明亞飛，丁文紅，馬虹蔚，吳夢先，龐博文，袁 飛

(1. 武漢科技大學省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室，湖北 武漢，430081；2. 武漢科技大學高性能鋼鐵材料及其應用省部共建協(xié)同創(chuàng)新中心，湖北 武漢，430081；3. 武漢一冶鋼結構有限責任公司研發(fā)中心，湖北 武漢，430415)

不銹鋼熱軋復合板是以碳鋼作為基層、不銹鋼作為覆層，通過軋制方式制得的異質金屬復合材料[1-2]。由于兼具力學性能良好、耐腐蝕性和抗氧化性優(yōu)異及原料成本低廉等特點，其在石油、橋梁、化工、航天等眾多領域已獲得廣泛應用[3-4]。

提高復合界面結合強度是異質金屬復合材料制備過程中的關鍵目標，對于不銹鋼/碳鋼雙金屬復合板，影響其結合強度的原因主要分為制坯工藝因素和界面微觀結構因素。工藝方面的影響因素有表面處理方法[5]、軋制溫度[6]、軋制變形率[7]及軋后熱處理[8]等，界面微觀結構方面的影響因素包括結合界面組織[6]、界面氧化物[9-10]、界面碳化物[11]等。Zhu[12]等認為復合板界面氧化物類型和含量由其氧化程度決定,而形貌主要與熱變形過程有關，增加軋制壓下率可使氧化物彌散分布，單位面積內氧化物數(shù)量減少，復合板界面結合質量因而提高。Liu[13]等認為復合板界面氧化可有效抑制合金元素擴散，從而影響復合板界面結合強度，而軋制結合界面碳化物薄層的析出會造成復合板剪切強度降低，Li等[11]發(fā)現(xiàn)有Cr3C2析出物、Fe3O4氧化物及Fe-Cr金屬間化合物等分布在復合板界面周圍。Wang[14]等研究軋制壓下率對復合板組織的影響后發(fā)現(xiàn)，隨著壓下率的增加，晶粒尺寸、脫碳層厚度、滲碳層、合金元素擴散距離及馬氏體區(qū)均逐漸減小，脫碳層晶粒尺寸大于碳鋼基板，且與界面區(qū)相鄰的滲碳層晶粒得到細化，這可能歸因于Cr和C的相互擴散，造成脫碳層強度降低。Liu等[8]研究了淬火溫度與時間對不銹鋼復合板結合強度的影響，結果顯示，長淬火時間可有效抑制界面分層裂紋形成，這歸因于合金元素的充分擴散，同時由于碳元素也擴散充分，復合板界面附近存在脫碳層，剪切實驗時斷裂發(fā)生在此處，裂紋擴展方向與界面夾角呈45°。

為此，本研究以Q235碳鋼為基材、304奧氏體不銹鋼為覆材，采用非真空熱軋方法制備了不銹鋼復合板，研究了不同軋制壓下率和軋后冷卻方式下復合界面夾雜物、組織及力學行為的變化，并探討了C擴散對復合板界面組織形成和結合強度的影響，以期為兼具低成本和優(yōu)異結合性能的不銹鋼/碳鋼復合板的開發(fā)與制備提供參考。

1 實驗材料及方法

本研究選用規(guī)格為200 mm×150 mm×5 mm的Q235碳鋼作為基板，規(guī)格為200 mm×150 mm ×2 mm的304不銹鋼作為覆板，其化學成分列于表1中。復合板坯組坯前，先用磨床將鋼板復合面加工至粗糙度Ra為1.6 μm，用丙酮和無水乙醇去除表面油脂和水分后，采用IPG YLS-6000光纖激光器進行封焊，沿軋制方向尾部預留長度為5 mm的排氣孔，以防止鋼板在后續(xù)加熱過程中膨脹。將復合板置于箱式電阻爐中于1200 ℃下保溫7 min，若保溫溫度設置過高，非真空軋制過程會產生較多氧化物，降低復合板結合強度[12]。隨后進行多道次熱軋，軋制速度為4.24 m/min，軋制工藝參數(shù)見表2。為保證復合板在第一道次軋制時元素擴散充分達到冶金結合，故將開軋溫度設置為1150 ℃，考慮到304不銹鋼覆層的再結晶溫度約為950 ℃[15]，為保證復合板力學性能，終軋溫度選擇不低于950 ℃。

沿復合板軋制方向截取金相試樣，經過打磨、拋光后，分別采用4%硝酸酒精和10%鉻酸對碳鋼和不銹鋼側進行侵蝕，利用Zeiss Axioplan型金相顯微鏡(OM)和Nova 400 Nano型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)對結合界面進行觀察和表征,并在THV-1MD型維氏硬度儀下測試復合板結合界面附近的顯微硬度，載荷為0.01 kgf,加載時間為10 s；根據(jù)GB/T 6396—2008，制取復合板剪切試樣并測試其結合強度。

表1 試驗鋼板的化學成分(wB/%)

表2 軋制工藝參數(shù)

2 結果與分析

2.1 復合板界面夾雜物的表征

圖1所示為不同壓下率下不銹鋼復合板界面夾雜物的金相照片。由圖1可見，當壓下率為28%時，復合板界面夾雜物主要呈塊狀和點狀分布；壓下率為37%時，復合板界面夾雜物呈線狀；當壓下率增加至47%，線狀夾雜物出現(xiàn)斷裂現(xiàn)象，隨著壓下率的增大，界面氧化物逐漸呈連續(xù)點狀分布，并且出現(xiàn)彌散分布的趨勢；當壓下率達到70%，界面夾雜物呈彌散點狀分布。另外，EDS分析結果顯示，不同壓下率下復合板界面夾雜物的化學組成類似，圖2即為典型界面夾雜物的SEM照片及EDS能譜。由圖2可知，該夾雜物中主要含有Fe、Si、Mn、Cr、O元素，其中Fe為鋼中主要元素，Cr則是高溫高壓下由不銹鋼側擴散至界面處的，結合Ellingham圖可知，幾種金屬氧化物的吉布斯自由能排序為：SiO2

(a) 1#試樣 (b) 2#試樣 (c) 3#試樣 (d) 4#試樣 (e) 5#試樣

圖1 復合板界面夾雜物的形貌

Fig.1 Morphology of interface inclusions in clad plates

(a) SEM (b) EDS

圖2 界面夾雜物的SEM照片及EDS能譜

Fig.2 SEM image and EDS pattern of interface inclusion

2.2 復合板界面的斷口形貌

圖3為不同壓下率及冷卻條件下復合板斷口界面的SEM照片。由圖3可見，當軋制壓下率較低(37%)時，復合板結合界面強度不高，僅有少部分碳鋼黏結在不銹鋼側，斷裂發(fā)生在結合界面處；軋制壓下率升至47%，復合板斷裂區(qū)開始于脫碳鐵素體區(qū)，裂紋擴展方向與界面呈約30°角；當壓下率為70%且冷卻方式為空冷時，復合板斷裂開始于脫碳鐵素體區(qū)，裂紋呈圓弧型向基體碳鋼側擴展，斷裂界面與結合界面幾乎平行。

(a)2#試樣 (b)3#試樣

(c)5#試樣

2.3 復合板界面的組織演變

圖4所示為不同壓下率下復合板界面的金相組織。由圖4可見，壓下率為28%、37%和47%的復合板界面并未出現(xiàn)明顯的脫碳層；壓下率為59%時，復合板界面有脫碳鐵素體區(qū)(decarbonized ferrite zone)和滲碳奧氏體區(qū)(carburized austenite zone)出現(xiàn)，脫碳鐵素體帶寬約10 μm，滲碳奧氏體區(qū)寬度約為80 μm；壓下率為70%時，復合界面出現(xiàn)明顯的脫碳鐵素體帶，寬度超過30 μm。另外，隨著壓下率的增加，不銹鋼側奧氏體晶粒尺寸明顯減小，原因之一是變形量增加使得不銹鋼發(fā)生動態(tài)再結晶，進而導致晶粒細化，還可能是由于大軋制力作用下C元素擴散更充分，碳化物在晶界處析出，并且其在晶界處產生的釘扎效應不會引起晶界遷移，從而保持較細的晶粒結構，且越靠近界面處晶粒越細。

圖5為水冷和空冷條件下不銹鋼復合板界面的金相組織。由圖5可見，水冷試樣界面脫碳層的組織為鐵素體和珠光體，界面碳鋼側硬度較高，為不完全脫碳區(qū)；空冷試樣則由于冷卻速度較慢，界面脫碳層主要為鐵素體組織，界面碳鋼側硬度值較低，為完全脫碳區(qū)，并且在不銹鋼側出現(xiàn)明顯的晶間腐蝕帶。這是因為水冷至室溫時，復合板快速通過不銹鋼敏化溫度區(qū)420～850 ℃，故不銹鋼側未出現(xiàn)因碳化物聚集晶界而產生的晶間腐蝕現(xiàn)象，但空冷試樣在420～850 ℃范圍內停留時間過長，導致C元素有充分的時間擴散至不銹鋼側，使得不銹鋼側有碳化鉻析出而造成晶間貧Cr，這會增加材料晶間腐蝕的傾向，該現(xiàn)象在界面不銹鋼側尤為明顯。

(a) 1#試樣 (b) 2#試樣 (c) 3#試樣

(d) 4#試樣 (e) 5#試樣

圖4 復合板結合界面的微觀組織

Fig.4 Microstructure of the interface of clad plates

(a) 3#試樣(水冷) (b) 5#試樣(空冷)

圖5 不同冷卻方式下復合板界面的微觀組織

Fig.5 Microstructure of the interface of clad plates with different cooling methods

2.4 復合板的力學性能

表3列出了不同壓下率下復合板界面的結合強度。由表3可知，水冷試樣(2#和3#)的剪切強度明顯高于空冷試樣；另外，當冷卻方式相同時，隨著壓下率的增大，界面結合強度先增大后減小。

表3 復合板的剪切強度

圖6為不同壓下率下復合板界面附近的硬度分布。由圖6可知，對于壓下率為28%和70%的空冷試樣，由于界面附近主要為鐵素體和珠光體組織，基材碳鋼側平均硬度較低，且由于鐵素體組織體積分數(shù)較大，碳鋼側硬度即為鐵素體組織硬度，因而未出現(xiàn)硬度谷區(qū)域，而壓下率59%的空冷試樣中由于珠光體體積分數(shù)較高，基材平均硬度高于其他空冷試樣；對于壓下率為37%和47%的水冷試樣，由于碳鋼側以貝氏體組織為主，硬度相對較高，且由于C元素由碳鋼側向不銹鋼側擴散，故會在界面碳鋼側出現(xiàn)低硬度的脫碳鐵素體區(qū)，形成硬度谷區(qū)域，擴散至不銹鋼側的C元素會與Cr、Ni形成碳化物，在滲碳奧氏體區(qū)形成硬度峰。從圖6還可以看出，復合界面硬度最低位置出現(xiàn)在碳鋼脫碳層，硬度最高則位于距離界面150 μm的滲碳不銹鋼層，由于越靠近復合界面碳化物越集中于晶界上，可能造成晶間腐蝕，而離界面有一定距離的碳化物集中于晶內起到強化作用，這是界面附近不銹鋼硬度高的主要原因。

圖6 復合板界面處的硬度分布

Fig.6 Hardness distribution near the region of the interface of clad plates

3 討論

當壓下率較低時，如圖3(a)所示，復合板剪切斷裂位置位于界面處，這是由于軋制復合時，若軋制力較低，則不足以使界面夾雜物破裂，界面氧化物呈塊狀或連續(xù)線狀，這會阻礙新鮮金屬擠出，兩側金屬達不到冶金結合條件，進行剪切實驗時，界面氧化物處應力集中，導致復合板結合強度不高。隨著壓下率逐步上升(見圖3(b)和圖3(c))，復合板剪切斷裂出現(xiàn)在脫碳層，這是因為大軋制力會造成界面氧化物破裂，甚至呈彌散點狀分布，這使得復合板兩側的新鮮金屬擠出，達到冶金結合條件，故復合板界面結合強度較高，甚至高于脫碳層強度，斷裂即發(fā)生在脫碳層。

另一方面，結合表3可知，3#試樣(壓下率47%，水冷)的剪切強度與5#試樣(壓下率70%，空冷)相比高出約19.7%，比較圖3(b)和圖3(c)可知，這兩組復合板的剪切斷裂位置均位于脫碳層，即界面結合強度均高于脫碳層強度，但兩者斷裂形貌不一致：壓下率47%水冷試樣的斷口與界面呈30°夾角，表明其界面結合強度高于脫碳鐵素體區(qū)強度，剪切斷裂區(qū)從界面?zhèn)鬟f至脫碳層，并向基材方向擴展；壓下率70%空冷試樣的斷口幾乎與界面平行，表明斷裂僅發(fā)生在強度較低的脫碳層，且未發(fā)展至基材。此外，3#復合板軋后水冷至室溫，冷卻速度較快，C元素擴散不充分，碳鋼側為不完全脫碳層，主要為珠光體和鐵素體混合組織，強度相對較高；而5#復合板熱軋后空冷至室溫，冷卻速度較慢且在空氣中暴露時間長，C元素充分擴散，導致結合界面碳鋼側脫碳充分形成完全脫碳層，組織為鐵素體，硬度相對較低，同時由于軋制壓下率過大，不銹鋼側晶粒細化，晶界較多，這為C元素擴散提供了快速通道，C元素擴散畸變能提高，進而又加速了C擴散，并在晶界處形成碳化物，使得脫碳層中容易形成硬度和強度較低的鐵素體區(qū)。所以，當軋制壓下率較高時，復合板界面結合強度高于脫碳層強度，剪切斷裂發(fā)生在脫碳層，此時剪切實驗所測強度為脫碳層強度，而非界面結合強度，即高壓下率反而更容易造成完全脫碳層的形成，導致復合板剪切強度降低。由此可見，合理控制軋制壓下率及調整軋后冷卻工藝，對于復合板界面組織和C擴散的控制具有積極意義，這是提高不銹鋼/碳鋼復合板結合強度的關鍵所在。

4 結論

(1) 隨著軋制壓下率的不斷增加，304不銹鋼/Q235碳鋼復合板界面夾雜物形態(tài)逐步由塊狀向線狀、連續(xù)點狀以及彌散點狀分布變化，界面夾雜物為Si-Mn-Fe-Cr氧化物。

(2) 隨著壓下率的增加，復合板界面脫碳層的寬度增加。另外，與軋后空冷處理的復合板相比，水冷復合板由于冷卻速度較快，C元素擴散不充分，界面脫碳層組織為鐵素體和珠光體混合組織，硬度值較高，空冷復合板界面脫碳層組織為鐵素體，硬度值相對較低。

(3) 當壓下率較低時，復合板界面存在的線狀和塊狀氧化物夾雜會阻礙新鮮金屬擠出并造成應力集中，故剪切斷裂發(fā)生于界面處，界面結合強度相對較低；隨著壓下率的升高，彌散分布的氧化物夾雜有助于界面結合，界面結合強度提高，當界面強度高于基體強度時，斷裂開始于脫碳層并向基體擴展，此時的剪切強度實際是脫碳層強度。