水轮机叶片激光熔覆抗汽蚀涂层性能研究

2022-04-12李德红陈志雄陈小明毛鹏展

中国农村水利水电 2022年4期

杨聃，李德红，陈志雄，赵坚，陈小明，伏利，刘伟，毛鹏展

（1.国网浙江省电力有限公司紧水滩水力发电厂，浙江丽水323000；2.水利部产品质量标准研究所浙江省水利水电装备表面工程技术研究重点实验室，杭州310012；3.水利部杭州机械设计研究所水利机械及其再制造技术浙江省工程实验室，杭州310012）

1 研究背景

水轮机在运行过程中主要遭受汽蚀及泥沙冲蚀这两种破坏形式。在泥沙含量高或者石英砂比例高的流域一般以泥沙的冲蚀为主，如西北地区的黄河流域、云贵川的大渡河、瑞丽江、澜沧江等流域以及新疆玛纳斯河、克孜河等流域。而在浙江、福建、广东等清水流域的水轮机，其破坏形式主要以汽蚀为主，泥沙冲击磨损几乎可以忽略。如浙江紧水滩电站经过一个检修周期后叶片局部发生了较为严重的汽蚀（图1所示），而其他部位则表面完好。

汽蚀破坏主要以气泡溃灭时产生的冲击、瞬间高温、腐蚀以及疲劳破坏为主，需要防护材料具有更高的结合强度、韧性及耐腐蚀性能等［1，2］。针对水力机械抗汽蚀，传统做法是采用0Cr13Ni4Mo等高强度不锈钢做为抗汽蚀母材，此类不锈钢材料已是目前在水力机械上应用的抗汽蚀性能最好的母材之一，但在一些运行工况下，仅采用抗汽蚀母材仍无法满足实际使用需求，如浙江紧水滩电站、石塘电站等。

表面涂层防护技术是近年来在水力机械过流部件表面应用较多的一项技术，并且也取得了一定的成效，如任岩［3］等的研究表明与常规维护措施相比，高速火焰喷涂WC 涂层技术具有较好的泥沙磨蚀防护效果；高云涛［4］等分析了高速火焰喷涂技术在刘家峡水电厂抗磨蚀方面的应用，表明该技术可以提高水轮机过流部件的抗磨蚀性能；张小彬［5］等采用脉冲激光在CrNi-Mo 不锈钢表面制备了NiCrSiB 熔覆层，发现同样工况下熔覆层的汽蚀失重量为基材的37%。这些研究结果表明WC等硬质合金适用于以泥沙磨损为主、少量汽蚀的防护，而单纯解决汽蚀问题时，则采用激光熔覆方法更为适用。但激光熔覆与高速火焰喷涂相比存在热输入量较大的问题，因此需要在工艺设计时考虑热应力变形的问题，要避免对过流部件的型线造成破坏。

本文研究依托清水环境下水轮机过流部件抗汽蚀的技术需求，以浙江紧水滩电站水轮机叶片为模型，通过仿真分析研究激光熔覆过程中基材的热应变情况，结合X 射线粉末衍射仪、扫描电镜、显微硬度计和汽蚀试验机等测试方法，系统分析了熔覆层的微观形貌、硬度、抗汽蚀性能，为采用激光熔覆技术解决水轮机汽蚀问题提供理论基础。

2 试验材料及方法

2.1 试验材料及试样制备

采用浙江紧水滩电站水轮机叶片材料0Cr13Ni4Mo 不锈钢制作成150 mm×100 mm×10 mm 的长方形试样，表面经过除油、去离子水漂洗、超声波清洗处理。粉末采用Co 基合金粉末（主要化学成分（质量分数）：Cr26%、Mo1.2%、W15%、B1%、Si1.5%、Ni2.5%、C3%、Co 余量）。激光熔覆设备采用HMR-L4000 柔性半导体激光系统，激光功率1 600 W，扫描速度是10 mm/s，搭接率为50%。激光熔覆示意图及熔覆层试样示意图如图2所示。

图2 激光熔覆示意图及熔覆层试样Fig.2 Schematic diagram of laser cladding and cladding coating sample

2.2 测试分析设备及方法

采用几何测量分析熔覆后基材的实际变形量并与仿真分析进行对比；采用XPer Powder型X射线衍射仪（XRD）测定涂层的相结构；采用卡尔蔡司公司的ULTRA55场发射扫描电子显微镜（SEM）测定涂层的表面形貌及微观组织分析；采用HXD-1000TMC 显微硬度计测试试样的显微硬度，峰值载荷为200 g，加载时间10 s；超声波汽蚀实验在X0-1200试验机上进行，采取浙江紧水滩库区的水，温度25 ℃，超声波发生器功率1 200 W，频率20 kHz，振幅0～20 μm，每2 h 将试样取出，用超声波清洗干净并吹干，观察表面形貌并用天平称重，共计10 h，通过试样的质量损失和气蚀表面形貌来分析涂层的抗汽蚀能力。

3 结果与讨论

3.1 涂层微观形貌及组织结构

涂层的横截面微观形貌如图3所示，从图3中可以看出第1层、第2层、层间重熔区域以及每道搭接区域的金相组织都有所不同。c区为涂层横截面的底部区域，即第1层靠近基材表面的区域，由c 区域放大图中可以看出其金相组织主要为亮白色的平面晶，是熔池的底部在高温度梯度低凝固速率下进行的典型的平界面凝固生长所形成的连续平界面生长层。根据凝固理论可以知道，快速凝固形成的组织形态主要取决于温度梯度（G）和冷却速率（R），尤其是与二者的比值即G/R 密切相关。在涂层的底部，处于凝固过程的最初阶段，此时凝固过程中熔池底部的热量主要由基材导出，温度梯度G 很大，而凝固的结晶速度R 很小，因此界面处的G/R 的值非常大，易形成平面晶［7，8］；b 区为两层搭接重熔区域，由b 区域放大图可知，该区组织主要为粗大的柱状晶。这是由于随着固液界面由熔池底部向上推移和热量的不断积累，温度梯度G 降低，而凝固速率快速增加，此时G/R的值降低，在液固界面前沿开始出现较小的成分过冷，平面生长将会发生破坏并形成胞状晶，随着凝固过程的继续进行，由于胞状晶的前沿溶质成分的富集以及G/R 的进一步减小，导致液固界面前沿出现更大的成分过冷，从而导致了树枝晶的生长［9-11］。随着第2层熔覆，对第1层近表面形成了重熔，树枝晶继续长大形成了较粗的柱状晶；a 区为涂层第2 层的近表面区域，由a区域放大图可知，该区组织主要为细小的等轴晶。这是由于熔池可以向周围环境中散热，而且液固界面的成分过冷区域更宽，形核质点开始在剩余液相内部随机的出现，从而促进了等轴晶的出现，并且由于此时的冷却速度较快可以抑制晶粒生长，形成较小的晶粒尺寸［12，13］。

图3 涂层微观形貌Fig.3 Micro morphology of coating

涂层的XRD 图谱如图4所示，从中可以看出涂层主要由Co和Cr、W 的碳化物组成，说明粉末中各元素经过熔覆后出现了不同程度的化合。

图4 涂层XRD图谱Fig.4 XRD patterns of coating

3.2 涂层显微硬度分析

涂层截面形貌及显微硬度点分布如图5所示，从近表面到基材呈纵向分布，并且对道间重熔区、层间重熔区以及基材元素偏析区都进行了显微硬度测试，其结果如图6所示。从图6可以看出，涂层的显微硬度要明显高于基材，并且近表面区域的显微硬度最高（约为基材的1.5 倍），道间重熔区、层间重熔区以及基材元素偏析区的硬度明显降低。这是由于经过熔覆后粉末中W、Cr 等元素形成了WCX、CrC、Cr23C6、Cr7C3等硬质相，提高了涂层的整体硬度，且由于激光熔覆极冷的特性，会形成近表面的细小晶粒区，产生细晶强化，进一步提高硬度。而道间重熔和层间重熔会导致晶粒长大，造成回火软化作用，导致这些区域的硬度下降。基材元素偏析即Fe元素稀释到涂层中，会导致硬度的大幅下降［14，15］。

图5 涂层截面显微硬度点分布Fig.5 Microhardness points on cross section of coating

图6 涂层截面显微硬度值分布Fig.6 Microhardness value on cross section of coating

3.3 涂层与基材抗汽蚀性能对比分析

涂层与基材在相同工况下经过不同时间的汽蚀失重量如图7所示。从中可以看出，在汽蚀发生的初期两者的失重量都较小，随着汽蚀时间的增加，基材的失重量增速明显大于涂层，并且在经过10 h 的汽蚀试验后涂层失重量仅为基材的1/3。这可能是由于，在汽蚀发生的初期，试样表面较为光滑，随着汽蚀的发生试样表面逐渐出现汽蚀凹坑而变得粗糙，表面粗糙度的增加会加剧汽蚀的发生。同时，由于涂层有着较高的硬度以及更细的枝晶结构，使其具有较高的抗汽蚀性能。如图8所示，在相同工况下经过10 h 汽蚀试验后，基材表面呈现为无规则的海绵状结构，汽蚀较为严重，而涂层的表面粗糙度虽有升高但仍保持了较为完好的状态。