黃 磊，孫艷君，吳 昊

(1.綏化學院藝術設計學院，綏化 152061；2.東北林業(yè)大學材料科學與工程學院，哈爾濱 150006； 3.清華大學計算機科學與技術系，北京 100084)

0 引 言

不銹鋼由于具有采光好、外形美觀、經(jīng)久耐用、再利用率高、無環(huán)境污染等優(yōu)點而廣泛應用于建筑裝潢中，如不銹鋼門窗、櫥柜、雕塑、鍋爐、浴缸等。與鑄鐵、鑄鋁、鍛銅相比，不銹鋼具有更好的耐空氣、蒸汽、水等弱腐蝕介質和酸、堿、鹽等化學侵蝕性介質腐蝕的特性[1]。目前在建筑裝潢中應用較多的為不含鎳且價格低廉的10Cr17不銹鋼。10Cr17不銹鋼是一種鐵素體不銹鋼，其含碳量高，在加工成形和隨后的熱處理過程中容易在低溫區(qū)間(即880 ℃及以下溫度區(qū)間，根據(jù)JMatProV7.0熱力學軟件計算結果，此區(qū)間為單相區(qū))形成M23C6型碳化物[2-3]，并在高溫區(qū)間(兩相區(qū))形成鐵素體+馬氏體組織而影響其塑性和耐腐蝕性能[4-5]。鐵素體不銹鋼的熱處理方式通常為罩式爐低溫(825850 ℃)退火；該工藝不僅存在加熱時間長、效率低和生產(chǎn)成本高等問題，還會導致鐵素體不銹鋼在低溫區(qū)間形成M23C6型碳化物而降低塑性，并在腐蝕環(huán)境中產(chǎn)生點蝕缺陷[6-9]。作者對10Cr17不銹鋼分別進行低溫(840，880 ℃)和高溫(950～1 100 ℃)退火處理，研究了退火溫度和冷卻方式(空冷和水冷)對10Cr17不銹鋼顯微組織、力學性能和耐腐蝕性能的影響，為10Cr17不銹鋼的退火工藝制定提供試驗參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為廣西柳州鋼鐵集團有限公司生產(chǎn)的熱軋10Cr17不銹鋼板，厚度為3 mm。采用電感耦合等離子發(fā)射光譜法測定其化學成分，結果見表1。

表1 10Cr17不銹鋼板的化學成分(質量分數(shù))Table 1 Chemical composition of 10Cr17 stainless steel plate (mass) %

采用線切割方法在10Cr17不銹鋼板上截取尺寸為88 mm×40 mm×3 mm的試樣，除油清洗后吹干。在卡博萊特ELF11/6型熱處理爐中對試樣分別進行低溫單相區(qū)和高溫兩相區(qū)退火處理，低溫退火溫度為840，880 ℃，高溫退火溫度為950，1 000，1 050，1 100 ℃，保溫時間均為30 min，冷卻方式分別為水冷(WQ)和空冷(AQ)。

采用線切割方法在退火態(tài)試樣上取樣，磨拋后采用由5 g氯化鐵+50 mL鹽酸(工業(yè)純)+20 mL水組成的混合溶液腐蝕，在Leica DM6M型光學顯微鏡和TASCAN Mira3型掃描電鏡(SEM)上觀察縱截面顯微組織，并采用光學顯微鏡附帶的Image-Pro Plus 6.0軟件統(tǒng)計第二相的面積分數(shù)，利用掃描電鏡附帶的能譜儀(EDS)測試微區(qū)成分。采用DNS200型拉伸試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸試樣尺寸見圖1，拉伸速度為0.5 mm·min-1，做3組平行試驗取平均值。采用HVS-1000型數(shù)顯維氏硬度計測試顯微硬度，載荷為0.98 N，保載時間10 s，測試5個點取平均值。在退火態(tài)試樣上截取尺寸為10 mm×10 mm×3 mm的試樣，經(jīng)磨拋、清洗、吹干，稱取質量后，在質量分數(shù)為6%的FeCl3溶液中進行化學浸泡腐蝕試驗，腐蝕介質溫度為45 ℃，浸泡時間為3 d。浸泡腐蝕結束后，將試樣置于由體積分數(shù)50%鹽酸和3.5 g·L-1六次甲基四胺組成的混合溶液中浸泡15 min以去除表面腐蝕產(chǎn)物，再經(jīng)清水沖洗、吹干后稱取質量，計算腐蝕速率v，計算公式為

圖1 拉伸試樣尺寸Fig.1 Size of tensile specimen

(1)

式中:m0和mt分別為腐蝕前后的質量,g;S為試樣面積，mm2;t為浸泡時間，min。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可以看出：低溫(840，880 ℃)退火后試樣組織中均可見沿軋制方向分布的鐵素體晶粒和分布于鐵素體晶界處的斷續(xù)白亮顆粒，白亮顆粒的尺寸約為1 μm，局部還可見細小的再結晶組織；在相同退火溫度下，水冷后得到的鐵素體晶粒尺寸更小，這是因為水冷方式下的冷卻速率較快，鐵素體晶粒長大的時間較短[10]。能譜分析結果表明，鐵素體晶界處的白亮顆粒含有64%(原子分數(shù)，下同)鐵、18.7%鉻和17.3%碳。鐵和鉻原子數(shù)之和與碳的原子數(shù)之比接近23比6，推測白亮顆粒為(Fe，Cr)23C6碳化物[11]。

圖2 不同溫度、不同冷卻方式低溫退火后試樣的SEM形貌Fig.2 SEM morphology of samples after low temperature annealing at different temperatures by different cooling methods:(a)840 ℃,air cooling;(b)880 ℃,air cooling;(c)840 ℃,water cooling and (d)880 ℃,water cooling

由圖3可以看出：在9501 100 ℃高溫空冷退火后，試樣組織主要為鐵素體+馬氏體，鐵素體晶界處同樣分布著白色(Fe,Cr)23C6碳化物顆粒，但含量明顯低于840，880 ℃低溫空冷退火后的；隨著溫度升高，(Fe,Cr)23C6碳化物含量減少，馬氏體含量先增加后減少，在溫度為1 000 ℃時最高，約50.2%(面積分數(shù))；退火溫度在1 000 ℃及以上時，鐵素體晶粒都發(fā)生了完全再結晶，且再結晶晶粒尺寸隨著溫度升高而增大。

圖3 不同溫度高溫退火并空冷后試樣的顯微組織Fig.3 Microstructures of samples after high temperature annealing at different temperatures by air cooling

由圖4可以看出：在9501 100 ℃高溫水冷退火后，試樣的組織仍為鐵素體+馬氏體+碳化物顆粒，馬氏體含量高于相同溫度空冷退火后的；當退火溫度達到1 000 ℃及以上時，試樣發(fā)生完全再結晶，晶粒尺寸隨溫度的升高而增大，并且再結晶晶粒尺寸小于相同溫度空冷退火后的。

圖4 不同溫度高溫退火并水冷后試樣的顯微組織Fig.4 Microstructures of samples after high temperature annealing at different temperatures by water cooling

2.2 力學性能

由表2可以看出：840，880 ℃低溫退火試樣的抗拉強度和屈服強度明顯低于9501 100 ℃高溫退火試樣的，斷后伸長率與此相反；高溫退火試樣的強度隨溫度的升高先增大后減小，斷后伸長率降低，當退火溫度為950 ℃時，試樣的強塑性較好；水冷退火試樣的強度明顯高于空冷退火試樣的，而斷后伸長率略低。這主要與水冷的冷卻速率更快，基體組織中的馬氏體含量更多且再結晶晶粒更細小有關[12]。

表2 不同溫度和冷卻方式下退火后試樣的室溫拉伸性能Table 2 Room temperature tensile properties of samples after annealing at different temperatures by different cooling methods

由圖5可以看出：840，880 ℃低溫退火試樣的硬度明顯低于9501 100 ℃高溫退火試樣的，且880 ℃下的硬度最低；當退火溫度在9501 100 ℃時，試樣的硬度隨溫度的升高而增大，且水冷退火試樣的硬度高于空冷退火試樣的。840，880 ℃低溫退火試樣的組織主要為硬度較低的鐵素體，950～1 100 ℃高溫退火試樣的組織主要為硬度較高的馬氏體和晶粒細小的鐵素體，因此高溫退火試樣的硬度更高；與高溫空冷退火試樣相比，高溫水冷退火試樣的晶粒尺寸更細小，細晶強化作用更大[13]，因此硬度更高。

圖5 不同溫度和冷卻方式下退火后試樣的顯微硬度Fig.5 Microhardness of samples after annealing at different temperatures by different cooling methods

2.3 耐腐蝕性能

由圖6可以看出：無論是空冷還是水冷，840，880 ℃低溫退火試樣的腐蝕速率明顯大于950，1 000，1 050 ℃高溫退火試樣的，與1 100 ℃高溫退火試樣的相當；高溫退火試樣的腐蝕速率隨溫度升高先增大后減小再增大，退火溫度為950 ℃時的腐蝕速率最小，1 100 ℃時的腐蝕速率最大，且水冷退火后的腐蝕速率均小于空冷退火的。腐蝕速率的變化主要與晶粒大小、晶界處(Fe,Cr)23C6碳化物的分布等組織特征有關[14]。

圖6 不同溫度和冷卻方式下退火后試樣在FeCl3溶液中浸泡3 d時的腐蝕速率Fig.6 Corrosion rates of samples annealed with different temperature and cooling methods during immersion in FeCl3 solution for 3 d

由圖7可以看出:在FeCl3溶液中浸泡腐蝕3 d后，低溫空冷退火試樣表面可見尺寸不一的腐蝕凹坑，表現(xiàn)為局部點蝕特征，且點蝕大多在晶界處(Fe,Cr)23C6碳化物周圍發(fā)生；高溫空冷退火試樣表面表現(xiàn)為全面腐蝕特征，腐蝕大多在鐵素體/馬氏體界面處發(fā)生，且退火溫度為950 ℃時的腐蝕程度較輕，1 100 ℃時的腐蝕程度較重，腐蝕表面出現(xiàn)泥裂和剝落痕跡。

由圖8可以看出，在FeCl3溶液中浸泡腐蝕3 d后，水冷退火試樣的表面均出現(xiàn)局部點蝕特征，未發(fā)生全面腐蝕。對比圖7、圖8可知，水冷退火試樣的腐蝕程度整體較輕。

圖7 不同溫度空冷退火試樣在FeCl3溶液中浸泡3 d后的表面腐蝕形貌Fig.7 Surface corrosion morphology of samples annealed at different temperatures by air cooling after immersion in FeCl3 solution for 3 d

圖8 不同溫度水冷退火試樣在FeCl3溶液中浸泡3 d后的表面腐蝕形貌Fig.8 Surface corrosion morphology of samples annealed at different temperatures by water cooling after immersion in FeCl3 solution for 3 d

低溫退火試樣中存在大量沿鐵素體晶界析出的(Fe,Cr)23C6碳化物，不均勻分布的碳化物會在晶界處形成大量腐蝕微電池并產(chǎn)生點蝕坑[15-16]；高溫退火試樣中的(Fe,Cr)23C6碳化物較少，腐蝕主要與基體組織中鐵素體和馬氏體晶粒的電位差、內(nèi)部殘余應力以及馬氏體相變引起的應力有關[17]。因此,低溫退火試樣的耐腐蝕性能更差。

對比空冷退火試樣和水冷退火試樣可知，冷卻速率更快的基體組織中有更多的馬氏體，在力學性能上表現(xiàn)為更高的強度和略差的塑性；同時，較快的冷卻速率還會使得鐵素體中保留更多的鉻元素，從而具有更好的耐腐蝕性能[18]。

3 結 論

(1)10Cr17不銹鋼試樣低溫(840，880 ℃)退火組織為鐵素體和(Fe,Cr)23C6碳化物顆粒，水冷方式下的鐵素體晶粒比空冷方式下的更細??；高溫(9501 100 ℃)退火組織為鐵素體、馬氏體和(Fe,Cr)23C6碳化物，碳化物數(shù)量明顯較低溫退火試樣中的少；當退火溫度達到1 000 ℃及以上時，試樣組織發(fā)生完全動態(tài)再結晶，再結晶晶粒尺寸隨溫度升高而增大，并且水冷方式下的晶粒尺寸較空冷方式下的細小。

(2)與高溫退火試樣相比，低溫退火試樣的強度更低，塑性更好；高溫退火時，試樣的強度隨溫度升高先增大后減小，斷后伸長率降低，當退火溫度為950 ℃時具有較好的強塑性；與空冷退火相比，水冷退火試樣的強度更高，但塑性略低。

(3)與高溫退火試樣相比，低溫退火試樣的腐蝕速率較快，耐腐蝕性能更差；高溫退火試樣的腐蝕速率隨退火溫度的升高先增大后減小再增大，在退火溫度為950 ℃時的腐蝕速率最小，耐腐蝕性能最好。