0.   引　言

鐵素體不銹鋼具有價格低廉、力學(xué)性能穩(wěn)定、高溫性能良好等優(yōu)點(diǎn)，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(hù)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(kuò)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(yīng)擴(kuò)散[5-6]。鋁原子和鐵原子在界面處發(fā)生反應(yīng)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(chǔ)上添加質(zhì)量分?jǐn)?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(guān)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(jié)晶和回復(fù)過程，隨著變形量的增加而逐漸細(xì)化，小角度晶界增加[11]。小角度晶界具有較強(qiáng)的腐蝕抗力，可使基體獲得更好的耐腐蝕性能。目前，有關(guān)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(diào)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(zhì)量分?jǐn)?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(yàn)鋼，研究了熱軋變形量對試驗(yàn)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(yīng)用提供參考。 

1.   試樣制備與試驗(yàn)方法

在前期研究[12-13]基礎(chǔ)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(zhì)量分?jǐn)?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(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?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(jìn)行1 150 ℃×2 h均勻化擴(kuò)散退火，在1 000 ℃下采用滾軋機(jī)進(jìn)行熱軋，變形量分別為20%，40%，60%；對熱軋板進(jìn)行950 ℃×1 h退火處理，空冷。 

將試驗(yàn)鋼軋制面磨光后進(jìn)行電解拋光，電解拋光液為體積分?jǐn)?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(jìn)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(jìn)行后處理。在試驗(yàn)鋼上截取金相試樣，經(jīng)打磨、拋光，用體積分?jǐn)?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(yàn)裝置進(jìn)行鋁液腐蝕試驗(yàn)。通過線切割方法在試驗(yàn)鋼上截取尺寸為10 mm×10 mm×5 mm的試樣，對試樣表面進(jìn)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(yù)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(nèi)部等距離選取20個點(diǎn)，并在腐蝕界面不同區(qū)域選取不同點(diǎn)，采用EDS分析微區(qū)成分。 

圖  1  鋁液浸蝕試驗(yàn)裝置示意

Figure  1.  Schematic of molten aluminum immersion test device

2.   試驗(yàn)結(jié)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(dāng)熱軋變形量為20%時，試驗(yàn)鋼中<001>//ND取向的晶粒最多，此時晶粒呈樹枝晶形貌；當(dāng)熱軋變形量增加到40%時，<111>//ND取向的晶粒最多，單位面積內(nèi)的晶粒數(shù)量增加；當(dāng)熱軋變形量為60%時，單位面積內(nèi)的晶粒數(shù)量顯著增加，晶粒取向變得隨機(jī)。當(dāng)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(nèi)部位錯密度和畸變能增加而發(fā)生再結(jié)晶，形成亞晶組織，并最終形成細(xì)晶組織。隨著熱軋變形量的增加，再結(jié)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(yàn)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(yàn)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(jié)晶晶粒取向隨機(jī)分布。當(dāng)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(yùn)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(dāng)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(zhuǎn)，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(yàn)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(yàn)鋼主要由沿軋制方向伸長的鐵素體晶粒組成。當(dāng)熱軋變形量20%時，第二相沿晶界析出；當(dāng)熱軋變形量為40%時，出現(xiàn)晶內(nèi)析出相，析出相分布更加彌散；當(dāng)熱軋變形量增加到60%時，晶粒變形更加嚴(yán)重，析出相隨機(jī)分布于晶界和晶內(nèi)。 

圖  4  不同熱軋變形量下試驗(yàn)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(dāng)熱軋變形量為20%時，試驗(yàn)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(xì)小類球形析出相和細(xì)長連續(xù)短棒狀析出相；方形析出相為夾心結(jié)構(gòu)，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(jī)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(yàn)鋼中析出相形貌及元素面掃描結(jié)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(dāng)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(jié)構(gòu)析出相以及黑色杠鈴狀析出相。其中：夾心結(jié)構(gòu)析出相中心是規(guī)則的方形（Ti, Nb）（C, N）復(fù)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(nèi)（位錯或亞晶界）析出[17]，為密排六方結(jié)構(gòu)，會導(dǎo)致鋼的力學(xué)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(nèi)的亞晶界位置析出。當(dāng)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  6  40%和60%熱軋變形量下試驗(yàn)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(yàn)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(kuò)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(dāng)熱軋變形量為20%時，細(xì)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(dāng)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(yīng)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(yàn)鋼基體內(nèi)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(yàn)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(yàn)鋼基體中的鐵、鉻等元素向鋁液中擴(kuò)散，而鋁液的鋁元素向試驗(yàn)鋼基體中擴(kuò)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(guān)。（Ti, Nb）C析出相的形成可有效阻礙鋁元素的擴(kuò)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(yàn)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(dāng)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(yàn)鋼的耐鋁液腐蝕性能最好。熱軋后試驗(yàn)鋼中產(chǎn)生大量位錯及亞結(jié)構(gòu)，隨著熱軋變形量的增加，小角度晶界占比增加，晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)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(yàn)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(dāng)熱軋變形量增加到60%時，小角度晶界占比降低，亞結(jié)構(gòu)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(yàn)鋼的耐鋁液腐蝕性能降低。 

圖  9  鋁液浸蝕后試驗(yàn)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(jié)　論

（1）隨著熱軋變形量由20%增加到60%，試驗(yàn)鋼晶粒尺寸減小，小角度晶界含量先增后減，當(dāng)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(nèi)，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(yàn)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(yàn)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)