胡 靜， 陶 科， 楊慶松， 李 剛， 張德漢

(北京首鋼吉泰安新材料有限公司， 北京 102206)

機(jī)械拋光是用于去除鐵鉻鋁電熱合金軋制后表面氧化膜的一種新型去氧化膜技術(shù)，其優(yōu)點(diǎn)是替代酸堿復(fù)合酸洗工藝，對(duì)環(huán)境起到保護(hù)作用，但機(jī)械拋光使鐵鉻鋁電熱合金表面溫度迅速升高，力學(xué)性能快速下降，導(dǎo)致其在后續(xù)拉拔過程中模具損耗以及斷絲率明顯上升，成材率顯著下降，造成巨大損失。針對(duì)此問題，本文對(duì)0Cr25Al5電熱合金絲機(jī)械拋光前后以及不同時(shí)效工藝處理后的力學(xué)性能、顯微組織以及析出相等進(jìn)行分析對(duì)比，提出了有效的解決方案，并通過實(shí)際生產(chǎn)進(jìn)行了驗(yàn)證，為制定機(jī)械拋光后的熱處理工藝提供數(shù)據(jù)支持與技術(shù)保障。該方案不僅解決了0Cr25Al5鐵鉻鋁電熱合金機(jī)械拋光后力學(xué)性能降低的問題，同時(shí)還可以使生產(chǎn)過程中出現(xiàn)的模具損耗以及斷絲率明顯下降，徹底解決了機(jī)械拋光給0Cr25Al5電熱合金帶來的不利影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為0Cr25Al5電熱合金絲材，其化學(xué)成分如表1所示。將0Cr25Al5電熱合金絲在井式爐中進(jìn)行840 ℃×3 h水淬的熱處理，烘干后用PART-C機(jī)械拋光去氧化膜設(shè)備進(jìn)行機(jī)械拋光以去除其表面氧化膜，然后再進(jìn)行不同溫度(150、250、350 ℃)和不同時(shí)間(1、2、3 h)的時(shí)效處理，最后空冷至室溫。根據(jù)后續(xù)拉拔工藝要求，合金的力學(xué)性能需滿足：抗拉強(qiáng)度650～750 MPa，硬度200～350 HV，伸長(zhǎng)率>13%。

表1 0Cr25Al5電熱合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

取規(guī)格為φ4.0 mm×20 mm的試樣，采用UTM5105電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率0.5 mm/min；采用MVK-E顯微硬度計(jì)測(cè)試試樣的硬度，加載載荷500 g，加載時(shí)間15 s，同時(shí)利用u-X360s X射線殘余應(yīng)力分析儀進(jìn)行殘余應(yīng)力測(cè)試；試樣表面經(jīng)打磨、拋光、王水腐蝕后清洗吹干，然后利用XSP-02D光學(xué)顯微鏡對(duì)試樣橫截面顯微組織進(jìn)行觀察，并利用SPEM-500型掃描電鏡(SEM)以及能譜分析儀分析析出相形貌和氧化膜成分。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 析出相與顯微組織

2.1.1 機(jī)械拋光前后的析出相與顯微組織

圖1為0Cr25Al5電熱合金機(jī)械拋光前后的顯微組織與析出相形貌?？梢钥闯觯簷C(jī)械拋光前，晶粒平均尺寸為20～30 μm，晶粒度為7.5級(jí)，晶界與晶內(nèi)基本無析出相析出；機(jī)械拋光后，晶粒平均尺寸為15～25 μm，略有細(xì)化，晶粒度為8.0級(jí)。這主要是由于試樣的絲徑很小而機(jī)械拋光時(shí)間較長(zhǎng)，在機(jī)械拋光時(shí)溫度升高至200 ℃ 左右，會(huì)影響到組織內(nèi)部，使亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化，形成亞晶界所致[1-2]，但由于機(jī)械拋光產(chǎn)生熱量不足以完全激活碳原子，碳原子只能在短距離內(nèi)擴(kuò)散，形成微小的碳化物，碳化物析出后，使周圍局部貧碳，遠(yuǎn)處的碳濃度保持不變[3-4]，碳化物析出相集中于晶界處分布，其形狀主要以棒狀及針狀為主，并伴有少量球狀析出相，尺寸為1～2 μm。對(duì)析出相成分進(jìn)行EDS分析，結(jié)果如圖2所示，可見，其成分主要為Cr3C2，由于C與Cr的原子半徑比(rC/rCr)大于0.59，所以其具有復(fù)雜密排結(jié)構(gòu)，為M3C型的正交點(diǎn)陣，其硬度、熔點(diǎn)較低，生成熱絕對(duì)值較低，導(dǎo)致析出相穩(wěn)定性較差[5-6]。

圖1 0Cr25Al5合金的顯微組織(a, b)與析出相形貌(c, d)(a,c)機(jī)械拋光前；(b,d)機(jī)械拋光后Fig.1 Microstructure(a,b) and precipitates morphologies(c,d) of the 0Cr25Al5 alloy(a,c) before mechanical polishing； (b,d) after mechanical polishing

圖2 0Cr25Al5合金機(jī)械拋光后的析出相EDS分析Fig.2 EDS analysis of the precipitates in the 0Cr25Al5 alloy after mechanical polishing

2.1.2 時(shí)效處理后的析出相與顯微組織

圖3為0Cr25Al5電熱合金經(jīng)250 ℃時(shí)效不同時(shí)間后的顯微組織與析出相分析。可以看出，時(shí)效1 h時(shí)，晶粒度與機(jī)械拋光后的相比幾乎不變，為8.0 級(jí)，析出相基本為球形，尺寸較小，分布較為集中且多分布于晶界處，其成分為Cr7C3，是由機(jī)械拋光后的析出相Cr3C2溶解并以離位析出的方式重新形成的。時(shí)效 2 h 時(shí)，晶界較時(shí)效1 h時(shí)增多，晶粒度為 8.5 級(jí)，且析出相數(shù)量增加，形狀為球形，尺寸增大，分布均勻，多集中于晶界處，但晶內(nèi)有少部分析出，其成分為Cr7C3。時(shí)效3 h時(shí)，晶粒度為7.5級(jí)，析出相數(shù)量進(jìn)一步增加，尺寸進(jìn)一步增大，分布均勻，且晶內(nèi)數(shù)量增多，成分未發(fā)生變化，仍為Cr7C3。這主要是由于時(shí)效開始時(shí)過飽和固溶體在母相上富集，對(duì)位錯(cuò)起到的釘扎作用較小，晶粒長(zhǎng)大速度大于形核速度，隨著時(shí)效過程的進(jìn)行，時(shí)效2 h時(shí)，析出相與母相基本保持共格關(guān)系，對(duì)位錯(cuò)阻礙作用達(dá)到最大，此時(shí)晶粒的形核速度大于長(zhǎng)大速度，晶粒進(jìn)一步細(xì)化。隨著時(shí)效時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)至3 h，基體中溶質(zhì)原子析出匱乏，析出速度減慢，析出相進(jìn)一步長(zhǎng)大且粗化，位錯(cuò)繞過析出相，且晶粒進(jìn)一步長(zhǎng)大[7-9]。

圖3 0Cr25Al5合金經(jīng)250 ℃時(shí)效不同時(shí)間后的顯微組織(a～c)、析出相形貌(d～f)和EDS分析(g～i)Fig.3 Microstructure(a-c),precipitates morphologies(d-f) and EDS analysis(g-i) of the 0Cr25Al5 alloy after aging at 250 ℃ for different time(a,d,g) 1 h； (b,e,h) 2 h； (c,f,i) 3 h

2.2 力學(xué)性能

2.2.1 硬度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率

圖4為0Cr25Al5電熱合金試樣的力學(xué)性能?？梢钥闯?，各試樣的硬度、抗拉強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率均滿足拉拔工藝要求，而試樣的硬度和抗拉強(qiáng)度越低、伸長(zhǎng)率越高對(duì)拉拔過程越有利。與機(jī)械拋光前相比，試樣經(jīng)機(jī)械拋光后的硬度和抗拉強(qiáng)度升高，伸長(zhǎng)率下降，再經(jīng)不同時(shí)效工藝處理后，其力學(xué)性能均發(fā)生變化。由圖4(a)可以看出，機(jī)械拋光后硬度上升，相同時(shí)效溫度的條件下，時(shí)效時(shí)間為2 h時(shí)硬度最高，相同時(shí)效時(shí)間的條件下，隨著時(shí)效溫度的上升，試樣的硬度均呈現(xiàn)出先下降后上升的趨勢(shì)。這主要是由于試樣在機(jī)械拋光時(shí)溫度上升，促進(jìn)了析出相的析出，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，析出相逐漸長(zhǎng)大。

時(shí)效1 h時(shí)，由于時(shí)效時(shí)間較短，當(dāng)時(shí)效溫度較低(150、250 ℃)時(shí)析出相析出較少，位錯(cuò)的移動(dòng)占主導(dǎo)地位，隨著溫度的升高，硬度逐漸降低，在250 ℃時(shí)的硬度最低，溫度升高到350 ℃時(shí)，析出相迅速析出，此時(shí)，析出相析出占主導(dǎo)地位，硬度也逐漸上升。時(shí)效2 h 時(shí)，合金的硬度明顯升高，此時(shí)析出相與母相基本保持共格，達(dá)到時(shí)效峰值，而時(shí)效溫度的升高加速了析出相的析出與長(zhǎng)大的進(jìn)程，析出相明顯長(zhǎng)大而產(chǎn)生的釘扎作用占主導(dǎo)地位，對(duì)材料性能的影響起關(guān)鍵作用。時(shí)效時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)至3 h時(shí)，析出相和母相固溶體共格關(guān)系被破壞，從母相脫溶，形成穩(wěn)定的析出相，隨著析出相的聚集長(zhǎng)大，合金的硬度下降，發(fā)生過時(shí)效現(xiàn)象[10]，而隨著時(shí)效溫度的升高，析出相和亞結(jié)構(gòu)的粗化導(dǎo)致合金出現(xiàn)過時(shí)效的時(shí)間縮短，合金的顯微硬度逐漸下降[11]。

圖4(b, c)為0Cr25Al5電熱合金試樣的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的變化趨勢(shì)，可以看出，機(jī)械拋光后抗拉強(qiáng)度升高，伸長(zhǎng)率下降，這主要是因?yàn)槔浒渭庸な咕ЯＦ扑樾纬蓙喚О?，機(jī)械拋光后亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化，同時(shí)析出相在晶界附近析出，合金強(qiáng)度提高，使位錯(cuò)滑移更加困難，晶粒變形協(xié)調(diào)性下降，導(dǎo)致伸長(zhǎng)率下降[12]。當(dāng)時(shí)效溫度為150 ℃時(shí)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，抗拉強(qiáng)度呈先下降后上升的趨勢(shì)，伸長(zhǎng)率呈先上升后下降的趨勢(shì)，其主要原因?yàn)闀r(shí)效溫度較低，當(dāng)時(shí)效時(shí)間較短(1～2 h)時(shí)，析出相析出數(shù)量少、尺寸小，對(duì)位錯(cuò)釘扎作用較弱，此時(shí)抗拉強(qiáng)度下降，伸長(zhǎng)率升高，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，時(shí)效3 h時(shí)，析出相數(shù)量增加，尺寸增大，對(duì)位錯(cuò)釘扎作用較強(qiáng)，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度增大、伸長(zhǎng)率下降。

圖4 0Cr25Al5合金的力學(xué)性能(a)硬度；(b)抗拉強(qiáng)度；(c)伸長(zhǎng)率Fig.4 Mechanical properties of the 0Cr25Al5 alloy(a) hardness； (b) tensile strength； (c) elongation

隨著時(shí)效溫度升高至250 ℃和350 ℃，試樣的抗拉強(qiáng)度上升而伸長(zhǎng)率略有下降，且時(shí)效2 h時(shí)抗拉強(qiáng)度最高而伸長(zhǎng)率最低，時(shí)效3 h時(shí)抗拉強(qiáng)度有所下降而伸長(zhǎng)率回升。其主要原因是時(shí)效溫度的升高促進(jìn)了合金中析出相的析出，并隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，析出相不斷析出并長(zhǎng)大。由Orowan位錯(cuò)繞過障礙物機(jī)制可知，當(dāng)時(shí)效時(shí)間較短，析出相細(xì)小，位錯(cuò)切過析出相，抗拉強(qiáng)度較低，隨著時(shí)效延長(zhǎng)，析出相的大小和密度分布使得位錯(cuò)切過時(shí)的阻力達(dá)到最大值，此時(shí)合金抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值，亦稱峰值強(qiáng)度；隨著時(shí)效時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)，析出相繼續(xù)長(zhǎng)大，位錯(cuò)線由原來的切過機(jī)制改為Orowan繞過機(jī)制[13]，形成位錯(cuò)環(huán)，此時(shí)抗拉強(qiáng)度下降、伸長(zhǎng)率升高。

2.2.2 殘余應(yīng)力

利用X射線應(yīng)力測(cè)定方法，對(duì)不同工藝的試樣進(jìn)行切向殘余應(yīng)力測(cè)試，結(jié)果如圖5所示，其中應(yīng)力值的正負(fù)代表方向?？梢钥闯?，機(jī)械拋光前的殘余壓應(yīng)力較高，拋光后殘余壓應(yīng)力略有下降，時(shí)效后的殘余壓應(yīng)力進(jìn)一步下降[14-15]。與拋光后的殘余應(yīng)力相比，當(dāng)時(shí)效時(shí)間一定時(shí)，隨著時(shí)效溫度的升高，殘余應(yīng)力下降幅度增大，這主要是因?yàn)樽冃魏蟮脑嚇又形诲e(cuò)數(shù)量急劇上升，內(nèi)能升高，處于高能亞穩(wěn)狀態(tài)，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的過程中，晶界、雜質(zhì)粒子等部位產(chǎn)生位錯(cuò)塞積，殘余應(yīng)力上升。拋光及時(shí)效過程中，由于溫度升高增大了位錯(cuò)的可動(dòng)性，開始出現(xiàn)攀移以及滑移現(xiàn)象，大部分應(yīng)力場(chǎng)相互抵消，使體系能量降低，形成亞晶界，同時(shí)隨著溫度的升高，原子、空位發(fā)生較大規(guī)模遷移，減少了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，導(dǎo)致大量的位錯(cuò)由高能態(tài)向低能態(tài)發(fā)展，致使原子重排、空位減少、位錯(cuò)纏結(jié)逐漸展開，位錯(cuò)密度趨于減少[16-17]，所以溫度升高，殘余應(yīng)力下降明顯。

圖5 0Cr25Al5合金的殘余應(yīng)力Fig.5 Residual stress of the 0Cr25Al5 alloy

2.3 氧化膜橫截面微觀形貌

2.3.1 機(jī)械拋光前后的氧化膜橫截面微觀形貌

圖6為0Cr25Al5電熱合金在機(jī)械拋光前后的氧化膜橫截面形貌?？梢钥闯觯瑱C(jī)械拋光前氧化膜較為致密且完整，與基體結(jié)合較為緊密，厚度為4 μm左右，機(jī)械拋光后氧化膜基本去除干凈。

圖6 0Cr25Al5合金的氧化膜橫截面形貌(a)機(jī)械拋光前；(b)機(jī)械拋光后Fig.6 Morphologies of oxide film in cross section of the 0Cr25Al5 alloy(a) before mechanical polishing； (b) after mechanical polishing

2.3.2 時(shí)效處理后的氧化膜橫截面微觀形貌

圖7為0Cr25Al5鐵鉻鋁電熱合金經(jīng)不同工藝時(shí)效處理后的氧化膜橫截面形貌?？梢钥闯觯嚇咏?jīng)過不同工藝時(shí)效處理后的表面較為光滑，無氧化膜重新生成，符合后續(xù)拉拔工藝要求。

圖7 0Cr25Al5合金在不同時(shí)效工藝下的氧化膜橫截面形貌Fig.7 Morphologies of oxide film in cross sectionl of the 0Cr25Al5 alloy after different aging treatments(a-c) 150 ℃; (d-f) 250 ℃; (g-i) 350 ℃; (a,d,g) 1 h; (b,e,h) 2 h; (c,f,i) 3 h

3 工藝驗(yàn)證

根據(jù)前文分析結(jié)果，對(duì)機(jī)械拋光后的0Cr25Al5電熱合金絲進(jìn)行250 ℃×1 h時(shí)效處理并空冷，然后與未時(shí)效的同鋼種、同規(guī)格的鐵鉻鋁合金一起同時(shí)用兩臺(tái)同種型號(hào)的拔絲機(jī)進(jìn)行拉拔，且拉拔工藝相同，并對(duì)兩臺(tái)拔絲機(jī)模具損耗、斷絲率進(jìn)行連續(xù)12個(gè)月的生產(chǎn)統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如圖8所示。由圖8(a)可以看出，經(jīng)250 ℃×1 h時(shí)效后的0Cr25Al5電熱合金絲在拉拔過程中的模具損耗整體均低于未時(shí)效的，根據(jù)統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)結(jié)果，時(shí)效后的0Cr25Al5電熱合金絲拉拔時(shí)模具損耗比未時(shí)效的降低了31.5%。由圖8(b)可以看出，經(jīng)250 ℃×1 h時(shí)效后的0Cr25Al5電熱合金絲在拉拔過程中的斷絲率整體均低于未時(shí)效，根據(jù)統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)結(jié)果，時(shí)效后的0Cr25Al5電熱合金絲在拉拔過程的中斷絲率比未時(shí)效的降低了20.5%，絲材的成材率顯著上升。

圖8 0Cr25Al5合金絲拉拔生產(chǎn)過程中的模具損耗(a)和斷絲率(b)Fig.8 Die loss(a) and wire breakage(b) of the 0Cr25Al5 alloy wire during drawing production

4 結(jié)論

1) 0Cr25Al5電熱合金經(jīng)機(jī)械拋光后的硬度、抗拉強(qiáng)度升高，伸長(zhǎng)率下降，再經(jīng)250 ℃×1 h時(shí)效后的硬度進(jìn)一步下降為最低值，且殘余應(yīng)力下降明顯，并且由于時(shí)效溫度較低，氧化膜沒有重新生成，有利于接下來的冷拉拔加工。

2) 0Cr25Al5電熱合金經(jīng)250 ℃×1 h時(shí)效后的晶粒度為8.0級(jí)，析出相基本為球形，尺寸較小，分布較為集中且多分布于晶界，析出相的成分為Cr7C3，由機(jī)械拋光后析出的析出相Cr3C2溶解并以離位析出的方式重新形成。時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)為2 h時(shí)，晶界增多，晶粒度為8.5級(jí)，析出相數(shù)量增加，形狀為球形，尺寸增大，分布均勻，多集中于晶界處，但晶內(nèi)有少部分析出，析出相成分為Cr7C3；時(shí)效時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)為3 h時(shí)，晶粒度為7.5級(jí)，析出相數(shù)量進(jìn)一步增加，尺寸進(jìn)一步增大，分布均勻，且晶內(nèi)數(shù)量增多，成分未發(fā)生變化，為Cr7C3。

3) 0Cr25Al5電熱合金經(jīng)250 ℃×1 h時(shí)效后的硬度降低，大大減少了在后續(xù)拉拔過程中的模具損耗和斷絲率，均低于未時(shí)效，達(dá)到了降低模具損耗和提高成品成材率的效果。