趙天天 滕鋁丹 金洋帆 張家成 楊弋濤

(上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院, 上海 200444)

汽車(chē)排氣系統(tǒng)用鋼需具有良好的高溫強(qiáng)度、抗熱疲勞性能及抗氧化性能[1-5]。為了提高鋼的高溫強(qiáng)度，通常都是提高其含碳量。但較高含量的碳易與鉻結(jié)合形成碳化物，減少固溶的鉻，導(dǎo)致材料的抗氧化和耐腐蝕性能降低[6]。另外，碳、氮間隙原子會(huì)嚴(yán)重影響鐵素體不銹鋼的室溫加工性能，因此必須采用超低碳、氮的合金化模式[7]。鈮是強(qiáng)碳化物形成元素，在鋼中一般以碳氮化物的形式存在，彌散析出的NbC、NbN可細(xì)化晶粒，并有效提高材料的抗晶間腐蝕性能。已經(jīng)證明，不銹鋼中固溶的鈮元素可提高其高溫強(qiáng)度和抗熱疲勞性能，這都是排氣歧管必須具備的重要特性[8]。

本文研究了含鈮量不同的鐵素體不銹鋼經(jīng)過(guò)固溶處理和穩(wěn)定化處理后的顯微組織和力學(xué)性能，揭示了鈮元素影響鐵素體不銹鋼組織和性能的機(jī)制，為企業(yè)的生產(chǎn)應(yīng)用提供參考。

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 試樣的制備和熱處理

采用真空電弧爐熔煉試驗(yàn)用鐵素體不銹鋼，用移動(dòng)式直讀光譜儀(PMI- MASTER PRO)測(cè)定其化學(xué)成分，結(jié)果列于表1。5個(gè)鈕扣鑄錠直徑均為36 mm，質(zhì)量約80 g，且鈮含量依次遞增。參照文獻(xiàn)[9]制定熱處理工藝，即1 100 ℃保溫2 h爐冷退火，以減少成分偏析，隨后1 050 ℃保溫1 h水冷固溶處理，最后900 ℃保溫1.5 h空冷穩(wěn)定化處理。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical compositions of the tested steels (mass fraction) %

1.2 微觀組織和力學(xué)性能

將熱處理后的鈕扣錠通過(guò)電火花線切割加工成10 mm×10 mm×3 mm的試樣，打磨、拋光后采用成分為2.5 g FeCl3+25 ml HCl+50 ml H2O的氯化鐵鹽酸溶液腐蝕，采用尼康LV150正立式光學(xué)金相顯微鏡(OM)和HITACHI SU- 1500鎢燈絲掃描電子顯微鏡(SEM)觀察其組織。對(duì)試樣進(jìn)行電解萃取碳化物，萃取液為16 g檸檬酸+125 ml鹽酸+375 ml水配制而成的檸檬酸溶液，干燥后對(duì)萃取前、后的試樣及萃取的碳化物稱(chēng)重，并對(duì)碳化物進(jìn)行X射線衍射(XRD)分析，掃描角度為10°～90°，掃描速度為4 (°)/min。采用布洛維光學(xué)硬度計(jì)(HBRVU- 187.5)測(cè)定布氏硬度，試驗(yàn)力125 kg，壓頭直徑5 mm。在鈕扣錠最大橫截面處沿直徑方向切取厚度為1 mm的試樣，采用MTSCMT5205電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為1.5 mm/min，試樣尺寸如圖1所示。采用掃描電鏡檢驗(yàn)拉伸試樣的斷口形貌。

圖1 拉伸試樣簡(jiǎn)圖Fig.1 Sketch drawing of the tensile test specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 熱力學(xué)相圖計(jì)算

圖2為利用Thermo- Calc熱力學(xué)軟件計(jì)算得到的5種不同含鈮量鋼的平衡相圖，可見(jiàn)試驗(yàn)鋼從高溫到低溫均為單一的鐵素體組織，可能存在的析出相分別為(Ti,Nb)C、Laves相(不含鈮鋼Laves相為Fe2Ti，而含鈮鋼為Fe2Nb)、σ相及α- Cr相，在440 ℃時(shí)，σ相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣? Cr相。鋼的含碳量極低，即使不含鈮，所含的鈦元素已足夠固定碳元素，因而能減少M(fèi)23C6碳化物的形成，使更多的鉻元素固溶于基體，有利于改善鋼的抗氧化性能和耐腐蝕性能。根據(jù)相圖得到的各相的析出溫度如表2所示?？梢?jiàn)鈮元素可顯著提高Laves相的析出溫度，即由490 ℃提高至930 ℃。添加鈮對(duì)MC型碳化物的析出也有一定的促進(jìn)作用，使MC型碳化物的析出溫度從1 220 ℃升高至1 360 ℃。

2.2 微觀組織

經(jīng)固溶和穩(wěn)定化處理后鋼的顯微組織如圖3所示，與熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果相符，均為單相鐵素體基體和彌散分布的顆粒狀和塊狀析出相。由于原子在鐵素體內(nèi)擴(kuò)散較快，其晶粒粗化溫度較低，通常在600 ℃以上晶粒就開(kāi)始長(zhǎng)大。而組織中析出的

圖2 不含鈮(a)和含0.1%(b)、0.3%(c)、0.5%(d)及0.7%(e)Nb的鐵素體不銹鋼的熱力平衡相圖Fig.2 Thermodynamic equilibrium phase diagrams of the ferritic stainless steels without (a) and with 0.1% (b), 0.3% (c), 0.5% (d) and 0.7% (e) Nb

表2 不同含鈮量鋼中幾種相的析出溫度Table 2 Precipitation temperatures of several phases in the steels containing different amounts of niobium ℃

細(xì)小碳化物等第二相可阻礙晶粒長(zhǎng)大，提高晶粒粗化溫度。相比于1號(hào)鋼，2號(hào)鋼由于含0.1%Nb，易形成MC型碳化物釘扎晶界和促進(jìn)異質(zhì)形核，使鐵素體晶粒得以細(xì)化。含0.3%Nb的鋼，顆粒狀析出相數(shù)量急劇增多且彌散分布。含0.5%及0.7%Nb的鋼，晶界的析出相逐漸粗化并呈鏈狀和網(wǎng)狀，且5號(hào)鋼晶界的析出相更為密集。

試驗(yàn)鋼中塊狀和顆粒狀析出相的形貌如圖4所示，圖4中標(biāo)記區(qū)域的能譜點(diǎn)掃描分析結(jié)果列于表3。由圖4(a,b)可以看出，3號(hào)和4號(hào)鋼晶內(nèi)有許多彌散分布的顆粒狀相，其尺寸均為微米級(jí)，且含0.5%Nb鋼的顆粒狀相更加細(xì)小。標(biāo)記A的黑色塊狀組織為T(mén)i(C,N)，Ti(C,N)粒子有釘扎作用，在運(yùn)動(dòng)的晶界與第二相粒子接觸過(guò)程中，第二相粒子會(huì)對(duì)晶界產(chǎn)生反向作用力，阻礙晶界運(yùn)動(dòng)，從而阻止晶粒長(zhǎng)大。標(biāo)記B處彌散分布的顆粒狀組織是一種富鉻相，僅含鐵和鉻，且鉻的原子分?jǐn)?shù)達(dá)19.78%，彌散分布，尺寸大多小于5 μm，能產(chǎn)生析出強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化效果。含0.5%Nb鋼中有兩種形態(tài)的含鈮碳化物，一種分布在晶界呈網(wǎng)狀(圖4(d)中標(biāo)記C)，另一種呈不規(guī)則塊狀(圖4(d)中標(biāo)記D)。侯雨陽(yáng)等[10]研究發(fā)現(xiàn):含0.56%Nb鑄態(tài)SUS430鐵素體不銹鋼中，晶界的顆粒狀析出物主要成分為Fe、Cr、C、Nb和Ti，EDS分析表明為(Ti,Nb)xCy，其形態(tài)和成分與本文含0.5%Nb的鋼中晶界析出的碳化物相近。

2.3 碳化物分析

萃取碳化物粉末的XRD圖譜如圖5所示。由圖5(a)可知，鈮會(huì)促進(jìn)碳化物的析出，隨著鈮含量的增加，鋼中碳化物含量增加，其質(zhì)量分?jǐn)?shù)由1號(hào)鋼的0.503 4%增加到4號(hào)鋼的0.961 7%。含0.7%鈮鋼的碳化物含量有所下降。不含鈮鋼，由于其含碳量極低，且鈦是強(qiáng)碳化物形成元素，與碳的結(jié)合力大于鉻元素，所以不會(huì)形成鉻的碳化物，僅形成TiC；2號(hào)和3號(hào)鋼含有TiC和Nb6C5兩種碳化物，含0.3%Nb鋼中TiC的峰明顯低于含0.1%Nb鋼， 其原因是含鈮量增加，形成NbC的驅(qū)動(dòng)力增大。含0.5%和0.7%鈮的鋼中TiC的峰顯著降低，且析出了Fe2Nb，鋼中的鈮和鈦已足夠固定碳，多余的鈮則與鐵結(jié)合形成金屬間化合物Fe2Nb，這與熱力學(xué)計(jì)算相圖一致，鈮元素能促進(jìn)Laves相的析出。

圖3 不含鈮(a)和含0.1%(b)、0.3%(c)、0.5%(d)及0.7%(e)Nb的鐵素體不銹鋼固溶和穩(wěn)定化處理后的顯微組織Fig.3 Microstructures of the ferritic stainless steel without (a) and with 0.1% (b), 0.3% (c), 0.5% (d) and 0.7% (e) Nb after solution and stabilization treatments

圖4 含0.3%(a,c)和0.5%(b,d)Nb鋼的SEM形貌Fig.4 SEM micrographs of the steels containing 0.3% (a,c) and 0.5% (b,d) Nb

表3 圖4(c,d)中標(biāo)記區(qū)域的化學(xué)成分(原子分?jǐn)?shù))Table 3 Chemical compositions of the marked regions in Fig.4 (c,d) (atom fraction) %

2.4 力學(xué)性能

表4為不同鈮含量試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能。由表4可知，含鈮量低于0.5%的鋼的硬度和抗拉強(qiáng)度均隨著鈮含量的增加而提高，但硬度的提高幅度不大；而含0.7%Nb的鋼，其抗拉強(qiáng)度有所下降，斷后伸長(zhǎng)率增加。鈮為強(qiáng)碳化物形成元素，在鋼中形成的細(xì)小碳化物能細(xì)化鐵素體晶粒，從而提高鋼的強(qiáng)度和塑性。根據(jù)Ashby- Orowan的第二相強(qiáng)化模型，鋼的強(qiáng)化程度與析出相的體積分?jǐn)?shù)的平方根成正比，而與析出相的平均半徑成反比。從圖4可知，添加的鈮越多，鋼中顆粒狀的析出相更多、 更細(xì)小，抗拉強(qiáng)度更高。但在含0.7%Nb的鋼中，鈮的碳化物在晶界偏聚呈網(wǎng)狀(見(jiàn)圖3)，會(huì)降低鋼的力學(xué)性能。拉伸試驗(yàn)結(jié)果表明：含鈮量為0.5%的4號(hào)鋼的力學(xué)性能優(yōu)于含鈮量為0.3%的3號(hào)鋼，說(shuō)明起主要作用的是析出強(qiáng)化，盡管形成的網(wǎng)狀碳化物會(huì)降低鋼的強(qiáng)度，但二者的綜合作用使4號(hào)鋼的抗拉強(qiáng)度最高。另外由圖3可見(jiàn)，含鈮量為0.7%的5號(hào)鋼中網(wǎng)狀碳化物明顯較多，但其尺寸小于4號(hào)鋼的，導(dǎo)致其強(qiáng)度降低而塑性提高。

圖5 鋼中碳化物含量(a)及其XRD圖譜(b)Fig.5 Contents (a) and XRD patterns (b) of carbides in the steels

表4 不同鈮含量鋼的力學(xué)性能Table 4 Mechanical properties of the steels containing different amounts of niobium

圖6為拉伸試樣斷口的掃描電鏡形貌。圖6表明：不同含鈮量鋼拉伸試樣斷口均由大量韌窩組成，屬于韌性斷裂，這與斷后伸長(zhǎng)率結(jié)果一致。韌窩是材料在發(fā)生塑性變形時(shí)產(chǎn)生的顯微孔形核、長(zhǎng)大、聚集后相互連接，導(dǎo)致材料斷裂后在斷口表面留下的痕跡，其數(shù)量和平均直徑與材料中的碳化物和第二相粒子的數(shù)量和大小有關(guān)。不含鈮鋼組織中僅有TiC，導(dǎo)致韌窩尺寸變化較大；隨著鈮含量的增加，鋼中存在更多細(xì)小的富鉻相和碳化物，導(dǎo)致韌窩平均直徑減小，鋼的塑韌性提高。從表3可知，含0.5%Nb鋼的抗拉強(qiáng)度和硬度最高，且斷后伸長(zhǎng)率也足夠高，能滿足排氣歧管的使用要求，因此可以確定，鋼的最佳含鈮量為0.5%。

圖6 不含鈮(a)和含0.1%(b)、0.3% (c)、0.5% (d)及0.7%(e)Nb鋼的拉伸試樣斷口形貌Fig.6 Patterns of fractures of tensile specimen for the steels without (a) and with 0.1% (b),0.3% (c),0.5% (d) and 0.7%(e) Nb

3 結(jié)論

(1)不同鈮含量的不銹鋼均為單一的鐵素體組織，鈮元素使Laves相的析出溫度從490 ℃提高至930 ℃，使MC型碳化物的析出溫度從1 220 ℃提高至1 360 ℃。

(2)鈮能細(xì)化鐵素體晶粒，且隨著鈮含量的增加，富鉻相的數(shù)量增加、平均尺寸減??；含鈮量高于0.5%的鋼，鈮鈦碳化物在晶界偏聚長(zhǎng)大呈網(wǎng)狀。

(3)含鈮量低于0.5%的鋼，隨著鈮含量的增加，碳化物類(lèi)型由TiC轉(zhuǎn)變?yōu)镹b6C5和TiC；含鈮量高于0.5%的鋼中有Fe2Nb相析出。

(4)含鈮量為0.5%的鋼的析出強(qiáng)化效果最顯著，抗拉強(qiáng)度達(dá)405.4 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為18.2%，因此鋼的最佳含鈮量為0.5%。