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稳定化元素对443铁素体不锈钢组织和性能的影响

2024-11-13 99 上传者：管理员

摘要：通过金相、SEM和EBSD技术，研究了稳定化元素对443铁素体不锈钢组织和性能的影响。结果表明：单钛稳定443钢中液相析出的TiN可以作为等轴晶有效形核质点，铸坯等轴晶率明显高于双稳定443钢的；单钛稳定443钢冷轧产品组织均匀性及抗皱性能均较好，柱状晶导致的{112}<110>不利织构明显减弱；由于NbC的析出，铌钛双稳定性元素增强了沉淀相与基体之间的粘附性，有效提高了材料的韧性；铌钛双稳定443钢中Nb元素可以提高钝化膜中Cr元素有效浓度，并且Nb元素还能增加钝化膜稳定性，从而显著提高443钢的耐点蚀性；由于Nb的晶界偏聚效应，铌钛双稳定443钢的再结晶晶粒尺寸较小。

关键词：
443铁素体不锈钢
稳定化元素
等轴晶
耐点蚀性
韧性
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443铁素体不锈钢由于其优异的耐腐蚀性能，在很多领域尤其是装饰领域逐渐取代304奥氏体不锈钢[1-4]。443铁素体不锈钢中通常添加铌、钛的稳定化元素，它们能与间隙原子碳和氮结合成碳、氮化物，起到抑制铬的碳、氮化物析出的作用，可以提高不锈钢的耐晶间腐蚀能力。443铁素体不锈钢添加不同的稳定化元素时铸坯等轴晶率、组织和性能存在较大的差异[5-7]，目前对此研究的较少。本文以443铁素体不锈钢为研究对象，借助光学显微镜、扫描电镜、能谱（EDS）以及电子背散射衍射（EBSD）系统等分析手段，研究了工业大生产条件下不同稳定化元素对443铁素体不锈钢组织性能的影响。

1、试验材料及方法

试验选取了工业化生产的两种稳定化元素的443铁素体不锈钢，试样1为单Ti稳定成分，试样2为Ti和Nb双稳定成分，其实际成分见表1。炼钢、热轧与冷轧采用相同的工艺参数，连铸坯厚度为220 mm，热轧加热温度为1200℃，精轧温度为990℃，热轧产品厚度为5.0 mm，最终冷轧产品厚度为1.2 mm。

表1 443铁素体不锈钢的实际化学成分(质量分数，%)

从炼钢连铸坯上取样进行等轴晶比例对比分析。从最终热轧退火卷和冷轧退火卷上截取20mm×20 mm的金相试样，砂纸打磨抛光后进行腐蚀，采用DMI3000M莱卡金相显微镜对试样组织进行观察。从热轧黑卷取样进行冲击试验，冲击试样尺寸为55mm×10mm×厚度（非标试样）。从最终冷轧板上截取10mm×8mm的矩形试样，用2000号砂纸进行机械抛光处理，采用80%冰醋酸和20%高氯酸电解液进行电解抛光，对电解抛光处理后的试样用Merlin compact场发射扫描电镜附带的能谱仪（EDS）和电子背散射衍射（EBSD）进行微区成分和取向分析。从最终冷轧退火样品上取样进行板料厚向异性系数r值测量，并取样测量15%拉伸变形后的起皱高度。

2、试验结果与分析

2.1铸坯等轴晶率

添加稳定化元素后会形成Ti N、Nb C、Ti C和Nb N析出相，其中凝固过程中析出的Ti N可以作为有效的等轴晶异质形核核心，促进等轴晶的生成。当Ti N析出量较大且在凝固区间内较高温度析出时，获得等轴晶率的概率最大。为此重点对这两种稳定化成分凝固开始、凝固结束和Ti N开始析出温度进行比较分析。利用Jmat Pro相图绘制了从液相至凝固结束温度区间的相图，如图1所示。

凝固开始、凝固结束和Ti N开始析出温度如表2所示。稳定化元素为单钛的443铸坯中Ti N析出温度较高，且从开始析出至凝固结束时间跨度长，Ti N的析出可以作为等轴晶异质形核核心促进铸坯等轴晶率的提升。单钛稳定的443铸坯中糊状区宽度增加，有助于提高柱状晶前沿过冷度，提高非均质形核的几率，促进等轴晶的生成。

图1 两种成分平衡相图

表2 凝固过程关键温度及温度区间(℃)

冶炼的两种成分的443铸坯等轴晶低倍照片如图2所示。单钛稳定443铸坯等轴晶率为100%，双稳定443铸坯等轴晶率为50%。单钛稳定443由于Ti N析出温度早、糊状区宽度增加有效促进了等轴晶的生成。

图2 铸坯等轴晶低倍照片

2.2热轧黑卷韧性分析

443铁素体不锈钢具有高的韧脆转变温度，室温及低温下韧性极差，严重影响其工业化生产及后续的加工使用。为此对比分析了两种不同稳定化元素的443铁素体不锈钢热轧黑卷冲击韧性。图3为4.75 mm厚两种稳定化元素的443热轧黑卷不同规格室温下夏比冲击吸收功对比图（V形缺口，开在厚度方向）。

图3 443钢的冲击吸收能对比图

采用单Ti稳定443的脆性显著大于双稳定443的，两种稳定化元素443的主要差异在于析出相的差异，单钛稳定析出相主要是Ti(C、N），双稳定析出相是以Ti N为核心、Nb C包裹Ti N的复合析出相，具体如图4所示（彩图见电子版）。有研究指出，Ti N与铁素体的结合能为13.99 e V,Nb C与铁素体的结合能为15.88 e V。与Ti N相比，Nb C与基体之间的界面具有更高的结合强度[8]。当Ti N颗粒被Nb C包裹后与铁素体的结合力将大幅增强，减小了初始Ti N颗粒表面应力集中发生的可能性，冲击韧性大幅提高。

图4 两组试样的典型析出相元素面扫描结果

2.3金相组织

图5为两组试样的443钢纵截面（TD）金相组织图片。双稳定443组织均匀性不好，大小晶粒差异较大，小晶粒占比较多；单钛稳定443钢组织均匀形较好，再结晶充分。稳定化元素采用单钛的试样对组织的均匀性有一定的改善作用，这主要与单钛稳定443钢铸坯等轴晶率高有关。双稳定443钢晶粒尺寸要小于单钛稳定443钢的，这主要是由于固溶铌阻止再结晶的作用，Nb的原子半径比铁大，固溶态Nb会在晶界附近聚集，固溶Nb会强烈阻止晶界的移动，阻止晶粒长大。

图5 两组试样的典型金相组织

2.4表层和中心层φ2=45°ODF图

图6是两种不同稳定化元素的443钢表层和中心层的恒φ2=45°ODF截面图。再结晶织构以γ纤维织构为主，主要是{334}<483>和{554}<225>。单钛稳定工艺表层强点组分为{334}<483>，其取向密度峰值强度f(g)=5.7；中心层强点组分为{334}<483>和{554}<225>，其取向密度峰值强度f(g)=5.7。双稳定工艺表层强点组分为{554}<225>，其取向密度峰值强度f(g)=5.7；中心层强点组分为{334}<483>和{554}<225>，其取向密度峰值强度f(g)=3.8。双稳定的再结晶γ纤维织构强度不如单稳定的，且存在{112}<110>织构，{112}<110>织构来源于<001>//ND取向特征的初始柱状晶凝固组织。单稳定工艺由于没有柱状晶凝固组织，消除了{112}<110>不利织构，{112}<110>不利织构会对成形性能产生不利的影响。柱状晶凝固组织织构取向为<001>//ND，变形储能较低，热轧过程再结晶较困难。再结晶退火后，沿<110>//RD取向线向<111>//ND织构转变难度较大，导致γ纤维织构强度较低；等轴晶凝固组织变形储能低的<001>//ND组分少，织构强度较弱，最终冷轧再结晶退火后γ纤维织构强度较高[9-11]。

图6 两组试样的表层和中心层晶粒的恒φ2=45°ODF截面图

2.5冷成形性能分析

对这两种不同稳定化元素的443超纯铁素体不锈钢冷轧板15%拉伸后表面平均粗糙度Ra（轮廓的算术平均偏差）和最大起皱高度Rp（最大轮廓峰高）进行测量，并对0°、45°和90°的r（塑性应变比）值进行测量。表3为这两种不同稳定化元素443超纯铁素体不锈钢r值及15%拉伸后表面平均粗糙度Ra和最大起皱高度Rp。由表3可知单钛稳定443钢的抗起皱性能最好，r（塑性应变比加权平均值）也较高。单钛稳定443钢抗皱性能优于双稳定443钢的，主要是由于Ti与N化学亲和力强于Nb的，在连铸阶段生成的Ti N沉淀，产生细小的凝固组织，避免了粗大柱状晶组织。

表3 两组试样的r值和最大起皱高度

2.6腐蚀性能分析

对这两种不同稳定化元素的443钢进行了极化曲线测定，如图7所示。腐蚀介质为3.5%Na Cl溶液，试验温度为（30±1）℃。从图7中可以看出，稳定化元素为钛铌双稳定的点蚀电位为0.57V，而单钛稳定的点蚀电位为0.42V，铌的添加增加了443钢的耐点腐蚀性能。Nb提高点蚀电位主要是提高了钝化膜中的Cr元素浓度，并且钝化膜下与基体接层处存在的Nb2O5，提高了钝化膜的稳定性[12]。

图7 两组试样的极化曲线

3、结论

(1）单钛稳定443钢铸坯中Ti N析出温度较高、糊状区宽度区间长，有助于等轴晶形核，提升铸坯等轴晶率；单钛稳定443钢由于较高的铸坯等轴晶率，冷轧再结晶组织均匀，γ再结晶织构强度高，且没有{112}<110>不利织构，抗皱性能及板料厚向异性系数r值均得到提高。

(2）由于Nb C的析出，铌钛双稳定443钢析出相与铁素体基体结合力增强，有效改善443钢脆性；由于Nb原子半径大、易在晶界附近偏聚，铌钛双稳定443钢具有强烈的阻止再结晶的作用。

(3）由于Nb提高了钝化膜中的Cr浓度和钝化膜稳定性，铌钛双稳定443钢有效提高了耐点蚀性能。

参考文献:

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