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钨和钼对五种耐热奥氏体不锈钢的高温拉伸性能的 影响

Seungmun Jung ^a, Changwoo Jeon ^a, Yong Hee Jo ^a, Won-Mi Choi ^a, Byeong-Joo Lee ^a, Yong-Jun Oh ^b, Seongsik Jang ^c, Sunghak Lee

浦项科技大学高级航空航天材料中心，韩国浦项790-784 b韩国大学高等材料工程系，韩国大田305-719 c大学研究与开发中心 ，金泉740-180，韩国。

文章历史：

收到2015年10月19日

收到修订的文章2016年1月7日

接受于2016年1月7日

在线可用2016年1月12日

摘要:

耐热奥氏体不锈钢已广泛用于全球需要优异的高温性能的涡轮增压器，以在非常高的排气温度下维持其结构稳定。通过改变W和Mo的含量制造五种耐热奥氏体不锈钢，通过分析高温下存在的相（液体，奥氏体，铁素体和碳化物）来研究它们的高温拉伸性能。还研究了用Mo代替或减少昂贵的合金元素W的效果。 W和Mo的含量的增加导致M₇C₃和总碳化物的体积分数线性增加，而MC碳化物的体积分数几乎没有显示任何变化，并且显示出良好的高温屈服强度和抗拉强度。将2％重量的W置换为2％重量的Mo的钢显示出最佳的900℃拉伸特性，由此确认成功地实现了W被Mo部分置换。此外，低W含量钢优异的900℃拉伸性能，这也表明为了节省花在合金元素上的成本，可以节省1%～2％重量的W。

关键词：

奥氏体不锈钢，高温拉伸性能 ，碳化物 ，钨当量， 平衡相图 ，热力学计算

1.前言

为了提高燃油效率和减少二氧化碳排放，汽车发动机性能的改善以及车辆重量的减少已经集中在汽车钢的研究领域[1-8]。为了实现这些目的，已经积极开发了汽车部件，例如需要优异的高温性能以在高达950℃的废气温度下维持其结构的涡轮增压器[9-11]。耐热奥氏体不锈钢已经广泛用于全世界的涡轮增压器，因为它们满足高经济性，环境友好性和高性能的严格要求。它们还具有优于常规不锈钢的优异的高温硬度，强度和热疲劳寿命的优点[9-16]。

因为它们通常含有16%-25％重量的Cr和7%-20％重量的Ni以及典型的碳化物形成剂如W和Nb ，它们基本上都分布在铸造过程中形成的奥氏体基质粗碳化物中[17-25]。它们的高温性能极大地受到非常硬且热稳定的碳化物的种类，尺寸，体积分数和分布的影响。然而，这些碳化物大部分沿着凝固单元边界存在，这可能导致降低高温性能和热疲劳寿命的严重问题，因为断裂大多开始于凝固单元边界[20,26,27]。因此，对高性能高温涡轮增压器的铸钢设计需从本质上了解铸态微观结构及其对高温性能的影响。另外，应该系统地研究如何通过添加合金元素影响碳化物的类型，体积分数和分布以及所产生的机械性能。特别是，W是用于奥氏体基体的固溶硬化和M7C3型碳化物的形成的非常昂贵的元素，但是其在奥氏体不锈钢中的具体的定量还没有充分了解[28,29]。

在本研究中，通过调节W含量和用Mo置换一部分W以优化碳化物的形成的方法设计了五种耐热奥氏体不锈钢以对比研究其室温和高温拉伸性能的优劣。通过实际测量的微结构因素的分数和热力学计算的分数来分析高温拉伸性能和微观结构因素如奥氏体，铁素体和碳化物之间的相关性。

2.实验

在韩国釜山的CastecKorea通过常规的砂型铸造途径制造Y型块形状（长度：180mm，宽度：50mm，高度：110mm）的五个奥氏体钢锭，并且用于本实验检查内部和外部铸造结构的均匀性。它们的化学组成示于表1中。由于氮不是有意加入到奥氏体钢锭中，因此忽略了可能存在于铸锭内的非常少量的氮。 3W钢具有（0.4-0.5）C-（1.2-1.5）Si-（1.1-1.3）Mn-（9.5-10.5）Ni-（21.0-22.0）Cr-（1.4-1.6） Nb（重量％），以及约3重量％的W，其是奥氏体基体的固溶硬化和碳化物形成的有效元素[28,29]。为了研究减少W效果，从3W钢中减少1-2wt％的W以制造1W和2W钢。此外，如表1所示，2wt％的W被1-2wt％的Mo替代以制造1W1Mo和1W2Mo钢.Mo比W便宜，并且具有奥氏体基质的增强作用[30 ，31]。考虑到钨当量（Weqfrac14;Wmacr;2Mo），Weq同样保持在1W1Mo钢中，而在1W2Mo钢中溢出。样品从铸态锭的内部获得。

将铸锭试样抛光并在10％HCl溶液（10ml HCl 90ml乙醇）中蚀刻，并通过光学显微镜和扫描电子显微镜（SEM，型号; S-4300E，Hitach，Tokyo，Japan）观察其微结构 ）。 通过X射线衍射（XRD，CuKalpha;辐射，扫描速率; 2°min -1，扫描步长; 0.02°）鉴定相，并且它们的体积分数通过图像分析仪测得（型号：SigmaScan Pro ver.4.0，Jandel Scientific Co.，Erkrath，Germany）。 通过在场发射扫描电子显微镜（FE-SEM，型号; Quanta）中连接的EBSD照相机系统（型号; OIM-4000，EDAX Inc.，USA）进行电子背散射衍射（EBSD）分析 3D FEG，FEI Company，USA），并且通过由TexSEM Laboratories，Inc提供的取向成像显微镜（OIM）分析软件解释数据。

制备规格直径为6mm和规格长度为25mm的圆形拉伸试样，并且在室温和900℃下，通过万能试验以1.5mm / min的速度对于每种情况至少测试3次 （机器型号; 8862，Instron，Canton，MA，USA）。将圆筒型高温室（直径：340mm，高度：190mm）安装在试验机上，进行高温拉伸试验。 0.2％偏移应力被确定为屈服强度。 通过SEM观察断裂面下的截面面积以观察断裂行为。

表1

五种奥氏体不锈钢的化学成分（wt％）

W_eq=W＋2Mo (wt%).

3.结果

3.1 高温平衡相的分数

依据热力学计算使用商业热力学计算程序ThermoCalc [32]和TCFE2000的升级版本来研究高温平衡相的馏分。在400-1400℃的温度范围内平衡相的部分，例如液体，奥氏体，铁素体，MC碳化物和M₇C₃碳化物，如图1所示。图1（a） - （e）。在1W钢中，奥氏体和MC碳化物在1350-1355℃开始同时从液体形成，随着温度降低到1255℃，它们的分数随着液体的分数降低而连续增加（图1（a）

）。在铸态微观结构中，剩余的液体保留在树突状区域，然后通过三个固相（奥氏体，铁素体和MC碳化物）和残余液相之间的反应形成M₇C₃碳化物。这里，平衡相图（图1（a））不能应用于铸造微观结构的相分析，因为树枝状凝固和快速冷却致使完全扩散不能发生在固相中。因此，有必要假设在非平衡固化期间不会在固相中发生扩散或混合。例如，假设在1200℃下存在的固相在平衡状态下是均匀的，如图1所示。如图1（a）所示，但是凝固的微结构中的相分数不能通过平衡相图确定。这归因于液体的存在，其中C通过固/液分配在树枝状晶间区域分离。因此，在液体溶解温度以下，由C偏析的液体形成的固相应当被热力学重新计算。

在树突状区域处的残留液体的分数（f_{L_残余}）在图1中用蓝色虚线圆标记。如图1（a）所示，重新计算平衡相的分数，如图2（a）所示。在1255℃，奥氏体，铁素体和M ₇ C ₃碳化物开始同时形成，并且液体在1217℃下完全消耗。因此，在液体溶解之前形成的相（图1（a）中的f_{L_残余}的温度的右侧）存在于凝固单元内，并且在液体溶解之后形成的相（图2中的f_{L_残余}的温度））沿着单元边界存在。通过使用这两步计算方法，估计其他四种奥氏体铸钢的平衡相的分数，如图1所示。图1（b） - （e）图2（b） - （e）。其他钢中的总相形成行为与1W钢几乎相同。铁素体和MC碳化物从液体开始在1310-1345℃形成，而奥氏体在1333-1355℃

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