圖 1鋁液浸蝕試驗裝置示意
Figure 1.Schematic of molten aluminum immersion test device
0. 引 言
鐵素體不銹鋼具有價格低廉、力學性能穩(wěn)定、高溫性能良好等優(yōu)點，被廣泛用于鋁合金熔煉時的熱電偶套管材料[1-3]。鐵素體不銹鋼將鋁液隔絕以保護熱電偶，由于與高溫熔融鋁液直接接觸，易受鋁液腐蝕而失效[4]。鐵素體不銹鋼在熔融鋁液中的腐蝕屬于擴散腐蝕：不銹鋼基體被鋁液潤濕后，鐵元素溶于鋁液而鋁原子向不銹鋼中反應擴散[5-6]。鋁原子和鐵原子在界面處發(fā)生反應生成Fe2Al5和FeAl3相，從而形成金屬間化合物層[7]。研究[8]表明，在446鐵素體不銹鋼成分的基礎上添加質量分數(shù)0.2%鈮元素后，鋁液腐蝕形成的金屬間化合物層厚度減小，該鋼具有更優(yōu)異的耐鋁液腐蝕性能。
在熱電偶管套的生產(chǎn)過程中，鐵素體不銹鋼薄板的加工流程包括鑄造、熱軋、退火、酸洗、冷軋、再次退火等步驟[9]，其中熱軋是影響制品性能的關鍵環(huán)節(jié)之一[10]。在軋制過程中，鐵素體晶粒會經(jīng)歷動態(tài)再結晶和回復過程，隨著變形量的增加而逐漸細化，小角度晶界增加[11]。小角度晶界具有較強的腐蝕抗力，可使基體獲得更好的耐腐蝕性能。目前，有關熱軋變形量對含鈮鐵素體不銹鋼耐鋁液腐蝕性能的研究很少，能否通過熱軋變形量的優(yōu)化來調控其顯微組織從而提升耐鋁液腐蝕性能等至今仍不清楚。為此，作者以含質量分數(shù)0.20%鈮的446鐵素體不銹鋼為研究對象，采用真空熔煉、1 150 ℃均勻化退火、1 000 ℃熱軋、950 ℃退火等工藝制備試驗鋼，研究了熱軋變形量對試驗鋼組織及耐鋁液腐蝕性能的影響，以期為鋁工業(yè)生產(chǎn)所用熱電偶套管材料的開發(fā)和應用提供參考。
1. 試樣制備與試驗方法
在前期研究[12-13]基礎上，以446鐵素體不銹鋼和鈮鐵合金為原材料，采用DHL-1250型真空電弧爐熔煉制備鈮質量分數(shù)為0.20%的鈕扣型鑄錠。采用PMI-MASTER PRO型移動式直讀光譜儀測得其化學成分（質量分數(shù)/%）為0.18%C，0.20Nb，1.36Si，0.26Mn，22.02Cr，0.45Ni，0.73Ti，余Fe。采用YFX12/13Q-YC型高溫爐對鑄錠進行1 150 ℃×2 h均勻化擴散退火，在1 000 ℃下采用滾軋機進行熱軋，變形量分別為20%，40%，60%；對熱軋板進行950 ℃×1 h退火處理，空冷。
將試驗鋼軋制面磨光后進行電解拋光，電解拋光液為體積分數(shù)10%高氯酸乙醇溶液，電壓為32 V，拋光時間為10～20 s，采用Oxford 電子背散射衍射儀（EBSD）進行組織分析，工作電壓為20 kV，掃描步長為5 μm，利用Channel 5軟件對EBSD數(shù)據(jù)進行后處理。在試驗鋼上截取金相試樣，經(jīng)打磨、拋光，用體積分數(shù)4%硝酸乙醇溶液腐蝕后，采用SIGMA300型熱場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察第二相的微觀形貌，用附帶的能譜儀（EDS）分析微區(qū)成分。采用如圖1所示的鋁液浸蝕試驗裝置進行鋁液腐蝕試驗。通過線切割方法在試驗鋼上截取尺寸為10 mm×10 mm×5 mm的試樣，對試樣表面進行打磨后，用鋼絲將試樣懸掛在鋼棒上。在石墨坩堝中放入A356鋁塊，在YFX12/13Q-YC型高溫箱式電阻爐中于200 ℃下預熱2 h，再升溫至770 ℃，保溫，待鋁塊全部熔化后，將試樣浸入鋁液，保持1 h后取出，空冷至室溫。將鋁液腐蝕后的試樣打磨、拋光后，采用SEM觀察截面的微觀形貌；從試樣表面至內部等距離選取20個點，并在腐蝕界面不同區(qū)域選取不同點，采用EDS分析微區(qū)成分。
2. 試驗結果與討論
2.1 對顯微組織的影響
圖2中RD為軋制方向，ND為垂直于軋制面的法向。由圖2可以看出：當熱軋變形量為20%時，試驗鋼中<001>//ND取向的晶粒最多，此時晶粒呈樹枝晶形貌；當熱軋變形量增加到40%時，<111>//ND取向的晶粒最多，單位面積內的晶粒數(shù)量增加；當熱軋變形量為60%時，單位面積內的晶粒數(shù)量顯著增加，晶粒取向變得隨機。當熱軋變形量為20%，40%，60%時，平均晶粒尺寸分別為164.8，137.2，89.3 μm。軋制變形使得樹枝晶晶粒破碎，晶粒內部位錯密度和畸變能增加而發(fā)生再結晶，形成亞晶組織，并最終形成細晶組織。隨著熱軋變形量的增加，再結晶程度提高，因此平均晶粒尺寸降低。
圖 2不同熱軋變形量下試驗鋼的晶體取向圖
Figure 2.Crystal orientation maps of test steel under different hot rolling deformation
取向差為2°～10°的晶界為小角度晶界（LAGB），而大于10°的晶界為大角度晶界（HAGB）。由圖3可以看出，不同熱軋變形量下試驗鋼的界面取向差均表現(xiàn)為以45°為中心的正態(tài)分布特征，這表明再結晶晶粒取向隨機分布。當熱軋變形量為20%，40%，60%時，LAGB占比分別約為17.8%，27.2%，7.46%；隨著熱軋變形量增加，LAGB含量先增后降。由于鐵素體不銹鋼的層錯能高[11,14]，在熱軋變形過程中其位錯滑移、攀移及交滑移等運動消耗了大量的變形儲能，形成大量亞晶界；隨著熱軋變形量增加，變形儲能消耗量增大，亞晶界數(shù)量增加，LAGB含量增加。但是，當熱軋變形量為60%時，原來形成的大量小角度晶界發(fā)生扭轉，變?yōu)榇蠼嵌染Ы纾蠼嵌染Ы邕B接在一起，形成了大量破碎狀晶粒[15]。
圖 3不同熱軋變形量下試驗鋼的界面取向差分布
Figure 3.Distribution of interfacial misorientation for test steel under different hot rolling deformation
由圖4可知，試驗鋼主要由沿軋制方向伸長的鐵素體晶粒組成。當熱軋變形量20%時，第二相沿晶界析出；當熱軋變形量為40%時，出現(xiàn)晶內析出相，析出相分布更加彌散；當熱軋變形量增加到60%時，晶粒變形更加嚴重，析出相隨機分布于晶界和晶內。
圖 4不同熱軋變形量下試驗鋼的微觀形貌
Figure 4.Micromorphology of test steel under different hot rolling deformation
由圖5可以看出：當熱軋變形量為20%時，試驗鋼中的析出相主要包括大尺寸方形析出相以及沿晶界分布的細小類球形析出相和細長連續(xù)短棒狀析出相；方形析出相為夾心結構，中心為TiN，外緣為（Ti, Nb）C相，類球形和短棒狀析出相為（Ti, Nb）C相。TiN相在不銹鋼中一般隨機分布，而（Ti, Nb）C相在熱軋過程中一般沿晶界析出[16]。
圖 5熱軋變形量20%下試驗鋼中析出相形貌及元素面掃描結果
Figure 5.Morphology of precipitates (a) and EDS element surface scan results (b–c) of test steel under 20%hot rolling deformation: (b) area 1 and (b) area 2
由圖6和表1可以看出：當熱軋變形量為40%時，組織中除了存在TiC和（Ti, Nb）C顆粒外，還存在不規(guī)則的夾心結構析出相以及黑色杠鈴狀析出相。其中：夾心結構析出相中心是規(guī)則的方形（Ti, Nb）（C, N）復合型析出相，其外包裹著一層類方形灰色（Ti, Nb）C析出相，最外層為不規(guī)則黑色Fe2Nb析出相；杠鈴狀析出相為（Ti, Nb）C和Fe2Nb相。Fe2Nb在晶內（位錯或亞晶界）析出[17]，為密排六方結構，會導致鋼的力學性能和耐腐蝕性能降低[18]。與20%熱軋變形量下相比，40%熱軋變形量下析出相除了沿晶界分布外，還在晶內的亞晶界位置析出。當熱軋變形量為60%時，析出相類型基本與40%熱軋變形量下相同，但Fe2Nb相含量增加，且析出相分布更加彌散。
圖 640%和60%熱軋變形量下試驗鋼的析出相形貌
Figure 6.Morphology of precipitates in test steel under 40%(a–b) and 60%(c) hot rolling deformation: (a) view 1 and (b) view 2
2.2 對耐鋁液腐蝕性能的影響
由圖7和表2可以看出：經(jīng)鋁液浸蝕后試驗鋼腐蝕界面由金屬間化合物層（IMC）以及殘余鋁液凝固形成的鋁層組成[7]，而金屬間化合物層又分為靠近基體的部分（IMC1）和靠近鋁層的部分（IMC2）；金屬間化合物層中存在由IMC1向IMC2擴展的微裂紋[19]以及析出相，且熱軋變形量60%下的微裂紋更加明顯。當熱軋變形量為20%時，細小的析出相在IMC2和鋁層界面處聚集，主要為（Ti, Nb）C相和SixTiy化合物[12]。當熱軋變形量為40%時，析出相在金屬間化合物層中彌散分布，尺寸明顯變大，主要為（Ti, Nb）C相。金屬間化合物由鋁原子和鐵原子在界面處發(fā)生反應生成，分別為薄層FeAl3相和舌狀Fe2Al5相，隨著鋁液浸蝕時間的延長，F(xiàn)e2Al5相不斷向試驗鋼基體內生長[20]。彌散分布在金屬間化合物層的（Ti, Nb）C相可以延緩Fe2Al5相的生長速率，這對耐鋁液腐蝕性能是有利的。隨著熱軋變形量增加到60%，金屬間化合物層中的析出相含量降低。
圖 7鋁液浸蝕后不同熱軋變形量下試驗鋼表層截面形貌
Figure 7.Morphology of surface layer section of test steel under different hot rolling deformation after etching in molten aluminum
由圖8可以看出：在鋁液浸蝕過程中，不同熱軋變形量下試驗鋼基體中的鐵、鉻等元素向鋁液中擴散，而鋁液的鋁元素向試驗鋼基體中擴散；腐蝕界面處鈦和鈮的含量均較低，僅在40%熱軋變形量下IMC2中鈦和鈮含量突然增加，這與（Ti, Nb）C析出相的形成有關。（Ti, Nb）C析出相的形成可有效阻礙鋁元素的擴散，降低金屬間化合物層的厚度。
圖 8鋁液浸蝕后不同熱軋變形量下試驗鋼截面元素含量分布
Figure 8.Distribution of element content of test steel section under different hot rolling deformation after etching in molten aluminum
由圖9可以看出，隨著熱軋變形量的增加，腐蝕界面處的金屬間化合物層厚度先減小后增大。當熱軋變形量為40%時，金屬間化合物層厚度最薄，為54.04 μm，說明此時試驗鋼的耐鋁液腐蝕性能最好。熱軋后試驗鋼中產(chǎn)生大量位錯及亞結構，隨著熱軋變形量的增加，小角度晶界占比增加，晶內亞結構和析出相增多，晶界析出相減少，晶界腐蝕的通道減少，因此試驗鋼耐鋁液腐蝕性能提高；彌散分布于金屬間化合物層中的（Ti, Nb）C相也對鋁液腐蝕起到了一定的阻礙作用，有利于耐鋁液腐蝕性能的提高。但是，當熱軋變形量增加到60%時，小角度晶界占比降低，亞結構減少，析出相更多地析出在晶界，使得晶界腐蝕的通道數(shù)量增加，腐蝕更易發(fā)生；Fe2Nb相的增多意味著對鋁液腐蝕起到阻礙作用的（Ti, Nb）C相含量降低；金屬間化合物層存在的明顯裂紋會加劇鋁液對基體的腐蝕。因此，試驗鋼的耐鋁液腐蝕性能降低。
圖 9鋁液浸蝕后試驗鋼表面金屬間化合物層厚度隨熱軋變形量的變化曲線
Figure 9.Curves of intermetallic compound layer thickness vs hot rolling deformation on surface of test steel after etching in molten aluminum
3. 結 論
（1）隨著熱軋變形量由20%增加到60%，試驗鋼晶粒尺寸減小，小角度晶界含量先增后減，當熱軋變形量為40%時，小角度晶界占比最高，為27.2%。
（2）20%熱軋變形量下析出相主要在晶界處析出，組成主要為TiN和（Ti, Nb）C；40%和60%熱軋變形量下析出相彌散分布在晶界和晶內，組成主要為（Ti, Nb）（C, N）、（Ti, Nb）C和Fe2Nb，60%熱軋變形量下Fe2Nb相的含量更多。
（3）隨著熱軋變形量的增加，試驗鋼表面因鋁液浸蝕形成的金屬間化合物層厚度先減小后增大；40%熱軋變形量下的厚度最小，為54.04 μm，此時金屬間化合物層中存在彌散分布的（Ti, Nb）C析出相，試驗鋼具有最優(yōu)異的耐鋁液腐蝕性能。
文章來源——材料與測試網(wǎng)