Ti對Cr35Ni5導衛(wèi)板熱疲勞和抗氧化性能的影響*

薛鴻艦，蔣金哲，牛 旭，劉 越

（東北大學材料科學與工程學院，遼寧 沈陽110819）

導衛(wèi)板是無縫鋼管穿孔機上的一個受力部件。穿孔時導衛(wèi)板受到管坯變形帶來的旋轉(zhuǎn)和延伸的壓力，同時與管坯之間存在較大的摩擦力［1-2］，受力達軋制力的30%［3］；穿孔時，導衛(wèi)板接觸溫度在1 250℃以上的管坯，接觸部分瞬時溫度可達900～1 000℃；穿孔間斷時又受到冷卻水的急冷，服役條件惡劣。穿孔機導衛(wèi)板在高溫、重載、強摩擦以及冷熱交替的環(huán)境下工作，表面會形成肉眼可見的裂紋和凹坑，凹坑處形成應力集中，使熱疲勞裂紋由表面逐漸向內(nèi)部擴展，最終引起導衛(wèi)板斷裂失效，因此導衛(wèi)板使用壽命低［4］。為提高導衛(wèi)板的使用壽命，不少學者對無縫鋼管穿孔機導衛(wèi)板進行了研究，谷健［3］等研制出Cr26NiSi2Ti新材質(zhì)導衛(wèi)板，經(jīng)過幾年使用，噸鋼管消耗量由0.725 kg下降為0.439 kg。周靈平［4］在Cr26基礎上通過提高碳含量加入少量的Ti元素，改善了合金的組織和性能，使用傾斜澆注的方法，消除了導衛(wèi)板內(nèi)部的鑄造缺陷，提高了導衛(wèi)板的使用壽命。蔡琦［5］分析了10種導衛(wèi)板材質(zhì)的成分、金相組織、性能，得出導衛(wèi)板的磨損性能取決于碳化物的種類和形態(tài)，熱疲勞性能取決于組織的細密度。束德林等［6］分析了導衛(wèi)板的失效類型，指出導衛(wèi)板以磨損失效為主。曉禾［7］指出，目前導衛(wèi)板存在耐磨性不足、因熱沖擊產(chǎn)生的裂紋會擴展成大裂紋以及黏鋼等主要問題。

根據(jù)目前國內(nèi)外導衛(wèi)板材質(zhì)［8］的使用情況，對比了0Ti、含0.9%Ti以及含1.3%Ti三種Cr35Ni5導衛(wèi)板材質(zhì)的鑄態(tài)組織、耐熱疲勞性以及抗氧化性能的差異，期望為無縫鋼管穿孔機導衛(wèi)板的成分優(yōu)化提供一定參考。

1 試驗方法

（1）材料制備。使用500 kg中頻感應熔煉爐熔煉，熔煉溫度1 500～1 600℃。澆注前加入鈦鐵合金保溫10 min，出爐溫度1 500℃，澆注成楔形試塊，3種試樣主要成分見表1。

表1 Cr35Ni5試樣化學成分（質(zhì)量分數(shù)） %

（2）試驗方法。金相試樣尺寸為15 mm×15 mm×15 mm，經(jīng)過粗磨、細磨、拋光和FeCl3溶液腐蝕后，使用Olympus DSX500金相顯微鏡、Ultra Plus型場發(fā)射分析掃描電鏡以及X射線衍射儀對組織進行觀察分析；在HRC-150型數(shù)顯洛氏硬度儀上進行硬度測試，每個試樣測試5個點取其平均值。熱疲勞試樣尺寸為20 mm×10 mm×10 mm，試驗溫度分別取400，500和600℃，保溫4 min，水中冷卻10 s，重復上述過程直到試樣產(chǎn)生熱疲勞裂紋，記錄產(chǎn)生裂紋時冷熱循環(huán)次數(shù)，使用金相顯微鏡、掃描電鏡觀察裂紋形貌；恒溫氧化試驗采用增重法，通過計算單位面積的氧化增重評價高溫抗氧化性，試樣尺寸為20 mm×10 mm×2 mm，氧化溫度選擇900℃，氧化時間50 h，每10 h稱重1次，采用精確度為0.001的電子天平。氧化結束后，處理試樣并采用金相顯微鏡、掃描電鏡以及X射線衍射儀對氧化表面和斷面形貌進行觀察分析。

2 結果和討論

2.1 Ti對Cr35Ni5材質(zhì)鑄態(tài)組織的影響

圖1所示為Cr35Ni5材質(zhì)金相組織，由初生碳化物、共晶碳化物和奧氏體基體組成。隨著Ti含量的增加，初生碳化物的尺寸逐漸細化，數(shù)量有所增加，形態(tài)由長條形向六邊形轉(zhuǎn)變。

圖1 Cr35Ni5試樣金相組織

鈦是一種強碳化物形成元素，TiC的形成溫度較高（3 065℃）［9］，在凝固過程中，它將作為第一相析出。TiC屬于二元高熔點間隙過渡金屬化合物，其結構為面心立方晶格［10］，晶格參數(shù)a為0.46 nm。而M7C3碳化物具有密排的六方結構，晶格參數(shù)a為0.688 nm，c為0.454 nm［11］，這兩個晶格參數(shù)是相似的。在以往的研究中，人們已經(jīng)認識到形核基材與基體之間的晶體學關系在晶粒細化中的重要性［12］。此外，還有報道表明TiC可以作為白口鑄鐵和鋼中MC碳化物和M3C碳化物非均相形核的襯底，甚至與高鉻鑄鐵中的奧氏體有一定的結晶關系［13］。根據(jù)以上分析，可以得出Ti可以與碳反應，在熔體中形成TiC顆粒，以作為形核基體，促進M7C3碳化物的形核，細化初生M7C3碳化物。

圖2（a）所示為含0.9%Ti試樣掃描電子顯微鏡（SEM）照片，方框內(nèi)區(qū)域放大如圖2（b）所示。從圖2（b）可以看出，在初生碳化物邊緣存在黑色多邊形物質(zhì)。對A點進行能譜鑒定，結果如圖2（c）所示，黑色多邊形的主要成分為Ti和C，黑色多邊形為TiC。

圖2 含0.9%Ti的Cr35Ni5試樣中TiC顆粒及能譜示意

X射線衍射分析結果如圖3所示，3種試樣組織中的碳化物均為M7C3型碳化物，基體為奧氏體基體。在含0.9%Ti和含1.3%Ti試樣的衍射圖譜中出現(xiàn)了TiC的衍射峰，證實了TiC的存在。化，呈規(guī)則六邊形，受到熱沖擊力較小，抵抗熱沖擊的能力更強，產(chǎn)生裂紋需要的冷熱循環(huán)次數(shù)越多，耐熱疲勞性能增強。Ti含量從0.9%變?yōu)?.3%時，耐熱疲勞性能降低，主要是由于1.3%Ti試樣中的碳化物尺寸雖得到進一步細化，但是過于細小的碳化物和基體的相互支撐作用降低，削弱了組織對熱沖擊的抵抗能力，導致耐熱疲勞性能降低。

圖3 3種試樣X射線衍射圖譜示意

2.2 Ti對Cr35Ni5材質(zhì)熱疲勞性能的影響

3種試樣出現(xiàn)裂紋時的臨界冷熱循環(huán)次數(shù)見表2。可看出，隨著溫度的升高，試樣表面產(chǎn)生裂紋時需要的熱冷循環(huán)次數(shù)逐漸減少，這是由于溫度越高，基體和碳化物的膨脹程度差異越大，產(chǎn)生應力集中也越嚴重，越容易萌生裂紋。同時，在同一溫度下，隨著Ti含量的提高，試樣表面產(chǎn)生裂紋時需要的熱冷循環(huán)次數(shù)先增加后減少，即同一溫度下，耐熱疲勞性能隨Ti含量升高呈先提高后降低的趨勢。這一方面與試樣組織中碳化物的尺寸和形態(tài)有關，碳化物尺寸不同，受到周圍基體變形帶來的熱沖擊力不同，產(chǎn)生損傷破碎引發(fā)裂紋的難易程度不同，尺寸過大、邊緣不規(guī)整的碳化物容易受到強烈的熱沖擊破碎產(chǎn)生裂紋；另一方面與碳化物和基體的相互支撐作用有關，碳化物尺寸過大或過小、不均勻分布在基體上都會降低組織抵抗熱沖擊的能力。在Cr35Ni5材質(zhì)中加入Ti，碳化物得到細

表2 3種試樣出現(xiàn)裂紋時的臨界冷熱循環(huán)次數(shù)

3種試樣在600℃產(chǎn)生的熱疲勞裂紋如圖4所示。可以看出，裂紋首先在碳化物上萌生。導致碳化物成為裂紋萌生地的原因有：①碳化物是硬脆相，延展性差，受到交變應力易破碎；②碳化物和基體的膨脹系數(shù)差異較大，碳化物承受基體帶來的熱變形沖擊；③邊緣不規(guī)整較多或者心部存在空洞的碳化物容易形成應力集中。交變應力超過碳化物承受范圍時，會對碳化物造成損傷，損傷逐漸積累，最終導致裂紋萌生。圖5（a）所示為含0.9%Ti試樣在600℃的熱疲勞裂紋SEM照片，初生碳化物上萌生的裂紋前端微區(qū)內(nèi)，因受交變熱應力作用繼續(xù)塑性變形造成碳化物結構破損，破損區(qū)域裸露并在高溫下產(chǎn)生氧化腐蝕，氧化腐蝕又加劇了碳化物的結構損傷，形成了結構破損，產(chǎn)生氧化腐蝕，這又會加劇結構損傷，最終導致裂紋從初生碳化物上向外擴展。圖5（b）為圖5（a）所示方框內(nèi)放大圖，可以看到初生碳化物上產(chǎn)生的裂紋向外擴展時，穿過基體上的共晶碳化物，共晶碳化物成為了裂紋擴展的通道。通道上碳化物間的基體，只有當其塑性耗竭后才使裂紋通過，成為裂紋擴展的障礙［14］。

圖4 3種Cr35Ni5試樣600℃時的熱疲勞裂紋形貌

圖5 含0.9%Ti試樣600℃時的熱疲勞裂紋SEM形貌

2.3 Ti對Cr35Ni5材質(zhì)900℃抗氧化性的影響

無縫鋼管導衛(wèi)板工作時表面溫度可達900～1 000℃，結合此工況條件，對比分析了3種試樣在900℃高溫下的抗氧化性。

2.3.1氧化增重曲線及氧化速率常數(shù)

依據(jù)氧化過程中的質(zhì)量變化數(shù)據(jù)繪制的氧化增重曲線如圖6所示，在900℃，0～50 h內(nèi)，3種試樣單位面積氧化增重隨氧化時間的增加而增加。

圖6 3種Cr35Ni5試樣900℃時的氧化增重曲線

如圖6所示，單位面積氧化增重ΔW和氧化時間的關系滿足Kofstad方程［15］：

在900℃下，0Ti試樣氧化速率常數(shù)Kp最大，為1.1×10-10mg/（mm4·s），氧化速率最大；0.9%Ti試樣具有最小的Kp值，為5.3×10-11mg/（mm4·s），氧化速率最小；1.3%Ti試樣Kp值居中，為8.2×10-11mg/（mm4·s），氧化速率居中。

2.3.2氧化膜表面形貌及氧化過程分析

3種試樣在900℃生成的氧化膜表面形貌如圖7所示。0Ti試樣表面氧化物顆粒大小不一，數(shù)量較少，氧化膜疏松不致密；含0.9%Ti試樣表面氧化物顆粒大小均勻，數(shù)量較多，分布致密連續(xù)且無開裂，氧化膜致密且連續(xù)；含1.3%Ti試樣表面氧化物顆粒大小不一，數(shù)量較多，氧化膜較為致密。圖7（d）所示為圖7（a）～（c）中選點能譜圖，可推斷主要元素為O、Cr和Fe。圖8所示為含0.9%Ti試樣氧化膜X射線衍射曲線，主要氧化物為Fe2O3、Fe3O4、Cr2O3以及FeCr2O4，含鉻的氧化物會提高離子的擴散激活能，減慢離子沿界面的傳輸速率，阻止氧化的繼續(xù)進行，從而提高抗氧化性［16-17］。在氧化早期，Cr元素由內(nèi)向外擴散到試樣表層與空氣中O元素在合金表面迅速形成Cr2O3。由于Cr的消耗以及Cr2O3的生成使得合金表面Fe、Ni富集，與O結合生成FeO和少量的NiO。Cr2O3與FeO和NiO共處在900℃高溫下，發(fā)生FeO+Cr2O3→FeCr2O4轉(zhuǎn)變，聚合為尖晶石結構相。不斷生成的尖晶石結構形成致密的氧化膜，如圖9所示，可有效阻止O原子和其他腐蝕性氣體擴散到材質(zhì)中，降低后期的氧化速率，提高抗氧化性。

圖7 3種Cr35Ni5試樣900℃氧化膜表面形貌和能譜

圖8 含0.9%Ti Cr35Ni5試樣氧化膜X射線衍射曲線

圖9 含0.9%Ti Cr35Ni5試樣斷面氧化膜SEM示意

3 結 論

（1）隨Ti含量由0增至1.3%，Cr35Ni5材質(zhì)的耐熱疲勞性能先提高后降低。Ti為0.9%時，出現(xiàn)裂紋時經(jīng)過的冷熱循環(huán)次數(shù)最多，在400，500，600℃分別經(jīng)15次、16次、10次出現(xiàn)。熱疲勞試驗溫度為600℃時，含0.9%Ti試樣比不含Ti試樣的耐熱疲勞性提高一倍。

（2）900℃高溫下，隨Ti含量由0增至1.3%，Cr35Ni5抗氧化性能先提高后降低。含0.9%Ti試樣經(jīng)50 h氧化增重最少，比不含Ti試樣增重降低30%；Kp值最小，為5.3×10-11mg/（mm4·s）。

（3）在Cr35Ni5材質(zhì)中加入適量Ti，與C形成TiC，TiC可作為異質(zhì)形核基底，提高形核率，從而細化初生碳化物，提高其耐熱疲勞性和抗氧化性，Ti加入量最佳為0.9%。