0.   序言

汽轮机、发电机转子是火电、核电电站发电设备的核心部件，在经过长期运行后，转子轴颈处易因滑动轴承内油质不良、进入异物等出现磨损，甚至出现沟槽. 一旦出现沟槽，会导致轴承顶轴油膜不均匀，增加机组运行时的轴振幅和轴承温度，加剧轴颈磨损，甚至出现烧瓦而威胁机组安全运行^[1]. 因此转子轴颈一旦出现较严重损伤，需及时、安全、快速修复，而转子为精密重大零部件，对转子轴颈的损伤修复时，确保安全、无裂纹、低应力、无变形，恢复原有尺寸，修复过程中几乎不允许出现转子基体组织与性能改变，不允许裂纹且确保在后期运行中不得出现脱离或因摩擦而出现剥层.

常用的轴颈修复采用无热处理增材修复或减材加工工艺^[2]，但减材加工需配准支撑轴瓦的方案，不适宜现场修复且周期长. 现场增材修复工艺有电火花沉积^[3]、电刷镀^[4]、激光熔覆^[5]、微束等离子熔覆技术^[6-7]. 电火花沉积利用旋转电极与工件之间的瞬间脉冲放电使电极与工件接触处的金属熔化并将电机材料沉积到工件熔化微区形成沉积层，与工件表面的微小熔化区金属实现冶金结合，虽然几乎无热影响区、无变形，但沉积效率低、沉积层不致密、结合强度较低，只适合小尺寸表面修复. 电刷镀是借助电化学方法，以浸满镀液的镀刷为阳极，使金属离子在工件表面上放电结晶，形成金属覆盖层的工艺过程，结合强度低、无法实现大尺寸恢复.

为了达到较高的结合强度和冶金结合，修复必须选择低热输入方法，如热量集中、焊接变形极小、热影响区极小的焊接返修方法，即激光熔覆、微束等离子熔覆层技术. 但是高能束增材修复用于电站设备转子修复时，以安全为第一要求，以获得无裂纹、低应力、小热影响区增材修复为目标，确保在运行过程中修复层与热影响区组织与性能的可靠，但仍无相关评价研究. 相比与激光熔覆，微束等离子熔覆因温度梯度更小、操作灵活，且热影响区宽度未明显增加且成本更低，更适合用于现场增材修复.

为了实现无裂纹、低应力、窄热影响区的增材修复，结合汽轮机和发电机转子轴颈材料的特点，采用微束等离子熔覆层方法探索修复转子轴颈，通过分析转子材料的可焊性，选择合适的熔敷材料，并研究了熔覆层及热影响区的组织、硬度、抗剪强度，以此评价转子轴颈现场修复的可行性.

1.   试验材料与方法

火电与核电的汽轮机低压转子与发电机转子材料都是化学成分相近的Cr-Ni-Mo或Cr-Ni-V高强钢，文中选用核电低压汽轮机转子材料的调质态20Cr2NiMo锻件为试验基材，材料的化学成分具体见表1所示. 根据国际焊接学会(IIW)推荐的公式^[8]，可以计算出20Cr2NiMo钢的碳当量，即

其碳当量C_eq = 0.82% ~ 1.10%，该类合金碳当量超过0.6%，通常淬硬倾向大、最高热影响区硬度高、冷裂纹倾向性较大^[9]，通常需在焊接或熔覆时采用预热、后热方法来避免冷裂纹^[10]；但该类合金成分中S，P等易形成低熔点合金元素含量低，热裂纹及再热裂纹倾向性极小. 但考虑工件尺寸大、精度要求高无法采用预热、后热等手段时，现场增材修复只能采用小热输入、低匹配材料减小残余应力、避免冷裂纹、减小修复变形. 且考虑轴颈长期与润滑机油摩擦接触，文中修复材料用强度较低、硬度相对较低、抗热裂纹与冷裂纹较好的微束等离子熔敷用316L合金粉末，粉末粒径范围为53 ~ 180 μm.

表  1  试验用转子材料及焊接材料化学成分(质量分数，%)

Table  1.  Chemical compositions of the materials

材料	C	Mn	Si	S	P	Cr	Ni	Cu	Mo	Fe
20Cr2NiMo	0.22 ~ 0.28	0.25 ~ 0.80	0.15 ~ 0.35	≤ 0.015	≤ 0.015	1.70 ~ 2.10	1.00 ~ 1.20	≤ 0.15	0.75 ~ 0.90	余量
316L粉末	≤ 0.03	1.0 ~ 2.5	0.3 ~ 0.65	≤ 0.03	≤ 0.03	18.0 ~ 20.0	11.0 ~ 14.0	≤ 0.75	2.0 ~ 3.0	余量

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采用微束等离子熔覆设备在160 mm × 75 mm × 40 mm的锻件表面多道单层不摆动的微束等离子增材熔覆试验，熔覆示意图如图1所示，具体工艺参数为：不预热条件下，采用转移弧电流40 ~ 60 A，转移弧电压20 ~ 30 V，熔覆速度10 ~ 20 cm/min，保护气和离子气都用99.999%高纯氩气，离子气流量1.5 L/min，保护气流量15 L/min，送粉速度15 ~ 25 g/min，每道熔覆偏移3.5 mm，熔覆层厚度约1.5 mm.

图  1  微束等离子熔覆过程示意图(mm)

Figure  1.  Schematic of PTA depositing process

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采用标准金相试样制备方法对熔覆层横截面进行磨抛制备了金相试样，因熔覆层耐腐蚀而基材不耐腐蚀，用两种腐蚀剂分别腐蚀熔覆层和热影响区组织，采用4%的硝酸酒精溶液腐蚀基材及热影响区、采用FeCl₃盐酸水溶液(10 g FeCl₃ + 50 mL HCl + 100 mL H₂O)腐蚀熔覆层，采用NIKON倒置光学显微镜观察各区域金相组织，熔覆层及热影响区硬度采用维氏硬度计测量(载荷为300 gf，保载时间为10 s). 利用机械加工的方法在离熔合区约1.0 mm处切取铁削，采用溶样滴定分析方法对熔覆层的化学成分进行了测量. 为了获得热影响区的性能，抗剪强度测试采用微压剪装置^[11]，采用直径为ϕ2.0 mm的冲头对熔覆层的热影响区微剪切性能进行测试^[12-13]. 在熔覆层垂直于熔覆方向线切割截取试样，并打磨至50 mm × 15 mm × 0.5 mm的薄片试样，在距离熔合区为0.7，1.5，2.5 mm (热影响区)和12 mm (基材)施加载荷速度为0.5 mm/min，以评价局部区域性能.

2.   试验结果与讨论

2.1   组织分析

熔覆层金相组织如图2所示. 宏观组织示意图如图2a所示，在多道焊的热影响作用下，可将其分为三类组织，第一类为熔覆层及熔覆层焊道之间熔合区组织；第二类是每道熔覆时一次热影响区存在熔合区、脱碳区、粗晶区、细晶区、混晶区及母材组织，其中混晶区为母材部分重结晶的细晶与母材原始晶粒的混合区；第三类是由于多道焊之间因热影响区的经历多次热循环的组织，特别是上一道热影响区的粗晶区经历下一道高温热循环之后的二次粗晶区、粗晶细化区与粗晶软化区.

图  2  熔覆层金相组织

Figure  2.  Microstructure of dissimilar deposition. (a) schematic diagram；(b) deposition; (c) fusion zone between two pass; (d) fusion boundary

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2.1.1   熔覆层与熔合区的组织

微束等离子熔覆316L合金的熔覆层组织如图2b所示，熔覆层与熔覆层之间、熔覆层与基材之间的熔合区界面致密，无气孔、裂纹、未熔合等缺陷，且熔覆层主要由粗大奥氏体柱状或胞状晶和沿晶间分布的δ铁素体组成，这是由于熔池中优先形核长大奥氏体的缘故^[14]. 其中在焊道之间熔合区，存在奥氏体柱状晶晶粒熔化后柱状晶生长方向改变的外延生长现象，如图2c，这是由于高温下柱状晶晶粒的部分熔化晶粒沿热传导的反向的择优生长导致. 在熔覆层与基体之间存在明显的δ-铁素体平面晶向奥氏体胞状晶及向柱状晶转变的区域(图2d)，只是由于基体在高温下为BCC结构的δ-铁素体，而在熔覆层是典型的FCC晶体奥氏体 + BCC晶粒结构的δ-铁素体，由于基体的晶体结构与熔覆层区别过渡，导致晶格结构近似的δ-铁素体优先沿熔池基体附近快速形成，而随后溶液中析出奥氏体柱状晶依附δ-铁素体形核^[15].

2.1.2   一次热循环的热影响区组织

对于多道熔敷热影响区，最后熔覆焊道热影响区仅经历一次热循环，即称为一次热影响区，异质熔覆层及一次热影响区组织主要分为熔覆层、脱碳区、粗晶区、细晶区、基材原始组织(图3)，熔合区界面明显且致密，热影响区无裂纹等缺陷. 脱碳区因为熔覆层为超低碳316L材料，在熔覆过程中熔合区附近基体因温度高、碳原子扩散快，碳原子由高浓度基材向低碳熔池中快速扩散，而远离高温熔合区的基材温度较低、碳原子扩散速度慢，碳原子无法扩散补充，导致在熔合区附近出现了低碳的脱碳区^[16]，在随后的快速冷却、相变而形成粗晶的板条状低碳马氏体组织(图3a)，细晶区为完全重结晶的细小颗粒状的贝氏体组织(图3b)，混晶区为部分重结晶的颗粒状贝氏体组织与未来得及转变的回火索氏体的混合组织(图3c)，母材为回火索氏体组织(图3d).

图  3  一次热循环的热影响区金相组织

Figure  3.  Microstructure of the single pass welding HAZ.(a) fusion zone and coarse grain-HAZ; (b) fine grain-HAZ; (c) mixed grain zone; (d) base metal

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2.1.3   二次热循环的热影响区组织

由于熔覆过程中采用单层多道熔覆方法，因下一道熔覆过程中的热循环会对上一道熔覆的热影响区不同区域进行一次淬火、正火或回火作用. 熔覆层组织为奥氏体 + 少量δ铁素体组织，在二次热循环过程中未相变，与熔覆层一次热循环组织相同，不作赘述. 上一道熔覆的热影响区经过下一道热循环的奥氏体相变温度区的区域才会有明显的组织转变，即二次热循环的热影响区，其中热影响区无裂纹等缺陷. 热影响区中粗晶区因再次经历过高温度区过热，使脱碳区与粗晶区经过二次完全奥氏体化并长大二次粗化，随后快冷相变而形成的马氏体组织的二次粗晶区(图4a)、粗晶区经历正火区间温度范围的完全奥氏体化、因快速冷却、粗大板条状组织破碎细化使马氏体板条更加细小的马氏体组织 + 少量回火贝氏体组织的粗晶细化区(图4b)、粗晶区经过部分重结晶温度范围的回火作用使淬硬的粗大马氏体二次部分重结晶软化形成粗晶软化区(图4c)，因细晶区的二次粗化与一次焊接热影响区的粗晶区相同而不再赘述，细晶区经过二次细化后的组织为细小贝氏体和未充分转变的回火索氏体组织. 一次粗晶区在经过未完全奥氏体化的热循环后，粗大晶粒未出现明显细化或粗化，但马氏体板条细化且碳化物稍有析出.

图  4  二次热循环的热影响区金相组织

Figure  4.  Microstructure of the two pass welding HAZ.(a) second CGHAZ; (b) fine zone of CGHAZ; (c) softened zone; (d) second FGHAZ

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2.2   维氏硬度

采用显微维氏硬度计对熔覆层及一次、二次热影响区硬度测试时，以熔合线为0点，熔覆层侧为正，热影响区侧为负.图5为硬度分布曲线，从图5a可以看出，熔覆层硬度较为平稳都是210 ~ 230 HV0.3左右，一次热循环的粗晶区最高为533 HV0.3，但随后出现了快速的降低至约400 HV0.3左右的细晶区，而基材为高温回火的贝氏体组织，硬度只有为260 HV0.3，且与堆焊层硬度相差仅有约30 HV0.3，即熔覆层与基材的耐磨性变化不大^[17]，且熔合区到基材之间的热影响区宽度约为2.5 mm，对于大型转子修复时热影响区会更窄，即对转子基材性能影响较小. 而二次热循环对一次热循环的粗晶区硬度出现了明显的下降，最高为476 HV0.3，且细晶区硬度也下降明显，这是由于二次热循环对一次热影响区的淬硬马氏体部分回火使过饱和马氏体中碳化物部分析出的缘故. 但是在热影响区中，距离熔合区较近出现了约0.08 mm区域的硬度明显低于粗晶区马氏体脱碳区(图5b)，对于脱碳区为了获得更小的压痕，硬度测试载荷采用100 gf，保载时间都为10 s. 即因熔覆过程中合金中的碳元素向熔池及奥氏体熔覆层扩散导致的超低碳层，即使在快速冷却的淬火状态下获得低硬度低碳马氏体组织，避免因应力集中出现裂纹. 平行于熔合区、距离熔合区0.25 mm平行线(该区域硬度为最高硬度区)进行了水平方向的硬度测试，从图5c中可以看出，而沿水平方向出现了与熔覆间距3.5 mm相对的循环硬度变化曲线，其中在硬度最高的0.25 mm区域，在距离熔池底部最近的淬硬区经历了在二次焊接热循环的淬火区、重结晶区和回火区，在回火区的硬度最低，因此其硬度出现了先降低后升高的周期性变化.

图  5  硬度分布曲线图

Figure  5.  Hardness profiles of dissimilar deposition. (a) deposition layer and HAZ; (b) decarburizated zone; (c) secondary HAZ

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2.3   化学成分测试

利用机械加工的方法在距离熔合区1.0 mm处切取铁削，采用溶样法对熔覆层的化学成分进行分析，结果如表2所示，熔覆层中的含碳量略有升高，而Cr元素略低于316L粉末，这是由于熔池搅拌过程中基体溶液混入熔覆金属溶液而形成稀释了熔覆金属的熔池溶液的缘故，而其余元素成分与316L粉末相当，即表明熔覆层的化学成分基本与熔覆材料相当，具有相同的机械与耐蚀性能. 采用316L材料的熔覆层在用于修复转子轴颈时，熔覆层具有良好的耐蚀性能和良好的塑韧性.

表  2  熔覆层与316L粉末的化学成分(质量分数，%)

Table  2.  Chemical composition of the deposition

材料	C	Mn	Si	S	P	Cr	Ni	Cu	Mo
熔覆层	0.081	1.37	0.87	—	—	16.29	12.54	0.046	2.46
316L粉末	≤ 0.03	1.0 ~ 2.5	0.3 ~ 0.65	≤ 0.03	≤ 0.03	18.0 ~ 20.0	11.0 ~ 14.0	≤ 0.75	2.0 ~ 3.0

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2.4   抗剪强度分析

在熔合区附近的热影响区的微抗剪强度测试曲线和结果如图6所示，其中热影响区的距离熔合区为1.5 mm的抗剪强度最高(759 MPa)，而基材最低(564 MPa)，抗剪强度与拉伸强度成正比关系^[18]，即热影响区的强度比基材高；这是由于热影响区为淬火态与不平衡的回火态组织的综合结果，其强度比调质态的基材更高. 而距离熔合区0.7 mm的抗剪强度相对较低，这是由于该位置的剪切断口中有部分脱碳区与熔覆层，熔覆层的强度远低于粗晶区的缘故. 抗剪强度曲线中的平台区间越大，表明塑性越好^[19]，即基材的塑性更高，热影响区的塑性相对较差，但考虑转子轴颈处主要承受扭转剪切载荷，且设计在极限工况所承受的抗剪强度约为基材的0.577倍^[20]，远小于文中测试结果，同时考虑到由于熔覆层为塑性材料，热影响区的强度高且热影响区宽度窄，对基材本身强度影响小.

图  6  热影响区不同位置的微抗剪强度曲线

Figure  6.  Shear strength profiles of dissimilar depositio.(a) shear strength; (b) profile of shear strength vs displace

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3.   应用案例

利用文中的微束等离子熔敷方法对某电厂300 MW机组发电机励磁端轴颈处损伤进行了现场修复，熔覆层成形良好，并通过对熔覆层进行抛磨加工，最终修复精度达到设计尺寸要求，修复效果如图7所示. 经过轴颈处修复后，转子振动幅度明显减小，目前该机组运行良好.

图  7  等离子熔覆增材现场修复发电机转子的实物照片

Figure  7.  Photograph of additive repairing application: (a) rotor damage status; (b) appearance of deposition; (c) recovering status.

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4.   结论

(1) 316L熔覆层与基材熔合良好，无裂纹、未熔合、气孔等缺陷.

(2) 316L熔覆层的金相组织为奥氏体 + δ铁素体组织，热影响区有脱碳区、粗晶区、细晶区. 受熔覆过程一次和二次热循环的影响，热影响区组织变化复杂，主要有马氏体、回火贝氏体等，母材组织为回火索氏体.

(3) 316L熔覆层硬度约为210 ~ 230 HV0.3，与基材的260 HV0.3相差较小，修复层对轴颈耐磨性能减小较小；热影响区宽度约2.5 mm，其一次热影响区的粗晶区硬度较高，约533 HV0.3，但脱碳区硬度只有约350 ~ 450 HV0.3；二次热影响区的粗晶区、粗晶细化区与粗晶软化区硬度下降明显.

(4) 热影响区的抗剪强度明显高于基材，但基材的塑性更好，这表明热影响区的强度更高，但塑性较差，但对转子整体的安全性几乎无影响.