明亞飛，丁文紅，馬虹蔚，吳夢(mèng)先，龐博文，袁 飛

(1. 武漢科技大學(xué)省部共建耐火材料與冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北 武漢，430081；2. 武漢科技大學(xué)高性能鋼鐵材料及其應(yīng)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(jié)構(gòu)有限責(zé)任公司研發(fā)中心，湖北 武漢，430415)

不銹鋼熱軋復(fù)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(zhì)金屬?gòu)?fù)合材料[1-2]。由于兼具力學(xué)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(diǎn)，其在石油、橋梁、化工、航天等眾多領(lǐng)域已獲得廣泛應(yīng)用[3-4]。

提高復(fù)合界面結(jié)合強(qiáng)度是異質(zhì)金屬?gòu)?fù)合材料制備過程中的關(guān)鍵目標(biāo)，對(duì)于不銹鋼/碳鋼雙金屬?gòu)?fù)合板，影響其結(jié)合強(qiáng)度的原因主要分為制坯工藝因素和界面微觀結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)方面的影響因素包括結(jié)合界面組織[6]、界面氧化物[9-10]、界面碳化物[11]等。Zhu[12]等認(rèn)為復(fù)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(guān)，增加軋制壓下率可使氧化物彌散分布，單位面積內(nèi)氧化物數(shù)量減少，復(fù)合板界面結(jié)合質(zhì)量因而提高。Liu[13]等認(rèn)為復(fù)合板界面氧化可有效抑制合金元素?cái)U(kuò)散，從而影響復(fù)合板界面結(jié)合強(qiáng)度，而軋制結(jié)合界面碳化物薄層的析出會(huì)造成復(fù)合板剪切強(qiáng)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(fù)合板界面周圍。Wang[14]等研究軋制壓下率對(duì)復(fù)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?cái)U(kuò)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(xì)化，這可能歸因于Cr和C的相互擴(kuò)散，造成脫碳層強(qiáng)度降低。Liu等[8]研究了淬火溫度與時(shí)間對(duì)不銹鋼復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度的影響，結(jié)果顯示，長(zhǎng)淬火時(shí)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?jǐn)U散，同時(shí)由于碳元素也擴(kuò)散充分，復(fù)合板界面附近存在脫碳層，剪切實(shí)驗(yàn)時(shí)斷裂發(fā)生在此處，裂紋擴(kuò)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(fù)合板，研究了不同軋制壓下率和軋后冷卻方式下復(fù)合界面夾雜物、組織及力學(xué)行為的變化，并探討了C擴(kuò)散對(duì)復(fù)合板界面組織形成和結(jié)合強(qiáng)度的影響，以期為兼具低成本和優(yōu)異結(jié)合性能的不銹鋼/碳鋼復(fù)合板的開發(fā)與制備提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)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(xué)成分列于表1中。復(fù)合板坯組坯前，先用磨床將鋼板復(fù)合面加工至粗糙度Ra為1.6 μm，用丙酮和無(wú)水乙醇去除表面油脂和水分后，采用IPG YLS-6000光纖激光器進(jìn)行封焊，沿軋制方向尾部預(yù)留長(zhǎng)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(fù)合板置于箱式電阻爐中于1200 ℃下保溫7 min，若保溫溫度設(shè)置過高，非真空軋制過程會(huì)產(chǎn)生較多氧化物，降低復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度[12]。隨后進(jìn)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(fù)合板在第一道次軋制時(shí)元素?cái)U(kuò)散充分達(dá)到冶金結(jié)合，故將開軋溫度設(shè)置為1150 ℃，考慮到304不銹鋼覆層的再結(jié)晶溫度約為950 ℃[15]，為保證復(fù)合板力學(xué)性能，終軋溫度選擇不低于950 ℃。

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

表1 試驗(yàn)鋼板的化學(xué)成分(wB/%)

表2 軋制工藝參數(shù)

2 結(jié)果與分析

2.1 復(fù)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(fù)合板界面夾雜物的金相照片。由圖1可見，當(dāng)壓下率為28%時(shí)，復(fù)合板界面夾雜物主要呈塊狀和點(diǎn)狀分布；壓下率為37%時(shí)，復(fù)合板界面夾雜物呈線狀；當(dāng)壓下率增加至47%，線狀?yuàn)A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(diǎn)狀分布，并且出現(xiàn)彌散分布的趨勢(shì)；當(dāng)壓下率達(dá)到70%，界面夾雜物呈彌散點(diǎn)狀分布。另外，EDS分析結(jié)果顯示，不同壓下率下復(fù)合板界面夾雜物的化學(xué)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(cè)擴(kuò)散至界面處的，結(jié)合Ellingham圖可知，幾種金屬氧化物的吉布斯自由能排序?yàn)椋篠iO2

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

圖1 復(fù)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(fù)合板界面的斷口形貌

圖3為不同壓下率及冷卻條件下復(fù)合板斷口界面的SEM照片。由圖3可見，當(dāng)軋制壓下率較低(37%)時(shí)，復(fù)合板結(jié)合界面強(qiáng)度不高，僅有少部分碳鋼黏結(jié)在不銹鋼側(cè)，斷裂發(fā)生在結(jié)合界面處；軋制壓下率升至47%，復(fù)合板斷裂區(qū)開始于脫碳鐵素體區(qū)，裂紋擴(kuò)展方向與界面呈約30°角；當(dāng)壓下率為70%且冷卻方式為空冷時(shí)，復(fù)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(cè)擴(kuò)展，斷裂界面與結(jié)合界面幾乎平行。

(a)2#試樣 (b)3#試樣

(c)5#試樣

2.3 復(fù)合板界面的組織演變

圖4所示為不同壓下率下復(fù)合板界面的金相組織。由圖4可見，壓下率為28%、37%和47%的復(fù)合板界面并未出現(xiàn)明顯的脫碳層；壓下率為59%時(shí)，復(fù)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(shí)，復(fù)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(cè)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶，進(jìn)而導(dǎo)致晶粒細(xì)化，還可能是由于大軋制力作用下C元素?cái)U(kuò)散更充分，碳化物在晶界處析出，并且其在晶界處產(chǎn)生的釘扎效應(yīng)不會(huì)引起晶界遷移，從而保持較細(xì)的晶粒結(jié)構(gòu)，且越靠近界面處晶粒越細(xì)。

圖5為水冷和空冷條件下不銹鋼復(fù)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(cè)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(cè)硬度值較低，為完全脫碳區(qū)，并且在不銹鋼側(cè)出現(xiàn)明顯的晶間腐蝕帶。這是因?yàn)樗渲潦覝貢r(shí)，復(fù)合板快速通過不銹鋼敏化溫度區(qū)420～850 ℃，故不銹鋼側(cè)未出現(xiàn)因碳化物聚集晶界而產(chǎn)生的晶間腐蝕現(xiàn)象，但空冷試樣在420～850 ℃范圍內(nèi)停留時(shí)間過長(zhǎng)，導(dǎo)致C元素有充分的時(shí)間擴(kuò)散至不銹鋼側(cè)，使得不銹鋼側(cè)有碳化鉻析出而造成晶間貧Cr，這會(huì)增加材料晶間腐蝕的傾向，該現(xiàn)象在界面不銹鋼側(cè)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(fù)合板結(jié)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(fù)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(fù)合板的力學(xué)性能

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

表3 復(fù)合板的剪切強(qiáng)度

圖6為不同壓下率下復(fù)合板界面附近的硬度分布。由圖6可知，對(duì)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(cè)平均硬度較低，且由于鐵素體組織體積分?jǐn)?shù)較大，碳鋼側(cè)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?jǐn)?shù)較高，基材平均硬度高于其他空冷試樣；對(duì)于壓下率為37%和47%的水冷試樣，由于碳鋼側(cè)以貝氏體組織為主，硬度相對(duì)較高，且由于C元素由碳鋼側(cè)向不銹鋼側(cè)擴(kuò)散，故會(huì)在界面碳鋼側(cè)出現(xiàn)低硬度的脫碳鐵素體區(qū)，形成硬度谷區(qū)域，擴(kuò)散至不銹鋼側(cè)的C元素會(huì)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(fù)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(fù)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(nèi)起到強(qiáng)化作用，這是界面附近不銹鋼硬度高的主要原因。

圖6 復(fù)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(dāng)壓下率較低時(shí)，如圖3(a)所示，復(fù)合板剪切斷裂位置位于界面處，這是由于軋制復(fù)合時(shí)，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(huì)阻礙新鮮金屬擠出，兩側(cè)金屬達(dá)不到冶金結(jié)合條件，進(jìn)行剪切實(shí)驗(yàn)時(shí)，界面氧化物處應(yīng)力集中，導(dǎo)致復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度不高。隨著壓下率逐步上升(見圖3(b)和圖3(c))，復(fù)合板剪切斷裂出現(xiàn)在脫碳層，這是因?yàn)榇筌堉屏?huì)造成界面氧化物破裂，甚至呈彌散點(diǎn)狀分布，這使得復(fù)合板兩側(cè)的新鮮金屬擠出，達(dá)到冶金結(jié)合條件，故復(fù)合板界面結(jié)合強(qiáng)度較高，甚至高于脫碳層強(qiáng)度，斷裂即發(fā)生在脫碳層。

另一方面，結(jié)合表3可知，3#試樣(壓下率47%，水冷)的剪切強(qiáng)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(fù)合板的剪切斷裂位置均位于脫碳層，即界面結(jié)合強(qiáng)度均高于脫碳層強(qiáng)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(jié)合強(qiáng)度高于脫碳鐵素體區(qū)強(qiáng)度，剪切斷裂區(qū)從界面?zhèn)鬟f至脫碳層，并向基材方向擴(kuò)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(qiáng)度較低的脫碳層，且未發(fā)展至基材。此外，3#復(fù)合板軋后水冷至室溫，冷卻速度較快，C元素?cái)U(kuò)散不充分，碳鋼側(cè)為不完全脫碳層，主要為珠光體和鐵素體混合組織，強(qiáng)度相對(duì)較高；而5#復(fù)合板熱軋后空冷至室溫，冷卻速度較慢且在空氣中暴露時(shí)間長(zhǎng)，C元素充分?jǐn)U散，導(dǎo)致結(jié)合界面碳鋼側(cè)脫碳充分形成完全脫碳層，組織為鐵素體，硬度相對(duì)較低，同時(shí)由于軋制壓下率過大，不銹鋼側(cè)晶粒細(xì)化，晶界較多，這為C元素?cái)U(kuò)散提供了快速通道，C元素?cái)U(kuò)散畸變能提高，進(jìn)而又加速了C擴(kuò)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(qiáng)度較低的鐵素體區(qū)。所以，當(dāng)軋制壓下率較高時(shí)，復(fù)合板界面結(jié)合強(qiáng)度高于脫碳層強(qiáng)度，剪切斷裂發(fā)生在脫碳層，此時(shí)剪切實(shí)驗(yàn)所測(cè)強(qiáng)度為脫碳層強(qiáng)度，而非界面結(jié)合強(qiáng)度，即高壓下率反而更容易造成完全脫碳層的形成，導(dǎo)致復(fù)合板剪切強(qiáng)度降低。由此可見，合理控制軋制壓下率及調(diào)整軋后冷卻工藝，對(duì)于復(fù)合板界面組織和C擴(kuò)散的控制具有積極意義，這是提高不銹鋼/碳鋼復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度的關(guān)鍵所在。

4 結(jié)論

(1) 隨著軋制壓下率的不斷增加，304不銹鋼/Q235碳鋼復(fù)合板界面夾雜物形態(tài)逐步由塊狀向線狀、連續(xù)點(diǎn)狀以及彌散點(diǎn)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(fù)合板界面脫碳層的寬度增加。另外，與軋后空冷處理的復(fù)合板相比，水冷復(fù)合板由于冷卻速度較快，C元素?cái)U(kuò)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(fù)合板界面脫碳層組織為鐵素體，硬度值相對(duì)較低。

(3) 當(dāng)壓下率較低時(shí)，復(fù)合板界面存在的線狀和塊狀氧化物夾雜會(huì)阻礙新鮮金屬擠出并造成應(yīng)力集中，故剪切斷裂發(fā)生于界面處，界面結(jié)合強(qiáng)度相對(duì)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(jié)合，界面結(jié)合強(qiáng)度提高，當(dāng)界面強(qiáng)度高于基體強(qiáng)度時(shí)，斷裂開始于脫碳層并向基體擴(kuò)展，此時(shí)的剪切強(qiáng)度實(shí)際是脫碳層強(qiáng)度。