宋紅宇， 劉海濤， 王國棟

(東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室， 遼寧 沈陽 110819)

因瓦合金(invar alloy)是一種含Ni約36%(質(zhì)量分數(shù))的Fe-Ni合金，具有極低的平均線膨脹系數(shù)[1-3]，在低溫下仍有良好的強度、塑性和韌性匹配，因此主要用于制造精密儀器儀表，更被用作GTT NO96薄膜型液化天然氣(LNG)運輸船液貨艙的核心材料，在支撐國家經(jīng)濟建設(shè)和社會發(fā)展中發(fā)揮重要作用.因瓦合金的傳統(tǒng)生產(chǎn)流程十分冗長，主要包括：真空感應(yīng)熔煉→鑄錠→扒皮→加熱→鍛造→修磨→加熱→熱軋→固溶處理→酸洗→修磨→拼卷→冷軋→連續(xù)光亮熱處理→冷軋→連續(xù)光亮熱處理→冷精軋.而且，采用傳統(tǒng)生產(chǎn)流程，因瓦合金從鑄錠到冷軋薄帶的收得率僅為50%左右，造成大量的資源、能源浪費.生產(chǎn)實踐和研究表明，這主要是因為因瓦合金凝固后始終處于奧氏體單相區(qū)，在鑄錠的緩慢凝固、冷卻以及鍛造/熱軋的重新加熱過程中，夾雜元素易偏聚至晶界并與從外表面擴散進來的氧結(jié)合，引起嚴重的晶界氧化和晶內(nèi)氧化，極大惡化因瓦合金的熱加工性，導(dǎo)致在鍛造和熱軋時發(fā)生嚴重的表面開裂[4-5].因此，必須通過修磨徹底去除表面氧化層及裂紋，極大地降低了瓦合金的成材率和生產(chǎn)效率.

雙輥薄帶連鑄是以液態(tài)金屬為原料直接生產(chǎn)薄帶材的前沿技術(shù)，具有亞快速凝固和短流程的特點，已成功應(yīng)用于低碳鋼、電工鋼及不銹鋼的制備[6-12].采用薄帶連鑄技術(shù)，可使因瓦合金在極短時間內(nèi)(<1 s)凝固，從而有效抑制夾雜元素向晶界偏聚[5].較小的鑄帶厚度(1～5 mm)也使快速二次冷卻成為可能，進一步抑制夾雜元素偏聚、減少鑄帶氧化.此外，采用薄帶連鑄流程，可取消鍛造及熱軋工序，從根本上避免熱加工開裂問題.更關(guān)鍵地，借助薄帶連鑄的亞快速凝固特性，可在鑄帶中固溶更多的沉淀強化元素，有利于開發(fā)新型因瓦合金產(chǎn)品，也有利于薄規(guī)格(甚至箔材)產(chǎn)品的制備.可見，將薄帶連鑄技術(shù)引入到因瓦合金的制備流程，有望解決傳統(tǒng)生產(chǎn)流程存在的工序繁瑣、成材率低、生產(chǎn)效率低等問題，也有利于因瓦合金新產(chǎn)品的開發(fā).然而，由于初始凝固組織及熱履歷不同，薄帶連鑄因瓦合金的組織織構(gòu)演化可能與傳統(tǒng)流程中的情況顯著不同，目前尚沒有此方面研究的詳細報道.本文基于薄帶連鑄技術(shù)提出了新的因瓦合金制備流程，針對薄帶連鑄因瓦合金的組織、織構(gòu)演化行為及力學(xué)性能進行了研究，有助于加深人們對薄帶連鑄因瓦合金的認識，也為基于薄帶連鑄流程制備因瓦合金提供參考.

1 實驗材料和方法

采用中頻感應(yīng)爐冶煉因瓦合金鋼水，隨后利用雙輥薄帶連鑄機獲得3.0 mm厚因瓦合金鑄帶，其化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)為：Ni 36.2，C 0.005，余量為Fe及雜質(zhì).從鑄帶上截取3塊試樣，利用鹽酸去除鑄帶表面氧化鐵皮，分別冷軋至1.0 mm(66.7%)，0.7 mm(76.7%)及0.1 mm(96.7%)，隨后將冷軋板在700,800及900 ℃退火不同時間(3或10 min)獲得退火板.薄帶連鑄因瓦合金的制備流程如圖1所示.

從鑄帶、冷軋板及退火板上切取金相試樣，經(jīng)磨制、機械拋光及10%硝酸酒精溶液腐蝕后，利用Olympus光學(xué)顯微鏡觀察試樣縱截面微觀組織.采用Bruker D8 Discover型X射線衍射儀測量冷軋樣品的{111},{200},{220}三個不完整極圖，利用級數(shù)展開法計算冷軋板織構(gòu)，并用取向分布函數(shù)(orientation distribution function，ODF)表示.將試樣磨制及電解拋光后，利用配備有電子背散射衍射(electron backscatter diffraction，EBSD)的蔡司Ultra 55型場發(fā)射掃描電子顯微鏡對試樣的取向特征進行研究.隨后利用Channel5 EBSD軟件分析鑄帶及退火板試樣的織構(gòu).從0.7 mm厚退火板上切取拉伸試樣，在CMT5105-SANS電子萬能試驗機上檢測拉伸性能.利用硬度計檢測鑄帶、冷軋板及退火板試樣的硬度.

2 實驗結(jié)果與討論

2.1 凝固組織

圖2為因瓦合金鑄帶的凝固組織.薄帶連鑄因瓦合金的凝固組織主要由外層的粗大柱狀奧氏體晶粒及中心層的細小等軸奧氏體晶粒組成.由于采用10%硝酸酒精進行腐蝕，可觀察到凝固組織的一次枝晶及二次枝晶(圖2a及圖2c).觀察發(fā)現(xiàn)，一次枝晶寬度為20～40 μm，可分為胞狀枝晶(cellular dendrite)和柱狀枝晶(columnar dendrite)，它們的形成與凝固過程中固/液界面的遷移率及溫度梯度變化有關(guān)[2，13].需要指出，得益于薄帶連鑄的亞快速凝固特性及鑄后的快速二次冷卻，鑄帶表面未出現(xiàn)晶界氧化，這與傳統(tǒng)生產(chǎn)流程中鑄坯、鍛造坯及熱軋板表面出現(xiàn)嚴重的晶界氧化顯著不同.

由圖2d可知，因瓦合金鑄帶的織構(gòu)為強烈的λ纖維織構(gòu)(<100>//ND)，這與具有BCC結(jié)構(gòu)的薄帶連鑄硅鋼及鐵素體不銹鋼的凝固組織相似[7-8].通常認為，圖2所示的這種典型凝固組織及織構(gòu)的形成與薄帶連鑄時熔池內(nèi)較高的鋼液過熱度有關(guān)，這是因為高鋼液過熱度提高了固/液界面前沿的溫度梯度，從而促進<100>取向晶粒的優(yōu)先生長，最終形成了具有粗大柱狀晶粒的凝固組織[14].

2.2 冷軋、退火組織及織構(gòu)

圖3為薄帶連鑄因瓦合金的冷軋組織及織構(gòu).由圖3a可知，1.0 mm厚冷軋板(冷軋壓下率為66.7%)中初始粗大的柱狀晶粒沿厚度方向被壓扁、沿軋制方向伸長，初始光滑的奧氏體晶界變?yōu)閺澢?鋸齒)狀，晶粒內(nèi)形成大量變形亞結(jié)構(gòu).

隨著冷軋壓下率的提高，奧氏體晶粒進一步被壓扁、沿軋向伸長，晶粒內(nèi)形成更多的變形亞結(jié)構(gòu)，如圖3b及圖3c所示.由圖3d可知，0.7 mm厚冷軋板(冷軋壓下率為76.7%)的織構(gòu)主要為強烈的銅型織構(gòu)({112}<111>)及S型織構(gòu)({123}<634>)，此外還觀察到較弱的立方織構(gòu)({100}<001>)及Goss織構(gòu)({110}<001>)，這與FCC金屬的典型冷軋織構(gòu)相似.觀察發(fā)現(xiàn)，隨著冷軋壓下率的提高，銅型織構(gòu)、S型織構(gòu)及Goss織構(gòu)進一步增強，且形成了較強的黃銅型織構(gòu)({110}<112>).

圖4a～圖4d為0.7 mm厚薄帶連鑄因瓦合金板的退火組織及織構(gòu).可見，0.7 mm厚冷軋板在經(jīng)過900 ℃退火10 min后，形成完全再結(jié)晶組織，由等軸晶粒組成，取向較漫散.由于含有36.2%的Ni，因瓦合金的層錯能較低，在退火過程中形成大量的退火孿晶，如圖4b所示.經(jīng)計算，0.7 mm厚退火板中60°<111>孿晶界的相對頻率達到0.35，如圖4c所示.利用Channel5 EBSD軟件將數(shù)個掃描區(qū)域的數(shù)據(jù)集合到一起，計算得到退火板的織構(gòu).如圖4d所示，該退火織構(gòu)非常漫散，顯著區(qū)別于圖2d所示的凝固織構(gòu)及圖3d所示的冷軋織構(gòu).

圖4e、圖4f為0.1 mm厚薄帶連鑄因瓦合金板的退火組織及織構(gòu).可見，冷軋率提高后，退火板中形成大量的λ晶粒，織構(gòu)也主要為強烈的λ纖維織構(gòu)，強點集中在立方織構(gòu)及{001}<310>織構(gòu).然而，在傳統(tǒng)生產(chǎn)流程中冷軋壓下率超過90%時，退火織構(gòu)通常為強烈的立方織構(gòu)[15-16]，與本文中的情況顯著不同，這與本文冷軋前粗大的初始組織有關(guān).

2.3 因瓦合金的力學(xué)性能

圖5為冷軋壓下率及退火溫度對因瓦合金硬度的影響.可見，因瓦合金鑄帶的硬度較低，僅為165 HV.冷軋時形成大量的變形亞結(jié)構(gòu)，使硬度大幅提高至230～240 HV.在退火過程中，變形基體被再結(jié)晶晶粒取代，硬度逐漸降低.需要指出，由于變形儲能較低，1.0 mm厚退火板的硬度降低較慢，700 ℃退火時其硬度由冷軋板的230.6 HV降低至173.0 HV，幅度為57.6 HV，而0.7 mm及0.1 mm厚退火板的降低幅度分別達到76 HV及99.5 HV.觀察可見，隨著退火溫度的提高，三個退火板的硬度差值逐漸減小.在900 ℃退火時，三個退火板的硬度相當(133.5～138.4 HV)，表明在900 ℃條件下退火3 min時再結(jié)晶已基本完成.

為保證冷軋板發(fā)生完全再結(jié)晶，制備拉伸試樣時將退火時間延長至10 min.圖6示出退火溫度對因瓦合金拉伸曲線及應(yīng)變硬化率的影響.由圖6a可知，薄帶連鑄因瓦合金退火板呈現(xiàn)出連續(xù)屈服特征.700 ℃退火板的屈服強度、抗拉強度及斷后延伸率分別為293 MPa,433 MPa及33.4%，900 ℃退火板對應(yīng)的數(shù)值分別為279 MPa,417 MPa及37.6%.可見，將退火溫度由700 ℃提高至900 ℃后，退火板強度降低、延伸率提高，這可能與900 ℃退火時再結(jié)晶更完全有關(guān).由圖6b可知，與700 ℃退火板相比，900 ℃退火板的應(yīng)變硬化率稍高，因此提高了其延伸率.

需要指出，采用本文提出的薄帶連鑄流程，在顯著簡化因瓦合金制備工藝的基礎(chǔ)上，提高了產(chǎn)品的成材率，獲得了具有與傳統(tǒng)生產(chǎn)流程產(chǎn)品相當?shù)牧W(xué)性能[17]，這為建立薄帶連鑄因瓦合金的制備流程提供了重要的基礎(chǔ).

3 結(jié) 論

1) 在較高鋼液過熱度條件下，薄帶連鑄因瓦合金的凝固組織主要由粗大的柱狀奧氏體晶粒組成，硬度(HV)約為165，其一次枝晶寬度約為20～40 μm，織構(gòu)則為強烈的λ纖維織構(gòu).因瓦合金鑄帶表面未發(fā)生晶界氧化現(xiàn)象，與傳統(tǒng)流程的情況顯著不同.

2) 冷軋過程中初始的柱狀晶粒沿軋向伸長，形成大量的變形亞結(jié)構(gòu)，使硬度(HV)提高至230～240，冷軋織構(gòu)為典型的銅型織構(gòu)、S型織構(gòu).在900 ℃退火10 min后形成了完全的再結(jié)晶組織，并且出現(xiàn)了大量退火孿晶，0.7 mm厚退火板織構(gòu)較漫散，0.1 mm厚退火板織構(gòu)以λ纖維織構(gòu)為主，強點集中在立方織構(gòu)及{001}<310>織構(gòu).

3) 在經(jīng)過700 ℃退火后，0.7 mm厚退火板的屈服強度、抗拉強度及延伸率分別達到293 MPa,433 MPa及33.4%，而900 ℃退火板相應(yīng)的數(shù)值則為279 MPa,417 MPa及37.6%，與傳統(tǒng)生產(chǎn)流程制備的0.7 mm厚因瓦合金的力學(xué)性能相當.