熱加工對430鐵素體不銹鋼“金粉”現象的影響

邵澤斌，陳海濤，郎宇平，朱心昆

（1昆明理工大學 材料科學與工程學院，昆明 650093；2鋼鐵研究總院 結構材料研究所，北京 100081）

AISI 430（1Cr17）作為鐵素體不銹鋼的代表，廣泛應用于汽車、廚房、家電、建筑、環保等各個領域，是一種資源節約型不銹鋼。很多鐵素體不銹鋼的應用場合，對表面質量都有較高的要求。在生產過程中，表面質量控制已經成為一個重要的生產指標，直接影響著鐵素體不銹鋼成品的性能和質量。

“金粉”是一種不銹鋼的表面缺陷，其宏觀表象為，在冷軋后的帶鋼表面出現點狀發亮花紋，伴隨著表面細小顆粒的脫落。用肉眼即可觀察到閃亮的粉末，因此也叫“脫粉”?！敖鸱邸钡某霈F對鐵素體不銹鋼的表面質量造成了嚴重的危害和影響。

“金粉”現象的出現與不銹鋼的晶間腐蝕有著直接的關系［1－4］。國內在生產410S不銹鋼冷軋帶時，也出現過類似的“砂金”缺陷，且無法手工研磨去除。產生這一現象的原因是不銹鋼在熱軋或熱軋后冷卻過程中受到了敏化，隨后在酸洗時產生了晶間腐蝕，冷軋后的材料表面出現“金粉”。在這種材料表面貼上膠帶，揭下時就會見到材料表面閃閃發亮，在膠帶上也黏附著細小的顆粒。特別是當熱軋后的退火溫度和速率提高時，會加快熱軋卷材的冷卻速率而更容易產生敏化。同時，晶間腐蝕容易導致的材料表面凹凸不均，會造成冷軋時鋼材表面產生迭皮，使“金粉”現象更為嚴重。

由于晶間腐蝕很難檢測，一旦發生將會對構件造成嚴重的破壞。20世紀80年代以來，電化學動電位再活化（EPR）法成為檢測晶間腐蝕的重要方法，具有快速、無損、可用于現場的特點［5］。隨著EPR技術的發展，在單環法的基礎之上國外研究者利用改進的雙環－電化學動電位再活化（DL－EPR）法更準確地檢測了奧氏體、雙相不銹鋼的晶間腐蝕敏感性［6，7］。

本工作研究了晶間腐蝕敏感性與不銹鋼表面“金粉”缺陷的關系，通過Gleeble 3800熱模擬機研究了在不同的變形溫度、冷卻速率，以及變形后的不同溫度處理的熱加工工藝對晶間腐蝕敏感性的影響；利用DLEPR法檢測430鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕敏感性。

1 實驗材料和方法

1.1 實驗材料

實驗所用材料為430鐵素體不銹鋼熱軋板卷，其主要成分見表1。

表1 430鐵素體不銹鋼的化學成分（質量分數／%）Table 1 Nominal composition of the 430ferritic stainless steel（mass fraction／%）

1.2 “金粉”現象的驗證

為了驗證冷軋帶出現的“金粉”缺陷是由于熱軋板產生的晶間腐蝕所導致的，在實驗室選用實際生產的厚度3.0～4.5mm的熱軋板進行實驗。將試樣進行950℃×10min的敏化處理。隨后將部分試樣放入沸騰的硫酸＋硫酸銅＋銅屑溶液中，對晶界進行選擇性腐蝕2～16h［8］。將原始試樣和敏化過的試樣進行5～6道次的冷軋，每道次變形量為25%～30%，軋至0.4mm以下，觀察表面狀況。

1.3 模擬熱軋和卷取的實驗

模擬熱軋的試樣從12mm厚熱軋板上采用線切割制取。試樣規格為φ8mm×11mm，兩端和側面磨至Δ7。通過Gleeble 3800熱模擬機進行模擬熱軋的實驗，熱變形工藝參數如圖1。試樣的初始加熱溫度為1170℃，變形溫度為1030℃，變形量為30%左右；隨后在不同溫度下進行2道次壓縮變形，變形量都為25%左右；最后采用不同冷卻速率進行冷卻。

圖1 模擬熱軋工藝的Gleeble實驗流程Fig.1 The hot rolling process of Gleeble simulation test

對熱軋后的試樣進行模擬卷取工藝的處理，在500～800℃不同溫度下保溫4h后水冷。

1.4 晶間腐蝕敏感性的檢測

對各組試樣進行雙環－電化學動電位再活化法（DLEPR）實驗，檢測其晶間腐蝕敏感性。不銹鋼的鈍化再活化特性與鈍化膜中的主體合金元素的含量及膜的特性有關：在鈍化狀態下，鋼的表面將形成一層完整、致密的鈍化膜，經過敏化后，因晶界貧鉻，形成的鈍化膜是不完整的；在外加電位回掃到再活化區時，不完整的鈍化膜將優先受到腐蝕，再活化電流增高。DL－EPR實驗就是利用這一性質來測定不銹鋼的敏化程度［9］。

實驗裝置和試樣制備如圖2所示［10］。試樣均用各號砂紙依次打磨至1000號砂紙，再通過金相拋光機拋光。實驗時，先在容器中注入約800mL溶液，加熱至實驗溫度后保持恒溫。在試樣放入前30min往溶液中通入純氮氣以除氧，并在測試過程中保持適量供氣。

實驗所用溶液為0.05mol／L H2SO4＋0.10mol／L Na2SO4＋1mmol／L KSCN，測試溫度為（30±2）℃。試樣在開路電位停留5min后進行掃描，所有試樣從開路電位掃描到＋800mV后回掃。正掃速率（Forward Scan）Vf為5.0mV／s；反掃速率（Reverse Scan）Vr為1.67mV／s。DL－EPR法通過測定活化電流Ia和再活化電流Ir，以其比值Ra＝Ir／Ia×100%作為判據，再活化率Ra的數值越高，晶間腐蝕敏感性也越高［11］。

2 實驗結果

2.1 “金粉”現象

圖2 DL－EPR實驗容器及試樣制備方法Fig.2 Schematic diagram of the DL－EPR polarization cell and the specimen

表2是各組試樣冷軋后的表面狀況。敏化后的試樣經過腐蝕、冷軋后不銹鋼試樣表面“金粉”現象十分明顯。鋼材表面出現了閃亮的細小粉末，用手擦或膠帶撕下均能明顯地看到。

表2 不同工藝處理后430鐵素體不銹鋼的表面狀況Table 2 The surface condition of 430ferritic stainless steel after different treatments

2.2 Gleeble模擬熱軋后DL－EPR實驗檢測結果

模擬熱軋后的 DL－EPR 實驗Ra（Ir／Ia）值對比結果如圖3（a）。Gleeble實驗結果表明，終冷速率為3℃／s緩冷時，不銹鋼的晶間腐蝕敏感性偏高，Ra值在30%左右；終冷速率為30℃／s較快冷卻時，Ra值在25%左右，晶間腐蝕敏感性仍在明顯存在；終冷為水冷時，隨著最終變形溫度的升高，Ra值出現明顯的降低，900℃時Ra值為9.12%，950℃時為6.00%，表面腐蝕很輕，晶間腐蝕敏感性較低。

2.3 模擬卷取處理實驗

圖3 DL－EPR實驗結果 （a）不同Gleeble變形工藝后的Ra值；（b）變形后經不同溫度處理后的Ra值Fig.3 Result of DL－EPR test （a）value of Raafter different Gleeble process；（b）value of Rawith different treatment temperature after deformation

圖3（b）是850℃變形后水冷試樣，經過不同溫度的模擬卷取處理后DL－EPR實驗結果。450，500，5 50℃的Ra值均為25%左右，晶間腐蝕存在；6 5 0，750，800℃的Ra值分別為2.68%，3.39%，1.70%，沒有晶間腐蝕。為了進一步驗證處理溫度對晶間腐蝕敏感性的改善作用，對Gleeble實驗晶間腐蝕敏感性最高的3℃／s的緩冷試樣組進行了650℃×4h的處理，所有試樣的Ra值從原來的30%左右降至10%以內。

3 分析和討論

3.1 “金粉”和晶間腐蝕的關系

430鐵素體不銹鋼表面“金粉”宏觀形貌如圖4（a），敏化后經過沸液腐蝕處理時間越長的試樣，即晶界腐蝕越嚴重時，“金粉”現象也越嚴重。在顯微鏡中觀察，發現試樣表面晶粒出現片層狀脫落，即為宏觀上肉眼所看到的“粉”，如圖4（b）。產生這一現象的原因就是鐵素體不銹鋼在熱軋時產生了敏化，隨后在熱軋后酸洗過程中晶界受到了腐蝕，最終冷軋時造成了晶粒脫落，產生了“粉”。而沒有敏化的試樣冷軋后沒有出現“金粉”現象。沒有進行沸液腐蝕的試樣，即使敏化后，“金粉”現象也不明顯。實驗結果表明，430鐵素體不銹鋼在熱軋時產生的敏化、在酸洗過程中造成的晶間腐蝕，最終會導致冷軋后表面“金粉”缺陷的產生。

圖4 430鐵素體不銹鋼表面“金粉”缺陷 （a）宏觀形貌；（b）SEM形貌Fig.4 The“gold dust”defects on surface of 430ferritic stainless steel （a）macrograph；（b）SEM morphology

3.2 變形溫度和冷速對晶間腐蝕敏感性的影響

從圖3（a）可以看出，當最終變形溫度在750～850℃時，不同冷卻速率的各組試樣Ra值均在25%～30%，晶間腐蝕敏感性都很高。在此溫度范圍內，碳氮化物已開始由鋼中析出，特別是在晶界處的析出，導致了不銹鋼在熱軋（變形）過程中產生了敏化。而之后的冷卻速率對敏化的改善作用不大。

隨著最終變形溫度的升高，在900，950℃時，冷卻速率對Ra值產生了不同影響。這是因為碳、氮等元素在此溫度下處于固溶態，在隨后的冷卻過程中，特別是在3℃／s和30℃／s等緩慢冷卻的條件下碳氮化物析出造成了鋼的敏化；而在水冷條件下，碳氮化物的析出時間較短，晶間腐蝕敏感性得到了一定抑制。

圖5是不同變形溫度下水冷試樣DL－EPR實驗后試樣表面形貌。在750～850℃時，鋼在變形過程中即產生了敏化，試樣表面晶界處腐蝕嚴重，經過電化學實驗腐蝕后形成腐蝕坑呈溝壑狀，出現明顯的晶間腐蝕，并且最終變形溫度越低，晶間腐蝕越嚴重。750，800℃試樣的表面形貌如圖5（a），（b）。850℃時晶界處的腐蝕坑呈不連續線段狀，但晶間腐蝕仍然存在，如圖5（c）。而在900～950℃時，較快的冷卻速率抑制了敏化，Ra值很低，晶間腐蝕不明顯。900，950℃試樣表面形貌如圖5（d），（e）。

圖5 不同最終變形溫度，水冷試樣DL－EPR實驗后試樣表面形貌（a）750℃；（b）800℃；（c）850℃；（d）900℃；（e）950℃Fig.5 Surface morphology of water－cooling specimen with different deformation temperature after DL－EPR test（a）750℃；（b）800℃；（c）850℃；（d）900℃；（e）950℃

鐵素體不銹鋼在900～950℃以上加熱時，鋼中的碳、氮固溶于鋼的基體中。由于碳、氮在鐵素體內不僅擴散速率快（在600℃，碳在鐵素體中的擴散速率約為奧氏體中的600倍），而且溶解度也低（例如在含Cr26%的鐵素體鋼中，1093℃時，碳的溶解度為0.004%，而在927℃僅為0.004%，溫度再低還要降至0.004%以下；N的溶解度在927℃以上為0.023%，而在593℃僅為0.006%）。因而，高溫加熱后，在隨后的冷卻過程中，高鉻的碳、氮化物（Cr23C6，Cr2N等）沿晶界析出并在晶界形成貧鉻區，導致晶界敏化 。

在實際的工業生產中，鐵素體不銹鋼的終軋溫度一般都控制在800～850℃左右，因此熱軋后的晶間腐蝕敏感性常常難以避免。

3.3 卷取處理對晶間腐蝕敏感性的改善作用

從圖3（b）可以看出，850℃變形后水冷試樣，在650，750，800℃的模擬卷取處理后，Ra值很低，沒有出現晶間腐蝕。在450～550℃溫度范圍內進行處理，對改善晶間腐蝕敏感性沒有明顯的作用，其中550℃溫度處理后的試樣表面如圖6（a），晶間腐蝕仍然存在。700℃時Ra值出現了反彈為19.7%，經觀察，Ra值偏高的原因是試樣表面馬氏體遭到腐蝕的結果，但晶間腐蝕不明顯，如圖6（b）。

圖6 水冷試樣經不同溫度處理后的表面形貌 （a）550℃×4h；（b）700℃×4hFig.6 Surface morphology of water－cooling specimen with different temperature treatment process （a）550℃×4h；（b）700℃×4h

根據晶間腐蝕的貧鉻理論，碳氮化物在熱軋時或熱軋后冷卻過程中析出造成了晶界處貧鉻區的產生。熱軋后的鋼在重新加熱至一定溫度范圍時，鐵素體中的鉻向晶界處擴散，使晶界附近的鉻含量重新達到平衡，貧鉻區的貧鉻化程度可降低和消失。

圖7是Gleeble實驗中晶間腐蝕敏感性最高的3℃／s緩冷試樣組進行650℃×4h處理前后的表面形貌對比?？梢钥闯?，處理前的試樣晶間腐蝕明顯，經過處理后的各組試樣晶間腐蝕敏感性都基本消失。

根據貧鉻理論，基體中Cr的擴散是造成晶間腐蝕的關鍵因素。

式（1）是Cr在α－Fe中的擴散速率：

式中：擴散系數D的單位為cm2／s；R為理想氣體常數；T是絕對溫度；擴散激活能的單位為J／mol。

通過計算后得出，Cr在850℃時擴散系數D＝1.80×10－11cm2／s；800℃時擴散系數 D＝5.14×10－12cm2／s；通過擬合曲線后得出，600℃時擴散系數D＝8.16×10－14cm2／s。可以看出，隨著溫度的下降，Cr在鐵素體中的擴散系數開始急劇降低。

這說明，鐵素體不銹鋼在650～800℃進行處理時，鐵素體中的Cr仍有足夠的速率向晶界擴散，并使貧鉻區的鉻貧化程度降低和消失。而在650℃以下溫度范圍時，鋼中Cr的擴散速率急劇下降，短期內無法使貧鉻區消失，因而經過處理后晶間腐蝕敏感性仍然存在。因此，鐵素體不銹鋼在650～800℃處理可降低、消除鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕傾向。

4 結論

（1）430鐵素體不銹鋼在熱軋時產生敏化，在酸洗過程中造成的晶間腐蝕，最終會導致冷軋后表面“金粉”缺陷的產生。

（2）Gleeble實驗表明，最終變形溫度在750～850℃時，430鐵素體不銹鋼在變形過程中產生敏化，最終冷卻速率對改善敏感性沒有太大作用；900～950℃時，鋼在緩冷過程中發生敏化，只有在冷卻速率足夠快的情況下才能避免晶間腐蝕的產生。

（3）模擬卷取實驗表明，經過650～800℃的處理能夠進一步避免和消除430鐵素體不銹鋼的晶間腐蝕敏感性。

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