水輪機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，陳小明，伏 利，劉 偉，毛鵬展

（1.國網浙江省電力有限公司緊水灘水力發電廠，浙江麗水323000；2.水利部產品質量標準研究所浙江省水利水電裝備表面工程技術研究重點實驗室，杭州310012；3.水利部杭州機械設計研究所水利機械及其再制造技術浙江省工程實驗室，杭州310012）

1 研究背景

水輪機在運行過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，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過一個檢修周期后葉片局部發生了較為嚴重的汽蝕（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產生的沖擊、瞬間高溫、腐蝕以及疲勞破壞為主，需要防護材料具有更高的結合強度、韌性及耐腐蝕性能等［1，2］。針對水力機械抗汽蝕，傳統做法是采用0Cr13Ni4Mo等高強度不銹鋼做為抗汽蝕母材，此類不銹鋼材料已是目前在水力機械上應用的抗汽蝕性能最好的母材之一，但在一些運行工況下，僅采用抗汽蝕母材仍無法滿足實際使用需求，如浙江緊水灘電站、石塘電站等。

表面涂層防護技術是近年來在水力機械過流部件表面應用較多的一項技術，并且也取得了一定的成效，如任巖［3］等的研究表明與常規維護措施相比，高速火焰噴涂WC 涂層技術具有較好的泥沙磨蝕防護效果；高云濤［4］等分析了高速火焰噴涂技術在劉家峽水電廠抗磨蝕方面的應用，表明該技術可以提高水輪機過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，發現同樣工況下熔覆層的汽蝕失重量為基材的37%。這些研究結果表明WC等硬質合金適用于以泥沙磨損為主、少量汽蝕的防護，而單純解決汽蝕問題時，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題，因此需要在工藝設計時考慮熱應力變形的問題，要避免對過流部件的型線造成破壞。

本文研究依托清水環境下水輪機過流部件抗汽蝕的技術需求，以浙江緊水灘電站水輪機葉片為模型，通過仿真分析研究激光熔覆過程中基材的熱應變情況，結合X 射線粉末衍射儀、掃描電鏡、顯微硬度計和汽蝕試驗機等測試方法，系統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解決水輪機汽蝕問題提供理論基礎。

2 試驗材料及方法

2.1 試驗材料及試樣制備

采用浙江緊水灘電站水輪機葉片材料0Cr13Ni4Mo 不銹鋼制作成150 mm×100 mm×10 mm 的長方形試樣，表面經過除油、去離子水漂洗、超聲波清洗處理。粉末采用Co 基合金粉末（主要化學成分（質量分數）：Cr26%、Mo1.2%、W15%、B1%、Si1.5%、Ni2.5%、C3%、Co 余量）。激光熔覆設備采用HMR-L4000 柔性半導體激光系統，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 測試分析設備及方法

采用幾何測量分析熔覆后基材的實際變形量并與仿真分析進行對比；采用XPer Powder型X射線衍射儀（XRD）測定涂層的相結構；采用卡爾蔡司公司的ULTRA55場發射掃描電子顯微鏡（SEM）測定涂層的表面形貌及微觀組織分析；采用HXD-1000TMC 顯微硬度計測試試樣的顯微硬度，峰值載荷為200 g，加載時間10 s；超聲波汽蝕實驗在X0-1200試驗機上進行，采取浙江緊水灘庫區的水，溫度25 ℃，超聲波發生器功率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重，共計10 h，通過試樣的質量損失和氣蝕表面形貌來分析涂層的抗汽蝕能力。

3 結果與討論

3.1 涂層微觀形貌及組織結構

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、層間重熔區域以及每道搭接區域的金相組織都有所不同。c區為涂層橫截面的底部區域，即第1層靠近基材表面的區域，由c 區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行的典型的平界面凝固生長所形成的連續平界面生長層。根據凝固理論可以知道，快速凝固形成的組織形態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。在涂層的底部，處于凝固過程的最初階段，此時凝固過程中熔池底部的熱量主要由基材導出，溫度梯度G 很大，而凝固的結晶速度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 區為兩層搭接重熔區域，由b 區域放大圖可知，該區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G/R的值降低，在液固界面前沿開始出現較小的成分過冷，平面生長將會發生破壞并形成胞狀晶，隨著凝固過程的繼續進行，由于胞狀晶的前沿溶質成分的富集以及G/R 的進一步減小，導致液固界面前沿出現更大的成分過冷，從而導致了樹枝晶的生長［9-11］。隨著第2層熔覆，對第1層近表面形成了重熔，樹枝晶繼續長大形成了較粗的柱狀晶；a 區為涂層第2 層的近表面區域，由a區域放大圖可知，該區組織主要為細小的等軸晶。這是由于熔池可以向周圍環境中散熱，而且液固界面的成分過冷區域更寬，形核質點開始在剩余液相內部隨機的出現，從而促進了等軸晶的出現，并且由于此時的冷卻速度較快可以抑制晶粒生長，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，說明粉末中各元素經過熔覆后出現了不同程度的化合。

圖4 涂層XRD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分布如圖5所示，從近表面到基材呈縱向分布，并且對道間重熔區、層間重熔區以及基材元素偏析區都進行了顯微硬度測試，其結果如圖6所示。從圖6可以看出，涂層的顯微硬度要明顯高于基材，并且近表面區域的顯微硬度最高（約為基材的1.5 倍），道間重熔區、層間重熔區以及基材元素偏析區的硬度明顯降低。這是由于經過熔覆后粉末中W、Cr 等元素形成了WCX、CrC、Cr23C6、Cr7C3等硬質相，提高了涂層的整體硬度，且由于激光熔覆極冷的特性，會形成近表面的細小晶粒區，產生細晶強化，進一步提高硬度。而道間重熔和層間重熔會導致晶粒長大，造成回火軟化作用，導致這些區域的硬度下降。基材元素偏析即Fe元素稀釋到涂層中，會導致硬度的大幅下降［14，15］。

圖5 涂層截面顯微硬度點分布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比分析

涂層與基材在相同工況下經過不同時間的汽蝕失重量如圖7所示。從中可以看出，在汽蝕發生的初期兩者的失重量都較小，隨著汽蝕時間的增加，基材的失重量增速明顯大于涂層，并且在經過10 h 的汽蝕試驗后涂層失重量僅為基材的1/3。這可能是由于，在汽蝕發生的初期，試樣表面較為光滑，隨著汽蝕的發生試樣表面逐漸出現汽蝕凹坑而變得粗糙，表面粗糙度的增加會加劇汽蝕的發生。同時，由于涂層有著較高的硬度以及更細的枝晶結構，使其具有較高的抗汽蝕性能。如圖8所示，在相同工況下經過10 h 汽蝕試驗后，基材表面呈現為無規則的海綿狀結構，汽蝕較為嚴重，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。

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

圖8 基材與涂層經過10 h時汽蝕試驗后表面形貌Fig.8 Surface morphology after 10 h cavitation test of substrate and coating

4 結論

（1）Co 基合金涂層與基材呈良好的冶金結合，涂層近表面主要為細小的等軸晶并具有一定比例的W-C、Cr-C 相，使得近表面區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域由于重熔而產生回火軟化，導致硬度降低；靠近基材區域存在基材Fe元素偏析的情況，也會導致硬度大幅降低。

（2）該涂層具有較好的抗汽蝕性能，相同工況10 h汽蝕試驗后，涂層的汽蝕失重量僅為基材的1/3，該技術的應用可以大幅提高清水環境下水輪機葉片抗汽蝕能力，保障機組的運行。□