退火對(duì)熱軋F(tuán)e-36%Ni因瓦合金組織與性能的影響

何承渝, 蔡 晨, 谷 宇, 李靜媛

(1. 北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 北京材料基因工程高精尖創(chuàng)新中心, 北京 100083;2. 太原鋼鐵(集團(tuán))有限公司 先進(jìn)不銹鋼材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 山西 太原 030003)

Fe-36%Ni因瓦合金是一種低膨脹鐵鎳合金,于1896年被Guillaume所發(fā)現(xiàn)[1]。因其優(yōu)越的低膨脹性能,被廣泛應(yīng)用于精密儀器儀表,顯示器蔭罩和精細(xì)金屬掩模等電子工業(yè)領(lǐng)域,以及液化天然氣運(yùn)輸船和人造衛(wèi)星等海洋工程與航空航天工業(yè)[2-4]。

目前提高因瓦合金強(qiáng)度的研究主要采用冷變形[5],以及加入Ti、Mo、V等碳化物形成元素固溶強(qiáng)化后時(shí)效析出[6-7]等方式。冷變形之后的合金強(qiáng)度有所提高而熱膨脹系數(shù)降低甚至?xí)霈F(xiàn)負(fù)值,但是其組織處于不穩(wěn)定狀態(tài),需要進(jìn)一步熱處理。而合金元素的加入不可避免的影響了其熱膨脹性能。熱膨脹是一種顯微結(jié)構(gòu)敏感的參數(shù),并且會(huì)受到化學(xué)成分、相組成和晶粒尺寸等的影響[8]。因此,在提高因瓦合金強(qiáng)度的同時(shí)保持較低的熱膨脹性能仍然是很大的挑戰(zhàn)。

針對(duì)以上情況,本研究通過(guò)熱軋以及適當(dāng)?shù)耐嘶馃崽幚砉に?研究不同退火溫度和退火時(shí)間對(duì)因瓦合金顯微組織、晶界分布、熱膨脹性能、力學(xué)性能和斷口形貌的影響,以獲得具有較高強(qiáng)度以及低膨脹性能的因瓦合金,滿足工業(yè)生產(chǎn)的需要。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為某公司生產(chǎn)的因瓦合金連鑄坯,因瓦合金的化學(xué)成分如表1所示。在連鑄坯上取樣,然后進(jìn)行熱軋?jiān)囼?yàn),設(shè)定開(kāi)軋溫度為1150 ℃,終軋溫度1050 ℃,經(jīng)過(guò)7道次軋制,將試樣從20 mm軋到4 mm,軋制變形量為80%。將熱軋后的合金切成100 mm×200 mm的塊體,在箱式加熱爐中采用到溫放置方式進(jìn)行退火試驗(yàn),退火溫度選擇600、700、800和900 ℃,保溫時(shí)間為10和30 min,保溫完成后立即淬火。

表1 因瓦合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

將熱軋與退火后的材料切成適當(dāng)大小,試樣經(jīng)水砂紙打磨并機(jī)械拋光,使用20%HClO4+80%CH3COOH(體積分?jǐn)?shù))進(jìn)行電化學(xué)拋光,去除試樣表面應(yīng)力層后進(jìn)行EBSD觀察,設(shè)定電壓30 V,電流2 A,時(shí)間30 s左右,觀察面為沿軋向的縱截面。沿軋制方向切割拉伸試樣,試樣標(biāo)距為25 mm,在CMT5605萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試,最后結(jié)果取3個(gè)試樣的平均值,試樣拉斷之后使用ZEISS G500 型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察斷口形貌。采用HV-1000Z型顯微維氏硬度計(jì)測(cè)量試樣的硬度,載荷為1.96 N,加載時(shí)間為10 s,結(jié)果取隨機(jī)4點(diǎn)的平均值。切取尺寸為4 mm×4 mm×50 mm的試樣,其中長(zhǎng)度方向沿軋向,在DIL402SE熱膨脹儀上He氣保護(hù)氣氛下測(cè)量試樣的熱膨脹系數(shù),升溫速率5 ℃/min,測(cè)量溫度范圍20～300 ℃。其中熱膨脹系數(shù)的計(jì)算公式為:

式中:α為平均線膨脹系數(shù);ΔL/L0為樣品相對(duì)長(zhǎng)度變化;L0為樣品在室溫時(shí)的原始長(zhǎng)度;ΔT為溫度變化。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

圖1為因瓦合金熱軋與退火處理后的IPF圖。熱軋之后,粗大的原奧氏體晶粒經(jīng)過(guò)嚴(yán)重的變形被拉長(zhǎng)破碎,形成了大量的沿軋向的細(xì)長(zhǎng)晶粒。在變形程度較大的區(qū)域可以發(fā)現(xiàn)少量的細(xì)小等軸狀再結(jié)晶晶粒,這是因?yàn)檩^高的開(kāi)軋溫度下,合金在變形的同時(shí)發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。600與700 ℃退火時(shí),合金的組織較熱軋時(shí)未發(fā)生明顯的變化,依然為大量細(xì)長(zhǎng)變形晶粒與少量的再結(jié)晶晶粒組成的單一奧氏體組織,表明此時(shí)的退火溫度未達(dá)到再結(jié)晶溫度,合金發(fā)生靜態(tài)回復(fù)。800 ℃退火時(shí),合金的組織得到了明顯的改善,在原變形組織周?chē)纬闪舜罅康牡容S狀再結(jié)晶晶粒。此外,合金內(nèi)部形成了大量的退火孿晶。退火時(shí)間從10 min延長(zhǎng)到30 min,合金的再結(jié)晶晶粒發(fā)生長(zhǎng)大,但是再結(jié)晶并未完全,依然存在拉長(zhǎng)的變形晶粒。900 ℃退火10 min,合金發(fā)生完全再結(jié)晶,由均勻細(xì)小的再結(jié)晶晶粒組成,伴隨大量的退火孿晶,平均晶粒尺寸約為37.7 μm,如圖2(a)所示。當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)到30 min,晶粒明顯長(zhǎng)大并且形成了少量異常粗大的晶粒,平均晶粒尺寸達(dá)到54.3 μm,如圖2(b)所示。異常粗大的組織表明合金發(fā)生了二次再結(jié)晶,粗大的二次再結(jié)晶晶粒會(huì)對(duì)合金的性能產(chǎn)生不利影響[9]。

圖1 因瓦合金經(jīng)不同工藝退火后的IPF圖Fig.1 IPF diagrams of the invar alloy after different annealing processes(a) hot-rolled; (b) 600 ℃×10 min; (c) 600 ℃×30 min; (d) 700 ℃×10 min; (e) 700 ℃×30 min; (f) 800 ℃×10 min; (g) 800 ℃×30 min; (h) 900 ℃×10 min; (i) 900 ℃×30 min

圖2 因瓦合金在900 ℃退火不同時(shí)間的晶粒尺寸分布Fig.2 Grain size distributions of the invar alloy after annealing at 900 ℃ for different time(a) 10 min; (b)30 min

2.2 晶界分析

圖3為因瓦合金熱軋與退火之后的大小角度晶界與低CSL晶界分布圖。根據(jù)圖4(a)因瓦合金熱軋與退火后的晶界統(tǒng)計(jì)結(jié)果,熱軋后的合金內(nèi)部形成大量的2°～10°小角度晶界,占總晶界比例約為70%。600 ℃和700 ℃退火之后,大小角度晶界占比只有微小的變化,總體仍以分布在晶內(nèi)的小角度晶界為主。而當(dāng)退火溫度達(dá)到800 ℃,小角度晶界逐漸轉(zhuǎn)變成大角度晶界,大角度晶界比例顯著提高,占總晶界的比例超過(guò)70%。提高溫度至900 ℃,大角度晶界比例進(jìn)一步提高,占比達(dá)到95%以上,其中900 ℃保溫10 min之后大角度晶界比例為99.1%,達(dá)到最大值。大小角度晶界的變化與合金內(nèi)部組織改變相一致,熱軋態(tài)合金經(jīng)過(guò)變形形成大量的空位和位錯(cuò)等晶體缺陷,600 ℃和700 ℃較低溫度退火時(shí),合金內(nèi)部主要發(fā)生位錯(cuò)的滑移和攀移形成小角度亞晶界的回復(fù)過(guò)程,而800 ℃及以上退火時(shí),大角度晶界的增加表明變形組織逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)闊o(wú)畸變的再結(jié)晶晶粒,合金再結(jié)晶比例不斷提高。

圖4 因瓦合金熱軋與不同工藝退火后的晶界統(tǒng)計(jì)圖(a)大小角度晶界統(tǒng)計(jì)圖;(b)低CSL晶界統(tǒng)計(jì)圖Fig.4 Grain boundary statistical diagrams of the invar alloy after hot rolling and different annealing processes(a) statistical diagram of grain boundaries with small and large angle; (b) statistical diagrams of low CSL grain boundaries

在圖1顯微組織中發(fā)現(xiàn),退火過(guò)程中在合金內(nèi)部形成了大量的退火孿晶,這是由于中低層錯(cuò)能面心立方金屬材料在塑性變形時(shí)容易發(fā)生位錯(cuò)滑移、孿生等行為,在退火過(guò)程中易形成退火孿晶[10]。一般認(rèn)為退火孿晶是在晶粒生長(zhǎng)過(guò)程中,晶界移動(dòng)時(shí)出現(xiàn)堆垛層錯(cuò)形成,并通過(guò)大角度晶界的移動(dòng)而長(zhǎng)大。對(duì)具有中低層錯(cuò)的Cu和鎳基合金等金屬和合金進(jìn)行形變熱處理,可以獲得高比例的被稱為重合位置點(diǎn)陣(CSL)模型的∑3n晶界和其他特殊晶界[11]。圖4(b)是不同的CSL晶界所占的比例,根據(jù)統(tǒng)計(jì)結(jié)果,在熱軋與退火合金中均存在退火孿晶界,主要為∑3孿晶界,∑9和∑27孿晶界占比很少。熱軋態(tài)合金中∑3晶界占比為13%,He等[12]認(rèn)為,低CSL晶界尤其是∑3晶界的增加可以促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。800 ℃及以上退火,∑3孿晶界大幅提高,占比提高到50%左右。圖3(f, g)可以發(fā)現(xiàn)退火孿晶是伴隨再結(jié)晶晶粒形成的,在拉長(zhǎng)的變形晶粒中未發(fā)現(xiàn)孿晶界,退火孿晶界的形成有利于細(xì)化晶粒,在一定程度上能提高合金強(qiáng)度[13]。

2.3 熱膨脹系數(shù)

圖5為因瓦合金熱軋和退火之后的熱膨脹變化曲線?？梢园l(fā)現(xiàn)在20～300 ℃熱膨脹曲線呈現(xiàn)相同的變化趨勢(shì),在20～230 ℃(居里溫度附近)熱膨脹系數(shù)(Coefficient of thermal expansion,CTE)緩慢增加,而后隨著溫度的上升,熱膨脹系數(shù)呈線性迅速增加。熱膨脹系數(shù)的變化規(guī)律反映了因瓦合金所具有的特殊的因瓦效應(yīng),這是因?yàn)楫?dāng)溫度未超過(guò)居里溫度時(shí),因瓦合金為鐵磁性而具有因瓦效應(yīng),即自發(fā)磁致伸縮效應(yīng)可以抵消一部分因溫度上升而導(dǎo)致的體積膨脹,使因瓦合金保持低的熱膨脹系數(shù)變化。而當(dāng)溫度超過(guò)居里溫度時(shí),因瓦合金變?yōu)轫槾判?因瓦效應(yīng)消失,隨溫度的升高,體積迅速膨脹,呈現(xiàn)出普通合金所具備的熱膨脹變化規(guī)律。

從表2可以發(fā)現(xiàn),熱軋態(tài)因瓦合金具有很低的熱膨脹系數(shù),α20-100 ℃為1.0×10-6℃-1。隨著退火溫度的增加,因瓦合金在20～100 ℃和20～200 ℃范圍內(nèi)的平均線膨脹系數(shù)逐漸減小。因瓦合金在900 ℃得到最低的熱膨脹系數(shù),α20-100 ℃為0.89×10-6℃-1,較600 ℃退火時(shí)的熱膨脹系數(shù)降低了約34.1%。

圖6(a)為因瓦合金熱軋與不同溫度退火10 min后的KAM圖,在熱軋態(tài)因瓦合金中,晶界處具有較高的KAM值,表明晶界具有較大的塑性應(yīng)變及位錯(cuò)密度,此時(shí)主要為變形組織。而隨著退火溫度的升高,合金發(fā)生再結(jié)晶,合金中KAM值逐漸減小,位錯(cuò)密度降低。熱軋態(tài)因瓦合金具有較低的熱膨脹系數(shù),可能是經(jīng)過(guò)熱加工之后其內(nèi)部形成了較多的空位和位錯(cuò)等晶體缺陷,密度降低并破壞合金中原子短程有序化程度,導(dǎo)致合金自發(fā)磁化強(qiáng)度和磁致伸縮系數(shù)增大,最終降低了合金的熱膨脹系數(shù)[14]。另外有研究認(rèn)為,晶界和晶內(nèi)原子存在不同的熱膨脹效應(yīng),造成晶粒大小會(huì)影響熱膨脹系數(shù),隨晶粒尺寸的增加,熱膨脹系數(shù)降低[15]。在熱軋態(tài)合金內(nèi)部存在較大的奧氏體晶粒,同時(shí)其形成的較強(qiáng)擇優(yōu)取向可能會(huì)增加磁致伸縮對(duì)熱膨脹的影響[16]。600 ℃退火后,熱膨脹系數(shù)較熱軋有較大幅度上升,推測(cè)可能是有少部分雜質(zhì)原子固溶進(jìn)入合金基體,使晶格中Fe和Ni原子間的相互作用被破壞[6]。此外,固溶原子在位錯(cuò)周?chē)钠坌纬蒀ottrell氣團(tuán),會(huì)抑制磁疇的翻轉(zhuǎn),弱化鐵磁性能,而隨著退火溫度的升高,合金內(nèi)部位錯(cuò)密度降低,限制Cottrell氣團(tuán)的形成,導(dǎo)致熱膨脹系數(shù)逐漸降低[17]。

圖6 因瓦合金熱軋與不同溫度退火10 min后的KAM圖Fig.6 KAM diagrams of the invar alloy after hot rolling and annealing at different temperatures for 10 min(a) hot-rolled; (b) 600 ℃; (c) 700 ℃; (d) 800 ℃; (e) 900 ℃

2.4 力學(xué)性能分析

圖7為因瓦合金熱軋與退火后的力學(xué)性能。熱軋態(tài)因瓦合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為477 MPa和415 MPa,伸長(zhǎng)率為27.6%,其組織沿軋制方向拉長(zhǎng),內(nèi)部有大量的位錯(cuò)等晶體缺陷,通過(guò)位錯(cuò)之間的相互纏結(jié)和位錯(cuò)和晶界的交互作用使其具有較高的強(qiáng)度,而塑性較差。退火時(shí)隨著合金發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶,位錯(cuò)密度等晶體缺陷逐漸降低。隨著退火溫度的提高,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸減小,而斷后伸長(zhǎng)率則逐漸增加,硬度和強(qiáng)度則呈現(xiàn)相同變化規(guī)律,退火時(shí)間的增加對(duì)強(qiáng)度影響不大,只是在800 ℃和900 ℃隨時(shí)間的增加,塑性有較大的提升。900 ℃退火10 min抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為401 MPa和243 MPa,伸長(zhǎng)率為55.8%,伸長(zhǎng)率較熱軋態(tài)的提高了一倍,具有較好的綜合力學(xué)性能。

2.5 拉伸斷口形貌

圖8為因瓦合金熱軋與退火之后的拉伸斷口形貌。經(jīng)不同溫度退火之后的合金斷口都觀察到了典型的韌窩形貌,同屬于韌性斷裂,是因拉伸過(guò)程中微孔聚集長(zhǎng)大而導(dǎo)致的斷裂。熱軋態(tài)合金韌窩數(shù)量很少,而600和700 ℃退火后,拉伸斷口韌窩數(shù)量較熱軋態(tài)有所增加,但是韌窩的尺寸較小,塑性變化不大。800和900 ℃退火之后韌窩的數(shù)量和尺寸都有較大的增加,沿拉伸方向的等軸狀韌窩深度增加,在大的韌窩內(nèi)部還可以觀察到“蛇形滑移”和“漣波”等滑移痕跡[13],因此塑性得到了較大的改善。

3 結(jié)論

1) 熱軋態(tài)與退火態(tài)因瓦合金均為單相奧氏體組織。其中熱軋態(tài)組織沿軋制方向拉長(zhǎng),并有少量的再結(jié)晶晶粒。隨著退火溫度和時(shí)間的增加,因瓦合金再結(jié)晶比例不斷提高,900 ℃已經(jīng)完全再結(jié)晶。當(dāng)退火溫度達(dá)到800 ℃,伴隨再結(jié)晶比例的提高,小角度晶界逐漸轉(zhuǎn)變成大角度晶界,并在合金中形成了大量的∑3孿晶界。

2) 隨著退火溫度的增加,因瓦合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸下降,伸長(zhǎng)率不斷提高,拉伸斷口均為韌性斷口形貌。900 ℃保溫10 min抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為401 MPa和243 MPa,伸長(zhǎng)率為55.8%,具有良好的綜合力學(xué)性能。

3) 因瓦合金在600～900 ℃退火10 min,在20～100 ℃的平均線膨脹系數(shù)逐漸降低,在900 ℃取得最小值0.89×10-6℃-1。

4) 綜合以上分析,900 ℃保溫10 min后因瓦合金組織分布均勻,具有較高的強(qiáng)度及低的熱膨脹系數(shù)。因此,900 ℃保溫10 min是最佳的熱處理制度,滿足了工業(yè)生產(chǎn)的需要。