2. 陆军装甲兵学院 装备再制造技术国防科技重点实验室,北京 100072
2. National Key Laboratory for Remanufacturing, Academy of Armored Forces Engineering, Beijing 100072, China
大型舰船、海工装备、能源装备、工程机械等所涉及的材料已经有上万种,涉及的钢类材料通常需要有600 MPa以上的屈服强度以及700~1000 MPa的抗拉强度,同时还需具备一定的耐腐蚀性和延伸率。
双相不锈钢就具备有上述特征,它是一种兼有铁素体和奥氏体组织的钢种,结合了两者优异的性能于一体。相较于纯铁素体不锈钢,双相不锈钢有着更好的耐腐蚀性和韧性;而其相对于纯奥氏体不锈钢,则又有着更高的强度[1-4]。如此优越性能的结合,因而使得双相不锈钢广泛应用于化工、海上装备、石化装备等领域[5-6]。
目前双相不锈钢的成形技术主要是轧制、铸造、焊接等传统加工技术,采用激光技术制备双相不锈钢层的研究报道较少。氮元素作为双相不锈钢中重要的合金元素,它的存在对双相不锈钢铁素体和奥氏体两相组织的调控以及其耐腐蚀性能的提升都具有重要作用[7]。因此,含氮双相不锈钢激光成型制备的研究具有较高应用价值。杨吉春等[8]使用传统冶炼技术制备2205双相不锈钢,研究了氮对其组织及力学性能的影响。朱红梅[9]等采用激光熔覆技术制备出马氏体/铁素体双相不锈钢。然而,目前国内外对双相不锈钢的激光成型制备大多针对于单一基材,针对于多材质基材的激光成型报导鲜见。Florian等[10]通过选择性激光融化制备出双相不锈钢UNSS31803, 屈服强度达到770 MPa,延伸率达到28%。王程锦等[11]则针对15Cr21Ni7双相不锈钢,在Q235基材上利用激光金属沉积技术研究了不同含量Mo对沉积成形双相不锈钢样品的影响。针对当下我国制造业废旧零部件存量大以及大型钢类零件现场修复和战时应急抢修不便携带大量粉末材料的问题,研制少数广谱集约化材料对多种材质的废旧金属零部件进行激光再制造更具有实际意义[12]。
文中针对Q345、Q460以及EQ56等海工结构钢和18-8等奥氏体不锈钢类零件表面进行激光再制造与修复需要,在前人研究的基础上(添加Nb有助于形成显微硬度均匀分布的成型层[13],添加Cr有助于成型试样耐腐蚀性能的提高[7],Ni的添加有助于晶粒细化,提高强度[14])设计制备了一种集约化双相不锈钢粉末,在Q345和1Cr18Ni9Ti上制备含氮双相不锈钢激光成型层,并研究了其微观组织结构以及综合性能。
1 材料及方法在大量前期研究探索基础上,设计并制备出一种集约化双相不锈钢粉末,其粒度为73~100 μm,检测成分(质量分数)为0.064% C、0.18% N、1.12% Si、0.165% V、22.8% Cr、6.45% Ni、2.23% Cu、2.59% Mo、0.19% Nb和1.6% Mn,其余为铁,另两种对比粉末只是将氮的含量(质量分数,下同)分别调高为0.35%、0.28%。试验前在50°C的干燥箱中干燥12h,以去除粉末中的水分。基材为Q345与1Cr18Ni9Ti不锈钢,其尺寸为100 mm×50 mm×15 mm。采用激光成型系统通过侧向送粉的方式在99.999%高纯氮气保护气氛下制备激光成型试样。激光工艺参数:功率密度260~280 W/mm2、光斑直径2 mm、扫描速度480 mm/min、送粉速率8 g/min和搭接率50%。
成型层用线切割机制备成非标拉伸试样和疲劳试样,如图1(a)(b)所示。切样位置离基材与成型层结合界面0.5 mm以上,以保证切割试样为纯成型层。采用XJP-3C光学显微镜(OM)观察其截面显微组织,采用JSM-6490LA扫描电子显微镜(SEM)观察成型层及拉伸断口、疲劳断口微观组织形貌。利用XRD-7000 X射线衍射仪分析其物相结构,靶材选用Cu靶。采用HXD-1000B维氏显微硬度计测量其维氏显微硬度,加载载荷100 g,加载时间10 s。采用WDW-20E万能试验机测试其拉伸及疲劳性能。在MMW-1立式万能摩擦磨损试验机上进行干滑动摩擦磨损实验,对磨方式:销盘对磨,上试样尺寸:Φ 4.7 mm×12.7 mm,下试样为淬火45钢(平均硬度为54.4 HRC)环形圆块。摩擦磨损实验参数: 载荷15 N,转速60 r/min,时间为20 min。采用精度为0.1 mg的电子天平称量试样摩擦前后的质量,计算磨损量Δm。
采用CHI 660E电化学工作站测量成型层的电化学腐蚀特性,试验时采用三电极测量体系,以饱和甘汞电极作为参比电极,铂电极作为辅助电极,试样作为工作电极,电压范围电位扫描速度为 25 mV/min,腐蚀液为质量分数3.5%的NaCl溶液。
2 结果分析 2.1 氮含量对激光成型试样的影响图2为不同氮含量粉末制备的激光成型试样表面形貌,0.35% N、0.28% N和0.18% N分别为粉末1、粉末2和粉末3制备的激光成型试样。由图2中可知0.35% N的粉末1制备的成型试样表面气孔明显,表面光洁度很差。0.28% N的粉末2制备的试样表面气孔明显减少;0.18% N的粉末3制备的试样表面质量最佳,整体平整光滑。这表明合金粉末中N含量超过0.3%时,制备的双相不锈钢试样表面存在大量气孔。根据这一结果,制备双相不锈钢成型试样的粉末N含量应控制在0.3%以下,因此选用N含量0.18%的粉末3制备成型试样,对其综合性能进行研究。表1反映了激光成型前后N含量的变化:成型试样中N含量比粉末3中N含量下降了45%。这是因为粉末中过多的N元素无法全部融入到成型层中,待其在熔池中的溶解度达到最大值后,剩下的以气态的形式逸出,同时又由于激光成型快速熔融冷却的特点,因而在成型层表面留下气孔。这一研究分析与Hosseini[15]的报道分析相吻合。
C | N | Si | Cr | Ni | |
Powder 1 | 0.064 | 0.350 | 1.120 | 22.800 | 6.450 |
Powder 2 | 0.064 | 0.280 | 1.120 | 22.800 | 6.450 |
Powder 3 | 0.064 | 0.180 | 1.120 | 22.800 | 6.450 |
Sample | 0.063 | 0.100 | 1.110 | 22.800 | 6.430 |
激光成型合金粉末和成型试样的XRD衍射结果如图3所示。图4为试样横截面的显微组织。对比粉末和试样的衍射图谱可知,粉末中主要是铁素体和奥氏体。成型试样中,奥氏体已经和铁素体作为双相基质存在,奥氏体峰强度明显提高。这主要是因为设计粉末中所添加的N、Ni是强烈形成并稳定奥氏体且扩大奥氏体相区的元素。N的加入可以降低钢中铁素体的含量,促进奥氏体的形成,对双相钢中奥氏体相和铁素体相起到调控作用[16]。图4可直观观察到成型层试样内有明显的奥氏体相和铁素体相且奥氏体和铁素体晶粒分布较均匀,通过Image J软件对SEM金相组织进行分析,结合舍弗勒相图推断,铁素体占比约为40%。
2.3 激光成型试样力学性能 2.3.1 显微硬度图5反映了激光成型层和基材Q345,1Cr18Ni9Ti的显微硬度分布。由图可知,由基材到成型层的显微硬度值不断提高,成型层显微硬度为275~285 HV0.1,大约是基材(130~140 HV0.1)的2倍。造成这一现象是因为粉末中的N元素以间隙固溶的方式嵌入奥氏体晶格内部,引起固溶强化,从而促使显微硬度提高[8]。
2.3.2 拉伸性能与疲劳强度在成型层上切出试样1、试样2、试样3和试样4,试样1、2、3为纯成型层,试样4则由1 mm的基材Q345以及1 mm的成型层组成。将各试样分别装夹在自制的拉伸夹具上,然后在室温下进行拉伸试验,拉伸速率为0.5 mm/min,激光成型层试样抗拉强度,屈服强度以及断后延伸率如图6所示。由图6中可以看出成型层试样抗拉强度为940~1040 MPa, 屈服强度为800~910 MPa, 断后延伸率为21%~25%,与EQ56等海工结构钢所要求的的抗拉强度700~800 MPa,屈服强度600~700 MPa相比,提高了近30%。基材与成型层过渡区的试样4抗拉强度达到877 MPa,屈服强度达到700 MPa,与Q345相比,提高了近1倍,完全可以满足维修再制造要求。成型试样高强度的主要原因一方面是奥氏体与铁素体双相不锈钢的固有特性,另一方面因为激光成型过程的激冷作用,晶粒度达到10 μm左右,细晶强化使其屈服强度和抗拉强度得到进一步提高。
在扫描电子显微镜下对拉伸试样进行断口微观形貌观察,如图7所示。从图中可以看出成型层试样拉伸断口均有大量韧窝存在,分布均匀,断裂方式为韧性断裂,结合图8拉伸试样拉断前后的宏观形貌对比,可以清晰地观察到试样拉断过程中发生“缩颈”现象,表现出良好的韧性。
同时在成型层上切出3个疲劳试样,在20 HZ交变载荷,试验应力范围330~600 MPa的试验条件下进行疲劳试验,结果成型试样断前循环次数分别为59 980、56 765和57 230次,在同等条件下,标准冷轧棒材1Cr18Ni9Ti的断前循环次数分别为9674、7859和8243次。由此可知,成型试样的平均断前循环次数大约为标准冷轧棒材1Cr18Ni9Ti的7倍。其在扫描显微镜下疲劳断口如图9所示,可以观察到疲劳断口表面出现粗糙而又不规则的粒状表面,疲劳裂纹的延伸方向明显存在着微细间隔的平行疲劳条纹,这些疲劳条纹呈波浪形,反映了成型试样良好的塑性。
2.3.3 耐磨性图10反映了成型层试样和基材的摩擦因数随着磨损时间的变化。由图10可知,成型层摩擦因数呈现时高时低的特点,计算磨损量Δm为0.3 mg,相比之下,基材Q345和1Cr18Ni9Ti磨损量则分别为0.9和0.7 mg。出现这种现象的原因是:由于双相不锈钢成型层表面夹杂硬质氮化物,在磨损过程中,对磨件总是先将成型层软质相磨尽,使得成型层显露出硬质氮化物,接着对磨件与硬质氮化物发生刮削,恶化了磨损接触面,导致了表面粗糙度的提升,造成了磨损初期高的摩擦因数;之后随着磨损的继续进行,硬质氮化物开始发生局部剥落从而产生磨屑,磨屑被研磨成细小的磨粒渗入成型层表面,从而改善了磨损条件,使得摩擦因数下降[17]。如此使得成型层摩擦因数呈现周期性时高时低的变化,最终在成型层表面产生一些轻微的犁沟划痕,并且伴有局部的剥落凹坑。
2.4 耐腐蚀性能表2为成型试样和1Cr18Ni9Ti的电化学参数,其在3.5% NaCl溶液中的电位极化曲线如图11所示。由表2可知,双相成型层腐蚀电位为0.574 V,腐蚀电流密度为2.78×10−7 A/cm2,相比于1Cr18Ni9Ti腐蚀电位提高了0.364 V,腐蚀电流密度下降了4.34×10−7 A/cm2,这表明激光成型试样的耐腐蚀性能优于1Cr18Ni9Ti。出现这种现象的原因主要是因为N的加入和Cr含量要高于1Cr18Ni9Ti的Cr含量,使得激光成型试样的电极电位得到提高,另一方面Mo的加入能够有效促进Cr在表面膜中的富集,进一步改善成型层试样耐腐蚀性。
Material | Potential/V | Corrosion current density/(A·cm−2) |
Sample | 0.574 | 2.78×10−7 |
1Cr18Ni9Ti | 0.210 | 7.12×10−7 |
(1)采用自主设计的双相不锈钢粉末可以制备出含氮的双相不锈钢激光成型试样,其中奥氏体和铁素体两相分布较均匀,成型试样中N含量比粉末中N含量下降了45%。合金粉末N含量应控制在0.3%以下,过多的N含量会导致成型层产生大量气孔。
(2)含氮双相不锈钢激光成型试样显微硬度为275~285 HV,大约是基材Q345和1Cr18Ni9Ti的2倍;抗拉强度940~1040 MPa,屈服强度800~910 MPa,断后延伸率21%~25%;在20 HZ交变载荷,试验应力范围330~600 MPa的试验条件下,成型试样的平均断前循环次数大约为标准冷轧棒材1Cr18Ni9Ti的7倍,试样摩擦因数呈现时高时低的特点,磨损量分别为基材Q345和1Cr18Ni9Ti的0.3和0.5倍。
(3)成型试样腐蚀电位比1Cr18Ni9Ti增加0.364 V、腐蚀电流密度减少4.34×10-7 A/cm2,成型试样具有比1Cr18Ni9Ti更好的耐腐蚀性能。
(4)这种集约化双相粉末制备的含氮双相不锈钢激光成型试样除延伸率略低于18-8系列不锈钢以外,其它各项力学性能和耐腐蚀性能均超低合金高强钢和18-8等奥氏体不锈钢,满足现场维修和再制造的要求。
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