關鍵詞：Fe-Mn-Al-C鋼；Nb；顯微組織；析出相；耐腐蝕性；氧化膜

0 引言

汽車工業(yè)的迅猛發(fā)展在助力社會進步的同時，造成的污染問題也日益嚴重。數(shù)據(jù)表明，汽車排放的一氧化碳和碳氫化合物超過大氣總污染物的80%，氮氧化物和顆粒物則超過90%。在當今“雙碳”戰(zhàn)略背景下，如何降低汽車能耗、減少大氣污染物的排放，已經(jīng)成為中國汽車工業(yè)領域發(fā)展中亟待解決的問題。作為節(jié)能減排的一種重要手段，使用輕質且安全性強的鋼材作為汽車結構材料已引起國內外學者的廣泛關注。研究表明，通過向高Mn鋼中添加輕質元素Al所制備的Fe-Mn-Al-C鋼，因其密度低、力學性能優(yōu)良以及成型性與焊接性良好，利于實現(xiàn)汽車用鋼輕質化，故已成為世界范圍內研究的熱點。SEO C H等制備出的Fe-3.5Mn-5.9Al-0.4C鋼，其密度較傳統(tǒng)鋼材降低9%，并且經(jīng)軋制及退火處理后具有優(yōu)良的力學性能，其抗拉強度可達906MPa，同時可獲得32%的斷后伸長率；基于微觀組織觀察分析可知，該鋼的高強度高韌性得益于變形過程中鐵素體的塑性變形以及奧氏體晶粒發(fā)生馬氏體相變。YOO J D和PARK K T等研究發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)e-28Mn-10Al-C和Fe-28Mn-9Al-0.8C低密度鋼在經(jīng)固溶及水淬處理后，可獲得較高的抗拉強度（843MPa）及異常高的伸長率（100%），并且發(fā)現(xiàn)這種超高的伸長率由連續(xù)的應變硬化調節(jié)作用所致。在實際應用過程中，由于常年裸露在大氣中，汽車各零部件表面的雨水或水汽會和大氣中的碳化物、硫化物形成微電池狀態(tài)而自行放電，其表面發(fā)生電化學腐蝕形成腐蝕層，易引起剝落而導致零件損壞，不僅破壞了整車的外觀，而且直接影響到汽車安全和使用壽命。研究表明，F(xiàn)e-Mn-Al-C鋼的耐腐蝕性能與傳統(tǒng)高強鋼相近，但遠低于304不銹鋼。HUANG C F等曾試圖通過添加Cr元素并減少鋼中C濃度來提升Fe-Mn-Al-C鋼的耐腐蝕性能，但材料耐腐蝕性提高的同時，由于高Cr及低C含量，造成Fe-Mn-Al-C-Cr鋼中形成大量鐵素體組織，這使材料的力學性能受到損害。同時，相較單相奧氏體鋼，雙相Fe-Mn-Al-C低密度鋼在腐蝕過程中，腐蝕性離子更容易聚集于晶粒內α/γ兩相區(qū)的交界，這便使點蝕更容易發(fā)生，增加了Cr合金化Fe-Mn-Al-C合金應用的困難。由此可見，有關提升汽車用Fe-Mn-Al-C低密度鋼耐腐蝕性能的研究依然較為匱乏。由于難以在腐蝕性環(huán)境下長期服役，F(xiàn)e-Mn-Al-C鋼在汽車鋼中的應用范疇受到了極大的限制。研究發(fā)現(xiàn)，將穩(wěn)定性強的Nb元素加入鋼中對材料耐腐蝕性和抗氧化性的提升具有顯著影響。劉繼明等研究分析發(fā)現(xiàn)，添加Nb（質量分數(shù)小于0.25%）元素能夠顯著提高鐵素體不銹鋼的抗大氣腐蝕性能。錢月等研究了Nb對Fe-Cr-Al合金在過熱蒸汽中耐蝕性的影響，結果表明，Nb的添加使合金中析出Nb（C，N）等第二相，抑制了Al的內氧化，促進均勻且致密的Al氧化膜形成，降低了合金的氧化速率，合金的耐腐蝕性能因此得到了改善。目前，關于添加Nb元素對汽車用鋼組織、力學性能、耐磨性能等影響，國內外學者已取得一定的研究成果，但針對Nb優(yōu)化Fe-Mn-Al-C低密度鋼組織性能的影響研究較少，特別是Nb合金化后Fe-Mn-Al-C-Nb合金的耐蝕機理值得深入研究?；诖耍狙芯吭贔e-28Mn-10Al-C鋼中加入Nb元素，分析Nb在Fe-Mn-Al-C鋼中的存在形態(tài)及對其顯微組織的影響規(guī)律。通過電化學腐蝕及浸泡失重法，分析了Nb含量變化對Fe-Mn-Al-C-Nb低密度鋼耐腐蝕性能的影響規(guī)律和作用機理。

1 試驗方法

1.1 試驗材料

試驗鋼以奧氏體高錳Fe-28Mn-10Al-C低密度鋼為基體，添加不同含量Nb元素制備Fe-Mn-Al-C-Nb合金。在氬氣氣氛下，使用感應爐熔煉制備25 kg鑄錠；鑄錠經(jīng)1150℃保溫2 h后鍛造成截面面積為80 mm×40 mm的板坯，在1200℃均勻化2 h后熱軋至5 mm厚；并在馬弗爐內經(jīng)950℃固溶處理60 min后水淬冷卻至室溫，獲得固溶態(tài)Fe-Mn-Al-C低密度鋼。根據(jù)化學元素分析法測得3種低密度鋼化學成分見表1，分別簡記為0Nb，0.3Nb，0.5Nb鋼。使用Byes-300A密度測量儀測得3種鋼的密度分別為6.30、6.25、6.29 g/cm3，較純鐵分別下降了19.8%、20.5%和20.0%?？梢钥闯?，微量Nb的添加未明顯增加試驗鋼密度，試驗鋼密度主要受到鋼中Al元素含量影響。

1.2 試驗方法

熱軋及固溶后試樣經(jīng)320～2000號砂紙研磨、機械拋光、乙醇清洗，之后用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液侵蝕；使用Leica DMi8光學顯微鏡（OM）觀察試驗鋼金相組織，使用帶有能譜儀（EDS）的Quanta 650掃描電子顯微鏡（SEM）進行微觀組織表征和元素分布的標定，基于EDS分析技術進一步分析樣品中析出相形貌與成分信息；使用粒徑分析軟件（Nano Measurer）統(tǒng)計試樣晶粒尺寸。采用D/Max/PC型X射線衍射儀（XRD）進行物相分析檢測，測試所用試樣需經(jīng)砂紙打磨掉其表面氧化膜后，采用5%的稀鹽酸酸洗去除材料表面殘余應力，所用射線為Cu靶Kα線，入射波長λ=0.154 05 nm，衍射角度范圍40°～100°，掃描速度5（°）/min。使用Tecnai G2 F20 S-TWIN型透射電子顯微鏡（TEM）對試驗鋼進行微觀結構觀察分析。TEM用薄片制備過程為：在試驗鋼平整處切取1 mm厚薄片，依次經(jīng)120、320、500、800、1 200號砂紙打磨至厚度為0.06 mm后，經(jīng)酒精沖洗并用沖片機沖出3 mm直徑的圓片；之后在10%高氯酸乙醇電解液中進行電解雙噴減薄，獲得TEM觀察所用樣品。電解雙噴減薄過程在20 V交流電壓下進行，且全程采用液氮冷卻，確保電解環(huán)境溫度低于-35 ℃。

取不同Nb含量的樣品為待測試樣，對表面進行打磨、拋光和蒸餾水清洗。除預留

10 mm×10 mm工作面外，其他表面使用質量比1∶1的松香石蠟進行密封。在IM6ex型電化學工作站測試樣品的極化曲線。采用三電極體系，工作電極為待測樣品，輔助電極為惰性鉑片，參比電極為飽和甘汞電極，腐蝕液為質量分數(shù)為3.5%的NaCl溶液，試驗環(huán)境為室溫。測試前先將待測試樣浸入腐蝕液中保持30 min， 待體系穩(wěn)定后進行極化曲線測試。

取多個尺寸為20 mm×20 mm×5 mm的表面潔凈樣品為待測試樣，經(jīng)稱重后浸泡在質量分數(shù)為3.5%的NaCl溶液中，在室溫下對Nb含量不同的樣品進行腐蝕失重測試。浸泡腐蝕試驗分2組同時進行，其中1組進行周期總時長為72 h的腐蝕試驗后，采用Quanta 650掃描電子顯微鏡（SEM）表征腐蝕形貌及腐蝕產物成分；另1組自24 h起每隔12 h取出3塊樣品，采用500 ml稀鹽酸+500 ml 去離子水+10 g濃度為3.5 g/L的六次甲基四胺混合液為除銹液除去表面腐蝕產物后，清洗吹干稱重，利用腐蝕前后質量差確定單位面積失重率隨時間變化規(guī)律，腐蝕失重取3個樣品平均值。

2 試驗結果

2.1 試驗鋼顯微組織及Nb存在形態(tài)

圖1和圖2所示分別為0 Nb、0.3 Nb、0.5 Nb鋼經(jīng)熱軋及950 ℃固溶處理60 min后的金相顯微組織和XRD圖譜。由圖1可見，經(jīng)高溫固溶處理，不同Nb含量的試驗鋼均具有單一的奧氏體組織，并伴有孿晶生成。隨著Nb含量升高，試驗鋼的平均晶粒尺寸由39.49 μm減小到13.67 μm， 大尺寸晶粒和孿晶數(shù)目明顯減少，這表明Nb的添加有細化奧氏體晶粒的作用。由圖2可以看出，成分不同的樣品經(jīng)高溫熱處理后的X射線衍射圖譜均表現(xiàn)出單一的γ峰，表明3種試驗鋼均由面心立方（fcc）結構的單相奧氏體構成，且經(jīng)Nb合金化后的高錳高碳Fe-Mn-Al-C低密度鋼在高溫固溶處理后仍保持單相奧氏體組織。

圖3所示為Fe-28Mn-10Al-C-xNb試驗鋼TEM明場像、析出相區(qū)域（區(qū)域“A”“B”）EDS分析結果。可以看出，0Nb鋼中無明顯析出相存在，結合金相顯微組織及XRD分析結果可判斷不含Nb的Fe-28Mn-10Al-C低密度鋼由單一奧氏體組成。與0Nb鋼相比，添加Nb的試驗鋼中析出了主要由Nb與C元素組成的細小且彌散分布的第二相，且析出相在晶界位置數(shù)量更多，表明含Nb析出相主要沿試驗鋼奧氏體晶界分布，并且當試驗鋼中Nb含量不同時，析出相尺寸接近，這表明Fe-28Mn-10Al-C-xNb低密度鋼中析出相的大小受鋼中Nb含量影響較小。同時，在相同的視場下，0.5Nb鋼中析出相數(shù)量較0.3Nb鋼明顯增多，這表明析出相數(shù)量與試驗鋼中Nb含量成正比。

圖4所示為0.5Nb鋼中晶粒內析出相的HRTEM像，以及對應區(qū)域從[001]入射軸方向觀察到的電子衍射花樣?？梢钥闯?，試驗鋼中析出相呈橢球形，結合SADE花樣結果可判斷含Nb低密度鋼中析出相為單晶結構fcc-NbC。此外，通常在含Nb合金鋼中，Nb會與C、N元素結合形成NbC、NbN，且由于NbC和NbN晶格類型相同，C、N常發(fā)生相互置換，引起NbC和NbN互溶并生成Nb（C，N）。因此Fe-28Mn-10Al-C-xNb試驗鋼中析出相組成中除fcc-NbC外，還應伴有極少量Nb（C，N）混合相。但因為試驗鋼中N質量分數(shù)極低（0.004 1%），NbN生成量較少，所以經(jīng)Nb合金化后Fe-28Mn-10Al-C-xNb低密度鋼中所形成析出相主要成分為NbC。

除形成析出相外，試驗鋼中的Nb元素也會在合金中固溶形成固溶體。根據(jù)第二相在鋼中的固溶性理論，Nb在鋼中的固溶度受C含量和熱處理溫度的影響，一般鋼中所添加的Nb會與非金屬元素C、N等形成穩(wěn)定的化合物，且在鋼中有較高的溶解度。在1 500 ℃下，NbN和NbC在鋼液中的平衡常數(shù)分別達到0.14和14.30，含Nb化合物由于其高溶解度不在鋼水中沉淀，而是凝固后在固相中析出長大。通常情況下，在850～1 200 ℃的熱處理溫度下，鋼中奧氏體中Nb元素的固溶度可以表示為

（1）

式中：CC和CNb分別為C和Nb能夠固溶在奧氏體中的質量分數(shù)；T為熱力學溫度。

試驗鋼中C質量分數(shù)為1.05%，當退火溫度為950 ℃（1 223 K）時，依據(jù)式（1）計算得出，在奧氏體中固溶的Nb元素質量分數(shù)僅為0.000 27%。由此可見，低密度鋼中所添加的Nb元素幾乎全部以第二相析出態(tài)存在。煉鋼過程中采用真空處理，鋼中N元素含量極低，且Nb元素與C具有極高的親和力，因此0.5 Nb鋼中添加Nb元素主要以NbC析出相的形態(tài)存在，這與TEM觀察結果一致。

2.2 極化曲線測試Fe-28Mn-10Al-C-xNb

圖5所示為Fe-28Mn-10Al-C-xNb低密度鋼在3.5%NaCl溶液中的電化學極化曲線?？梢钥闯?，隨著外加電位的升高，0Nb鋼中腐蝕電流密度逐漸增大，陽極極化曲線表現(xiàn)出連續(xù)的活性溶解，說明侵蝕過程中材料表面穩(wěn)定性較低。而加Nb低密度鋼在電化學極化過程中，隨著腐蝕電位升高，試驗鋼在經(jīng)過活性溶解后進入過度鈍化區(qū)，發(fā)生鈍化反應；并且，隨著Nb含量升高，低密度鋼的維鈍電流密度降低，這表明鋼中Nb含量越高，腐蝕過程中試驗鋼表面穩(wěn)定性越高。

由圖5還可以看出，相較于0Nb鋼，0.3Nb、0.5Nb鋼陽極極化曲線Tafel斜率更高，表明在試驗電位范圍內，加Nb低密度鋼的表面活性更低，不易被腐蝕液中的Cl-離子侵蝕而發(fā)生溶解反應。相比之下，0Nb鋼則始終處于活化狀態(tài)，腐蝕過程為連續(xù)溶解過程，無鈍化特征。由此可見，Nb的添加促進Fe-28Mn-10Al-C低密度鋼發(fā)生鈍化反應，提高了試驗鋼表面穩(wěn)定性。同時值得注意的是，盡管腐蝕過程存在差異，0Nb、0.3Nb、0.5Nb鋼在腐蝕電位升高過程中均未出現(xiàn)過鈍化效應，說明腐蝕過程中無嚴重的點蝕現(xiàn)象產生，即均表現(xiàn)為均勻腐蝕的特征。

采用Tafel外推法得出0Nb、0.3Nb、0.5Nb鋼的腐蝕電位Ecorr和腐蝕電流密度Icorr，結果見表2?？梢钥闯觯?Nb鋼的腐蝕電流密度最高，表明在3.5%NaCl溶液中，0Nb鋼更易被腐蝕。隨著Nb含量升高，材料腐蝕電流密度由6.17×10-6 A/cm2降低到6.31 ×10-7 A/cm2，表明經(jīng)Nb合金化后，F(xiàn)e-28Mn-10Al-C-xNb低密度鋼在3.5%NaCl溶液中發(fā)生腐蝕反應的難度增加，腐蝕反應速率降低，耐腐蝕性能較未添加Nb時有了明顯的提升。

2.3 電化學腐蝕表面形貌

圖6所示分別為0Nb、0.3Nb、0.5Nb低密度鋼經(jīng)極化后腐蝕面的SEM形貌?？梢钥闯?，0Nb鋼由于表面穩(wěn)定性較低，導致其耐蝕性能較差，相同的腐蝕條件下會形成較大的腐蝕坑，且相較于加Nb低密度鋼，0Nb鋼腐蝕表面腐蝕坑數(shù)量較多。隨著鋼中Nb含量增加，低密度鋼中腐蝕坑數(shù)量降低、尺寸減小，低密度鋼腐蝕程度降低，這與極化曲線所分析結果一致，即Nb含量升高有利于提高Fe-28Mn-10Al-C-xNb低密度鋼的耐蝕性能。

2.4 浸泡腐蝕失重

圖7所示為3種試驗鋼在3.5%NaCl溶液中腐蝕失重曲線以及浸泡72 h后腐蝕失重與Nb含量對應關系。由于腐蝕前期試驗鋼質量變化較小，且存在腐蝕產物生成與溶解同時發(fā)生的過程，會引起較大誤差，結合汽車用Fe-Mn-Al-C-Nb低密度鋼需在腐蝕環(huán)境下長時間服役的特性，本試驗只進行了24～72h范圍內試驗鋼腐蝕失重測試。由圖7（a）可以看出，在試驗設定浸泡周期內，隨著腐蝕時間的延長，3種試驗鋼的失重呈線性增加趨勢，未進行合金化的0Nb試驗鋼在浸泡腐蝕72 h后失重更為明顯。如圖7（b）所示，短腐蝕時間（小于36 h）內Nb添加對試驗鋼失重影響較小。隨著腐蝕時間延長，在相同腐蝕周期內，試驗鋼的腐蝕失重隨著Nb含量升高線性減小。從腐蝕72 h結果可以看出，隨著鋼中Nb質量分數(shù)增至0.5%，試驗鋼的腐蝕失重由5.750 mg/mm2降至4.625 mg/mm2，表明Nb能夠優(yōu)化Fe-28Mn-10Al-C低密度鋼在Cl-離子腐蝕環(huán)境下的耐蝕性，且隨著Nb含量升高，試驗鋼耐腐蝕性能逐漸增強。

2.5 浸泡腐蝕形貌及腐蝕產物組分

為進一步分析腐蝕特性，分別研究了不同Nb含量試驗鋼經(jīng)浸泡腐蝕后的表面形貌和元素分布特征。圖8所示為0Nb鋼在3.5%NaCl溶液中經(jīng)72 h浸泡腐蝕后的表面SEM形貌及元素分布EDS面掃描結果?？梢钥闯?，經(jīng)過長時間浸泡腐蝕，0Nb鋼表面形成了明顯的腐蝕坑，且腐蝕坑內O元素大量聚集，而Al、Fe、Mn等試驗鋼元素分布則明顯低于基體濃度，這是由于在侵蝕性離子Cl-的作用下，試驗鋼中的金屬元素與溶解于腐蝕液中的氧發(fā)生陽極反應并不斷向腐蝕液中溶解，形成腐蝕坑并形成氧化產物。由元素分布可以看出，腐蝕坑不同位置處金屬元素分布不同，即在不同位置產生了不同類型的氧化產物，在氧化物/金屬（O/M）界面位置Al元素的偏聚較為明顯；如圖8（c）中所標定的區(qū)域“A”所示，在腐蝕坑內部Fe、Mn元素分布濃度則明顯更高，這表明在O/M界面處形成了Al的氧化物產物，F(xiàn)e、Mn氧化物則主要形成于腐蝕坑內部。值得注意的是，由于C元素穩(wěn)定性強不易發(fā)生腐蝕反應，浸泡過程中腐蝕坑內C元素含量并未降低。同時由于其他合金元素諸如Fe、Mn等發(fā)生腐蝕溶解，C元素相對含量升高，能譜面掃描過程中電子反射能力更強，收集更加充分，引起C元素在腐蝕范圍內分布相對集中的現(xiàn)象。

圖9、圖10所示分別為0.3Nb、0.5Nb鋼的腐蝕形貌及元素分布圖。通過對比可以看出，Nb合金化前后低密度鋼具有相似的腐蝕行為，即經(jīng)過長時間侵蝕后，試樣表面產生腐蝕坑，且腐蝕產物以氧化物為主。相較0Nb鋼，含Nb低密度鋼的腐蝕程度更低，且隨著鋼中Nb含量升高，腐蝕坑尺寸及深度明顯減小，說明Nb元素添加能夠優(yōu)化低密度鋼在Cl-腐蝕環(huán)境中的耐蝕性能，F(xiàn)e-Mn-Al-C-xNb鋼的腐蝕速率隨鋼中Nb含量升高而降低。由圖9、圖10也可以看出，含Nb試驗鋼O/M界面處同樣出現(xiàn)Al元素偏聚，表明腐蝕產物在基體界面處以Al氧化物為主，遠離界面處則是有Fe、Mn氧化物分布。并且，相比0Nb試驗鋼，含Nb低密度鋼O/M界面處Al元素分布密度更高，表明Nb合金化促進了腐蝕過程中試驗鋼表面均勻、連續(xù)Al氧化物的生成。

由圖9（g）、圖10（g）還可以看出，對應腐蝕坑區(qū)域內，Nb元素并未呈現(xiàn)明顯缺失，依然呈均勻態(tài)分布，表明不同于Fe、Mn、Al元素，鋼中的Nb元素穩(wěn)定性更強，腐蝕過程中并未發(fā)生陽極反應而溶解于侵蝕液中。相關研究也指出，Nb元素能夠在氧化物與基體交界處形成阻擋層抑制氧化產物的生成，進而優(yōu)化鋼的耐腐蝕性能。

3 分析討論

3.1 Nb對低密度鋼顯微組織作用機理

由于Nb的添加，F(xiàn)e-Mn-Al-C-Nb鋼內會形成一定量的NbC析出相，且主要分布于能量較低的奧氏體晶界處。在奧氏體晶粒長大過程中，晶界處的NbC析出相質點會截斷晶界，并對晶界遷移產生拖拽力，阻礙晶界的運動，起到釘扎作用，抑制奧氏體晶界遷移及晶粒長大。因此加Nb低密度鋼中奧氏體晶粒也明顯小于0Nb鋼樣品，表明Nb通過在鋼中形成碳化物第二相來細化晶粒。此外，第二相質點抑制晶粒粗化模型理論認為，鋼中所析出的第二相體積分數(shù)及其尺寸，會決定其抑制晶粒粗化的能力，并最終決定晶粒細化程度及晶粒尺寸。在第二相細化晶粒過程中，第二相體積分數(shù)越大、臨界尺寸越小，其細化晶粒效果越明顯。在Fe-Mn-Al-C-Nb試驗鋼中，盡管相同的熱處理條件下試驗鋼中析出相的臨界尺寸受鋼中Nb含量的影響較小，但析出相的析出量則隨著鋼中Nb含量的升高而增加。因此，基于第二相質點抑制晶粒粗化模型理論，隨著低密度鋼中Nb質量分數(shù)由0.3%升高至0.5%，NbC的體積分數(shù)增大引起其奧氏體晶粒的平均尺寸由21.23 μm降低至13.67 μm。

3.2 Nb對低密度鋼耐蝕性能影響機理

在侵蝕性離子（如Cl-）的作用下，合金中的Fe、Mn、Al等金屬原子以晶界為通道連續(xù)向試驗鋼表面擴散、溶解，并與腐蝕液中的O2發(fā)生陽極反應生成氧化膜。氧化膜的形成與金屬原子的溶解呈動態(tài)平衡，引起鋼中晶界間距持續(xù)增大，最終形成腐蝕坑。腐蝕坑內O/M界面處主要為Al氧化物偏聚，遠離界面處則是分布Fe、Mn氧化物，這是由于Al與O親和力最強，且Fe、Mn、Al 3種氧化物中，Al氧化物在O/M界面處氧分壓最低，腐蝕反應過程中Al3+和O2-不斷發(fā)生擴散氧化反應，易在金屬表面形成氧化膜，而試驗鋼中Fe、Mn含量更高，因此腐蝕坑內Fe、Mn氧化物濃度相對更高。

由極化曲線測試結果可得，經(jīng)Nb合金化后，試驗鋼在3.5%NaCl溶液中發(fā)生腐蝕反應的難度增加，腐蝕反應速率降低，且含Nb的Fe-Mn-Al-C-Nb低密度鋼表面穩(wěn)定性更高，降低了腐蝕反應速率，提高了材料的耐蝕性能。Nb之所以可以提升Fe-Mn-Al-C低密度鋼在腐蝕過程中表面穩(wěn)定性，主要由兩方面原因造成，一是Nb添加促進Fe-Mn-Al-C低密度鋼中含Nb碳化物的析出，抑制了奧氏體晶界的遷移及奧氏體晶粒的長大，導致晶界數(shù)量增多，這便為非腐蝕環(huán)境下合金中Al元素擴散提供了更多的通道，促進了Al沿晶界持續(xù)向外擴散與O結合，在O/M界面生成連續(xù)且致密的Al2O3膜。附著于試驗鋼表面的氧化膜抑制了金屬離子和氧原子的進一步擴散，降低了氧化反應速率，提高了試驗鋼的耐腐蝕性。在試驗設計組分范圍內，試驗鋼中Nb含量越高，奧氏體晶粒越細小，作為Al向外擴散通道的晶界數(shù)量也越多，加速了Al向O/M界面的擴散并生成更多的腐蝕前期氧化物，提高了試驗鋼表面穩(wěn)定性和耐腐蝕性能，這與鄭海忠等的研究結論一致。不加Nb的Fe-Mn-Al-C低密度鋼中由于晶界密度低、擴散通道少，鋼中Al元素擴散速度較慢，因而難以在試驗鋼表面同O元素充分結合導致其表面穩(wěn)定性差，易被破壞而引起基體腐蝕。因此在電化學反應過程中，0Nb試驗鋼未發(fā)生鈍化反應，陽極極化曲線表現(xiàn)為連續(xù)的活性溶解。另一方面，由于Nb原子半徑較Fe原子大，Nb加入Fe-Mn-Al-C低密度鋼中會占據(jù)Fe原子位置引起其晶格常數(shù)增大，促進試驗鋼中原子半徑較小的Al元素向外擴散至O/M界面，并與O元素結合生成穩(wěn)定的氧化膜，且隨著Nb含量升高，Al向外擴散的驅動力增大，所形成的氧化膜也就越加穩(wěn)定、致密。此外，浸泡腐蝕試驗結果表明，由于Nb元素的穩(wěn)定性更強，在腐蝕過程中并未發(fā)生陽極反應而溶解于侵蝕液中，說明腐蝕過程中Nb元素也能夠在試驗鋼表面形成擴散阻擋層抑制O元素的內擴散，降低氧化反應速率，進一步提高材料的耐腐蝕性能。

4 結論

1）經(jīng)Nb合金化后Fe-28Mn-10Al-C低密度鋼中生成fcc-NbC析出相。隨著Nb質量分數(shù)由

0增加至0.5%，試驗鋼中奧氏體晶粒尺寸由

39.49 μm減小到13.67 μm， 奧氏體晶粒得到明顯細化。

2）Nb合金化可優(yōu)化Fe-28Mn-10Al-C低密度鋼在3.5%NaCl溶液中的耐蝕性能，隨著Nb質量分數(shù)由0增加至0.5%，F(xiàn)e-28Mn-10Al-C-xNb鋼的腐蝕電流密度由6.17×10-6 A/cm2降低到

6.31 ×10-7 A/cm2，Nb含量的升高可促進試驗鋼表面鈍化反應的發(fā)生，增強試驗鋼表面穩(wěn)定性，降低合金的電化學腐蝕速率。

3）Nb含量的升高可促進Fe-28Mn-10Al-C-xNb鋼O/M界面Al氧化物的偏聚，形成更加均勻、連續(xù)并且穩(wěn)定的Al氧化膜，降低合金試驗鋼在3.5%NaCl溶液浸泡腐蝕中的腐蝕速率，提高材料的耐腐蝕性能。

本文摘自《中國冶金》2024年第4期