表面強化對隨鉆測井設備用C17200鈹青銅基體組織和性能的影響

徐志剛, 楊 陽, 楊中娜, 藥小江, 秦才會, 王海朋, 劉 亮

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

某海上平臺發生隨鉆測井設備斷裂失效事件,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+時效,硬度37～44 HRC。成品零件是國外來料國內加工,機加成形后不再進行熱處理,只在外圓面激光熔覆陶瓷涂層。經分析研判,斷裂件是由激光熔覆強化工藝操作不當所引發的疲勞斷裂失效,疲勞源位于內螺紋牙底,激光熔覆產生的熱輸入對鈹青銅基材的顯微組織產生影響,發生過時效,晶界反應量增加并析出大量節瘤組織,影響到力學性能,使硬度和強度降低。

在石油鉆采行業中,井下的工況復雜,服役條件苛刻,需承受扭轉、彎曲、拉壓交變應力載荷及高溫、腐蝕環境介質,鉆測井設備容易發生磨損、應力腐蝕開裂、疲勞或腐蝕疲勞等失效事故[1-4]。因此需要一種高強度、耐磨損、耐疲勞、耐腐蝕、無磁性等特性的材料,作為鉆探設備的主體或關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,經固溶+時效處理后具有較高的強度、硬度,較強的耐蝕性、導電性及無磁性,廣泛應用于海洋工程、航天、新能源等領域,適用于石油鉆探設備,可滿足在惡劣井下環境和工況的要求[5-6]。

針對C17200鈹青銅適配頭表面硬度偏低和耐磨性差,實施適合的表面強化是提升鈹青銅表面硬度和耐磨性的有效途徑,目前常用的表面強化工藝有磁控濺射鍍鈦膜與等離子體高溫熱擴散[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,不能滿足鉆探設備的耐磨損要求,使用范圍受限。激光熔覆由于銅合金對激光的反射率高,對涂層的導熱性強,導致涂層制備過程中激光提供給熔覆層的熱量散失很多,在同樣的激光參數條件下,涂層與基材較難形成冶金結合界面,且熔覆過后涂層中易產生裂紋、氣孔等缺陷,故工藝操作難度較大,產品質量較難保證。HVOF是以機械咬合的形式與基材結合,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生變形,與基材的凹凸區域咬合形成緊密的涂層。

本文基于提升鈹青銅隨鉆測井設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,對比研究基材的組織、性能及斷口形貌,探究失效機理,從而確定出HVOF對鈹青銅設備的適應性較強。

1 試驗材料與方法

選取經HVOF和激光熔覆的適配頭新件,零件全長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螺紋牙底。適配頭原材料為直徑φ50 mm的C17200鈹青銅棒料,國內對應牌號是QBE2。表1為新舊適配頭基體及棒料的化學成分測量值及C17200鈹青銅棒材的技術要求,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,而非國產QBE2鈹青銅棒料加工。

表1 適配頭基體和C17200鈹青銅棒料的化學成分(質量分數,%)Table 1 Chemical composition of the adaptor substrate and C17200 beryllium bronze rod material (mass fraction, %)

圖1 兩種強化工藝適配頭新件(a, b)及激光熔覆斷裂件(c, d)照片Fig.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。適配頭外圓面強化處理前經過除油清潔、噴砂處理和150 ℃預熱等工序。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,氧氣作為助燃氣,氮氣作為載氣,工藝參數為: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的內螺紋(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。采用光學顯微鏡(OM)+掃描電鏡(SEM)對比觀察內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。采用高分辨場發射電鏡(FESEM)+大晶體面積可檢出鈹元素的能譜儀(EDS),探究激光熔覆C17200鈹青銅發生過時效反應、晶界節瘤析出相和晶內析出相的組成。采用洛氏、維氏硬度計測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機,在室溫下進行V型缺口夏比沖擊試驗和棒料φ12.5 mm50 mm試樣的拉伸試驗。

圖2 金相及力學性能試驗取樣部位Fig.2 Sampling locations for the metallographic and mechanical property tests

2 結果與分析

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),國內對應的仿制牌號是QBe2, 含1.9%～2.2%鈹和0.2%～0.5%鎳,兩種牌號的鈹青銅最大的區別為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,它們在α相中的固溶度隨溫度的降低而急劇減少,通過時效處理起時效強化作用,少量的鎳或鈷能延緩再結晶,阻止晶粒長大并延緩固溶體的分解,降低晶界的脫溶速度,推遲時效軟化,提高合金的穩定性。

圖3為鈹青銅棒料及兩種強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HVOF表面強化新適配頭零件內、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+少量的節瘤組織,這種組織強化效果最佳,強度和硬度最高。圖3(e, f)為經激光熔覆新適配頭及斷裂件內螺紋處的顯微組織,可以看出新件和斷裂件的顯微組織完全一致,均為過時效組織,晶粒伴有長大,晶界反應明顯,并析出有大量節瘤組織,此時鈹青銅基材已明顯產生過時效,使基材軟化。根據上述分析,確定適配頭零件的疲勞斷裂與激光熔覆表面強化工藝有關。

圖3 C17200鈹青銅原始棒料(a, b)及經兩種工藝表面強化后適配頭基材(c～f)的顯微組織(a)橫向;(b)縱向;(c)HVOF,內螺紋處;(d)HVOF,外螺紋處;(e)激光熔覆,內螺紋處;(f)激光熔覆,斷件內螺紋處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,結果見圖4。內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,基材溫度最高,晶界反應最為明顯,晶界上析出大量節瘤組織;遠離熔覆層的區域激光加工熱輸入減弱,晶界變得不易顯現,少數晶界有加寬,節瘤組織減少。

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

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

圖5 經激光熔覆后C17200鈹青銅晶界(a, c)和晶內(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α、β、γ 3種相,各種相的顯微硬度在不同的狀態有很大的變化。常用的熱處理狀態是780 ℃淬火+320 ℃×2 h時效,Rm可達1250～1400 MPa,硬度為375 HV0.5。鈹青銅時效過程中組織結構的變化及強化機制很復雜,有研究證明,鈹青銅的時效是一個過飽和固溶體α相的共格脫溶過程,其在晶內的脫溶順序是:α相→Be原子偏聚區(G.P.區)→過渡相γ′→穩定相γ。合金的強化主要是在過渡相γ′的生成時刻,此時新相與母相形成共格關系,屈服強度最高,一旦穩定相γ生成時共格關系即被破壞,合金開始軟化。鈹青銅脫溶首先從晶界開始,比晶內脫溶速度更快,在晶界析出節瘤組織,節瘤組織繼續增多且向晶內生長,過渡相γ′分解成穩定相γ,當晶內產生強化時,晶界往往已經過時效并導致鈹青銅硬度的降低[20]。

基于上述研究結果,可知HVOF熱輸入對鈹青銅的顯微組織沒有產生影響,組織未見明顯變化;而激光熔覆熱輸入對鈹青銅的顯微組織產生明顯影響,距離熔覆層不同部位均受到激光加工的熱影響,在晶界處形成過時效的節瘤組織,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棒料沿長度方向的洛氏硬度測試結果見圖6(a),洛氏硬度是在棒料橫截面和不同強化工藝的適配頭內、外螺紋處取樣測試5個點位。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明顯下降,且受熱影響大的內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鈹青銅的影響極大,相當于二次時效處理,引發過時效反應,造成基材軟化。

圖6 兩種工藝表面強化后C17200鈹青銅適配頭基材沿長度方向(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),基材維氏硬度測試從距涂層表面1 mm開始,每間距1 mm測量至內螺紋牙底結束。HVOF涂層硬度在1300 HV0.3,基材硬度在396～440 HV0.3。可見涂層具有較高的硬度,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2400 HV0.3,黏結相硬度470 HV0.3,基材硬度只有212 HV0.3。

2.3 材料性能和斷口分析

對C17200鈹青銅棒料和經HVOF、激光熔覆的適配頭進行V型缺口夏比沖擊試驗。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。沖擊吸收能量相當的鈹青銅棒料和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、放射區及剪切唇區。兩斷口的纖維區和放射區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證,HVOF表面強化未影響基材的力學性能,是目前適用于鈹青銅設備的強化工藝。

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,斷口只有纖維區和剪切唇區,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變成適配頭的塑性斷口,中間經歷過機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 ℃時效溫度下,需要保溫2 h以上,基材才能發生過時效;如果時效溫度升至350 ℃時,只要幾十分鐘可發生過時效;一旦時效溫度達到380 ℃,只需數分鐘就可發生過時效[21-22],此時晶界反應量迅速增加,硬度下降明顯,材料軟化,進而導致材料強度降低,韌塑性指標升高。根據鈹青銅激光熔覆特性及施工工藝,激光熔覆對鈹青銅基材產生較大的熱量輸入,基材局部溫度完全可達350 ℃或更高,從而造成鈹青銅的過時效,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,只對鈹青銅棒料按標準試樣(φ12.5 mm50 mm標距)進行材料強度測試,測試結果抗拉強度Rm為1350 MPa,屈服強度以Rr0.2計為1090 MPa,斷后伸長率為4.5%。C17200鈹青銅棒料標準要求抗拉強度和屈服強度分別不低于1129 MPa和992 MPa,斷后伸長率不低于4%,可見C17200鈹青銅獲得高強度、高硬度的同時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,宏觀上明顯分成點狀源區、中部快速擴展區和四周剪切唇區,見圖8。點狀源區有多條放射棱線指向試樣表面沖點缺口處,說明鈹青銅材料的缺口效應明顯,即應力集中敏感程度高,一旦在應力集中處萌生微裂紋,裂紋將快速擴展,這一情況與激光熔覆表面強化的適配頭疲勞斷裂件起源于應力集中的螺紋牙底相吻合。源區附近是淺韌窩+沿晶開裂形貌,快速擴展區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)宏觀斷口及點狀源;(b)源區附近的淺韌窩+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 結論

1) 激光熔覆表面強化對鈹青銅基材的組織和力學性能產生不利影響,基材局部溫度達到350 ℃,組織發生過時效,晶界反應量增多,整個適配頭受熱部位鈹青銅晶界均出現大量γCu88Be12節瘤組織,且離熔覆層越近,組織變化越明顯,造成基材的硬度和強度下降。

2) 采用HVOF表面強化對鈹青銅基材的組織和力學性能影響小,基材組織和性能正常,未見過時效組織。HVOF工藝更適合對鈹青銅隨鉆測井設備進行強化,不降低材料硬度和力學性能,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,建議謹慎使用。