HV500 ~860.熔覆层中部的硬度分布较为平缓，熔覆层 2.3 冲蚀磨损分析 的高硬度归功于覆层中的组织细化和合金层中弥散 图5表明，冲蚀36h后，Ni基熔覆合金层的累
面的推移熔池中温度梯度逐渐减小结晶速度逐渐 加大形成各种形状的胞状晶． 图3 等离子熔覆层显微组织与电子探针成分分析．（a）基体与熔覆层界面；（b）元素分析结果 Fig．3 icrostructure and element analysis of the plasma cladding layer： （a） substrate／cladding layer interface；（b） element analysis by electron probe 熔覆层中上层组织有着共同特点初生枝晶基 底上离散分布着形状各异（块状、条状、针状、羽毛 状、菊花状等）的硼以及碳化物共晶组织（见图4） 区别在于上部的共晶化合物更加细小．这是由于上 部熔池中散热条件发生改变除了通过基体传导散 热和对流散热之外还通过周围空气介质辐射散热 与保护气流的强制散热此时熔池中成分过冷度很 大使得熔池处于深过冷状态形核率提高所以结 晶晶粒更加细小．晶粒的细化与碳硼化合物的析出 将有助于提高表层的耐磨性．同时由于 Ni、Mo 的 原子半径不同Mo 元素的添加还会造成固溶强化 在一定的范围内随着 Mo 含量的增加固溶强化效 应是增加的．另外Mo 的添加还起到细化晶粒与消 除网状碳化物的作用．所有这些都将提高涂层的显 微硬度因此可以预测涂层整体具有比较高的耐磨 性能． 图4 1Cr18Ni9Ti 不锈钢表面等离子熔覆层中上部显微组织．（a） 熔覆层形貌；（b） 熔覆层上部形貌 Fig．4 Microstructures of the plasma cladding layer on1Cr18Ni9Ti steel： （a） morphology of the cladding layer；（b） surface morphology of the layer 表1是熔覆层各部位 EDS 分析结果．依据黑 色物质相的元素含量结合 X 衍射分析可推测黑色 相为以 M23C6 为主的碳化物白色相为以 MoC 与 M7C3 为主的碳化物灰色相为以 M7C3 为主的碳化 物．熔覆层的组织特征是由快速凝固的镍的过饱和 固溶体作为基体相在其中分布着各种形状的共晶 组织． Ni 合金层在接近基体部位处具有硬度最大值 HV 860整个 Ni 合金层的显微硬度范围在 HV 500 ～860．熔覆层中部的硬度分布较为平缓．熔覆层 的高硬度归功于覆层中的组织细化和合金层中弥散 析出的金属碳硼化合物所造成的沉淀强化． 表1 镍基熔覆层 EDS 的分析结果（质量分数） Table1 Composition of fusion layer by electron spectrum element analysis ％ 部位 Cr Fe Ni Mo 黑色相 71∙04 17∙63 7∙90 3∙43 白色相 46∙77 7∙71 9∙45 36∙07 灰色相 57∙49 12∙36 8∙25 21∙89 基体 9∙36 23∙38 63∙82 3∙44 2∙3 冲蚀磨损分析 图5表明冲蚀36h 后Ni 基熔覆合金层的累 第10期 刘胜林等： 等离子熔覆镍基合金的组织及其冲蚀磨损性能 ·1001·
.1002, 北京科技大学学报 第29卷 0.6 累计质量损失为514.3mg,1Crl8Ni9Ti不锈钢的累 ■1Cr18Ni9Ti ▲Ni46 计质量损失为559.4mg,分别是Ni基熔覆合金层 ●0Cr13 NiSMo 的4倍和4.3倍多.这表明Ni基等离子熔覆合金 0.4 的抗冲蚀性能比现有水轮机用材的抗冲蚀性能优异 0 很多 图6(a)是镍基熔覆层在液固双相流中冲刷36h 后的扫描照片.对比图6(a)、6(b)和6(c)可看出，镍 0 20 30 40 时间h 基熔覆层冲蚀表面出现了比较明显的变形唇，而 1Crl8Ni9Ti表面冲击坑边缘上保留着大量的变形 图5冲蚀性能随时间的变化规律 唇，OCrl3Ni5Mo表面变形唇相对较少.表明在不锈 Fig-5 Effect of time on the erosion properties 钢表面进行表面熔覆处理不但可使熔覆层硬度提 计质量损失为129.9mg,而0Cr13Ni5Mo不锈钢的 高，而且可改善熔覆层的韧性，使变形唇材料流失较 (b) c 20 um 20 um 204m 图6冲蚀36h后各试样的磨损形貌.(a)i基合金涂层：(b)0Cr13Ni5o:(c)1Cr18N9Ii Fig.6 SEM morphologies of erosion worn surface for different erosion samples:(a)Ni-based coating:(b)0Cr13Ni5Mo:(c)1Cr18NiTi 少，从而提高了熔覆层的冲蚀磨损抗力 基合金表面在砂砾产生的冲击力的作用下，铲削破 在单独的砂浆冲蚀磨损情况下，小粒径时材料 坏造成的点蚀坑在较小的硬质相与基体界面之间形 的损伤是一种轻微的点坑形冲蚀破坏.固相颗粒随 成，然后沿着硬质颗粒的边界扩展，其中一些尺寸更 液流方向流动的同时，还存在垂直于材料表面方向 小的颗粒脱落，导致材料的失重，尺寸较大的硬质 的运动；由于粒径很小的粒子质量很小，其动能和冲 相的表面和界面保存完好（图6(a)),大尺寸硬质相 击力也很小[]，因而不能形成犁削形破坏.在本 的表面略小于砂砾的作用面积，但由于这些硬质相 次实验中旋转圆盘转速很高，达到3000rmin1,线 是在熔覆过程中形成的，与镍基体的结合强度很好， 速度46ms,粒子的相对动能和冲击力也很大，由 因此显示出整体材料的性能，涂层中弥散分布的硬 于转盘速度的提高，相当于提高了冲击粒子的动能， 质颗粒增大了复合材料的整体硬度，因而对微切削 对试样的熔覆层产生了强烈的机械磨损作用，因此 过程起到抑制的作用；同时由于部分砂粒被挤碎或 在高倍电镜照片下可见硬质相周围的镍基体被磨损 磨损而降低了其切削能力，从而在磨损后期相对提 剥落（见图6(a) 高了材料表层的抗冲蚀性能，冲蚀一段时间后，砂 从涂层的组织分析，熔覆涂层上部主要是固溶 砾在较软的奥氏体基体部位以微切削的方式形成大 有大量合金元素的Y一Nⅰ基体与硬质碳化物及硼化 量浅而小的切削坑，基体产生了塑性变形和冲蚀微 物.YNi基体中含有大量的Ni、Mo、Cr、Si、C等合 坑，在试样表面小的硬质相由于与基体的变形不一 金元素，其固溶强化的程度很高，同时由于在熔覆 致，受到基体变形的挤压，开始发生明显的脱落，随 过程中生成大量碳、硼化合物，碳、硼化合物的弥散 着冲蚀的进行，大的硬质颗粒逐渐暴露出来，大颗粒 强化使得YNi基体硬度较高(HV550),碳硼化合 边界粗糙，在不断的连续砂砾的冲蚀作用下，疲劳裂 物硬质相颗粒硬度更高(HV860),尖锐棱角的砂砾 纹容易从此扩展，表面裂纹和微坑也开始产生，并在 不足以对这些硬质相颗粒造成显著磨损，相对硬质 其内部扩展，长时间冲蚀后，导致大颗粒在冲蚀过程 相颗粒而言弥散分布有大量碳硼化合物的奥氏体基 中被拔除后剥落，宏观表现出来的就是韧性低，抗疲 体显微硬度相对较低，由于硬质相颗粒与基体YN 劳性能差.这与Bailin Zha等人的研究结果是一致 的力学性能的不同，导致砂浆冲蚀开始时，尖角状的 的，试样表面黑色深坑的出现，就是大颗粒硬质相 砂粒首先对硬质相以外的镍基基体产生微切削，N 被拔除后留下的，从图6(a)可以看到，冲刷后的材
图5 冲蚀性能随时间的变化规律 Fig．5 Effect of time on the erosion properties 计质量损失为129∙9mg而0Cr13Ni5Mo 不锈钢的 累计质量损失为514∙3mg1Cr18Ni9Ti 不锈钢的累 计质量损失为559∙4mg分别是 Ni 基熔覆合金层 的4倍和4．3倍多．这表明 Ni 基等离子熔覆合金 的抗冲蚀性能比现有水轮机用材的抗冲蚀性能优异 很多． 图6（a）是镍基熔覆层在液固双相流中冲刷36h 后的扫描照片．对比图6（a）、6（b）和6（c）可看出镍 基熔覆层冲蚀表面出现了比较明显的变形唇而 1Cr18Ni9Ti 表面冲击坑边缘上保留着大量的变形 唇0Cr13Ni5Mo 表面变形唇相对较少．表明在不锈 钢表面进行表面熔覆处理不但可使熔覆层硬度提 高而且可改善熔覆层的韧性使变形唇材料流失较 图6 冲蚀36h 后各试样的磨损形貌．（a） Ni 基合金涂层；（b）0Cr13Ni5Mo；（c）1Cr18Ni9Ti Fig．6 SEM morphologies of erosion worn surface for different erosion samples： （a） N-i based coating；（b）0Cr13Ni5Mo；（c）1Cr18Ni9Ti 少从而提高了熔覆层的冲蚀磨损抗力． 在单独的砂浆冲蚀磨损情况下小粒径时材料 的损伤是一种轻微的点坑形冲蚀破坏．固相颗粒随 液流方向流动的同时还存在垂直于材料表面方向 的运动；由于粒径很小的粒子质量很小其动能和冲 击力也很小［6—8］因而不能形成犁削形破坏．在本 次实验中旋转圆盘转速很高达到3000r·min —1线 速度46m·s —1粒子的相对动能和冲击力也很大由 于转盘速度的提高相当于提高了冲击粒子的动能 对试样的熔覆层产生了强烈的机械磨损作用因此 在高倍电镜照片下可见硬质相周围的镍基体被磨损 剥落（见图6（a））． 从涂层的组织分析熔覆涂层上部主要是固溶 有大量合金元素的γ—Ni 基体与硬质碳化物及硼化 物．γ—Ni 基体中含有大量的 Ni、Mo、Cr、Si、C 等合 金元素其固溶强化的程度很高．同时由于在熔覆 过程中生成大量碳、硼化合物碳、硼化合物的弥散 强化使得γ—Ni 基体硬度较高（HV 550）碳硼化合 物硬质相颗粒硬度更高（HV 860）尖锐棱角的砂砾 不足以对这些硬质相颗粒造成显著磨损．相对硬质 相颗粒而言弥散分布有大量碳硼化合物的奥氏体基 体显微硬度相对较低由于硬质相颗粒与基体γ—Ni 的力学性能的不同导致砂浆冲蚀开始时尖角状的 砂粒首先对硬质相以外的镍基基体产生微切削．Ni 基合金表面在砂砾产生的冲击力的作用下铲削破 坏造成的点蚀坑在较小的硬质相与基体界面之间形 成然后沿着硬质颗粒的边界扩展其中一些尺寸更 小的颗粒脱落导致材料的失重．尺寸较大的硬质 相的表面和界面保存完好（图6（a））．大尺寸硬质相 的表面略小于砂砾的作用面积但由于这些硬质相 是在熔覆过程中形成的与镍基体的结合强度很好 因此显示出整体材料的性能．涂层中弥散分布的硬 质颗粒增大了复合材料的整体硬度因而对微切削 过程起到抑制的作用；同时由于部分砂粒被挤碎或 磨损而降低了其切削能力从而在磨损后期相对提 高了材料表层的抗冲蚀性能．冲蚀一段时间后砂 砾在较软的奥氏体基体部位以微切削的方式形成大 量浅而小的切削坑基体产生了塑性变形和冲蚀微 坑在试样表面小的硬质相由于与基体的变形不一 致受到基体变形的挤压开始发生明显的脱落．随 着冲蚀的进行大的硬质颗粒逐渐暴露出来大颗粒 边界粗糙在不断的连续砂砾的冲蚀作用下疲劳裂 纹容易从此扩展表面裂纹和微坑也开始产生并在 其内部扩展长时间冲蚀后导致大颗粒在冲蚀过程 中被拔除后剥落宏观表现出来的就是韧性低抗疲 劳性能差．这与 Bailin Zha 等人的研究结果是一致 的．试样表面黑色深坑的出现就是大颗粒硬质相 被拔除后留下的．从图6（a）可以看到冲刷后的材 ·1002· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷
第10期 刘胜林等：等离子熔覆镍基合金的组织及其冲蚀磨损性能 ,1003 料表面出现了比较明显的变形唇.总之，在低角冲 些机理都受材料硬度的强烈影响，所以，在选材时 蚀时，镍基基体处的磨损机理以变形切削机制为主， 提高材料的硬度，可以极大地提高受砂浆冲蚀磨损 而硬质相的磨损符合拔除脱落机制， 的零部件的耐磨性， OCrl3Ni5Mo不锈钢的金相组织为板条马氏 0.6 ICrI8Ni9Ti 体，不含有任何硬质相.马氏体不锈钢具有高硬度 0Crl3Ni5Mo (HV300)和高耐磨性.冲蚀开始后，0Cr13Ni5Mo 0 不锈钢试样的表面发生了塑性变形，冲蚀一段时间 后，马氏体板条的塑性变形耗尽，试样的表面发生了 0.2 材料的脱落，出现了一些冲蚀坑（图6(b))·继续冲 Ni46 蚀后，有些冲蚀坑变深、变大，马氏体结构钢在较高 冲击速率时表现出一定的脆性材料的冲击特性也为 200 400 600 Cabe等人[所证实，当然OCrl3Ni5Mo不锈钢其磨 显微硬度，HV 损机理主要是切削磨损.1Crl8Ni9Ti不锈钢，其基 图7材料的硬度对冲蚀磨损性能的影响 体组织为奥氏体，特点是具有单相奥氏体组织，塑性 Fig.7 Effect of hardness value on the erosion properties 好，但是硬度低，在砂浆冲蚀磨损过程中，材料的硬 度所起的作用更为重要，延性所起的作用相对减少， 3 结论 因此其硬度最低，磨损失重量最大，图6(c)所示 (1)在等离子束表面熔覆过程中选择恰当的工 1Crl8Ni9Ti不锈钢冲蚀表面形貌主要是犁沟、切削 和塑性挤压变形，由于这种钢的塑性和韧性都比较 艺参数，能够得到与基体呈冶金结合的镍基合金涂 层 好，因此在砂砾的冲击作用下，容易在犁沟前和冲击 (2)熔覆层的高硬度归功于覆层中的组织细化 坑的周围形成挤出变形唇.图6(c)所示在 和合金层中弥散析出的金属碳化物和硼化物所造成 lCrl8Ni9Ti不锈钢试样表面产生的变形唇十分明 的沉淀强化. 显，在砂浆的冲刷作用下，变形唇发生断裂而脱落被 冲刷掉.因此对1Cr18Ni9Ti不锈钢这种延性材料 (③)在砂浆冲蚀的作用下，镍基奥氏体基体的 固溶强化和大尺寸硬质相有效抵御砂砾的冲击，是 而言，其磨损机理主要是切削磨损与变形磨损， Ni基等离子熔覆合金层具有高抗冲蚀性能的主要 可见，Ni基熔覆合金层中大量的Ni、Cr、Si、C、B 原因 等合金元素，不仅使奥氏体基体得到显著强化，而且 (4)材料的冲蚀磨损性能受到材料基本力学性 析出的尺寸较大的碳化物和硼化物等硬质相能够有 能的控制，高硬度涂层的抗冲蚀性能较好，材料的硬 效地抵御砂砾产生的冲击力，使其具有较好的抗冲 度与冲蚀磨损性能的关系密切， 蚀性能，而在0Crl3Ni5Mo不锈钢中，虽然马氏体 的存在使基体的硬度也很高(HV300),但仍比Ni 参考文献 基合金中奥氏体基体的硬度低，对于砂浆冲蚀来 [1]陈茜，鲍崇高·液/固两相流冲蚀磨损机理及材料应用现状. 说，硬度是决定合金抗冲蚀性能的重要因素1].同 铸造技术，2005,26(6)：548 时，马氏体基体的塑性、韧性较差，变形能力和抵抗 [2]侯清字，高甲生·C。C一W系等离子弧堆焊合金层显微结构 裂纹扩展能力较小，降低了0Crl3Ni5Mo不锈钢的 的研究.稀有金属材料与工程，2004,33(11)：1199 [3]董丽虹，朱胜，徐滨士，等.耐磨损耐腐蚀粉末等离子弧堆焊 抗冲蚀性能，1Crl8Ni9Ti奥氏体不锈钢塑性好，但 技术的研究进展.焊接，2004(7)：6 硬度低(HV200),因此在砂砾的高速冲击作用下， [4]王晓峰，单平，王惜宝，等.等离子弧堆焊TB2金属陶瓷涂 砂砾压入不锈钢表面，形成挤出唇（如图6(c)),在 层的组织及性能.焊接学报，2005,26(7)：33 砂砾的反复切削冲击作用下，砂砾在不锈钢表面所 [5]李敏，李惠东，李惠琪，等.等离子体表面改性技术的发展. 形成的挤出唇或翻皮的去除即不锈钢表面材料发生 金属热处理，2004,29(7)：5 迁移，产生磨损失重 [6]Lynn R S,Wong KK.Clark H M.On the particle size effect in slurry erosion.Wear,1991.149:55 图7是不同材料的硬度对砂浆冲蚀磨损冲蚀率 [7]Clark H M,Hartwich R B.A re-examination of the 'particle size 的影响，可以看出，在低角度冲蚀，硬度与冲蚀率关 effect'in slurry erosion.Wear,2001.248(1/2):147 系密切，硬度越高冲蚀率越低，这与冲蚀磨损的形 [8]姜胜利，郑玉贵，姚治铭.不同砂粒粒径多相流中CrMB堆 唇、显微切削、犁削和刺入等机理密切相关，因为这 焊层的损伤行为，材料保护，2004,37(10)：12
料表面出现了比较明显的变形唇．总之在低角冲 蚀时镍基基体处的磨损机理以变形切削机制为主 而硬质相的磨损符合拔除脱落机制． 0Cr13Ni5Mo 不锈钢的金相组织为板条马氏 体不含有任何硬质相．马氏体不锈钢具有高硬度 （HV 300）和高耐磨性．冲蚀开始后0Cr13Ni5Mo 不锈钢试样的表面发生了塑性变形冲蚀一段时间 后马氏体板条的塑性变形耗尽试样的表面发生了 材料的脱落出现了一些冲蚀坑（图6（b））．继续冲 蚀后有些冲蚀坑变深、变大．马氏体结构钢在较高 冲击速率时表现出一定的脆性材料的冲击特性也为 Cabe 等人［9］所证实．当然0Cr13Ni5Mo 不锈钢其磨 损机理主要是切削磨损．1Cr18Ni9Ti 不锈钢其基 体组织为奥氏体特点是具有单相奥氏体组织塑性 好但是硬度低．在砂浆冲蚀磨损过程中材料的硬 度所起的作用更为重要延性所起的作用相对减少 因此其硬度最低磨损失重量最大．图6（c）所示 1Cr18Ni9Ti 不锈钢冲蚀表面形貌主要是犁沟、切削 和塑性挤压变形．由于这种钢的塑性和韧性都比较 好因此在砂砾的冲击作用下容易在犁沟前和冲击 坑的 周 围 形 成 挤 出 变 形 唇．图 6（c） 所 示 在 1Cr18Ni9Ti 不锈钢试样表面产生的变形唇十分明 显在砂浆的冲刷作用下变形唇发生断裂而脱落被 冲刷掉．因此对1Cr18Ni9Ti 不锈钢这种延性材料 而言其磨损机理主要是切削磨损与变形磨损． 可见Ni 基熔覆合金层中大量的 Ni、Cr、Si、C、B 等合金元素不仅使奥氏体基体得到显著强化而且 析出的尺寸较大的碳化物和硼化物等硬质相能够有 效地抵御砂砾产生的冲击力使其具有较好的抗冲 蚀性能．而在0Cr13Ni5Mo 不锈钢中虽然马氏体 的存在使基体的硬度也很高（HV 300）但仍比 Ni 基合金中奥氏体基体的硬度低．对于砂浆冲蚀来 说硬度是决定合金抗冲蚀性能的重要因素［10］．同 时马氏体基体的塑性、韧性较差变形能力和抵抗 裂纹扩展能力较小降低了0Cr13Ni5Mo 不锈钢的 抗冲蚀性能．1Cr18Ni9Ti 奥氏体不锈钢塑性好但 硬度低（HV 200）因此在砂砾的高速冲击作用下 砂砾压入不锈钢表面形成挤出唇（如图6（c））在 砂砾的反复切削冲击作用下砂砾在不锈钢表面所 形成的挤出唇或翻皮的去除即不锈钢表面材料发生 迁移产生磨损失重． 图7是不同材料的硬度对砂浆冲蚀磨损冲蚀率 的影响．可以看出在低角度冲蚀硬度与冲蚀率关 系密切硬度越高冲蚀率越低．这与冲蚀磨损的形 唇、显微切削、犁削和刺入等机理密切相关因为这 些机理都受材料硬度的强烈影响．所以在选材时 提高材料的硬度可以极大地提高受砂浆冲蚀磨损 的零部件的耐磨性． 图7 材料的硬度对冲蚀磨损性能的影响 Fig．7 Effect of hardness value on the erosion properties 3 结论 （1） 在等离子束表面熔覆过程中选择恰当的工 艺参数能够得到与基体呈冶金结合的镍基合金涂 层． （2） 熔覆层的高硬度归功于覆层中的组织细化 和合金层中弥散析出的金属碳化物和硼化物所造成 的沉淀强化． （3） 在砂浆冲蚀的作用下镍基奥氏体基体的 固溶强化和大尺寸硬质相有效抵御砂砾的冲击是 Ni 基等离子熔覆合金层具有高抗冲蚀性能的主要 原因． （4） 材料的冲蚀磨损性能受到材料基本力学性 能的控制高硬度涂层的抗冲蚀性能较好材料的硬 度与冲蚀磨损性能的关系密切． 参 考 文 献 ［1］ 陈茜鲍崇高．液／固两相流冲蚀磨损机理及材料应用现状． 铸造技术200526（6）：548 ［2］ 侯清宇高甲生．Co—Cr—W 系等离子弧堆焊合金层显微结构 的研究．稀有金属材料与工程200433（11）：1199 ［3］ 董丽虹朱胜徐滨士等．耐磨损耐腐蚀粉末等离子弧堆焊 技术的研究进展．焊接2004（7）：6 ［4］ 王晓峰单平王惜宝等．等离子弧堆焊 TiB2—金属陶瓷涂 层的组织及性能．焊接学报200526（7）：33 ［5］ 李敏李惠东李惠琪等．等离子体表面改性技术的发展． 金属热处理200429（7）：5 ［6］ Lynn R SWong K KClark H M．On the particle size effect in slurry erosion．Wear1991149：55 ［7］ Clark H MHartwich R B．A re-examination of the‘particle size effect’in slurry erosion．Wear2001248（1／2）：147 ［8］ 姜胜利郑玉贵姚治铭．不同砂粒粒径多相流中 CrMnB 堆 焊层的损伤行为．材料保护200437（10）：12 第10期 刘胜林等： 等离子熔覆镍基合金的组织及其冲蚀磨损性能 ·1003·