9%Cr鋼表面激光熔覆制備低Cr合金改性層組織及Cr含量分析

陳智君，丁玉明，董剛，沈紅衛，姚建華，吳志偉，沈磊

（1.浙江工業大學 激光先進制造研究院，杭州 310014；2.浙江省高端激光制造裝備協同創新中心，杭州 310014；3.上海電氣電站設備有限公司汽輪機廠，上海 200240）

超臨界或超-超臨界汽輪機組用高中壓轉子軸，工作溫度大于566 ℃，一般的汽輪機轉子用CrMoV鋼已不能滿足材質要求，需要采用抗高溫性能更好的9%Cr鐵素體耐熱鋼[1]制造。雖然9%Cr鐵素體耐熱鋼擁有較高的高溫力學性能和物理特性，比較適合用作高溫汽輪機轉子軸的材料[2]，但是隨著材料含 Cr量的提高，轉子軸頸與巴氏合金軸瓦之間的磨損性能變差。在運行過程中，軸頸表面和軸瓦之間易發生粘滯、咬合，導致軸頸損傷，在軸頸表面形成深淺和大小不一的劃痕。輕則引起轉子異常跳動，重則割傷轉子軸徑，導致轉子軸斷裂[3]。為改善9%Cr鋼轉子軸頸和軸瓦之間的摩擦配合特性，防止軸頸在運行過程中發生異常磨損，需要降低軸頸表面Cr含量。

目前，一般采用埋弧堆焊技術和低Cr合金焊絲在9%Cr鋼轉子軸頸表面堆焊一定厚度的低Cr合金層，使其工作面的 Cr含量≤2%（質量分數），提高軸頸和軸瓦之間的摩擦配合特性，來解決9%Cr鋼轉子軸頸表面異常磨損問題。常規工藝方法是在毛坯狀態用埋弧自動焊方法堆焊，之后再進行熱處理和機加工。與埋弧堆焊技術相比，激光熔覆具有熱輸入小、稀釋率低，基材變形小等優點，已廣泛用于金屬材料的表面改性[4-5]。因此，如能將激光熔覆技術引入汽輪機轉子軸頸的表面改性，將減少熔覆層數，節約工時和材料，提高轉子軸頸表面改性效率。但至今未見有關激光熔覆技術用于9%Cr鋼轉子軸頸表面改性方面的相關研究報道，而且從激光熔覆用鐵基合金材料的成分看，一般都是不銹鋼，或者在不銹鋼成分基礎上通過調整合金元素含量或者添加合金元素設計制備的。總體來看合金元素總量較高，尤其是大部分鐵基合金粉末都含有較高含量的 Cr，以提高材料在激光熔覆過程中的抗氧化性能。而低Cr的1CrMo合金抗高溫氧化性能差，激光熔覆又沒有埋弧堆焊過程中焊料對熔池保護，因此直接將 1CrMo合計用于激光熔覆，對熔覆設備和工藝要求較高，想要制備大面積、大厚度無缺陷熔覆層，難度很大。

為了研究9%Cr鋼軸頸的激光熔覆低Cr合金材料表面改性技術的可行性，本文采用自制的 1CrMo合金粉末作為熔覆材料，在9%Cr鋼表面進行激光熔覆試驗，并對熔覆層的組織結構、化學成分過渡、硬度和激光熔覆工藝對基體的熱影響進行了分析，并與堆焊技術做了對比，以期為該類轉子軸頸的激光熔覆表面改性技術應用提供參考。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

本研究中使用的基體材料為調質態的9%Cr鋼，其化學成分見表1，試樣尺寸為200 mm×150 mm× 30 mm。使用真空氣霧化技術制備的低Cr鐵基合金粉末對調質態的9%Cr鋼進行表面改性，化學成分見表2。圖1為低Cr合金粉末形貌，可以看出合金粉末表面較為光滑，球形度較好，粒度分布均勻，大小范圍約為50～110 μm。

表2 合金粉末化學成分Tab.2 Chemical compositions of alloy powder wt.%

1.2 試驗方法

激光熔覆系統為光纖耦合大功率半導體激光器，最大功率為3kW，光波波長為900～1030 nm，聚焦后的光斑直徑為4 mm。送粉系統為帶有閉環反饋流量控制的刮盤式送粉器，粉末輸送量為2～50 g/min，保護氣和送粉載氣均為高純氬氣。激光熔覆采用的工藝參數為：激光功率 2.0～3.0 kW，掃描速度 300～400 mm/min，送粉速率 8～12 g/min，搭接率 40%～50%，保護氣流量10 L/min。

不同厚度的熔覆層表面的 Cr含量采用布魯克Q4 TASMAN直讀光譜儀進行測試，測試試樣的表面積≥15 mm×15 mm，為獲得較為準確的數據，每個試樣表面測試3個點，并取其平均值作為該熔覆層表面元素的含量。X射線衍射（XRD）分析采用德國Bruker D8 AdvanceX射線衍射儀，測試條件為Cu靶，電壓為 40 kV，電流為 40 mA，Kα射線（λ=0.154 056 nm），X射線掃描的速度為4 (°)/min，掃描角度為 20°～110°。采用 ZEISS光學顯微鏡（OM）和德國蔡司場發射（Zeiss Sigma）掃描電鏡（SEM），對粉末、熔覆層、熱影響區及斷口的形貌和微觀組織進行觀察，利用配帶的 EDS能譜分析儀對熔覆層的各相元素分布進行成分分析。金相試樣利用線切割取樣，取樣方向垂直于激光掃面方向，測試面為熔覆層橫斷面，經鑲嵌、磨拋后，用體積分數為 4%的硝酸酒精溶液腐蝕至表面變色。采用HV-1000型維氏顯微硬度計，沿基材-熔合線-熔覆層方向對金相試樣進行維氏顯微硬度測定，試驗方法依據《GB/T 4340.1—2009金屬維氏硬度試驗第 1部分：試驗方法》，試驗載荷為 300 g（2.942 N），點距為0.15 mm，保載時間為10 s。

2 結果及分析

2.1 熔覆層形貌

試驗中制備了三種不同層數的熔覆層試樣，其宏觀形貌見圖2，圖2中的三個區域從左到右的熔覆層數分別是1層、2層和3層，可看出熔覆層表面較為平整，呈亮白色，熔覆層無嚴重氧化。

圖3為1、2、3層熔覆層的橫斷面，從圖3中可以看出，熔覆層與基體、熔覆層道與道和層與層之間的結合狀態良好，無明顯的夾雜、裂紋、孔洞等缺陷。從圖3c中可以明顯看出，從下往上三層熔覆層的明暗程度存在明顯差異。這表明在同樣的腐蝕條件下，每層熔覆層的耐腐蝕性能不一樣。熔覆材料為低 Cr鐵基合金，Cr含量（質量分數，全文同）約為1.2%，基體為 9%Cr鋼，含 Cr量約為9.3%，基體耐 4%硝酸酒精溶液的腐蝕能力大于熔覆層，在同樣的腐蝕條件下，熔覆層已腐蝕，而基體沒有明顯的腐蝕。第1層熔覆層由于受基體稀釋，Cr含量高于第2、3層熔覆層，所以耐腐蝕性能優于第2、3層。

2.2 熔覆層Cr含量與微觀組織

利用線切割，分別在3個試樣上取15 mm×15 mm的小樣，表面拋光，利用直讀光譜儀測試表面Cr含量。1層熔覆試樣表面的Cr含量為3.05%，2層試樣表面 Cr含量為 1.56%（二層），已滿足軸頸工作面Cr含量≤2%的要求，3層試樣表面Cr含量已經接近于熔覆材料本身 Cr含量，約為 1.29%。與埋弧焊相比，激光熔覆只需熔覆2層即可滿足工作面Cr含量要求。為了分析不同層樣品的Cr元素分布，對不同層樣品的橫截面從基體到熔覆層做了能譜線掃描分析，熔覆層分別為 1層、2層和 3層的樣品，其 Cr沿截面的分布情況見圖4，從圖4中可以看出，基體Cr元素信號較強，熔覆層Cr元素信號較弱，在基體和熔覆層界面處信號有突變，說明熔覆層的Cr含量與基體比相對較低，隨著熔覆層數的增加，Cr元素信號逐漸降低，并趨于平緩，這一分布趨勢與直讀光譜儀測試的表面Cr含量結果相吻合。

為對比激光熔覆和埋弧焊堆焊技術對9%Cr鋼表面降Cr情況，采用激光熔覆技術在9%Cr鋼表面進行了大厚度熔覆試驗，熔覆層數為8層，并采用掃描電鏡自帶的能譜儀分析了熔覆試樣橫斷面，見圖5，從結合面到頂部的 Cr元素含量分布，并與劉霞等[6]采用 1CrMo堆焊材料對 9%Cr鋼進行埋弧焊堆焊試驗的結果進行了對比分析，其測試結果見圖6，可以看出激光熔覆和埋弧堆焊試樣橫斷面從結合面到頂部Cr元素逐漸降低，趨于熔覆材料Cr含量。激光熔覆試樣距結合面2 mm左右，Cr含量已低于2%，距3 mm后已基本趨于穩定，而埋弧堆焊試樣的Cr含量在距結合面8 mm左右才接近2%。與激光熔覆技術相比，埋弧堆焊要達到表面Cr含量要求需多堆焊約6 mm。即使采用優化的工藝參數，從目前報道的結果來看，最少也需要堆焊4層以上，表面Cr含量才能降到 2%以下。如喬尚飛[7]采用埋弧堆焊方法在X13CrMoCoVNbNB9-2-1鋼圓環試件上堆焊1Cr-0.5Mo材料，發現隨著距堆焊層與基體熔合線距離的增加，堆焊層中的 Cr元素含量迅速降低，在第四層降到1.5%左右。但是埋弧自動焊方法熱輸入大、熔深大、稀釋率大，而且堆焊合金層在后續堆焊過程中需經歷復雜的加熱和冷卻循環，如果在整個過程中，個別環節的溫度控制和焊接參數出現不當調整的情況，則會導致堆焊層組織結構不均勻、晶粒粗化、嚴重的成分偏析和硬度偏低等情況[8]。

圖7為低Cr鐵基合金單道熔覆層組織，其中白亮的條、塊狀相為鐵素體，黑色顆粒狀為碳化物相。從圖7中可以看出，沒有出現明顯的枝晶組織結構，但在部分區域依然呈現出晶體生長受熱流方向控制的方向性特征。激光熔覆層的凝固組織結構受熔池內液相的化學成分和形狀控制因子的影響，形狀控制因子是結晶凝固方向上的溫度梯度G與凝固速度R之比G/R。在成分一定的情況下，G/R決定凝固組織的結晶生長形態。在熔池底部，溫度梯度大，凝固速度慢，形成平面晶組織結構；在熔池中部，隨R的增大和G/R逐漸減小，形成柱狀和枝晶狀的晶體生長形態；在熔池頂部，形成等軸晶。從近幾年發表的有關激光熔覆鐵基合金的文獻報道來看，激光熔覆的鐵基合金熔覆層組織結構均呈現類似的枝晶態組織[9-12]。但上述文獻中，激光熔覆用的鐵基合金材料均含有大量的合金元素，合金元素總含量≥10%，屬于高合金，而本文采用的低Cr鐵基合金的元素種類和含量均較低，合金元素總含量≤5%，屬于低合金。因此，與高合金熔覆層相比，熔池內液相成分的差異是造成二者結晶形態不同的主要原因。另外，結晶方向上的各向異性也會影響晶體的生長形態，在不同冷卻速度下，兩種因素的綜合作用將導致形成不同的晶體形態，熔池凝固后形成的凝固組織也不同。此外，熔池微小區域內的化學成分波動也在所難免，這同樣也會導致熔覆層內多樣化的晶體生長形態和凝固組織結構[13-15]。因此，由于熔池內局部微區的溫度場、溫度梯度和成分的不均勻，導致激光熔覆層凝固組織的區域差異，但最終熔池凝固下來的組織結構依然還是由形狀控制因子與熔體化學成分共同確定。

上述熔覆層組織結構的分析均基于單道熔覆，但實際熔覆中，往往需要多道多層搭接來形成大面積和一定厚度的熔覆層，在這個過程中已凝固熔覆層在后續熔覆工藝過程中會循環受熱或重熔，這必將影響已凝固熔覆層的組織結構和性能。因此，在本文中，對1、2、3層搭接熔覆試樣的組織結構進行了分析，見圖8。圖8a為圖2a試樣對應的熔覆層組織，從圖中可以看出熔覆層組織結構比較細密，主要由白亮色基體和其上分布的細小黑色顆粒組成；圖8b為圖2b試樣對應的熔覆層表層（從基體往上第2層）組織結構，在同樣放大倍數下，相比于單層熔覆層，其組織結構已較為清晰；圖8c圖2c試樣對應的熔覆層表層（從基體往上第3層）組織結構，由于前面兩層熔覆過程的熱積累較多，基體溫度升高，使得第3層熔覆時，散熱速度減慢，熔池凝固速度降低，晶粒長大明顯，原奧氏體晶界明顯。從單道熔覆層組織結構對比可以發現，多道多層搭接熔覆層的組織結構受后續熔覆工藝和基體熱積累的影響，即隨著熔覆層數的疊加和熔覆試樣熱積累造成的溫度升高，熔覆層組織會變粗大。

圖9是低Cr鐵基熔覆層表面X射線衍射圖譜，可以看出，熔覆層中主要的相為鐵素體。鐵素體具有良好的塑性和韌性[16]，轉子軸頸埋弧堆焊低Cr鐵基合金組織結構中主要的相也為鐵素體。圖10為熔覆層典型的掃描電鏡SEM照片，從圖中可以看出，激光熔覆低Cr鐵基合金熔覆層主要由鐵素體和顆粒狀碳化物組成，圖中顆粒能譜分析結果見表3，雖然EDS不能定量測定物相的輕元素含量，但從表3可以看出圖10中顆粒碳含量相對較高，初步推斷其應為碳化物顆粒，結合熔覆層金相分析，可以初步確定熔覆層組織結構為顆粒狀碳化物+鐵素體，類似回火索氏體組織。劉霞[3]在埋弧堆焊1CrMo合金研究中也發現堆焊層組織結構主要由鐵素體和顆粒狀碳化物構成，這與本研究的結果一致。

表3 碳化物能譜分析結果Tab.3 EDS analysis results of carbides wt.%

2.3 熔覆層硬度分析

圖11為 3個熔覆試樣（1、2、3層熔覆層）垂直于熔覆層掃描方向橫斷面從熔覆層到基體的硬度分布曲線。從圖11中可以看出，3個試樣的硬度分布曲線呈現相同的規律，從熔覆層到基體，硬度先升高再降低。硬度升高區域為熔覆層底部、結合面和熱影響區。在激光熔覆過程中，基體材料9%Cr鋼表面約有0.1～0.5 mm厚度范圍的熔化區域和約1 mm的熱影響區，該區域內基材受自冷淬火的影響會發生相變，出現馬氏體組織，導致硬度升高。從圖11中還可以看出，1層熔覆層的硬度高于2層和3層疊加熔覆層的硬度，其最低硬度約為350HV0.3，而2層和3層熔覆層的硬度約在 220～250HV0.3范圍內，這是因為后續熔覆過程對前一層熔覆層進行了重熔和回火，導致前一層熔覆層組織粗化，硬度降低，并且由于基體材料尺寸限制，熱容較小，隨著熔覆過程的進行，基體材料的溫度逐漸升高，熔池與基體之間的溫差變小，溫度梯度減小，熔池凝固速度降低，凝固組織趨于粗化，造成熔覆層硬度降低。該研究結果與前面的金相組織分析結果相吻合。

3 結論

1）與埋弧堆焊技術相比，激光熔覆可有效減少基體對熔覆層的稀釋，熔覆層中Cr含量降低明顯，在距結合面約2 mm處的熔覆層Cr含量已低于2%的工作面的Cr含量要求，而埋弧堆焊需熔覆8 mm左右才能達到相同的降Cr效果，激光熔覆所需熔覆層數明顯少于埋弧堆焊法的堆焊層數。

2）激光熔覆低Cr合金熔覆層組織主要由鐵素體和顆粒狀碳化物相構成，熔覆層凝固組織不呈現一般鐵基合金激光熔覆層的枝晶組織形態。

3）單層熔覆層硬度較高，多層熔覆層受后續熔覆回火和基體溫升的影響，其硬度降低，多層熔覆層硬度在220～250HV0.3之間，與基體硬度接近。