付立銘１,陳善平２,３,張瑞娜２,３,安 淼４,索忠源１,單愛黨１
(１．上海交通大學材料科學與工程學院,上海２００２４０;２．上海市環(huán)境工程設計科學研究院有限公司,上海２００２３２;
３．上海環(huán)境衛(wèi)生工程設計院有限公司,上海２００２３２;４．上海環(huán)境集團有限公司,上海２００３３６)
摘 要:研究了碳含量(０．１３％,０．２５％,０．３２％,質量分數(shù))對 Cr２５系高鉻鑄鋼顯微組織、高溫抗氧化性能及高溫耐磨性的影響.結果表明:不同碳含量鑄鋼的顯微組織均由鐵素體和(Cr??Fe)２３C６型碳化物組成,隨著碳含量增加,碳化物由不連續(xù)長桿狀轉變成連續(xù)網(wǎng)狀,且由完全沿晶析出逐步轉成沿晶和晶內析出;在１２００ ℃高溫氧化初期,試驗鋼快速氧化,氧化４０h后,因表面形成致密的鉻氧化物保護層,氧化速率趨緩,進入穩(wěn)定氧化階段;隨著碳含量增加,試驗鋼的高溫抗氧化性降低,耐磨性增強,磨損機制由黏著磨損變?yōu)轲ぶ澳チＤp共同作用機制.
關鍵詞:高鉻鑄鋼;顯微組織;抗氧化性;高溫磨損
０ 引 言
高鉻鑄鋼具有高強度,良好的高溫抗氧化性能、耐磨性能和耐蝕性能,被廣泛應用于能源開發(fā)、動力機械、石油化工、冶金、水泥等工業(yè)領域[１－３].從２０世紀６０年代開始,為了節(jié)省鎳和鉻資源,降低成本,各國競相開展了經(jīng)濟型高溫耐熱、抗氧化、耐蝕鑄鋼的研究.德國由于缺乏鎳資源,對鐵素體型高鉻鋼的研究應用較多.我國在２０世紀６０年代末開始研發(fā)并推廣鐵素體型高鉻鑄鋼,該鋼在高鉻成分基礎上添加了硅、鋁、氮等合金 元 素,其 基 體 組 織 為 α-Fe.當在６５０~８５０ ℃條件下服役時,該鋼具有良 好的抗氧化性能和耐磨性能.根據(jù)鉻含量的不同, 鐵素體型高鉻鑄鋼為鉻含量在２５％~３０％的 Cr２５ 系高鉻鑄鋼[４－６]. 某垃圾處理廠的大型生活垃圾焚燒爐在爐排片 上使用了Cr２５系鑄鋼,該爐排片的工作溫度與壓力 達到了１０７０ ℃和２９４０Pa,且排片在壓力作用下 相互接觸并反復運動,若在此條件下Cr２５系鑄鋼的 抗氧化性及耐磨性不能得到保證,則會導致爐排片 的使用壽命縮短,需要經(jīng)常更換,最終提高了實際生 產(chǎn)成本.相關研究表明,碳含量與鑄鋼的顯微組織、 力學性能等具有較強的相關性[７].
因此,為了提高 Cr２５系鑄鋼的綜合性能,作者 對該鑄鋼的碳含量進行了調整,研究了碳含量對其 顯微組織、高溫抗氧化性能和耐磨性能的影響. １ 試樣制備與試驗方法 試驗材料為 Cr２５系高鉻鑄鋼,碳含量(質量分 數(shù),下 同)分 別 為 ０．１３％,０．２５％,０．３２％,鉻 含 量 為 ２５．２％,其他合金元素(錳,硅,鎳,鋁)含量低于３．０％; 試驗鋼采用２５０kg中頻感應爐熔煉,澆注成型. 利用線切割在試驗鋼上截取尺寸為１０ mm× １０mm×１０mm 的試樣,經(jīng)機械拋光及王水腐蝕處 理后,利用 PTI型光學顯微鏡觀察顯微組織.試樣 經(jīng)機械打磨后,用 D８型 X 射線衍射儀(XRD)分析 其物相組成. 在試驗鋼上線切割出尺寸為１０mm×１０mm× １０mm 的 試 樣,經(jīng) 機 械 拋 光,王 水 腐 蝕 后,利 用 HRCＧ１５０A 型洛 氏 硬 度 計 (頂 角 為 １２０°金 剛 石 壓 頭)測試基體硬度;同時利用 HVＧ１０００型維氏硬度 計(頂角為１３６°金剛石四棱錐體壓頭)將試樣放大 到４００倍下分別測其基體硬度及碳化物硬度,以上 各種方法均分別測３次取平均值.
根據(jù) GB/T２２９－２００７,在半自動JBＧ３００B型沖擊試驗機上進行室溫沖擊試驗,采用無缺口試樣,尺寸為１０mm×１０mm×５５mm;沖擊能量為１５０J,擺錘預揚角為１５０°,沖擊速度５．２m??s－１.
根據(jù) GB/T１３３０３－１９９１中的增重法進行高溫抗氧化性能試驗[８－９],氧化溫度為１２００ ℃,氧化時間１００h,間隔２０h,利用萬分之一分析天平稱取試樣氧化前后的質量,計算單位面積氧化質量增加速率,記為vm .
采用多功能 MMXＧ３型摩擦磨損試驗機進行磨損試驗,試樣尺寸為?４mm×１５mm,對磨副材料為GCr１５鋼(硬度６２~６５HRC);磨損溫度為２６０℃,載荷４２N,轉速為２００r??min－１,磨損間隔時間由磨損初期的３０min逐步過渡到２０~３０h.利用萬分之一分析天平稱取磨損前后試樣的質量變化,利用阿基米德法測得試樣密度(７．９２g??cm－３),計算磨損體積損失.采用JSMＧ６４９０LV 型掃描電鏡(SEM)觀察試驗鋼氧化后的截面形貌以及表面磨損形貌.
２ 試驗結果與討論
２．１ 顯微組織
由圖１可知,３種試驗鋼的顯微組織基本相同,均由鐵素體和分布于晶界上的碳化物組成,鐵素體晶粒粗大,尺寸為１５０~２５０μm;隨著碳含量的增加,碳化物的含量增多,同時其形貌由不連續(xù)長桿狀逐步轉變?yōu)檫B續(xù)網(wǎng)狀,其析出方式由完全沿晶析出逐步轉變?yōu)檠鼐В任龀?由圖２可知,３種試驗鋼均由αＧFe和(Cr??Fe)２３C６相即 KⅠ型碳化物相組成;隨著碳含量的增加,KⅠ型碳化物含量逐步增多,與圖１的顯微組織完全對應.
２．２ 硬度與沖擊韌性
由表１可以看出,隨著碳含量的增加,試驗鋼的洛 氏硬度及維氏硬度也隨之增大,碳化物硬度也有
２．３ 抗氧化性能
由圖４可以看出,隨著氧化時間的延長,試驗鋼的氧化質量增加速率vm 均先快速增大隨后減小并趨于穩(wěn)定;氧化時間小于４０h時,碳含量為０．１３％試驗鋼的vm 增大速率最小(即曲線斜率小),碳含量為０．３２％試驗鋼的最大;在氧化４０h后,３種試驗鋼的氧化增量均明顯降低,氧化速率趨向平穩(wěn),進入穩(wěn)定氧化階段.通過對曲線分析可知,碳含量為０．１３％試驗鋼的抗氧化性能最好.
由圖５可以看出,當碳含量為０．１３％時,試驗鋼表面的氧化膜較完整,氧化物顆粒排列致密,大小均勻,沒有明顯的疏松、堆垛,且開裂少;隨著碳含量的增加,表面氧化膜發(fā)生一定程度的開裂與剝落[１０],當碳含量為０．３２％時,試驗鋼表面氧化膜的剝落、開裂程度較為嚴重.這主要是因為碳含量的增加使得碳向外析出量增多,析出的碳與氧結合形成大量的 CO、CO２ 等氣體,從而加速試驗鋼整體的氧化過程.同時,貧碳富鐵、鉻處會形成大量的鉻氧化物保護膜,基體金屬與氧化物的體積比遠大于１[１１],導致氧化膜內應力增大,當內應力超過其與基體的結合強度時,氧化膜發(fā)生開裂與剝落.根據(jù) Wagner理論[１１],只有當金屬與其形成的氧化物體積比大于１時,合金表面才能形成連續(xù)致密氧化膜.在氧化初期,由于鉻元素向外擴散,合金表面迅速形成 Cr２O３ 氧化層.當碳含量相對較低時,由于脫碳難,形成 FeO 的量及速率較慢,外界氧向內擴散 相 對 較 慢,因 此 形 成 的 Cr２O３ 膜 相 對 致密,有效地阻止了氧原子和其他腐蝕性氣體進一步擴散,從而降低了氧化后期的氧化速率,提高了試驗鋼的抗氧化性[１２].隨著碳含量的增加,其在氧化過程中參與氧化的量增多,鐵元素得到富集,促進了FeO 的快速形成(FeO 的形成溫度為５７０ ℃,低于５７０ ℃時將轉變?yōu)?Fe２O３ 和 Fe３O４).FeO 內部存 在大量的陽離子空位,這些陽離子空位成為 Fe２＋ 離子擴散的通道,氧得以快速進入,使試驗鋼的抗氧化性能變差.
２．３ 高溫耐磨性能
由圖６可知,隨著碳含量的增加,高鉻鑄鋼在２６０℃的耐磨性明顯提高.磨損體積損失隨磨損時間的延長先快速增大后趨緩.碳含量相對較高的試驗鋼具有較好的耐磨性,原因主要有兩個,一是碳含量較高的試驗鋼,其硬度也較大,耐磨性較強[１３];二是碳含量較高的試驗鋼中形成了更多的碳化物,且碳化物部分在晶內析出,對于磨料的阻礙作用進一步增強[１４].
由 圖７可以看出,碳含量為０．１３％試驗鋼的磨損形貌呈典型的黏著磨損特征,隨著碳含量的增加,除了存在黏著磨損特征外,還出現(xiàn)了磨粒磨損特征.這是因為隨著碳含量的增加,KⅠ 型碳化物數(shù)量增加,并在晶內大量析出,增強了基體硬度,起到減磨作用;此外,硬質碳化物的形成有助于磨削層的形成,有效減緩基體進一步的磨損破壞.
３ 結 論
(１)碳 含 量 分 別 為 ０．１３％,０．２５％,０．３２％ 的Cr２５系高鉻鑄鋼的顯微組織均由αＧFe和(Cr??Fe)２３C６
型碳化物組成;隨著碳含量的增加,碳化物由不連續(xù)桿狀分布變?yōu)檫B續(xù)網(wǎng)狀分布,析出方式由沿晶析出逐步轉變?yōu)檠鼐Ш途裙餐龀?
(２)不同碳含量試驗鋼在１２００ ℃氧化初期,均處于快速氧化階段,氧化４０h后,因試驗鋼表面形成致密的鉻氧化物保護層,氧化速率趨向平穩(wěn),試驗鋼進入穩(wěn)定氧化階段;隨著碳含量的增加,試驗鋼的抗氧化性能逐漸降低.
(３)隨著碳含量的增加,試驗鋼在２６０ ℃下磨損時的耐磨性能逐漸增強,磨損機制由黏著磨損變?yōu)轲ぶ澳チＤp共同作用機制.