殘余V元素對1Cr18Ni9Ti鋼板組織與性能的影響

李許明，宋璽玉，馬鳳春，王曉軒，李凱峰，閆 磊

(中航工業(yè)沈陽黎明航空發(fā)動機(jī)集團(tuán)有限責(zé)任公司，遼寧沈陽110043)

1Cr18Ni9Ti是我國綜合前蘇聯(lián)兩種材料12X18H10T和12X18H9T而成的18－8系列不銹鋼中應(yīng)用最廣泛的一種材料。1Cr18Ni9Ti板材在航空發(fā)動機(jī)上主要應(yīng)用于各種500℃以下工作的安裝邊等零件，在民用上更用于制造各種反應(yīng)釜、儲存罐等設(shè)備。由于其應(yīng)用范圍廣，使用量大，而民品要求又低，因此鋼廠在生產(chǎn)該材料時使用返回料的量大，導(dǎo)致經(jīng)常出現(xiàn)各種殘余元素。前段時間某鋼廠生產(chǎn)的1Cr18Ni9Ti板材含有殘余V元素，為確定該材料能否投產(chǎn)使用，有必要研究殘余V 含量對1Cr18Ni9Ti的組織性能的影響。［1－8］

1 試驗用料

為了比較含V含量對組織和性能的影響，選擇了3種不同V含量的材料進(jìn)行試驗?；瘜W(xué)成分見表1。

2 試驗方案

1Cr18Ni9Ti材料在航空發(fā)動機(jī)上主要用于500℃以下工作零件，因此實驗方案制定主要是針對零件工況和技術(shù)條件的要求而制定，方案如下:

表1 試驗料化學(xué)成分

(2)時效態(tài)金相組織、室溫拉伸、500℃拉伸性能

3 試驗結(jié)果與分析

3.1 金相組織

3.1.1 固溶態(tài)夾雜物

夾雜物主要為TIN夾雜以及點狀氧化物夾雜，其它類型夾雜物較少。

夾雜物形態(tài)見圖1，主要為點狀 TIN、TiC類型夾雜物。雖然V是強(qiáng)奪C、N元素，但由于材料中有Ti存在，C、N優(yōu)先和Ti結(jié)合導(dǎo)致V固溶進(jìn)入奧氏體中，因而未形成V的夾雜物。

圖1 各試驗料的夾雜物形態(tài)

3.1.2 固溶態(tài)α相

三爐試驗料均未見α相，即使在偏析部位也 未見(見圖2)，可能數(shù)量較少，且未集中分布。

圖2 α相

不同V含量的原始固溶態(tài)金相顯微組織基本相同，組織為奧氏體+TiN(C)析出物，掃描電鏡分析未見其它類型的析出物，可能其它類型的碳化物已全部固溶到基體了。雖然V是強(qiáng)烈的鐵素體形成元素，但也未觀察到α鐵素體。因此，V含量對原始固溶態(tài)金相顯微組織的影響不大。

3.1.3 時效態(tài)的金相顯微組織

由于原始態(tài)中的TiN(C)析出相較多，且時效過程中析出的碳化物細(xì)小，因此隨400℃、500℃時效時間的延長，金相顯JP微組織未見明顯的變化;但隨500℃時效時間的延長，細(xì)小的碳化物析出有增加的趨勢。圖3和圖4是試驗料E3的圖片。

圖3 試驗料(E3)400℃時效時間對金相顯微組織的影響

圖4 試驗料(E3)500℃時效時間對金相顯微組織的影響

3.1.4 析出物分析

材料固溶態(tài)為奧氏體組織，見圖5(a);但內(nèi)部有大量的析出物，方形、三角形的析出物為TiN，見圖 5(b);桿狀、球狀為 TiC，見圖 5(c)、(d)。

圖5 固溶態(tài)SEM組織及析出

3.2 時效后的室溫拉伸性能

400℃、500℃時效時間對各試驗料室溫力學(xué)性能的影響見圖6、圖7。

2.鼓勵集體創(chuàng)業(yè)模式，共同發(fā)展。隨著大學(xué)生畢業(yè)人數(shù)逐年增加，在國家資源有限的情況下，要不斷鼓勵大學(xué)生集體創(chuàng)業(yè)。集體創(chuàng)業(yè)模式的推進(jìn)有利于集思廣益，資源共享以及大學(xué)生團(tuán)結(jié)互助精神的培養(yǎng)，大家彼此協(xié)作，互相幫助，共同進(jìn)步，實現(xiàn)資源利用率的最大化。增進(jìn)彼此感情的同時，大學(xué)生集體創(chuàng)業(yè)在一定程度上解決了我國資源短缺的問題，壯大了大學(xué)生創(chuàng)業(yè)的隊伍，實現(xiàn)了共享發(fā)展。

由圖6可見，隨400℃時效時間的延長，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度略有增加，延伸率變化不大。隨500℃時效時間延長，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、延伸率變化不大。

三批試驗料比較，抗拉強(qiáng)度基本不變;屈服強(qiáng)度按E1、E2、E3試驗料增加，與V含量的變化相對應(yīng);延伸率按E1、E2、E3試驗料下降，與V含量的變化相反。

由此可見，V含量對400℃、500℃時效后的性能的影響不大，高V含量的試驗料主要由于固溶強(qiáng)化而表現(xiàn)出略高的強(qiáng)度、略低的塑性。

圖6 400℃時效時間對各試驗料室溫力學(xué)性能的影響

圖7 500℃時效時間對各試驗料室溫力學(xué)性能的影響

3.3 時效后的500℃高溫拉伸性能

3.3.1 400℃時效后的高溫拉伸性能

400℃時效時間對500℃高溫拉伸性能的影響見圖8。

由圖8可見，隨時效時間的延長，3種試驗料的500℃抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度變化不大，E1、E2試驗料的500℃延伸率變化不大，E3試驗料略有下降的趨勢。

隨V含量的增加，500℃抗拉強(qiáng)度基本不變，500℃屈服強(qiáng)度略有增加，500℃延伸率略有降低。

由此可見，隨V含量的增加，400℃ ×150 h時效后的室溫及500℃拉伸性能均表現(xiàn)相同的規(guī)律，抗拉強(qiáng)度基本不變，屈服強(qiáng)度略有增加，延伸率略下降?？赡苁俏龀鑫锓浅＜?xì)小且數(shù)量非常少。

圖8 400℃時效時間對500℃高溫拉伸性能的影響

3.3.2 500℃時效后的高溫拉伸性能

500℃時效時間對500℃高溫拉伸性能的影響見圖9。

由圖9可見，隨時效時間的延長，3種試驗料的500℃抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、延伸率變化不大。

隨V含量的增加，500℃抗拉強(qiáng)度基本不變，屈服強(qiáng)度略有增加，延伸率略有降低。

由于500℃時效的溫度較高，試驗料在時效過程中會發(fā)生組織回復(fù)及碳化物的析出，回復(fù)過程降低其強(qiáng)度，彌散細(xì)小的析出使強(qiáng)度增加。由圖7(b)可見，低V含量的E1試驗料屈服強(qiáng)度先升后降，而高V含量的E3試驗料屈服強(qiáng)度基本不隨時效時間改變，可能析出了VC。但從圖9可見，500℃時效時間對500℃屈服強(qiáng)度的影響很小，表明時效過程中的VC析出并不多，對高溫性能不能產(chǎn)生明顯的影響。

圖9 500℃時效時間對500℃高溫拉伸性能的影響

3.4 時效后的晶間腐蝕性能

試驗料經(jīng)400℃、500℃時效后晶間腐蝕試驗，發(fā)現(xiàn)彎曲表面有細(xì)小的微裂紋，試驗拋光后的照片見圖10，未見晶粒痕跡，可見無晶間腐蝕現(xiàn)象。

圖10 各試驗料500℃×100 h時效+晶間腐蝕試驗后的彎曲面拋光狀態(tài)金相

圖11 各試驗料400℃×150 h時效+晶間腐蝕試驗后金相顯微組織

各時效試驗料經(jīng)晶間腐蝕試驗后的顯微組織見圖11和圖12，未見晶間腐蝕現(xiàn)象。晶間腐蝕主要是由于晶界Cr的碳化物析出而使晶界貧鉻引起的，Ti是強(qiáng)碳化物形成元素，加Ti使其與C作用析出TiC，使固溶C基本消除，這樣就不能出現(xiàn)鉻的碳化物析出而使晶界貧鉻出現(xiàn)晶間腐蝕。V與Ti具有類似的作用，雖然與C的結(jié)合力沒有Ti強(qiáng)，但比Cr強(qiáng)，可以優(yōu)先與C結(jié)合，對改善晶間腐蝕性能有利。

V含量不同的三爐試驗料在400℃、500℃時效150 h后晶間腐蝕均出現(xiàn)表明微裂紋，但金相分析表明未出現(xiàn)晶間腐蝕現(xiàn)象，表明微裂紋的產(chǎn)生可能與TiN顆粒的尺寸較大有關(guān)。因此，V含量對晶間腐蝕性能不會產(chǎn)生不利的影響。

4 結(jié)論

(1)在本試驗范圍內(nèi)，V含量高的試驗料，400℃、500℃時效后的室溫、高溫強(qiáng)度略高，室溫、高溫塑性略低;

(2)不同V含量的試驗料的顯微組織沒有明顯的差異，且在時效過程中均沒有明顯的變化;

(3)隨400℃時效時間的延長，不同V含量的3爐試驗料的室、高溫力學(xué)性能變化均表現(xiàn)出相同的變化規(guī)律，室溫強(qiáng)度略增加，室溫塑性變化不大，500℃高溫強(qiáng)度、塑性均變化不大;

(4)隨500℃時效時間的延長，不同V含量的3爐試驗料的室、高溫力學(xué)性能變化均表現(xiàn)出相同的變化規(guī)律，室溫、高溫強(qiáng)度及塑性變化均不大;

(5)不同V含量的試驗料在400℃、500℃時效后，均無晶間腐蝕現(xiàn)象。

［1］張利，武保林，徐前剛，等.Mg/A1合金粉末熱壓燒結(jié)中相變護(hù)散過程研究［J］.沈陽航空工業(yè)學(xué)院學(xué)報，2010，27(1):27 －30.

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