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1Cr15Ni4Mo3N超高强不锈钢表面激光熔覆层的组织与性能研究
发布者:不锈钢管厂(www.zjhstg.com) 发布时间:2020/4/14 阅读:263

  浙江宏盛特钢有限公司采用激光熔覆技术在超高强不锈钢1Cr15Ni4Mo3N表面制备了熔覆层,借助光学显微镜、拉伸试验机、冲击试验机、显微硬度计和扫描电镜等对熔覆层的显微组织和力学性能进行了评价。结果表明:所制备的熔覆层无明显治金缺陷,熔覆层与基体呈良好的治金结合,主要由表层粗晶区、亚表层细晶区、马氏体和奥氏体双相过渡区及热影响区组成。熔覆层的显微硬度变化趋势与截面的组织分布相一致。熔覆层的抗拉强度达到基体的98%,屈服强度较基体提高约2%,伸长率及冲击韧性分别较基体降低约41%和10%,断裂方式均为韧性断裂。熔覆层可用于1Cr15Ni4Mo3N钢构件的损伤修复与再制造。


   随着航空装备向着轻量化、长寿命和高性能方向发展,新型材料钛合金和复合材料在航空制造领域的应用越来越广泛,而高性能结构钢因优异的综合力学性能,在飞机关键零部件的制造领域仍占有较大的比例]。沉淀硬化不锈钢1Cr15Ni4Mo3N作为一种超高强度不锈钢,因其优异的强韧性、耐磨耐腐蚀、抗疲劳性能及易加工焊接等性能在飞机承载结构件制造中具有广泛的应用国。然而,随着科技的发展,国内外航空装备的设计运行条件日益苛刻,其零部件极易在复杂的机械负载、高频振动及环境的耦合作用下发生快速损伤或失效,极大降低了航空设备运行的效率及可靠性4]。同时,我国部分高性能航空装备来自国外进口,相应的零部件多为单件供应,因此,开展超高强度不锈钢结构件的修复与再制造对提升我军航空装备服役效率并保障战斗力具有极为重要的军事、经济和社会意义问。


   激光熔覆技术作为近年来发展的一种先进表面工程技术,是损伤或报废零部件的结构尺寸及性能恢复或再制造的关键支撑技术之一,受到了国内外研究者的广泛关注]。然而,由于激光熔覆层的形成是一种快速凝固过程,极易导致其硬脆性的增加和塑韧性的显著降低,因而在超高强钢的修复与再制造领域的应用仍鲜见报道。浙江宏盛特钢有限公司以航空装备用沉淀硬化不锈钢1Cr15Ni4Mo3N为基体,在其表面设计制备超高强度熔覆层,并结合其组织结构及力学性能的系统表征,探讨利用激光熔覆技术对其修复与再制造的可能性,为其工程推广与应用提供理论和技术参考。


一、试验材料与方法

  选用的基体材料为1Cr15Ni4Mo3N沉淀硬化不锈钢,尺寸为中12cmx1cm。其热处理工艺为:1070℃真空加热1小时后油淬,然后经-70℃深冷处理1小时,最后在350℃回火2小时并随炉冷至室温。经多重金相打磨后,采用无水乙醇进行超声波清洗,自然烘干后用于激光熔覆层的制备。选用的熔覆粉末为合金钢粉末,其形貌如图所示,主要组分(质量分数,%)为:0.09~0.14C,13.2~15.2Cr,4.1~5.3Ni,2.2~2.7Mo,0.47~0.98Mn,0.10~0.93Si,0.03~0.08N,0.02~0.15B,0.006~0.048RE,0.010~0.016S,0.014~0.022P,余量为铁。

   熔覆层的制备在LFR-M-IⅡ型激光熔覆系统上进行,采用同轴送粉方式,主要的工艺参数为:激光束斑直径2mm,激光功率1.2kW,激光束扫描速度0.01m/s,送粉器读数为Low,载气流量为400L/h,搭接率为40%。

   采用IE200M型光学显微镜对熔覆层的显微组织进行观察分析,所用的金相腐蚀剂为FeCl(g):HC1(mL):H2O(mL)=8:25:100的混合液。采用MH5L型显微硬度计对熔覆层的截面进行显微硬度测试,测试点之间的间距为50um,共测试60个点,加载质量为300g,保压时间为10s。利用UTM-5000型拉伸试验机测试熔覆层的拉伸力学性能,缓慢加载,拉伸速率为2mm/s。借助JBW-300B型屏显冲击试验机对熔覆层的冲击性能进行测试。拉伸试样和冲击试样的结构示意图如图2所示。测试后试样经超声波清洗,采用JSM6360LV型扫描电镜对其断口进行分析。


二、试验结果及分析

 1. 熔覆层显微组织

   图为激光熔覆层截面不同区域的显微组织,图为表层粗晶组织,其形成的主要原因是亚表层的热量积累导致表层熔覆过程中过冷度下降,冷却凝固过程中形核率下降,且晶粒易发生长大。图为亚表层细晶区和双相过渡区的组织。细晶区的形成是由于多道搭接熔覆过程中先期形成的熔覆层受到后续多次的热输入而发生重熔结晶所致,而经激光扫描加热后形成的过渡区为粗化的马氏体和残余奥氏体构成的双相组织,具有优异的塑韧性,能缓冲界面残余应力积累并促进其二次分布,降低界面脆性,提高界面结合强度,降低了微裂纹等冶金缺陷的形成趋势。图为热影响区的显微组织。可看出,因热输入的作用,导致热影响区组织发生粗化,形成了粗化的针状马氏体。由此可见,激光熔覆层的显微组织并非单一,而是由多个区域多种混合组织构成的。


 2. 拉伸力学性能

   图为熔覆层与基体的拉伸测试真应力-真应变曲线。比较可见,两种试样都是从弹性变形阶段进入均匀塑性变形阶段,没有明显的屈服平台和应变硬化效应。随着应力的增大,熔覆层试样没有明显的缩颈现象,而基体试样塑性较好,有明显的缩颈现象,断裂前出现了应力的急剧降低。熔覆层的抗拉强度达到了基体强度的98%,约为1326MPa,屈服强度约为1242MPa,较基体提高约2%,而伸长率较基体降低约41%。由此可见,所制备的激光熔覆层的综合强韧性能可满足1Crl5Ni4Mo3N超高强不锈钢的强度和塑性的需求。

  图为试样的拉伸断口形貌。由图可见,基体试样拉伸断口截面呈现了明显的缩颈,断口上存在大量的韧窝和撕裂棱,且直径和深度较大的韧窝占有较高的比例,表明基体塑韧性良好,其断裂的主要方式为韧性断裂。如图所示,熔覆层试样的断面宏观尺寸较基体试样显著增大,断口未发生明显的缩颈,塑性较基体显著降低。对断口上界面结合区、近基体区和熔覆层的断口形貌进行观察可知,熔覆层区域多为浅而细小的韧窝,少部分韧窝直径较大,但深度较小,表明熔覆层的断裂为韧性断裂,但塑性较基体显著降低;界面结合区韧窝的分布呈现不均,且有少量的孔隙缺陷;近基体部分存在大小、深浅不一的韧窝和撕裂棱,呈明显的韧性断裂特征。试样断口的形貌与拉伸测试的结果一致。


 3. 冲击力学性能分析

  表为室温冲击力学性能测试结果。可看出,1Cr15Ni4Mo3N基体的室温平均冲击吸收功为151J,而激光熔覆层试样的室温平均吸收功为136J,表明熔覆层具有优异的冲击韧性,达到基体的90%。

  图为试样冲击断口的SEM形貌。由可知,基体冲击断口的纤维区和剪切唇所占比例较大,表明其塑韧性较好,断裂方式为韧性断裂。而由图可知,熔覆层冲击断口中纤维区和剪切唇所占的比例相对减少,而放射区所占的比例明显增大,表明其塑韧性较基体明显降低。同时,基体的冲击断口上具有大小不均、深浅不一的韧窝和撕裂棱,而且其中未见明显的夹杂、气孔、微裂纹等缺陷,表明韧性较好。而激光熔覆层断口的韧窝较为细密,且其中可见部分气孔、微裂纹等缺陷,这是导致其冲击力学性能较基体弱化的主要原因。


 4. 显微硬度分析

   图为熔覆层截面的显微硬度测试结果。可看出,硬度的分布可分为6个典型区域,从表层粗晶区至亚表层细晶区前部硬度呈上升趋势。从的后部到细晶区到双相过渡区的硬度急剧下降(相比熔覆层),这是因为过渡区组织为粗化的马氏体和和残余奥氏体,硬度相对最低;热影响区由于马氏体组织出现了粗化而致硬度下降(相比熔覆层),但仍高于过渡区,到基体后硬度又呈现上升的趋势。

  表为激光熔覆层截面的各区域硬度平均值。可看出,熔覆区的平均硬度为455.5HV,基体的平均硬度为420.2HV,过渡区硬度最低,其平均值为361.7HV,热影响区硬度平均硬度为370.5HV。显微硬度的变化趋势与熔覆层截面的组织分布相一致。


三、结论

  1. 激光熔覆层自表层至基体的结构主要呈4个典型的区域:表层粗晶区、亚表层细晶区、马氏体和残余奥氏体双相过渡区、热影响区。熔覆层的硬度达到455.5HV,高于基体,而双相过渡区与热影响区的显微硬度则相对于基体显著降低。

  2. 熔覆层的抗拉强度达到基体的98%,屈服强度较基体提高约2%,而伸长率及冲击韧性分别较基体降低约41%和10%,断裂为韧性断裂。其综合强度和塑韧性能满足激光修复层的性能要求,可用于1Cr15Ni4Mo3N零部件的损伤修复与或再制造。

 

 
 

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