高頻感應熔覆超音速火焰噴涂NiCrBSi涂層研究

程國東，馬永青，孔愛民，王引真，萬舉惠

(1.海洋石油工程(青島)有限公司，山東青島 266520;2.中國石油大學機電學院，山東東營 257061;3.青島美光機械有限公司，山東青島 266510)

高頻感應熔覆超音速火焰噴涂NiCrBSi涂層研究

程國東1，馬永青1，孔愛民1，王引真2，萬舉惠3

(1.海洋石油工程(青島)有限公司，山東青島 266520;2.中國石油大學機電學院，山東東營 257061;3.青島美光機械有限公司，山東青島 266510)

用NiCrBSi自熔性合金粉末、采用超音速火焰噴涂和高頻感應加熱技術相結合，在35CrMo鋼基體表面進行熔覆并制得涂層。利用光學顯微鏡(OM)和X射線衍射(XRD)分析技術觀察和測定了熔覆層組織和相結構，并對其硬度和沖蝕磨損性能進行了測試。結果表明:熔覆后鎳基涂層與基體形成了良好的冶金結合，層狀結構消失，涂層硬度分布均勻，涂層耐沖蝕磨損能力約為HVOF涂層的3倍。

感應熔覆 超音速火焰噴涂 沖蝕磨損

在石油開采和石油加工的高溫裂解過程中，存在磨損和腐蝕。為了解決該類問題，鎳基自熔合金備受青睞［1］，但由于價格昂貴使其應用受到一定限制。通過表面處理的方法在鋼鐵等廉價基體上沉積一層鎳基或鐵基合金涂層就能解決經濟性與實用性的矛盾，也是目前人們研究的熱點方法之一。

超音速火焰噴涂因具有火焰速度高、溫度相對較低的特點，在噴涂金屬陶瓷材料中能有效地抑制碳化物等硬質相的分解，可獲得結合強度高、致密性好、碳化物含量高和耐磨性能優越的涂層［2］。但它也有缺點:獲得性能穩定的涂層較薄(小于300 μm)，涂層與基體間是機械結合，抗沖擊性能差，涂層組織不均勻，性能不穩定［3］，尤其是當涂層應用于石油開采和石油加工的高溫裂解過程中時。35CrMo石油鉆桿在鉆井的過程中，其耐泥漿沖蝕性能差，限制了其在井下的使用時間。因此鉆桿表面層質量優劣成為直接影響使用壽命的關鍵因素之一，其基本要求為:(1)表面強化層的硬度高;(2)與基體結合強度高;(3)耐沖蝕性好［4］。為了延長在井下的使用壽命，采用超音速火焰噴涂技術在35CrMo表面預制備厚度為350～400 μm鎳基涂層，為了克服超音速火焰噴涂層的缺點，采用高頻感應加熱(High Frequency Induction Heat HFIF)技術對其進行改性處理，并研究其組織、相結構和耐沖蝕性能，來解決鉆桿和石化領域相關設備耐沖刷腐蝕能力差的問題。

1 試驗方法

1.1 涂層材料及制備方法

采用西安交通大學研制的CH-2000型超音速火焰噴涂系統預制備涂層。該系統是以丙烷為燃料氣體，高壓氧氣為助燃氣體，氮氣為送粉氣。采用HFP-30C型高頻感應加熱設備進行熔覆，基體材料為35CrMo，噴涂粉末為NiCrBSi自熔合金粉末。主要化學成分為Cr，B，Si和Fe，它們的質量分數分別為16%，4%，4%和3.5%，C的質量分數小于1%，還有部分余量為Ni。粉末材料的目數為－150～400目。

1.2 涂層的組織與性能測試

用Nicon-300型立式金相顯微鏡觀察涂層組織;用D/MAX-RB型X-射線衍射儀對制備的試樣進行物相結構分析;用Model X-650型掃描電鏡對涂層沖蝕磨損表面進行微觀形貌分析;用MH3型屏顯硬度計測定硬度，載荷為200 g，加載時間為15 s。

沖蝕磨損試驗是在根據ACT-JP沖蝕試驗機原理制造的常溫沖蝕磨損試驗機上進行，試驗機主要由磨料供給系統、氣體供給系統和試樣固定系統等組成，試樣每沖蝕10 min，取出酒精清洗，吹干稱其質量直至沖蝕到基體，采用BS2103型電子天平(精度為10－4g)測量試樣沖蝕磨損質量損失，沖蝕磨損試驗參數見表1。

2 試驗結果與分析

2.1 涂層的相分析

NiCrBSi涂層的X衍射譜見圖1。由圖1(a)可見噴涂層的物相主要由Ni基固溶體以及Cr3C2，Cr23C6，Ni2B和CrB組成。由圖1(b)可知，噴涂層經熔覆后物相構成主要由Ni基固溶體以及Cr7C3，Cr23C6，NiB，CrB和Ni3Si等組成，可見涂層的物相結構并沒有大的改變。

表1 沖蝕磨損試驗參數

2.2 顯微組織分析

超音速火焰噴NiCrBSi涂層經高頻感應熔覆后熔覆層橫截面的顯微組織見圖2。由圖2中(a)可以看到熱噴涂層的典型層狀結構已經消失，涂層與基體之間存在明顯的白亮帶，在涂層與界面處涂層是以樹枝狀晶生長;由(b)可以看到花瓣狀的碳化物，以及枝晶末梢;(c)和(d)為涂層近表面。

分析認為，感應熔覆在加熱過程中受到電磁的攪拌，使得熔覆過程中熔池內的合金元素充分接觸，凝固速度相對較快(空冷)，NiCrBSi合金在冷卻過程中，形成了穩定的鎳基固溶體相的同時也形成了碳化鉻、硼化鉻、NiB和Ni3Si等亞穩相。在凝固過程中最先析出的相是CrB(A相)，然后在形成鎳基固溶體(C區)的同時伴隨著Cr7C3和Cr23C6(B相)生長，最后的液體形成了共晶Ni3Si和NiB(D相)。文獻認為，硅化物相和硼化鉻相的出現與鉻的含量有關，當鉻的質量分數大于8%會出現Ni3Si相，而硼化鉻會陸續出現CrB，Cr5B3和Cr3B等相，硼與鎳固溶形成鎳硼化物，同時減少了鎳在硅中的固溶度，使得涂層還出現了鎳的硅化物相［5］。

2.3 涂層顯微硬度分析

涂層橫截面上的顯微硬度分布見圖3，由圖中可見噴涂層顯微硬度大約為500～850 HV0.2，經熔覆后涂層的硬度500～750 HV0.2，明顯高于基體硬度240～260 HV0.2，熔覆后涂層顯微硬度分布均勻，但整體硬度低于噴涂層，表層硬度略低，近表面和近界面處硬度較高。分析認為，由于熔覆層中高硬度的Cr7C3和CrB等相的存在引起的析出相強化、大量Cr和Si元素溶入基體中引起的固溶強化，在加熱的過程中受到電磁攪拌以和快速加熱及快速凝固產生的細晶強化所致。表層中合金元素直接與空氣接觸，部分被氧化燒損，使熔覆層表層的初生相Cr7C3和CrB析出數量減少，致使表層硬度偏低。

圖3 熔覆涂層橫截面上的維氏硬度分布

2.4 涂層沖蝕磨損性能

試樣經過90 min沖蝕磨損后質量損失的動力學試驗結果與熔覆涂層沖蝕后的形貌見圖4。由圖4中可見超音速火焰噴涂NiCrBSi涂層和熔覆后的涂層均優于基材35CrMo，試樣經沖蝕90 min后，超音速火焰噴涂層經過60 min沖蝕后，已沖蝕到基體，其失質量為16.2 mg/mm2，35CrMo基材失重為53.1 mg/mm2，熔覆后涂層失重僅為9.4 mg/mm2，并且熔覆后的涂層的耐沖蝕能力明顯優于HVOF涂層，熔覆后的涂層的耐沖能力約為HVOF涂層的3倍。

圖4 沖蝕動力學曲線與熔覆層沖蝕形貌(SEM)

涂層的耐沖蝕磨損性能主要與涂層的結合強度、硬度、孔隙率、顆粒大小及硬質相的顆粒大小和含量相關［6］。硬度在沖蝕過程中起到重要的作用，沖蝕質量損失隨著涂層的硬度的增加而降低。熔覆涂層和噴涂層比基體材料的顯微硬度高，而噴涂層的顯微硬度最高，由此可知硬度并不是抗沖蝕能力的唯一影響因素，因此雖然噴涂層的顯微硬度比熔覆層的顯微硬度高，但是噴涂層的抗沖蝕能力卻沒有明顯增加。文獻［7］認為噴涂層呈層狀顯微結構，存在不均勻性，扁平粒子間存在未結合區和弱結合界面，在硬質沖蝕粒子的脈動沖擊作用下，裂紋沿著層間弱結合界面擴展，從扁平粒子周邊未結合或結合較弱的區域擴展到涂層沖蝕表面，最終導致顆粒或片狀涂層剝落;由圖4(b)可見熔覆層沖蝕表面呈冰山狀，存在許多短的切削犁溝。由組織分析可知熔覆層內硬質相鑲嵌在基體相中，硬質顆粒細小均勻，排布緊密，層狀結構，涂層不僅顯微硬度均勻，而且消除了涂層中的氣孔、夾雜與層狀結構，這樣大大減少了對黏結相的沖蝕破壞，因此其耐沖蝕能力顯著增強。

3 結論

(1)超音速火焰噴涂NiCrBSi涂層經高頻感應熔覆后，形成具有冶金結合，熔覆層組織主要由白色相Ni基固溶體，黑色相CrB，細長的針狀灰色相(Cr7C3和Cr23C6)，共晶相由Ni3Si組成。

(2)超音速火焰涂NiCrBSi涂層的顯微硬度存在不均勻性，為500～850 HV0.2;熔覆后的涂層顯微硬度均勻性增強，熔覆層的硬度為500～750 HV0.2，兩者均明顯高于基體硬度240～260 HV0.2。

(3)在該試驗中經沖蝕磨損后，基材失重53.1 mg/mm2，噴涂層失重為16.2 mg/mm2，熔覆后涂層失重僅為9.4 mg/mm2，耐沖蝕磨損性能明顯提高。

［1］Gómez-del Río，T.Influence of the deposition techniques on the mechanical properties and microstructure of NiCrBSi Coatings［J］.Mater Process Technology，2008，204(3):304-312.

［2］Picas J A，Forna A，Matth haus G.HVOF coatings as an alternative to hard chrome for pistons and valves［J］.Wear，2006，216(5):477-484.

［3］楊暉.激光熔覆超音速火焰噴涂陶瓷復合涂層的結構和性能［J］，表面技術，2007，36(6):22-24.

［4］周龍昌.堆焊技術在鋼體PDC鉆頭表面硬化中的應用［J］.石油機械，2004，32(5):38-40.

［5］KIM Hyung-jun，HWANG Soon-young，LEF Chang-hee，et al.Assessment of wear performance of flame sprayed and fused Nibased coatings［J］，Surface and coating technology ，2003，172(2，3):262-292.

［6］Wang BQ.The Dependence of Erosion-Corrosion Wastage on Carbide/MetalBinderProportion forHVOF Carbide-Metal Cermet Coatings［J］.Wear，1996，196(1):141-146.

［7］ArataY，OhmoriA，LiCJ.Basic study on the properties of plasma sprayed ceramic coatings［J］.Trans JWRI，1986，15(2):339-348.

Study on High－velocity Oxy－fuel Sprayed NiCrBSi Coatings by High－frequency Induction Cladding

Cheng Guodong1，Ma Yongqing1，Kong Aimin1，Wang Yinzhen2，Wan Juhui3
1.Offshore Oil Engineering(Qing dao)Co.，Ltd.(Qingdao，Shandong 266520)
2.College of Mechanical and Electrical Engineering of China University of Petroleum(Dongying，Shandong 257061)
3.Qingdao Meiguang Machinery Co.Ltd.(Qingdao，Shandong 266510)

The coatings on the 35CrMo steel substrate were self－fluxed and manufactured with HVOF and high－frequency induction heating technology using NiCrBSi self－ fluxing alloy powder，the micrograph and microstructure of the coatings were observed and analyzed by OM and XRD and the hardness of Vickers and erosion and corrosion resistance performances of coatings were tested.The results show that the metallurgical bonding layer is formed between the coating and substrate and sandwich of coating disappears.Vickers hardness of coatings becomes uniform，and erosion and corrosion resistances are three times of those of HVOF coatings.

induction cladding，HVVF，erosion and corrosion wear

TG174.422

A

1007－015X(2011)03－0012－04

2010－10－ 12;

2011－04－10。

程國東(1980－)，助理工程師，現在中國海洋石油總公司海洋石油工程股份有限公司青島分公司主要從事鋼結構腐蝕研究與表面防護工作。E－mail:chenggd@mail.cooec.com.cn