均勻化退火處理對因瓦合金鑄錠組織及性能的影響

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(1. 河鋼集團鋼研總院， 河北 石家莊 052165； 2. 河北工業大學 材料科學與工程學院， 天津 300130)

因瓦合金是一種鎳含量為36%的鐵鎳二元合金，具有單一奧氏體顯微組織特征，因在居里溫度點以下展示出極低的熱膨脹系數，長久以來，一直是儀器儀表、微波通訊、石油運輸容器等尖端工業領域不可或缺的關鍵材料。近年來，因瓦合金在航空復合材料成型模具、倍容量輸電導線加強芯和LNG船儲罐材料等新興工業領域扮演著無可替代的重要角色，應用潛力越來越大[1-3]。作為高Ni含量的單一奧氏體組織材料，因瓦合金凝固過程容易形成粗大的凝固組織，伴隨組織偏析[4]，從而惡化其高溫熱塑性，造成后續鍛造或軋制過程出現嚴重的熱加工裂紋[5]。為解決該問題，科研人員通過添加稀土元素、Zr、B、Ti等細晶化元素阻止因瓦合金鑄錠中奧氏體晶粒長大[6-8]，或通過控制變形過程的再結晶方式改善因瓦合金的熱塑性[9]。然而，上述方法只能在一定程度內緩解因瓦合金熱加工裂紋的形成，均難以有效阻止裂紋的發生[10-14]。均勻化退火處理是降低鑄錠組織偏析的常用方法，通過對鑄錠進行高溫退火處理，可有效改善組織偏析[15-18]，促進晶界低熔點相的回溶[18-24]。本文通過對因瓦合金鑄錠均勻化退火前后的組織、高溫性能及沖擊性能的對比分析，探討了均勻化退火處理對鑄錠組織的改善作用。

圖1 鑄態(a～c)及退火態(d～f)因瓦合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of the as-cast(a-c) and as-annealed(d-f) Invar alloy

1 試驗材料與方法

本試驗所述的因瓦合金，選用工業純鐵和電解鎳板為主要原料，并添加適量的鈦鐵、鉬鐵、鉻鐵、釩鐵，經500 kg 真空感應爐冶煉，澆鑄成尺寸為φ300 mm×600 mm的鑄錠，鑄錠的化學成分見表1。

在鑄錠中心部位截取兩片φ300 mm×20 mm的圓柱薄片，并將其中一片在1100 ℃進行均勻化退火20 h，空冷。使用成分為氯化高鐵100 g、過硫酸銨60 g、硝酸120 mL、鹽酸400 mL、水100 mL的混合溶液對鑄態及退火態因瓦合金進行腐蝕，觀察其低倍組織；使用成分為硫酸銅5 g、鹽酸25 mL、水15 mL的混合溶液對鑄態及退火態因瓦合金進行腐蝕，并在Zeiss Alm光學顯微鏡下觀察其微觀組織。另外，分別取兩種狀態下的高溫拉伸試樣，在Gleeble 3800熱模擬試驗機上進行高溫熱塑性試驗，取V型缺口沖擊試樣在PIT452G-4型擺錘沖擊試驗機上進行室溫沖擊試驗，并使用Hitachi S-4800場發射掃描電鏡觀察高溫熱塑性試樣及室溫沖擊試樣的斷口形貌，使用Zeiss Alm光學顯微鏡觀察高溫熱塑性斷口剖面組織。

表1 試驗因瓦合金的化學成分(質量分數，%)

2 試驗結果與分析

2.1 組織的轉變

鑄態及退火態的低倍顯微組織如圖1所示。由圖1(a)可見，鑄態下鑄錠邊緣分布有長5 mm左右的沿徑向分布的柱狀晶區；與其相鄰區域柱狀晶的生長方向則與軸向成一定角度斜向上生長，為徑-軸向柱狀晶區。兩個方向柱狀晶區交界處的顯微組織如圖1(b)所示，兩者均為粗大的樹枝晶組織，枝晶間以及晶界處存在著嚴重的成分偏析；對晶界附近組織的進一步觀察表明，晶界處析出長約60 μm的低熔點析出相，同時在晶界處析出相內以及晶內分布有5 μm左右的菱形析出相顆粒，為TiN，見圖1(c)。

與鑄態組織不同，經過退火處理后因瓦合金的低倍顯微組織柱狀晶特征大部分已消失，晶粒明顯長大且呈不規則形態，見圖1(d)。與此同時，樹枝晶發生了消退，枝晶合并為不規則的晶粒，見圖1(e)。進一步觀察可看到晶內偏析已經消失，但晶界處殘留有部分粒狀析出相，見圖1(f)。

2.2 高溫熱塑性

分別對鑄態及退火態因瓦合金進行高溫拉伸試驗，具體工藝如圖2所示，拉伸速率為1 s-1。分別在800、900、950、1000、1050、1100和1150 ℃進行拉伸，高溫熱塑性的斷面收縮率與變形溫度的關系見圖3。鑄態及退火態的因瓦合金隨著變形溫度升高，斷面收縮率總體呈增大的趨勢。在鑄態中，斷面收縮率在1050 ℃以上時大于60%，可進行熱加工的窗口很窄[11]；退火處理后，1000 ℃以上均保持60%以上的斷面收縮率，熱加工窗口增大了50 ℃。同時注意到，兩者的斷面收縮率在隨變形溫度升高而升高的過程中均有一個低谷值，其中鑄態組織在1000 ℃，退火態為950 ℃，兩者的斷面收縮率在此溫度下均有一個突然的下降，其中鑄態下降了13%，退火態下降了8.6%。

圖4 鑄態因瓦合金高溫拉伸試樣的斷口形貌Fig.4 Fracture morphologies of high temperature tensile specimens of the as-cast Invar alloy

圖2 高溫拉伸試驗工藝曲線Fig.2 High temperature tensile test process curve

圖3 鑄態及退火態因瓦合金的斷面收縮率隨變形溫度的變化Fig.3 Variation of reduction of area of the as-cast and as-annealed Invar alloy with deformation temperature

圖5 退火態因瓦合金高溫拉伸試樣的斷口形貌Fig.5 Fracture morphologies of high temperature tensile specimens of the as-annealed Invar alloy

圖4、圖5為鑄態及退火態因瓦合金高溫熱塑性試樣的斷口形貌，可以看出，從低溫到高溫，兩種狀態下試樣斷口的頸縮逐漸明顯，斷面收縮率呈增大趨勢。從圖3可知，兩種狀態下的因瓦合金試樣在800～1000 ℃時熱塑性較差，在1100～1150 ℃溫度范圍內合金熱塑性良好，分別取800 ℃和1150 ℃下的斷口觀察其顯微形貌。鑄態試樣在800 ℃表現出明顯的沿晶脆性斷裂特征，其顯微形貌為沿晶斷裂，說明此溫度下鑄態因瓦合金的塑性較差，在1150 ℃下拉伸斷口為韌性斷裂，顯微形貌主要由韌窩組成，并伴隨有微孔洞，這些微孔洞是由基體組織中的第二相顆粒等缺陷在高溫拉伸變形中發生應力集中而引起的。退火態試樣在800 ℃時斷口形貌為解理斷裂特征，屬于脆性斷裂與韌性斷裂的過渡狀態，在1150 ℃表現為韌性斷裂，拉伸斷口主要由韌窩組成，與鑄態下1150 ℃拉伸斷口相比，微孔尺寸明顯變小。通過以上斷口形貌可以推斷出，隨著變形溫度的升高，試樣在高溫下的斷裂形式從脆性斷裂逐漸向韌性斷裂轉變。

合金熱塑性的變化與拉伸斷口附近的組織形貌有著重要關系，為探討熱處理狀態對因瓦合金熱塑性的影響，分別觀察鑄態以及退火態在800、1000、1150 ℃下的斷口剖面的組織形貌，見圖6。圖6(a，d)為800 ℃下兩種狀態下的斷口剖面組織形貌，可以看到鑄態下的殘留枝晶組織、退火后長大的晶粒，以及兩者都存在的沿晶界裂紋。這是由于在高溫下晶界的強度較低，在應力的作用下，奧氏體晶界出現滑移，加上晶界處析出相的存在，導致微孔沿晶界形成，隨著應變的進一步進行，這些微孔洞長大、聚集形成裂紋。圖6(b)為1000 ℃下鑄態斷口形貌，組織中枝晶組織已完全消失，晶粒粗大，同時伴有沿晶裂紋，說明此溫度下的塑性仍較差；在退火態下，晶界裂紋消失，柱狀晶沿拉伸方向發生了明顯的塑性變形，同時斷口尖端組織發生明顯動態再結晶，說明退火態塑性得到明顯改善。退火后塑性的改善，使試樣在頸縮區域的變形量變大，當達到動態再結晶的臨界變形量時，促使動態再結晶的發生。而再結晶的發生，使晶界在高溫高應變下獲得足夠的驅動力而發生遷移，反向提高了其塑性。但再結晶晶粒細小且范圍較小，說明此溫度下組織剛發生再結晶，見圖6(e)，圖6(c，f)為1150 ℃下鑄態及退火態斷口形貌，可以見到兩者斷口處均發生了明顯的頸縮，塑性顯著提升；斷口尖端組織發生明顯動態再結晶，同時再結晶范圍為整個頸縮區域，晶粒為等軸晶形狀，顯著提高合金的熱塑性；鑄態下再結晶晶粒為細小的等軸晶，1150 ℃退火態下再結晶晶粒相較于1000 ℃下發生了長大。

圖6 鑄態(a～c)以及退火態(d～f)試樣的拉伸斷口剖面組織Fig.6 Section structures of tensile fracture of the as-cast(a-c) and as-annealed(d-f) Invar alloy(a,d) 800 ℃; (b,e) 1000 ℃; (c,f) 1150 ℃

圖7 因瓦合金高溫拉伸試樣斷口附近的顯微組織(a)鑄態，950 ℃；(b)鑄態，1000 ℃；(c)鑄態，1050 ℃；(d)退火態，900 ℃；(e)退火態，950 ℃；(f)退火態，1000 ℃Fig.7 Microstructure near the fracture of high temperature tensile specimens of the Invar alloy(a) as-cast, 950 ℃; (b) as-cast, 1000 ℃; (c) as-cast, 1050 ℃; (d) as-annealed, 900 ℃; (e) as-annealed, 950 ℃; (f) as-annealed, 1000 ℃

為研究鑄態及退火態因瓦合金分別在1000 ℃和950 ℃下斷面收縮率的突降，分別在鑄態950、1000、1050 ℃，及退火態900、950、1000 ℃斷口附近取樣觀察顯微組織。圖7(a～c)為鑄態組織，與圖1(c)原始鑄態組織進行對比可以看到，鑄錠樹枝晶基本消失，晶內偏析有明顯改善，說明鑄錠在1180 ℃保溫5 min 后組織發生了部分均勻化退火。圖7(a)為鑄態950 ℃高溫拉伸試樣的顯微組織，析出相在晶內彌散分布，部分析出相呈區域性聚集(如方框區域內所示)，說明枝晶消退并不完全；圖7(b)為鑄態1000 ℃高溫拉伸試樣的顯微組織，晶界處分布有塊狀及鏈狀的碳化物，尺寸可達到20 μm。圖7(c)為鑄態1050 ℃高溫拉伸試樣的顯微組織，與鑄態950 ℃組織相似，部分析出相呈區域性聚集。由此可以得出，鑄態組織在高溫熱塑性試驗的加熱保溫作用下，樹枝晶發生消退、晶內偏析得以改善，但由于保溫時間較短，消退并不完整，使晶內殘留有部分成片聚集的鏈狀析出相、晶界處偏析也未完全擴散均勻；在1000 ℃拉伸溫度下，由于晶界區域溶質原子濃度較高，加上晶界較晶內更易形核，因此更易在晶界處生成大量的大尺寸二次碳化物。

圖7(d～f)是退火態顯微組織。圖7(d)為退火態900 ℃下高溫拉伸斷口附近顯微組織，可以看到，晶內細小析出相均勻分布，同時分布有少量2 μm左右的析出相；圖7(e)為退火態950 ℃下高溫拉伸斷口附近顯微組織，可以看到晶界處分布的不規則析出相，但與鑄態下1000 ℃顯微組織相比，晶界處析出相尺寸明顯降低；圖7(f)為退火態1000 ℃下高溫拉伸斷口附近顯微組織，可以看到晶內細小析出相均勻分布，晶界處分布有少量碳化物，尺寸小于10 μm，且未發現大量聚集現象。由于均勻化退火的作用，試樣在進行高溫熱塑性試驗之前組織成分已均勻，因此晶界附近溶質原子的富集度較低，只有在更大的過冷度(冷卻至950 ℃)下才 會形核析出。

因此可以得出，在鑄態1000 ℃以及退火態950 ℃下在晶界處易形成二次碳化物，這些晶間脆性相會削弱晶界的結合力，阻止晶界移動，惡化合金的熱塑性，導致合金的斷面收縮率降低[25]。

2.3 沖擊性能

退火處理前后，試樣的室溫沖擊吸收能量分別為23.7 J和159 J，沖擊性能大幅度提升。

對熱處理前后沖擊斷口形貌進行觀察，見圖8。其中圖8(a～c)為鑄態試樣，圖8(d～f)為退火態試樣。從圖8(a)的鑄態沖擊斷口宏觀形貌可以看到，鑄態斷口呈脆性斷裂特征，未發生明顯的塑性變形，且斷口出現分層的特征。這是由于組織中柱狀晶之間結合力較差，在沖擊斷裂時裂紋沿柱狀晶晶界擴展而引起的。圖8(b)為斷口100倍下的SEM形貌，可以看到組織中出現了二次裂紋以及孔洞等缺陷。其中裂紋可達1 mm，孔洞的尺寸也在50～100 μm之間。圖8(c)為1000倍下的SEM形貌，可以看到斷口的微觀形貌為淺的撕裂韌窩，并伴有部分河流花樣，同時韌窩間存在著微孔，屬于準解離+韌窩混合型斷裂方式。

圖8 鑄態(a～c)及退火態(d～f)因瓦合金的沖擊斷口宏觀及顯微形貌Fig.8 Macroscopic and microscopic morphologies of impact fractures of the as-cast(a-c) and as-annealed(d-f) Invar alloy

由圖8(d)可看到，斷口發生了明顯的塑性變形，屬于韌性斷裂斷口。未看到明顯的剪切唇以及放射區，斷口形貌以纖維組織為主。從圖8(e)可以看到，顯微形貌為較大的撕裂韌窩，同時伴隨有少量微孔。圖8(f)為1000倍下的SEM形貌，可以看到組織為大小不一且深度較淺的拋物線型韌窩，屬于撕裂型韌窩。與鑄態下的顯微組織相對比，退火態韌窩變大變深，且無準解離斷裂特征，說明均勻化退火后，試樣韌性得到改善，沖擊斷裂方式由脆性斷裂轉變為韌性斷裂。

3 結論

1) 均勻化退火處理后，因瓦合金鑄態組織內的柱狀晶區消失，晶粒長大，枝晶發生消退，組織偏析現象得到改善，室溫沖擊性能提升了約7倍，斷裂方式由脆性斷裂轉變為韌性斷裂。

2) 均勻化退火處理后，因瓦合金的高溫熱塑性得到大幅提高，熱加工性能提升，高溫脆性區間降低，熱加工的溫度窗口變大，這將大幅提高因瓦合金的熱加工效率和成材率。