張 濤, 鄭文杰, 李才巨, 方 軼

(1. 昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 云南 昆明 650039;2. 鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院, 北京 100081;3. 攀鋼集團(tuán)江油長城特殊鋼有限公司, 四川 江油 621701)

鉚接是飛行器上部件連接最普遍的方式[1-2],可實(shí)現(xiàn)部件連接和載荷傳遞,對(duì)飛行器的安全至關(guān)重要[3]。抽芯鉚釘作為一種標(biāo)準(zhǔn)連接件,因其優(yōu)異的耐蝕性和適中的強(qiáng)度被廣泛應(yīng)用于飛機(jī)鉚接[4-5]。鉚釘?shù)某尚涡耘c性能穩(wěn)定性是重要的性能指標(biāo),尤其是批次穩(wěn)定性,目前國內(nèi)制造鉚釘?shù)乃竭€未達(dá)到飛機(jī)用鉚釘?shù)氖褂脴?biāo)準(zhǔn),仍主要依賴進(jìn)口[6]。鉚釘?shù)男阅芊€(wěn)定性與其絲材的組織控制密切相關(guān),組織控制與其制造的全流程相關(guān),絲材的最終熱處理是其組織性能調(diào)整的關(guān)鍵工序,掌握其組織性能與熱處理參數(shù)的變化規(guī)律,可以針對(duì)不同成分及工藝的絲材制定合理的熱處理工藝,保證絲材性能的穩(wěn)定性。

用于制造Monel 400合金鉚釘絲材的加工工藝為熔煉→鍛造開坯→熱軋→中間退火處理→冷拔成絲→最終退火處理。絲材在成形過程中需要通過反復(fù)的退火及冷變形,中間退火主要是為了使絲材軟化以適合后續(xù)的冷變形,最終退火工藝用來調(diào)整絲材的組織及強(qiáng)度,合理的退火工藝能得到較為穩(wěn)定的組織和適合的晶粒度,對(duì)其耐蝕性和力學(xué)性能的提升具有重要作用[7-10]。本文系統(tǒng)研究了熱處理工藝對(duì)Monel 400合金晶粒尺寸、組織均勻性的影響,并著重探究組織演變與組織穩(wěn)定性的內(nèi)在關(guān)系。

1 試驗(yàn)材料與方法

采用真空感應(yīng)爐冶煉6種不同C含量的試驗(yàn)用Monel 400合金,其化學(xué)成分如表1所示。采用50 mm厚坯料,在1050 ℃熱軋成形為14 mm厚板材,變形結(jié)束后水冷至室溫。利用線切割從熱軋板上切取尺寸為10 mm×10 mm×6 mm的金相試樣,進(jìn)行不同的中間退火處理。將試樣在750、800、850、900、950 ℃分別保溫10、20、30、60 min,保溫結(jié)束后迅速水冷,然后經(jīng)打磨拋光和用10%(體積分?jǐn)?shù))高錳酸鉀溶液腐蝕,腐蝕后的試樣先用飽和草酸溶液清洗,再用清水清洗,隨后吹干。采用OLYMPUS-GX51型顯微鏡觀察顯微組織,并用人工截距法[11]統(tǒng)計(jì)不同退火處理后試樣的晶粒度。利用配有EBSD探頭的FEI Quanta 650FEG場發(fā)射掃描電鏡對(duì)750、800、850、900、950 ℃保溫30 min和950 ℃保溫10、20、30、60 min試樣進(jìn)行EBSD分析。

表1 不同C含量的Monel 400試驗(yàn)合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù), %)

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 退火溫度的影響

圖1為C含量為0.059%的Monel 400合金在不同溫度退火30 min后的EBSD圖像?？梢钥闯?隨著退火溫度的升高,晶粒尺寸明顯增大,且存在有大量孿晶組織,晶粒無明顯取向關(guān)系。圖2為不同退火溫度下的晶粒尺寸(d)統(tǒng)計(jì)圖,其中樣本方差(σ2)用來表征晶粒尺寸的均勻性。可以看出,當(dāng)退火溫度從750 ℃升至950 ℃時(shí),奧氏體平均晶粒尺寸由23.8 μm升至51.5 μm,且當(dāng)退火溫度達(dá)到900 ℃以上時(shí),晶粒長大速度明顯加快,而晶粒尺寸方差先減小后增加,結(jié)合圖1可知,750 ℃時(shí)不同區(qū)域的晶粒尺寸差異明顯較大,而800 ℃和850 ℃時(shí)晶粒尺寸較為均勻,900 ℃以上時(shí)晶粒尺寸差異又增加。因此當(dāng)退火溫度為800 ℃和850 ℃時(shí),更容易得到晶粒度較小且相對(duì)均勻的組織。

圖1 C含量為0.059%的Monel 400合金在不同溫度退火30 min后的EBSD圖

圖2 C含量為0.059%的Monel 400合金在不同溫度下退火30 min后的晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)

2.2 退火時(shí)間的影響

圖3為C含量為0.059%的Monel 400合金在950 ℃退火不同時(shí)間后的EBSD圖像。結(jié)合圖1(d)可以看出,隨著保溫時(shí)間的延長,晶粒尺寸明顯增加。圖4為不同退火時(shí)間下的晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)結(jié)果,可以看出,退火時(shí)間從10 min增加到60 min,晶粒尺寸由32.5 μm增加到66.5 μm,且在20 ～30 min之間的晶粒長大速度較快,保溫30 min后,晶粒長大速率降低,而晶粒尺寸方差先增大后減小。

圖3 C含量為0.059%的Monel 400合金在950 ℃下退火不同時(shí)間后的EBSD圖

圖4 C含量為0.059%的Monel 400合金在950 ℃下退火不同時(shí)間后的晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)

在退火處理時(shí),奧氏體晶粒長大是一個(gè)自發(fā)的過程[12],該過程是晶粒長大動(dòng)力和晶界推移阻力相互作用的結(jié)果。晶界推移阻力為細(xì)小難溶的第二相沉淀析出粒子,推移中的晶界遇到第二相粒子時(shí)將發(fā)生彎曲,導(dǎo)致晶界面積增大,界面能升高,因此第二相粒子將阻礙晶界遷移,起到釘扎晶界的作用。由于Monel 400合金的組織為典型單相奧氏體,幾乎不存在第二相粒子,無明顯析出物的影響,因此在退火過程中晶粒長大速度較快,晶粒長大的驅(qū)動(dòng)力為奧氏體晶界面能的減少,在一定溫度條件下,奧氏體晶粒會(huì)相互吞噬長大。

奧氏體晶粒長大速度與晶界遷移速率及晶粒長大驅(qū)動(dòng)力成正比,即:

u=K

(1)

式中:u為奧氏體晶粒長大速度;K為常數(shù);R為氣體常數(shù);T為絕對(duì)溫度;Qm為晶界移動(dòng)激活能或原子擴(kuò)散跨越晶界激活能;σ為比界面能;D為奧氏體晶粒尺寸?？梢?隨加熱溫度升高,晶粒長大速度u呈指數(shù)關(guān)系迅速增大。同時(shí),晶粒越細(xì)小,界面能越高,晶粒長大速度u就越大。但當(dāng)晶粒長大到一定程度后,由于D增大,晶粒長大速度將減慢。因此,在10～30 min內(nèi),隨著保溫時(shí)間的延長,晶?？焖匍L大到一定程度,隨后由于D逐漸增大,晶粒長大速度減小。

在試樣中,奧氏體晶粒尺寸分布是不均勻的,當(dāng)晶?？焖匍L大時(shí),細(xì)小的晶粒逐漸縮小、消失,較大的晶粒逐漸吞噬較小的晶粒。因此,隨著退火時(shí)間的延長,晶粒尺寸的差異先增大,當(dāng)細(xì)小的晶粒消失后,晶粒尺寸差異也減小,樣本方差表現(xiàn)為先增大后減小。

2.3 C含量對(duì)組織的影響

圖5為不同C含量Monel 400合金在750、800、850、900、950 ℃分別保溫10、20、30、60 min后的晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)結(jié)果。可以看出,隨著退火溫度的升高和保溫時(shí)間的延長,晶粒尺寸明顯增大,且在不同溫度下,保溫30 min之內(nèi)的晶粒長大速度均明顯大于保溫30 min以后的速度。在750 ℃退火時(shí),C含量對(duì)晶粒的影響并無明顯規(guī)律;800～950 ℃退火時(shí),C含量高的試樣晶粒普遍較小,說明C元素有細(xì)微的細(xì)化晶粒作用,相差0.1%C的試樣晶粒尺寸相差3～5 μm,C元素對(duì)晶粒長大的阻礙作用并不明顯。在Monel 400合金中C以間隙原子的形式存在,且含量很低,幾乎全部溶解在奧氏體當(dāng)中,形成碳化物的數(shù)量極低,在奧氏體中只可能存在極少量的第二相粒子(EDS檢測并未發(fā)現(xiàn)明顯的第二相粒子),因此,在Monel 400合金中C元素細(xì)化晶粒的作用有限。

圖5 不同C含量Monel 400合金在不同溫度下退火不同時(shí)間后的晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)

圖6為不同C含量的Monel 400合金在850和900 ℃保溫10 min后的顯微組織。C含量為0.004% 的合金出現(xiàn)了混晶組織,如圖6(a, b)所示,而C含量≥0.036%時(shí)均未出現(xiàn)混晶組織,且C含量為0.036%的合金組織較為均勻,如圖6(c, d)所示。因此可以判斷,適當(dāng)?shù)腃含量在一定程度上有利于保持組織的均勻性,產(chǎn)生混晶現(xiàn)象的原因排除是第二相粒子和熱軋過程中的不完全再結(jié)晶,可能是退火過程中相對(duì)細(xì)小的晶粒逐漸消失,較大的晶粒逐漸長大的過程中出現(xiàn)晶粒尺寸偏差較大的原因[13]。理想狀態(tài)的晶粒呈六邊形,晶界呈直線,3條晶界相交于一點(diǎn)且互成120°角。每個(gè)晶粒周圍均有6個(gè)相鄰的晶粒,這種狀態(tài)下的晶粒不容易長大。而事實(shí)上由于晶粒大小難以保持完全均勻,相對(duì)較小的晶粒其相鄰晶粒的數(shù)量可能會(huì)小于6,而相對(duì)較大的晶粒其相鄰晶粒的數(shù)量可能會(huì)大于6。因此,由于界面張力的平衡作用,在退火時(shí),相鄰晶粒小于6的晶粒將彎曲成正曲率弧,使其晶界面積增大,界面能升高。為了降低界面能,這部分晶粒的晶界將從曲線變成直線,故導(dǎo)致該晶粒縮小,直至消失;而相鄰晶粒數(shù)大于6的晶粒也因界面張力平衡彎曲成負(fù)曲率弧,為了減少界面面積,降低界面能,該晶粒將長大吞并周圍的小晶粒[14]。在這個(gè)過程中,相鄰晶粒小于6的晶粒逐漸消失,相鄰晶粒大于6的晶粒逐漸長大,在加熱時(shí)短時(shí)間內(nèi)將導(dǎo)致晶粒尺寸的差異變大[15],因此C含量為0.004%的合金在850、900 ℃保溫10 min出現(xiàn)了部分混晶組織。

圖6 C含量為0.004%(a, b)和0.036%(c, d)的 Monel 400合金在850 ℃(a, c)和900 ℃(b, d)退火10 min后的顯微組織

由于在工業(yè)應(yīng)用中Monel 400合金的C含量普遍大于0.036%,因此可以避免超低C含量(0.004%)Monel 400合金出現(xiàn)混晶的現(xiàn)象。綜合退火溫度和時(shí)間的影響,在800～850 ℃保溫10～20 min可得到晶粒細(xì)小且相對(duì)均勻的組織。

2.4 晶粒長大模型

從動(dòng)力學(xué)角度來看,晶粒長大的本質(zhì)就是晶界在晶體組織中的推移,是一個(gè)熱激活的過程,其驅(qū)動(dòng)力是晶界能,因此退火溫度和時(shí)間決定著合金晶粒長大后的尺寸。變形過程中晶粒長大動(dòng)力學(xué)模型可用平均晶粒尺寸與退火溫度和退火時(shí)間的函數(shù)關(guān)系來表示,目前研究奧氏體晶粒的長大規(guī)律一般采用Sellar模型[16]和Anelli改進(jìn)的模型[17-18]。本文采用Anelli改進(jìn)模型:

d-d0=Atmexp(-Q/RT)

(2)

式中:d和d0分別為晶粒長大后與長大前的平均晶粒尺寸;t和T分別為退火時(shí)間和退火溫度;A為材料常數(shù);m為晶粒生長系數(shù);R為氣體常數(shù);Q為晶粒長大激活能。對(duì)式(1)兩邊分別取對(duì)數(shù)得:

(3)

將試驗(yàn)測得的不同C含量Monel 400合金的晶粒尺寸代入式(2)中進(jìn)行線性回歸處理,再根據(jù)式(3)處理數(shù)據(jù)得到m、A和Q的值以及Monel 400合金退火時(shí)的晶粒長大方程,如表2所示。

表2 不同C含量Monel 400合金的Anelli改進(jìn)模型參數(shù)值及晶粒長大方程

3 結(jié)論

1) Monel 400合金晶粒尺寸隨退火溫度的升高和保溫時(shí)間的延長而增大,退火溫度在900 ℃以上時(shí),晶粒長大的速度更快,組織均勻性隨溫度的升高而變差;退火時(shí)間在30 min之內(nèi)時(shí),晶粒長大速度較快,而組織均勻性逐漸變差,晶粒長大到一定程度后,其長大速度降低,組織均勻性略有改善。

2) 非超低C含量(≥0.036%)的Monel 400合金在800～850 ℃退火10～20 min可得到晶粒細(xì)小且相對(duì)均勻的組織。

3) 根據(jù)Anelli改進(jìn)模型建立了不同C含量Monel 400合金退火時(shí)的晶粒長大方程。