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Al元素对310S耐热钢 高温压缩性能的影响

来源:至德钢业 日期:2019-10-16 19:09:57 人气:23

通过WS4非自耗 电弧炉熔炼制备Al质量分数2%~10%的耐热不锈钢310S,Mef3光学金相显微镜和XRD研究其显微组织,采用ThermechastorW/力模拟 试验机对所制备合金的高温压缩性能进行研究.结果表明,随着Al含量的增加,碳化物 由网状转变为细小颗粒组成的不连续网状,最终转变为颗粒状,基体在含Al质量分数大于6%时由γ相转变为α.不同Al含量的 合金流变应力范围基本一致,合金的 高温屈服强度由未添加Al元素时的74MPa先降低至61MPa后开始升高,Al质量分数为6%时达到最大值86MPa,之后高 温屈服强度逐渐降低,Al后合金 热加工性能并未显著改善.

耐热不锈钢310S(0Cr25Ni20)是高铬 镍奥氏体不锈钢,在氧化 介质中具有优良的耐蚀性,同时具 有良好的高温力学性能,因此它 既可用于耐蚀部件又可用于高温部件,在高温 氧化环境和石油化工中得到广泛应用[13].310S钢系是含Cr质量分数25%、含Ni质量分数20%的高合金耐热不锈钢,其热强性,抗氧化 性能均较其他耐热不锈钢优良,是比较 常用的炉管材料,也是国 内外大型化肥厂转化炉的主要材料[47].高温合 金的强化方式主要包括:固溶强化、第二相强化(沉淀析 出强化和弥散强化)以及晶界强化.在各种合金中加AlTiNbTa,通过生 成长程有序的金属间化合物,来提高 合金的高温性能,尤其在 镍基高温合金中已得到了大量应用,gα(Ni3Nb)g(Ni3Al)沉淀强化的NiInconel718合金在 航空发动机涡轮盘中得到了很好的应用[8].AlFeNi发生反 应可形成一些性能优良的有序金属间化合物.由于较 强的键结合和复杂的原子排列,与无序合金相比,它具有 相当低的自扩散系数,从而可 以获得高的蠕变抗力,具有更高的高温强度[8].同时,Al元素在合金表面形成Al2O3可进一 步提高其高温抗氧化性能,使其可 在更高的温度和恶劣的环境气氛下服役[8].本文以现有310S合金为基础,加入Al元素进行合金化,加入Al质量分数为2%~10%.通过对不同Al含量(质量分数)合金高 温压缩性能的研究,揭示不同Al含量对310S合金高 温压缩性能和热加工性能的影响规律.1试验过程在310S合金中加入Al质量分数为2%~10%,设计5种合金,具体化学成分见表1.

按照表1称取各元素的粉末,粉末在QMBP行星式球磨机中混合8h,转速为250r/min,Al2O3陶瓷球为球磨介质.混合后 的粉末在钢模中压缩成!20mm!50mm圆柱,接着在 氩气保护下将压成的圆柱在WS4非自耗 真空电弧熔炼炉中熔炼,熔炼电流为250A.熔体在 水冷铜坩锅中保温2min后关闭电弧,熔体在铜模中凝固.将熔炼 出的合金试样用水砂纸打磨、抛光处理,D8ADVANCEX射线衍射仪分析不同Al含量的310S钢的相组成,FeCl3+盐酸+蒸馏水 腐蚀液腐蚀后在Mef3光学金 相显微镜上观察试样的显微组织.将试样机加工成!8mm!12mmRastegaev标准压缩试样.上下两端有0.2mm深的浅槽,以便添加润滑剂,以消除 变形过程中试样与压头之间的摩擦,获得单向压应力.ThermechastorW/力模拟 试验机进行高温压缩热变形试验,温度为1100,应变速率为0.1s-1.采用碳 化钨圆柱作为压头,在试样 端部涂抹一层玻璃润滑剂,以保证 压缩变形的均匀性和稳定性,获得单向压应力.试样以10/s的加热 速度加热到变形温度,并在此温度保温2min以消除 试样内部的温度梯度,然后在变形温度下以0.1s-1的应变 速率压缩到最大载荷,变形结束的瞬间喷水4s快速冷却.

2实验结果

2.1热压前的显微组织

11#~6#310S合金的XRD衍射图.从图中可以看出,1#~3#样合金基体相为g,4#~6#样合金基体为α,即当加入w(Al)=6%,基体相开始发生转变.由于非 自耗电弧炉的水冷铜坩埚具有较快的凝固速度,碳化物 以固溶相的形式存在于合金中,因此在XRD中未出 现碳化物的衍射峰.

2为不同Al含量310S合金钢的金相组织图.从图2a中可以看出,1#样合金 的基体由灰白色和黑色相2相组成,结合图1XRD分析可知,灰白色相为FeCrNi形成的基体g,黑色相 是网状碳化铬相[9].1#样合金 的显微组织相比,2b2#样合金中灰白色相为FeCrNi形成的基体相,Al元素固溶于g基体相中,此时网 状碳化铬黑色相开始变得不连续.2c3#样合金 中灰白色相仍为由FeCrNi形成的基体g,Al元素固溶于基体中,碳化铬 的连续性进一步降低.结合图14#样的XRD分析可知,4#样合金 的金相组织中黑色相为α,灰色碳 化铬相转变为由细小颗粒组成的不连续网状.结合图15#6#样的XRD分析可知,5#6#样合金 中灰黑色相均为α.5#样合金 中白色碳化铬相减少,已无网状特征.从图2f可以看出,6#样合金 中白色碳化铬颗粒进一步减少.

2.2真应力

真应变曲线不同Al含量的310S耐热钢在1100,0.1mm/s下真应 力真应变曲线如图3所示.由图3可见,材料在 高温变形条件下的流变应力保持上升趋势,随着应 变的增加材料的应力急剧增加,然后保持稳定的增长.压缩过程中,材料并 未破裂直至加载到最大载荷.不同Al含量的310S不锈钢的高温流变应力均在150~300MPa左右,无显著变化.

2.3高温屈服强度

4是不同Al含量耐 热钢合金的高温屈服强度0.2.从图4可以看出,Al质量分数在2%,合金的 高温强度略微降低,75MPa降到61MPa.随着Al含量的增加,合金的 高温屈服强度开始升高,Al质量分数为4%,合金的高温强度为80MPa,略高于未加Al310S合金,Al质量分数为6%,合金的 高温屈服强度达到最大值86MPa,Al含量继续增加,合金的 高温屈服强度开始降低.从真应 力真应变曲线及屈服强度的影响可以看出,Al元素的 加入并未显著改变材料的热加工性能.

3分析与讨论

Al元素加入到钢中,有缩小奥氏体区域(A4点下降、A3点上升)、扩大铁 素体区域的趋势,对铬当量%的影响约为2.5倍的Al含量.Al310S不锈钢,铬当量%Al含量的增加而从27%逐步提高到52%,而镍当量%保持在22%左右.这使得含铝310S不锈钢随着Al元素含量的增加,基体由 单一的奥氏体向铁素体转变.原有的 碳化物的形态也随着Al元素加 入量的增多而发生变化.310S合金钢中,起主要 强化作用的是析出强化,即碳化 物和析出相的沉淀强化[911].在铁或铁镍基合金中,只要有足够的镍(一般25%左右)和铝、钛,可以析出共格的g.随着Al含量的增加,g析出量也增加[12].g相的析 出不仅与合金元素Al的加入 量有关还与合金中的Ni含量有关.在耐热钢310S,Ni的含量较低,Al含量不大于4%,Al元素主 要固溶于基体中.由于晶 界上的碳化物的形态由连续的网状转变为较分散的链状,高温下 位错运动至晶界附近时,使晶界作用减弱,因此相 对于原合金其屈服强度反而下降了.Al元素不大于6%,由于g相在基体上弥散析出,在原强 化基础上又增加了第二相沉淀强化[13].g相本身 具有较好的强度,又是可以参与形变的,一般不 会由于大量析出而造成严重的脆性.当温度高于760,由于g粒子开始长大并粗化,Orowan机制启动.位错绕 过第二相质点的Orowan环绕过程模型为:=Gb/llnr/b式中:为绕过 位错线运动的阻力,G为切变弹性模量,b为柏氏矢量,l为相邻质点间的间距,r为质点半径.析出相 质点的数量越多,材料的 屈服强度就越高.另外,温度升高,特别是在蠕变条件下,交滑移 及攀移机制更容易进行,扩散往 往成为控制变形速率的因素.因此,固溶体 基体的强化将仍然起到重要作用.通过Al元素的 加入降低基体元素的自扩散能力,从而使 固溶强化的衰减得到抑制,与适当 的第二相强化配合,可得到 很好的高温强化效果[12,14].但随着Al含量的进一步提高,大于6%,基体由g相固溶体转变为黑色α.α相的韧塑性较低,并且在 较高的温度下转变成大量的脆性α,且白色 碳化物颗粒较为分散,所以合 金材料的高温强度反而下降.

4结论

通过研究不同Al含量对310S合金高温压缩性能、热加工性能的影响,发现随着Al含量的增加,碳化物 由网状转变为细小颗粒组成的不连续网状,最终转变为颗粒状,基体在含Al质量分数为6%时由相转变为α.不同Al含量的 合金流变应力范围基本一致,合金的 高温屈服强度由未添加Al元素时的74MPa先降低至61MPa后开始升高,Al质量分数为6%时达到最大值86MPa,之后高 温屈服强度逐渐降低.Al元素后合金 热加工性能并未显著改善.

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