電渣熔焊制備不銹鋼/碳鋼復合板的組織與性能研究

李嘉維,李光強,曹玉龍,馬崇圣

(1.武漢科技大學高性能鋼鐵材料及其應用省部共建協同創新中心,湖北 武漢,430081;2.武漢科技大學省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室,湖北 武漢,430081)

不銹鋼復合板兼具不銹鋼的耐蝕性及低碳鋼的強韌性,在城市管廊、石油化工、船舶等領域得到廣泛應用[1-3]。目前,熱軋法由于制備工藝簡單、易于連續性生產,已成為不銹鋼復合板的主要制備方法[4]。但由于受軋制環境的影響,利用熱軋法制得的復合板坯界面處會形成一些氧化物夾雜,導致其界面結合性能下降[5]。為此,有研究者通過外加高頻感應電流[6-7]、真空軋制[8]、優化工藝參數(如提高壓下率[9]、提高軋制溫度[10])以及改變結合板面的粗糙度[11]等方式,來減少界面氧化物偏聚,從而增強界面結合強度。但這些方法和措施僅能減少氧化物夾雜的數量,而不能從根本上解決這一問題。電渣熔焊工藝則可以對所熔煉金屬進行精煉提純,有效改善了凝固組織,已廣泛應用于雙金屬復合領域[12]。在電渣熔焊復合過程中,高溫液態渣池可熔蝕基材表面氧化層,并始終覆蓋在雙金屬復合區的上方,有效防止其二次氧化,對于消除界面氧化現象效果顯著;另外,液-固結合方式還能促進雙金屬間的元素過渡和結合[13]。

在不銹鋼/碳鋼復合過程中,由于受元素擴散的影響,碳鋼側會形成一層鐵素體脫碳層,導致其力學性能下降,易成為復合板薄弱區[14];不銹鋼側則會形成滲碳層,并在隨后的降溫過程中于晶界處析出富Cr碳化物,使晶粒內部出現貧Cr區,造成晶間腐蝕,降低不銹鋼的耐蝕性[15-16]。由此可見,有必要對復合板進行適當的熱處理,以改善界面組織和性能。然而,目前的研究多聚焦于軋制復合法或爆炸+軋制復合法(固-固結合)所制備的復合板上[17-19],對于本研究所提出的電渣熔焊復合法(液-固結合)的熱處理工藝研究還未見報道。值得注意的是,不同工藝復合過程中,雙金屬界面處元素過渡、組織演變等均有差異。基于此,本文以利用電渣熔焊法制備的不銹鋼/碳鋼復合坯為研究對象,通過后續高溫軋制及固溶、淬火、回火熱處理,對所制復合板界面組織、元素過渡、耐蝕性及剪切性能等進行分析,以期為不銹鋼/碳鋼復合板制備新工藝的開發提供參考。

1 試驗材料及方法

304不銹鋼/Q235碳鋼(以下簡稱為304-SS/Q235-CS)復合坯的制備在如圖1(a)所示自制的電渣熔焊復合裝置中進行,所用材料成分及固、液相線溫度如表1所示。復合板制備步驟為:首先,采用高電壓、小電流(55 V、280 A)條件引弧化渣,隨后在低電壓、大電流(25 V、480 A)條件下進一步提高渣溫,高溫渣池使得覆層用304不銹鋼自耗電極熔化并對穿過渣池的熔滴進行精煉,隨后熔滴沉積于底部水冷銅壁上,并與已被渣池充分預熱的Q235基板表面相互作用,形成冶金結合。在底部、側部水冷銅壁的強制冷卻下,覆層熔池及其結合區快速凝固。隨著自耗電極不斷熔化,渣池逐漸上移,雙金屬復合層高度逐漸增加,達到預設高度后進行適當補縮,隨后斷電、抬升電極并繼續水冷,冷至室溫后取出不銹鋼/碳鋼復合鑄坯,切割后于1200 ℃下保溫30 min,隨后進行軋制(過程見圖1(d)),三道次的壓下率分別為27%、27%、33%,總壓下率約為60%,將厚度為30 mm((15±0.5) mm SS+(15±0.5) mm CS)的復合鑄坯軋至12 mm((7±0.5) mm SS+(5±0.5) mm CS)。待冷卻后,將復合板經600 ℃保溫30 min后空冷至室溫。為防止試樣氧化,在試樣表面均勻涂上抗氧化涂料,隨后進行熱處理,具體熱處理步驟為:3組樣品分別于1050、990、930 ℃下保溫40 min后直接進行水淬處理,水溫約20 ℃,隨后于530 ℃下保溫30 min進行回火處理,空冷至室溫,并將各樣品依次編號為:S1-Rolled、S2-930、S3-990、S4-1050。

表1 不銹鋼和碳鋼化學成分及固、液相線溫度

試樣經打磨、拋光后,用10%鉻酸水溶液在3～5 V、0.3～0.5 A條件下電解30 s來腐蝕304不銹鋼側組織,后經4%硝酸酒精溶液腐蝕10～20 s,腐蝕碳鋼側組織。隨后利用Nova 400 Nano型掃描電鏡(SEM)及 EPMA 8050G型電子探針對不銹鋼/碳鋼復合板的組織及元素過渡情況進行表征。試樣(不銹鋼側)的電化學性能測試在PARSTAT 2273型電化學工作站上進行,實驗采用三電極體系,參比電極為飽和Ag/AgCl電極,對電極為Pt電極,工作電極為試樣不銹鋼側,實驗溶液為3.5%NaCl溶液,掃描速率為10 mV/s,掃描范圍為-1～1 V,得到各試樣的極化曲線。采用HV-1000B型顯微硬度計測定試樣界面附近(見圖2(a))的維氏硬度,載荷為0.49 N,保荷時間為10 s。參考GB/T 6396—2008,采用UTM5305型萬能力學性能測試機測定試樣的剪切強度,應變速率為10-3s,剪切試樣沿復合板軋制方向截取,試樣及模具尺寸見圖2(b)。

2 結果與討論

2.1 復合板的顯微組織

圖3為不同狀態下304-SS/Q235-CS復合板試樣顯微組織,從左到右依次為304-SS、界面區域及Q235-CS。由圖3可見,軋態和熱處理試樣組織形貌有較大差異。軋態試樣不銹鋼側晶間腐蝕明顯,奧氏體(γ)晶粒內部出現少量腐蝕孔及未轉變完全的鐵素體(F),隨著向界面區逐漸靠近,晶粒腐蝕情況及組織類型無明顯變化,均為奧氏體和部分鐵素體,而碳鋼側靠近界面處有約320 μm厚的鐵素體脫碳層,碳鋼側基體為大量鐵素體和珠光體(P),并伴有少量貝氏體(B)。

熱處理后試樣的不銹鋼側均未腐蝕出晶界,呈臺階狀及孿晶等典型的奧氏體組織形貌,相比于軋態試樣,其中出現了等效直徑為1～6 μm的富Cr顆粒狀組織(w(Cr)約27%),推斷其為球化鐵素體。隨著固溶溫度的升高,不銹鋼側近界面區晶間腐蝕現象得到改善,而對于碳鋼側近界面區,其組織已由軋態的鐵素體轉變為熱處理后的回火索氏體及少量鐵素體,碳鋼側基體主要為回火索氏體及貝氏體,S4-1050試樣中還觀察到少量魏氏體組織。

在不銹鋼側,根據貧Cr理論,Cr、C傾向于在晶界處偏聚形成M23C6型碳化物,晶內也可能存在少量富Cr金屬間化合物,從而導致晶界及晶內出現貧Cr區,引發如圖3(a)所示的晶間腐蝕現象[20]。隨著固溶溫度逐漸升高,Cr、C充分擴散、固溶,貧Cr現象逐漸減弱,熱處理后不銹鋼側晶間腐蝕現象減輕,晶內點蝕坑數量顯著減少。此外,熱處理還使軋態試樣不銹鋼側的針狀鐵素體部分球化,降低奧氏體/鐵素體界面應力,改善了奧氏體基體的連續性和力學性能[21]。同時,熱處理也緩解了復合板碳鋼側的分層現象,由軋態時鐵素體脫碳區、鐵素體+珠光體+貝氏體的雙層結構變為回火索氏體+貝氏體的單層結構,組織更為均勻,而回火索氏體的形成也有利于增強碳鋼基體的強韌性。但當固溶溫度為1050 ℃時,碳鋼側近界面區形成了一定量的鐵素體,甚至出現魏氏組織等過熱缺陷。

2.2 復合板界面處元素擴散行為

圖4不同狀態下304-SS/Q235-CS試樣界面區域元素的EDS線掃描分析。由圖4(a)可見,軋態試樣中,Cr、C等元素在界面處存在一定程度的偏聚,受C遷移擴散的影響,靠近界面處的不銹鋼側和碳鋼側分別形成了滲碳層及脫碳層,降低了界面耐蝕性和力學性能。利用Cr過渡距離來表征各試樣界面處元素的遷移情況,其中Cr含量上限選取為304-SS基體中Cr含量最低值的平均值(除去變化較大的點),下限選取為Q235-CS基體中Cr含量平均值,得到S1-Rolled、S2-930、S3-990、S4-1050試樣中Cr過渡距離依次為78.1、41.2、47.4、71.0 μm。Cr元素過渡特征可能受以下兩方面影響:①取樣位置或Cr過渡距離判定無法完全統一;②Cr擴散受C阻礙,且這種阻礙作用隨C含量升高而變大[22]。

另外,S1-Rolled試樣界面處Cr含量呈臺階式分布,在此臺階右端Cr含量出現一段斷崖式下降,說明在該位置Cr并未向碳鋼側明顯擴散,界面處出現Cr的三層分布特征可能是由于在電渣熔焊制備復合板過程中雙金屬界面的熔合結合所造成的,即不銹鋼鋼液與碳鋼基體熔融表面相互滲透[23-24],導致Cr濃度被稀釋,形成類似于過渡層的結構。熱處理后,界面處富集的C一部分向不銹鋼基體擴散,其余部分則繼續在界面處與Cr結合,阻礙Cr的擴散。隨著C的遷移,之前位于Cr分布臺階處的Cr的遷移阻礙作用逐漸減弱,有利于其向碳鋼基體平緩遷移。經測定,當固溶溫度分別為930、990、1050 ℃時,對應Cr含量變化曲線的斜率分別為-781、-503、-403,表明Cr擴散程度呈逐漸降低趨勢。

2.3 復合板不銹鋼基體的極化曲線

圖5為不同狀態下304-SS/Q235-CS試樣不銹鋼基體在3.5%NaCl溶液中的極化曲線,對極化曲線進行處理,得到各試樣的自腐蝕電壓Ecorr、自腐蝕電流密度icorr、點蝕電位Eb列于表2中。由表2可見,S1-Rolled試樣的自腐蝕電流密度最小,表明其具有最佳的耐蝕性,這是由于熱處理過程中高溫促進了碳鋼中C向不銹鋼測擴散,使不銹鋼側中C含量升高,隨著更多C與Cr在不銹鋼晶界上結合,不銹鋼側中形成了更多的貧Cr區,導致其耐蝕性降低[25]。在熱處理樣品中,S2-1050自腐蝕電流密度最小,其耐蝕性相比于其他兩組試樣有明顯提高,這可能是由于在1050℃下固溶的試樣中,不銹鋼側晶界處析出的碳化物充分固溶,進入奧氏體晶粒,減少了貧Cr區范圍,在一定程度上減弱了C擴散對其耐蝕性的不利影響。

圖5 304-SS/Q235-CS試樣不銹鋼基體的動電位極化曲線

2.4 復合板的硬度與剪切強度

圖6為不同狀態下304-SS/Q235-CS復合板試樣界面處的維氏顯微硬度,其中橫坐標“0”處代表雙金屬界面。由圖6可知,碳鋼側硬度整體要小于不銹鋼側硬度。相比于S1-Rolled試樣碳鋼側,S3-990和S4-1050試樣中鐵素體形貌發生變化,出現了大量回火索氏體,導致其硬度有所提升。在不銹鋼側,相比于軋態試樣,隨著固溶溫度的升高,熱處理試樣硬度呈上升趨勢,這主要是由C的擴散所致。S1-Rolled試樣界面處有大量C偏聚,而不銹鋼側滲碳層中C含量較熱處理試樣更低,因此軋態試樣界面硬度較高,顯微硬度可達384HV,而近界面不銹鋼側硬度較低,平均值為203HV。S2-930試樣界面處的C偏聚向不銹鋼側轉移,使得界面處硬度相對較低,為313HV,不銹鋼側近界面區平均硬度為200HV,較軋態試樣無明顯變化,距界面70 μm處出現的硬度峰值(275HV)可能與測定點在碳化物上有關,如圖6(b)所示。與S2-930試樣類似,S3-990和S4-1050試樣中C在不銹鋼側的擴散較為充分,使得不銹鋼基體中C含量有所提升,從而增加了不銹鋼側近界面區的硬度,其硬度平均值依次為227HV、225HV。至于界面處的硬度變化,S3-990試樣由于C偏移擴散后并未及時補充,使得其硬度與S2-930試樣相差不大,為333HV;而S4-1050試樣由于C重新偏聚,其界面硬度較高,可達395HV。

(a)S1-Rolled (b)S2-930

圖7為不同狀態下304-SS/Q235-CS試樣的界面剪切強度。可以看出,所有試樣的界面剪切強度均超過320 MPa,滿足GB/T 8165—2008對不銹鋼復合板剪切性能的標準要求。其中,S1-Rolled試樣的界面剪切強度最低,為323 MPa。對于熱處理試樣,其剪切強度隨固溶溫度的升高先增大后減小,其中S3-990試樣剪切強度最高,達到了439 MPa。S1-Rolled試樣剪切性能相對較差的原因可能在于碳鋼側近界面區為鐵素體脫碳區,且界面處晶界上處偏聚了大量碳化物,使得該試樣在受力時易形成裂紋并擴展;而熱處理試樣的碳鋼側組織得到改善,界面上C偏聚減少,碳化物充分固溶到晶粒內部,從而提升了其剪切強度。

圖7 304-SS/Q235-CS試樣的界面剪切強度

3 結論

(1)304不銹鋼/Q235碳鋼復合坯經軋制后,其不銹鋼側及界面區的組織主要為奧氏體,還伴有少量針狀鐵素體,易形成晶內點蝕坑和發生晶間腐蝕現象;碳鋼基體則主要由珠光體、鐵素體及少量貝氏體組成。經過高溫固溶、淬火、回火處理后,不銹鋼側的晶內點蝕坑減少,晶間腐蝕現象減弱,碳鋼側有回火索氏體生成,整體復合板組織結構得以改善。

(2)軋態試樣界面處存在明顯的Cr、C偏聚現象,高溫固溶+淬火+回火處理促進了Cr、C擴散,從而減少了它們在界面處的偏聚現象,也增加了碳鋼側向不銹鋼側的滲碳,使得熱處理試樣較軋態試樣的不銹鋼側耐蝕性有所降低,其中在固溶溫度1050 ℃下處理后試樣的不銹鋼側具有最小的自腐蝕電流密度,其耐蝕性最佳。

(3)無論是軋態還是熱處理態304不銹鋼/Q235碳鋼復合板,其界面剪切性能均高于國標要求的320 MPa,說明雙金屬結合情況良好,特別是經990 ℃固溶、淬火、回火熱處理后,所得復合板的剪切強度最高,達到439 MPa。