水輪機(jī)葉片激光熔覆抗汽蝕涂層性能研究

楊 聃，李德紅，陳志雄，趙 堅(jiān)，陳小明，伏 利，劉 偉，毛鵬展

（1.國(guó)網(wǎng)浙江省電力有限公司緊水灘水力發(fā)電廠，浙江麗水323000；2.水利部產(chǎn)品質(zhì)量標(biāo)準(zhǔn)研究所浙江省水利水電裝備表面工程技術(shù)研究重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，杭州310012；3.水利部杭州機(jī)械設(shè)計(jì)研究所水利機(jī)械及其再制造技術(shù)浙江省工程實(shí)驗(yàn)室，杭州310012）

1 研究背景

水輪機(jī)在運(yùn)行過(guò)程中主要遭受汽蝕及泥沙沖蝕這兩種破壞形式。在泥沙含量高或者石英砂比例高的流域一般以泥沙的沖蝕為主，如西北地區(qū)的黃河流域、云貴川的大渡河、瑞麗江、瀾滄江等流域以及新疆瑪納斯河、克孜河等流域。而在浙江、福建、廣東等清水流域的水輪機(jī)，其破壞形式主要以汽蝕為主，泥沙沖擊磨損幾乎可以忽略。如浙江緊水灘電站經(jīng)過(guò)一個(gè)檢修周期后葉片局部發(fā)生了較為嚴(yán)重的汽蝕（圖1所示），而其他部位則表面完好。

汽蝕破壞主要以氣泡潰滅時(shí)產(chǎn)生的沖擊、瞬間高溫、腐蝕以及疲勞破壞為主，需要防護(hù)材料具有更高的結(jié)合強(qiáng)度、韌性及耐腐蝕性能等［1，2］。針對(duì)水力機(jī)械抗汽蝕，傳統(tǒng)做法是采用0Cr13Ni4Mo等高強(qiáng)度不銹鋼做為抗汽蝕母材，此類(lèi)不銹鋼材料已是目前在水力機(jī)械上應(yīng)用的抗汽蝕性能最好的母材之一，但在一些運(yùn)行工況下，僅采用抗汽蝕母材仍無(wú)法滿(mǎn)足實(shí)際使用需求，如浙江緊水灘電站、石塘電站等。

表面涂層防護(hù)技術(shù)是近年來(lái)在水力機(jī)械過(guò)流部件表面應(yīng)用較多的一項(xiàng)技術(shù)，并且也取得了一定的成效，如任巖［3］等的研究表明與常規(guī)維護(hù)措施相比，高速火焰噴涂WC 涂層技術(shù)具有較好的泥沙磨蝕防護(hù)效果；高云濤［4］等分析了高速火焰噴涂技術(shù)在劉家峽水電廠抗磨蝕方面的應(yīng)用，表明該技術(shù)可以提高水輪機(jī)過(guò)流部件的抗磨蝕性能；張小彬［5］等采用脈沖激光在CrNi-Mo 不銹鋼表面制備了NiCrSiB 熔覆層，發(fā)現(xiàn)同樣工況下熔覆層的汽蝕失重量為基材的37%。這些研究結(jié)果表明WC等硬質(zhì)合金適用于以泥沙磨損為主、少量汽蝕的防護(hù)，而單純解決汽蝕問(wèn)題時(shí)，則采用激光熔覆方法更為適用。但激光熔覆與高速火焰噴涂相比存在熱輸入量較大的問(wèn)題，因此需要在工藝設(shè)計(jì)時(shí)考慮熱應(yīng)力變形的問(wèn)題，要避免對(duì)過(guò)流部件的型線(xiàn)造成破壞。

本文研究依托清水環(huán)境下水輪機(jī)過(guò)流部件抗汽蝕的技術(shù)需求，以浙江緊水灘電站水輪機(jī)葉片為模型，通過(guò)仿真分析研究激光熔覆過(guò)程中基材的熱應(yīng)變情況，結(jié)合X 射線(xiàn)粉末衍射儀、掃描電鏡、顯微硬度計(jì)和汽蝕試驗(yàn)機(jī)等測(cè)試方法，系統(tǒng)分析了熔覆層的微觀形貌、硬度、抗汽蝕性能，為采用激光熔覆技術(shù)解決水輪機(jī)汽蝕問(wèn)題提供理論基礎(chǔ)。

2 試驗(yàn)材料及方法

2.1 試驗(yàn)材料及試樣制備

采用浙江緊水灘電站水輪機(jī)葉片材料0Cr13Ni4Mo 不銹鋼制作成150 mm×100 mm×10 mm 的長(zhǎng)方形試樣，表面經(jīng)過(guò)除油、去離子水漂洗、超聲波清洗處理。粉末采用Co 基合金粉末（主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）：Cr26%、Mo1.2%、W15%、B1%、Si1.5%、Ni2.5%、C3%、Co 余量）。激光熔覆設(shè)備采用HMR-L4000 柔性半導(dǎo)體激光系統(tǒng)，激光功率1 600 W，掃描速度是10 mm/s，搭接率為50%。激光熔覆示意圖及熔覆層試樣示意圖如圖2所示。

圖2 激光熔覆示意圖及熔覆層試樣Fig.2 Schematic diagram of laser cladding and cladding coating sample

2.2 測(cè)試分析設(shè)備及方法

采用幾何測(cè)量分析熔覆后基材的實(shí)際變形量并與仿真分析進(jìn)行對(duì)比；采用XPer Powder型X射線(xiàn)衍射儀（XRD）測(cè)定涂層的相結(jié)構(gòu)；采用卡爾蔡司公司的ULTRA55場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）測(cè)定涂層的表面形貌及微觀組織分析；采用HXD-1000TMC 顯微硬度計(jì)測(cè)試試樣的顯微硬度，峰值載荷為200 g，加載時(shí)間10 s；超聲波汽蝕實(shí)驗(yàn)在X0-1200試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，采取浙江緊水灘庫(kù)區(qū)的水，溫度25 ℃，超聲波發(fā)生器功率1 200 W，頻率20 kHz，振幅0～20 μm，每2 h 將試樣取出，用超聲波清洗干凈并吹干，觀察表面形貌并用天平稱(chēng)重，共計(jì)10 h，通過(guò)試樣的質(zhì)量損失和氣蝕表面形貌來(lái)分析涂層的抗汽蝕能力。

3 結(jié)果與討論

3.1 涂層微觀形貌及組織結(jié)構(gòu)

涂層的橫截面微觀形貌如圖3所示，從圖3中可以看出第1層、第2層、層間重熔區(qū)域以及每道搭接區(qū)域的金相組織都有所不同。c區(qū)為涂層橫截面的底部區(qū)域，即第1層靠近基材表面的區(qū)域，由c 區(qū)域放大圖中可以看出其金相組織主要為亮白色的平面晶，是熔池的底部在高溫度梯度低凝固速率下進(jìn)行的典型的平界面凝固生長(zhǎng)所形成的連續(xù)平界面生長(zhǎng)層。根據(jù)凝固理論可以知道，快速凝固形成的組織形態(tài)主要取決于溫度梯度（G）和冷卻速率（R），尤其是與二者的比值即G/R 密切相關(guān)。在涂層的底部，處于凝固過(guò)程的最初階段，此時(shí)凝固過(guò)程中熔池底部的熱量主要由基材導(dǎo)出，溫度梯度G 很大，而凝固的結(jié)晶速度R 很小，因此界面處的G/R 的值非常大，易形成平面晶［7，8］；b 區(qū)為兩層搭接重熔區(qū)域，由b 區(qū)域放大圖可知，該區(qū)組織主要為粗大的柱狀晶。這是由于隨著固液界面由熔池底部向上推移和熱量的不斷積累，溫度梯度G 降低，而凝固速率快速增加，此時(shí)G/R的值降低，在液固界面前沿開(kāi)始出現(xiàn)較小的成分過(guò)冷，平面生長(zhǎng)將會(huì)發(fā)生破壞并形成胞狀晶，隨著凝固過(guò)程的繼續(xù)進(jìn)行，由于胞狀晶的前沿溶質(zhì)成分的富集以及G/R 的進(jìn)一步減小，導(dǎo)致液固界面前沿出現(xiàn)更大的成分過(guò)冷，從而導(dǎo)致了樹(shù)枝晶的生長(zhǎng)［9-11］。隨著第2層熔覆，對(duì)第1層近表面形成了重熔，樹(shù)枝晶繼續(xù)長(zhǎng)大形成了較粗的柱狀晶；a 區(qū)為涂層第2 層的近表面區(qū)域，由a區(qū)域放大圖可知，該區(qū)組織主要為細(xì)小的等軸晶。這是由于熔池可以向周?chē)h(huán)境中散熱，而且液固界面的成分過(guò)冷區(qū)域更寬，形核質(zhì)點(diǎn)開(kāi)始在剩余液相內(nèi)部隨機(jī)的出現(xiàn)，從而促進(jìn)了等軸晶的出現(xiàn)，并且由于此時(shí)的冷卻速度較快可以抑制晶粒生長(zhǎng)，形成較小的晶粒尺寸［12，13］。

圖3 涂層微觀形貌Fig.3 Micro morphology of coating

涂層的XRD 圖譜如圖4所示，從中可以看出涂層主要由Co和Cr、W 的碳化物組成，說(shuō)明粉末中各元素經(jīng)過(guò)熔覆后出現(xiàn)了不同程度的化合。

圖4 涂層X(jué)RD圖譜Fig.4 XRD patterns of coating

3.2 涂層顯微硬度分析

涂層截面形貌及顯微硬度點(diǎn)分布如圖5所示，從近表面到基材呈縱向分布，并且對(duì)道間重熔區(qū)、層間重熔區(qū)以及基材元素偏析區(qū)都進(jìn)行了顯微硬度測(cè)試，其結(jié)果如圖6所示。從圖6可以看出，涂層的顯微硬度要明顯高于基材，并且近表面區(qū)域的顯微硬度最高（約為基材的1.5 倍），道間重熔區(qū)、層間重熔區(qū)以及基材元素偏析區(qū)的硬度明顯降低。這是由于經(jīng)過(guò)熔覆后粉末中W、Cr 等元素形成了WCX、CrC、Cr23C6、Cr7C3等硬質(zhì)相，提高了涂層的整體硬度，且由于激光熔覆極冷的特性，會(huì)形成近表面的細(xì)小晶粒區(qū)，產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化，進(jìn)一步提高硬度。而道間重熔和層間重熔會(huì)導(dǎo)致晶粒長(zhǎng)大，造成回火軟化作用，導(dǎo)致這些區(qū)域的硬度下降。基材元素偏析即Fe元素稀釋到涂層中，會(huì)導(dǎo)致硬度的大幅下降［14，15］。

圖5 涂層截面顯微硬度點(diǎn)分布Fig.5 Microhardness points on cross section of coating

圖6 涂層截面顯微硬度值分布Fig.6 Microhardness value on cross section of coating

3.3 涂層與基材抗汽蝕性能對(duì)比分析

涂層與基材在相同工況下經(jīng)過(guò)不同時(shí)間的汽蝕失重量如圖7所示。從中可以看出，在汽蝕發(fā)生的初期兩者的失重量都較小，隨著汽蝕時(shí)間的增加，基材的失重量增速明顯大于涂層，并且在經(jīng)過(guò)10 h 的汽蝕試驗(yàn)后涂層失重量?jī)H為基材的1/3。這可能是由于，在汽蝕發(fā)生的初期，試樣表面較為光滑，隨著汽蝕的發(fā)生試樣表面逐漸出現(xiàn)汽蝕凹坑而變得粗糙，表面粗糙度的增加會(huì)加劇汽蝕的發(fā)生。同時(shí)，由于涂層有著較高的硬度以及更細(xì)的枝晶結(jié)構(gòu)，使其具有較高的抗汽蝕性能。如圖8所示，在相同工況下經(jīng)過(guò)10 h 汽蝕試驗(yàn)后，基材表面呈現(xiàn)為無(wú)規(guī)則的海綿狀結(jié)構(gòu)，汽蝕較為嚴(yán)重，而涂層的表面粗糙度雖有升高但仍保持了較為完好的狀態(tài)。

圖7 基材與涂層的汽蝕失重量Fig.7 Cavitation loss weight of substrate and coating

圖8 基材與涂層經(jīng)過(guò)10 h時(shí)汽蝕試驗(yàn)后表面形貌Fig.8 Surface morphology after 10 h cavitation test of substrate and coating

4 結(jié)論

（1）Co 基合金涂層與基材呈良好的冶金結(jié)合，涂層近表面主要為細(xì)小的等軸晶并具有一定比例的W-C、Cr-C 相，使得近表面區(qū)域獲得較高的顯微硬度，為基材的1.5 倍；層間重熔及道間重熔區(qū)域由于重熔而產(chǎn)生回火軟化，導(dǎo)致硬度降低；靠近基材區(qū)域存在基材Fe元素偏析的情況，也會(huì)導(dǎo)致硬度大幅降低。

（2）該涂層具有較好的抗汽蝕性能，相同工況10 h汽蝕試驗(yàn)后，涂層的汽蝕失重量?jī)H為基材的1/3，該技術(shù)的應(yīng)用可以大幅提高清水環(huán)境下水輪機(jī)葉片抗汽蝕能力，保障機(jī)組的運(yùn)行?！?/p>