摘要

采用微觀形貌觀察以及失重法研究了不同轉速下循環泵葉輪材料高鉻鑄鐵Cr30A在模擬濕法脫硫漿料環境中的腐蝕磨損行為，研究了轉速對高鉻鑄鐵腐蝕磨損行為的影響以及腐蝕-磨損交互作用。結果表明，腐蝕磨損中機械磨損占主導作用。腐蝕-磨損交互作用程度隨轉速不同而產生變化，當轉速為400 r/min時，腐蝕磨損試樣表面無氧化膜，腐蝕磨損交互作用量占總腐蝕磨損量的48.73%，表現為協同作用；當轉速為1200 r/min時，腐蝕磨損試樣表面存在致密氧化膜，腐蝕-磨損交互作用量為負，表現為對抗作用。腐蝕-磨損交互作用是影響材料耐磨蝕性能的重要因素。

關鍵詞： 脫硫循環泵 ; 高鉻鑄鐵Cr30A ; 腐蝕磨損 ; 交互作用 ; 濕法脫硫

脫硫漿液循環泵通常被稱為火電廠脫硫過程中的動力心臟，是整個濕法脫硫工藝中至關重要的一部分。沖蝕磨損的腐蝕磨損模式是葉輪材料失效的主要原因。沖蝕磨損是指液體或固體顆粒對材料表面進行腐蝕和沖擊而造成的材料損壞的現象，普遍存在于化工、礦山、水利、發電等行業[1]。在實際工況下，由于不僅僅是脫硫漿液的腐蝕和磨損簡單相加，還存在二者之間的交互作用，這使得漿液循環泵過硫件尤其葉輪的工作壽命極短。現階段火電廠維護處理方法主要是表面施加涂層和加裝內襯，但是這兩種措施受經濟條件以及實際成效等因素的制約，很難取得理想效果。因此，研究材料本身腐蝕磨損失效規律對于延長循環泵使用壽命顯得尤為重要。

高鉻鑄鐵Cr30A作為循環泵的主要使用材料，相比于以前使用的高錳不銹鋼和鎳硬鑄鐵，具有高硬度、優異的韌性以及抗腐蝕磨損能力，在使用壽命方面更具優勢。這些性質是因為其存在高硬度的硬質相碳化物，發揮了優越的抗磨削作用，同時保護了基體。Seetharamu等[2]研究了以抗磨損著稱的鉻鐵，通過添加Mn，能夠進一步改善其抗磨損性能。Anijdan等[3]研究了含W和不含W的高鉻白口鑄鐵在沖蝕腐蝕條件下的耐磨性。漿液循環泵葉片的腐蝕磨損并非純磨損和純腐蝕的簡單疊加，腐蝕磨損是一個非常復雜的過程，既有磨損又有腐蝕，還存在著二者的交互加速作用。Al-Bukhaiti等[4]使用漿料旋臂試驗臺研究了沖擊角對AISI 1017鋼和高鉻白口鑄鐵沖蝕磨損的影響。Tian等[5]研究了一系列鑄造高鉻鑄鐵的微觀結構及其相應的耐磨性和耐腐蝕性，認為這些高鉻鑄鐵的耐腐蝕性在很大程度上取決于基體中的Cr含量和碳化物體積分數，而耐磨性主要由碳化物的體積分數決定。據報道，在阿爾伯塔油砂行業，高鉻鑄鐵廣泛用于泥漿泵輸送系統以及其他加工和處理設備[6]。

現階段對高鉻鑄鐵Cr30A腐蝕磨損失效規律研究不多，且較集中在材料的純腐蝕或純磨損失效方面，而對于在實際工況中存在的漿料對材料腐蝕-磨損交互作用研究較少。本文對高鉻鑄鐵Cr30A在模擬濕法脫硫漿料環境下的腐蝕磨損行為進行了研究，特別是探究了循環泵轉速的影響以及腐蝕-磨損交互作用機制。

1 實驗方法

1.1 實驗裝置

在腐蝕磨損試驗機上進行高鉻鑄鐵Cr30A的腐蝕磨損實驗。圖1是本實驗所使用的腐蝕磨損試驗機工作原理示意圖。實驗時，將立方體試樣貼壁固定在容器內壁之上，整個浸泡于腐蝕漿液之中，主軸上有旋轉葉片并隨軸轉動，漿液隨葉片旋轉沖擊試樣表面。實驗結束后，測定樣品的質量損失，以表征材料的腐蝕磨損程度。

圖1   腐蝕磨損裝置示意圖

1.2 腐蝕、磨損及其交互作用程度的表征方法

金屬材料腐蝕磨損時，材料的損失是力學因素、電化學因素和環境因素共同作用的結果。腐蝕和磨損對材料損失產生明顯的互相促進作用[7]。根據下式，材料的總損失量V大于純腐蝕量VC與純磨損量VW之和，差值為腐蝕-磨損交互作用量ΔV：

ΔV=V−VC−VW(1)

在模擬濕法脫硫漿料中進行腐蝕磨損實驗，測量實驗前后高鉻鑄鐵Cr30A的失重，得到V。在靜態腐蝕的條件下測量純腐蝕實驗前后高鉻鑄鐵Cr30A的失重，得到VC。在去離子水中進行純磨損實驗測量高鉻鑄鐵Cr30A的失重，此時材料流失可以看作是由單純機械磨損所致，得到純機械作用下的損失量VW。

1.3 實驗條件

實驗材料為高鉻鑄鐵Cr30A，其化學成分 (質量分數，%) 為：C 0.012，Si 0.36，Mn 0.48，Cr 29.05，Mo 1.79，Ni 1.2，N 0.012，Fe余量。將實驗材料線切割成10 mm×10 mm×10 mm的立方體試樣，依次用240#、400#、800#、1200#和2000#的砂紙打磨試樣表面，然后進行拋光，最后在無水乙醇中超聲清洗20 min，稱重后備用。

配制3種實驗漿液如下所示，分別用于純磨損、純腐蝕和腐蝕磨損實驗。

純腐蝕溶液：3.5% (質量分數) NaCl水溶液，用98% (質量分數) H2SO4溶液將pH值調至約為3。

純磨損漿液：石英砂 (粒度為40~70目)+去離子水，其質量配比為1∶4。

腐蝕磨損漿液：石英砂 (粒度為40~70目)+3.5%NaCl水溶液，其質量配比為1∶4，用98%H2SO4溶液將pH值調至約為3。

實驗時間為24 h，實驗之后洗凈稱重。為了盡可能模擬載荷較大的實際工況并了解不同階段轉速對Cr30A鑄鐵腐蝕-磨損交互作用的影響，選擇400，800和1200 r/min 3種轉速。實驗后，試樣在無水乙醇中超聲波清洗處理20 min，采用電子天平測量質量損失，用單位面積上的質量損失來表征腐蝕磨損程度，最終數據采用3次實驗的平均值。最后，利用掃描電鏡 (SEM，SM-6700F) 及自帶能譜儀 (EDS) 分析表面組織、形貌以及成分的變化。

2 結果與討論

2.1 轉速對材料腐蝕磨損失重的影響

圖2為不同轉速對Cr30A高鉻鑄鐵腐蝕磨損失重的影響。可以看出，V及VW均隨著轉速的增加而增大，轉速增加促進了材料的質量損失。當轉速為400 r/min時，VW的失重占比 (VW/V) 為43.67%；轉速為800 r/min時，VW的失重占比 (VW/V) 為85.46%；當轉速為1200 r/min時，VW大于V。

圖2   在不同轉速條件下由磨損和腐蝕磨損引起的Cr30A鑄鐵質量損失

由表1中腐蝕磨損實驗過程中材料損失各組成部分以及所占比例可以看出，雖然V及VW均隨著轉速的增加而增大，但是轉速的增加對純磨損促進作用更為明顯。隨著轉速增加，純磨損占總腐蝕磨損失重之比 (VW/V) 逐漸增大。腐蝕磨損交互作用ΔV則在轉速增加的情況下逐漸減小，當轉速從400 r/min增加到800 r/min時，腐蝕磨損交互作用量占總腐蝕磨損量之比ΔV/V由48.73%變為10.28%；當轉速為1200 r/min時，腐蝕-磨損交互作用量為負數，這說明腐蝕-磨損交互作用抑制了材料的損失，即腐蝕與磨損兩者之間是相互抑制的，表現為對抗作用。

2.2 漿液腐蝕與顆粒沖擊磨損對材料損傷的交互作用

材料的沖蝕機理主要取決于材料的性質、沖蝕的角度和漿料。含有韌性第二相碳化物和脆性基體的材料具有兩種類型的韌性和脆性的沖蝕行為模式[4]。

圖3是在轉速為400 r/min時Cr30A鑄鐵在不同介質中的侵蝕表面SEM像。從圖3a可以看出，Cr30A鑄鐵在去離子水中發生純磨損時，基體產生塑性變形所導致的疲勞磨損和石英砂的沖擊導致的磨粒磨損是主要磨損機制。由于材料在受到磨粒沖擊時的沖擊角不是一成不變的，所以表面出現不同沖擊角所造成的坑洞和切削犁溝 (圖3a)。在具有腐蝕性石英砂漿液中磨損時，首先由于酸性漿液腐蝕試樣表面，使得基體裸露在腐蝕性漿液中；同時由于受到石英砂沖擊作用，出現微裂紋。在連續沖擊后，微裂紋導致穿晶斷裂。同時，碳化物在其周圍基體被嚴重侵蝕后脫落。材料破壞以塑性變形導致的材料脫落和沖蝕磨損為主。沖擊區表現為塑性變形區，存在疲勞韌性斷裂，但脆性斷裂占主導地位。碳化物的脫落主要取決于基體的變形程度，當基體經歷大的變形時，存在于表面下方的碳化物將會析出且斷裂脫落[8]，導致在基體表面形成深坑 (圖3b)。碳化物與奧氏體基體間的微裂紋和結合弱化是由于基體發生了明顯的塑性變形[9]。當材料中存在高硬度碳化物時，它會賦予材料優異的耐磨性，從而使得材料在受到純磨損時僅存在少量裂紋。但在腐蝕磨損作用下，材料基體中的奧氏體和珠光體由于較軟，容易發生變形，從而導致碳化物析出和斷裂，并最終導致材料發生大塊脫落，使得材料質量損失明顯[10]。

圖3   Cr30A鑄鐵在轉速為400 r/min下兩種不同漿液中腐蝕磨損后表面的SEM像

圖4是Cr30A高鉻鑄鐵在轉速為800 r/min時不同介質中的侵蝕表面的SEM像。在去離子水中純磨損情況下，材料表面呈現整體斷裂 (圖4a)，在高速沖擊下，許多晶粒發生脫落導致基體發生大范圍變形，從而使金屬基質產生結合損失，最后發生大塊斷裂脫落。在純磨損環境下，Cr30A鑄鐵失效機制是以疲勞脆性斷裂為主伴隨石英砂沖擊導致的磨粒磨損。在腐蝕磨損漿料中，腐蝕磨損表面較平整且不存在明顯斷裂或脫落現象，存在少量凹坑和大量網狀裂紋 (圖4b)。由圖5中EDS分析結果可以看出，表面存在Fe，O，Cr，推測FexOy和CrxOy在表面上形成。這說明當轉速為800 r/min時，腐蝕磨損試樣表面發生了氧化，從而表面生成了氧化膜。

圖4   Cr30A鑄鐵在轉速為800 r/min下兩種不同漿液中腐蝕磨損后表面的SEM像

圖5   Cr30A高鉻鑄鐵在轉速為800 r/min條件下腐蝕磨損后表面EDS分析結果

在腐蝕磨損實驗過程中，石英砂隨漿料沖擊材料表面產生摩擦熱，基體的溫度由于摩擦熱而升高。在低轉速下，產生的摩擦熱較少且容易散失。隨著轉速增加，摩擦熱增多，促進了摩擦接觸區表面的氧化反應，使氧化膜的形成速度增加[11]。而氧化膜的硬度和剪切強度比都比試樣高，從而提高了試樣承受沖擊的能力。因此，沖擊磨損成為失效次要因素，材料損失的主要原因是腐蝕磨損。

圖6是在轉速為1200 r/min時Cr30A鑄鐵在不同介質中侵蝕后表面的SEM像。在去離子水中純磨損情況下，表面受侵蝕情況加劇，材料脫落現象更加明顯。此外，表面出現小部分氧化層。由圖7中EDS分析結果可以看出，表面存在Fe和O，推測轉速為1200 r/min時在純磨損試樣表面上形成了Fe的氧化物。但在純磨損試樣表面形成的氧化層結構較為疏散，并且在沖擊下出現脫落現象，導致仍有大部分基體裸露出來，因此難以起到保護基體的作用。而在腐蝕磨損情況下，試樣表面裂紋明顯增多，但氧化膜依然保持較致密穩定的形態，仍然起到了保護基體的作用。在腐蝕磨損過程中，表面上各個區域所受侵蝕效果并不一致，存在受侵蝕最為嚴重的幾個部位，區域之間侵蝕效果不同影響了表面形貌。不同侵蝕區的形成與沖擊角和速度直接相關。在腐蝕磨損過程中，由于漿料沖擊，表面受侵蝕嚴重的區域會更容易損失其表面鈍化膜。在這種情況下，原電池出現在磨損區域 (陽極) 和未磨損區域 (作為陰極) 之間，鈍化膜重新形成。在腐蝕磨損實驗中，原電池的形成可能是表面裂紋形成的原因[12]。

圖6   Cr30A鑄鐵在轉速為1200 r/min下兩種不同漿料中腐蝕磨損實驗后表面的SEM像

圖7   Cr30A鑄鐵在轉速為1200 r/min條件下純磨損后表面EDS分析結果

2.3 腐蝕-磨損交互作用

材料同時受到磨損和腐蝕共同作用時，材料的損失不是磨損和腐蝕的簡單疊加，還存在腐蝕和磨損之間的交互作用[13]。在腐蝕磨損實驗中，當轉速為400 r/min時，腐蝕-磨損交互作用占總腐蝕磨損失重比 (ΔV/V) 為48.73%，腐蝕-磨損交互作用明顯。當材料受到腐蝕和磨損的協同作用時，腐蝕會加速磨損，反過來磨損也會同時加速腐蝕，導致材料質量損失更為明顯[13]。磨損對腐蝕具有明顯的促進作用，摩擦和沖擊作用使得Cr30A鑄鐵表面產生嚴重的破壞塑性變形，裸露出新鮮的金屬表面，遭受進一步腐蝕。并且變形區域晶體缺陷密度會急劇增大，由此造成受沖蝕的部位產生了較高的位錯密度和腐蝕活性，形成原電池反應，同時漿液的轉動作用促進了陰極反應過程，促進了材料的損失[7]。磨損加快了材料的腐蝕，而高鉻鑄鐵韌性較低，材料表面的塑性變形是磨損產生的，導致材料被沖擊破碎損耗或斷裂失效 (圖3b)。亞表層產生的裂紋會沿著碳化物與基體的相界面擴展，裂紋擴展到表面后，腐蝕介質隨之滲入，加重了材料的腐蝕并最終導致碳化物剝落從而形成碎片狀剝落，促進了磨損的進一步發生。隨著轉速的增大，腐蝕-磨損交互作用量反而減小，這說明腐蝕-磨損交互作用在較低載荷 (轉速) 下尤其明顯[7,14]。

在腐蝕磨損系統中，不僅存在腐蝕和磨損之間的協同效應 (腐蝕與磨損相互促進) ，而且在某些情況下也存在對抗效應 (腐蝕和磨損在腐蝕磨損中相互抑制)[15]。在腐蝕磨損實驗中，當轉速達到400 r/min時，腐蝕-磨損交互作用占總腐蝕磨損失重比 (ΔV/V) 為48.73%；當轉速達到800 r/min時，腐蝕磨損試樣表面上出現氧化膜 (圖4b)，腐蝕-磨損交互作用占總腐蝕磨損失重比 (ΔV/V) 降到10.28%[16]；當轉速為1200 r/min時，V相較于VW更小，腐蝕-磨損交互作用抑制了材料的損失。這說明，在高轉速下，腐蝕和磨損在腐蝕磨損過程中存在相互抑制，呈現對抗作用。當轉速為800和1200 r/min時，腐蝕磨損試樣表面都出現了致密氧化膜 (圖4b和6b)，為金屬基體提供了保護，使得材料損失隨保護膜的出現而下降[17]。由于氧化膜的耐腐蝕性，以及良好抗沖擊能力，保護膜不易分層，同時具有承載能力，對基體產生了優異的保護而削弱了基體的塑性變形，這可以用來解釋為什么磨損與腐蝕之間呈對抗作用[18]。

3 結論

(1) 高鉻鑄鐵Cr30A純磨損失重和腐蝕磨損失重都隨轉速增加而增大，腐蝕-磨損交互作用在轉速增加的情況下逐漸減小，磨損在侵蝕過程中占主導地位。

(2) Cr30A鑄鐵在純磨損狀態下，基體塑性變形所導致的斷裂、脫落和石英砂的沖擊導致的磨粒磨損是主要磨損機制。在存在腐蝕情況下，低轉速400 r/min下侵蝕原因是塑性變形導致的疲勞脫落和沖蝕磨損；轉速升高達到800和1200 r/min時，材料的損失以腐蝕磨損為主。

(3) 當轉速為400 r/min時，腐蝕-磨損交互作用表現為協同作用；當轉速為1200 r/min時，腐蝕磨損試樣生成致密氧化層，起到了保護基體的作用，腐蝕-磨損交互作用表現為對抗作用。Cr30A鑄鐵在酸性腐蝕漿料的腐蝕磨損中，腐蝕和磨損的協同和對抗作用共同存在。

參考文獻

[1] JingY W, LiuS G. A study on erosion and protective methods of water wall tubes of CFB boilers [J]. J. Power Eng., 2006, 25: 747

[1] (景永偉, 劉少光. 流化床鍋爐水冷壁管沖蝕磨損特性及防磨措施 [J]. 動力工程, 2006, 25: 747)

[2] SampathkumaranP, SeetharamuS. Erosion and abrasion characteristics of high manganese chromium irons [J]. Wear, 2005, 259: 70

[3] AnijdanS H M, BahramiA, VarahramN, et al. Effects of tungsten on erosion-corrosion behavior of high chromium white cast iron [J]. Mater. Sci. Eng., 2007, A454/455: 623

[4] Al-BukhaitiM A, AhmedS M, BadranF M F, et al. Effect of impingement angle on slurry erosion behaviour and mechanisms of 1017 steel and high-chromium white cast iron [J]. Wear, 2007, 262: 1187

[5] TianH H, AddieG R, VisintainerR J. Erosion-corrosion performance of high-Cr cast iron alloys in flowing liquid-solid slurries [J]. Wear, 2009, 267: 2039

[6] TangX H, ChungR, PangC J, et al. Microstructure of high (45wt%) chromium cast irons and their resistances to wear and corrosion [J]. Wear, 2011, 271: 1426

[7] ChenJ, ZhangQ A, ZhangQ, et al. Sliding wear-corrosion performance of AISI 316 stainless steel against alumina in artificial seawater [J]. J. Chin. Soc. Corros. Prot., 2014, 34: 433

[7] (陳君, 李全安, 張清等. AISI 316不銹鋼腐蝕磨損交互作用的研究 [J]. 中國腐蝕與防護學報, 2014, 34: 433)

[8] YoganandhJ, NatarajanS, Kumaresh BabuS P. Erosive wear behavior of high-alloy cast iron and duplex stainless steel under mining conditions [J]. J. Mater. Eng. Perform., 2015, 24: 3588

[9] CoronadoJ J, SinatoraA. Abrasive wear study of white cast iron with different solidification rates [J]. Wear, 2009, 267: 2116

[10] AlbertinE, SinatoraA. Effect of carbide fraction and matrix microstructure on the wear of cast iron balls tested in a laboratory ball mill [J]. Wear, 2001, 250: 492

[11] QiuM, ZhangY Z, YangJ H, et al. Effects of friction heat on tribological properties of Ti6Al4V alloy sliding against GCr15 steel [J]. Tribology, 2006, 26: 203

[11] (邱明, 張永振, 楊建恒等. 摩擦熱對Ti6Al4V合金摩擦磨損性能的影響 [J]. 摩擦學學報, 2006, 26: 203)

[12] BateniM R, SzpunarJ A, WangX, et al. Wear and corrosion wear of medium carbon steel and 304 stainless steel [J]. Wear, 2006, 260: 116

[13] ChenJ, ZhangQ, LiQ A, et al. Corrosion and tribocorrosion behaviors of AISI 316 Stainless steel and Ti6Al4V alloys in artificial seawater [J]. Trans. Nonferrous Met. Soc. China, 2014, 24: 1022

[14] BiH Y, LiS Z, JiangX X. The Effect of deformation strengthening on wear resistance of stainless steel in dry sliding and corrosive environment [J]. Tribology, 1998, 18: 327

[14] (畢紅運, 李詩卓, 姜曉霞. 不銹鋼腐蝕磨損過程中形變強化能力的研究 [J]. 摩擦學學報, 1998, 18: 327)

[15] ZhangL M, DongM C, LvJ J. Tribo-corrosion map of K4169 alloy in artificial seawater [J]. Tribology, 2016, 36: 636

[15] (張麗敏, 董沫辰, 呂晉軍. K4169合金在人工海水中的腐蝕磨損圖 [J]. 摩擦學學報, 2016, 36: 636)

[16] TaoY Q, LiuG, LiY S, et al. Corrosion wear properties of 2024 Al-alloy in artificial seawater [J]. J. Chin. Soc. Corros. Prot., 2016, 36: 587

[16] (陶永奇, 劉剛, 黎業生等. 海水環境下2024鋁合金腐蝕磨損性能研究 [J]. 中國腐蝕與防護學報, 2016, 36: 587)

[17] ZhaoX P, ZhuC W, YeG L, et al. Experimental study on fly ash erosive wear of carbon steel 20# in corrosive gas environment [J]. J. Chin. Soc. Power Eng., 2015, 35: 944

[17] (趙憲萍, 朱崇武, 葉桂林等. 20碳鋼在腐蝕性氣流環境中飛灰沖蝕磨損試驗研究 [J]. 動力工程學報, 2015, 35: 944)

[18] LiX X, ZhouY, CaoH, et al. Wear behavior and mechanism of H13 steel in different environmental media [J]. J. Mater. Eng. Perform., 2016, 25: 4134