退火對熱軋Fe-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 材料科學與工程學院 北京材料基因工程高精尖創新中心, 北京 100083;2. 太原鋼鐵(集團)有限公司 先進不銹鋼材料國家重點實驗室, 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所發現[1]。因其優越的低膨脹性能,被廣泛應用于精密儀器儀表,顯示器蔭罩和精細金屬掩模等電子工業領域,以及液化天然氣運輸船和人造衛星等海洋工程與航空航天工業[2-4]。

目前提高因瓦合金強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化后時效析出[6-7]等方式。冷變形之后的合金強度有所提高而熱膨脹系數降低甚至會出現負值,但是其組織處于不穩定狀態,需要進一步熱處理。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構敏感的參數,并且會受到化學成分、相組成和晶粒尺寸等的影響[8]。因此,在提高因瓦合金強度的同時保持較低的熱膨脹性能仍然是很大的挑戰。

針對以上情況,本研究通過熱軋以及適當的退火熱處理工藝,研究不同退火溫度和退火時間對因瓦合金顯微組織、晶界分布、熱膨脹性能、力學性能和斷口形貌的影響,以獲得具有較高強度以及低膨脹性能的因瓦合金,滿足工業生產的需要。

1 試驗材料與方法

試驗材料為某公司生產的因瓦合金連鑄坯,因瓦合金的化學成分如表1所示。在連鑄坯上取樣,然后進行熱軋試驗,設定開軋溫度為1150 ℃,終軋溫度1050 ℃,經過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行退火試驗,退火溫度選擇600、700、800和900 ℃,保溫時間為10和30 min,保溫完成后立即淬火。

表1 因瓦合金化學成分(質量分數,%)

將熱軋與退火后的材料切成適當大小,試樣經水砂紙打磨并機械拋光,使用20%HClO4+80%CH3COOH(體積分數)進行電化學拋光,去除試樣表面應力層后進行EBSD觀察,設定電壓30 V,電流2 A,時間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,試樣標距為25 mm,在CMT5605萬能拉伸試驗機上進行力學性能測試,最后結果取3個試樣的平均值,試樣拉斷之后使用ZEISS G500 型場發射掃描電鏡(SEM)觀察斷口形貌。采用HV-1000Z型顯微維氏硬度計測量試樣的硬度,載荷為1.96 N,加載時間為10 s,結果取隨機4點的平均值。切取尺寸為4 mm×4 mm×50 mm的試樣,其中長度方向沿軋向,在DIL402SE熱膨脹儀上He氣保護氣氛下測量試樣的熱膨脹系數,升溫速率5 ℃/min,測量溫度范圍20～300 ℃。其中熱膨脹系數的計算公式為:

式中:α為平均線膨脹系數;ΔL/L0為樣品相對長度變化;L0為樣品在室溫時的原始長度;ΔT為溫度變化。

2 試驗結果與討論

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過嚴重的變形被拉長破碎,形成了大量的沿軋向的細長晶粒。在變形程度較大的區域可以發現少量的細小等軸狀再結晶晶粒,這是因為較高的開軋溫度下,合金在變形的同時發生了動態再結晶。600與700 ℃退火時,合金的組織較熱軋時未發生明顯的變化,依然為大量細長變形晶粒與少量的再結晶晶粒組成的單一奧氏體組織,表明此時的退火溫度未達到再結晶溫度,合金發生靜態回復。800 ℃退火時,合金的組織得到了明顯的改善,在原變形組織周圍形成了大量的等軸狀再結晶晶粒。此外,合金內部形成了大量的退火孿晶。退火時間從10 min延長到30 min,合金的再結晶晶粒發生長大,但是再結晶并未完全,依然存在拉長的變形晶粒。900 ℃退火10 min,合金發生完全再結晶,由均勻細小的再結晶晶粒組成,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。當保溫時間延長到30 min,晶粒明顯長大并且形成了少量異常粗大的晶粒,平均晶粒尺寸達到54.3 μm,如圖2(b)所示。異常粗大的組織表明合金發生了二次再結晶,粗大的二次再結晶晶粒會對合金的性能產生不利影響[9]。

圖1 因瓦合金經不同工藝退火后的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。根據圖4(a)因瓦合金熱軋與退火后的晶界統計結果,熱軋后的合金內部形成大量的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的小角度晶界為主。而當退火溫度達到800 ℃,小角度晶界逐漸轉變成大角度晶界,大角度晶界比例顯著提高,占總晶界的比例超過70%。提高溫度至900 ℃,大角度晶界比例進一步提高,占比達到95%以上,其中900 ℃保溫10 min之后大角度晶界比例為99.1%,達到最大值。大小角度晶界的變化與合金內部組織改變相一致,熱軋態合金經過變形形成大量的空位和位錯等晶體缺陷,600 ℃和700 ℃較低溫度退火時,合金內部主要發生位錯的滑移和攀移形成小角度亞晶界的回復過程,而800 ℃及以上退火時,大角度晶界的增加表明變形組織逐漸轉變為無畸變的再結晶晶粒,合金再結晶比例不斷提高。

圖4 因瓦合金熱軋與不同工藝退火后的晶界統計圖(a)大小角度晶界統計圖;(b)低CSL晶界統計圖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顯微組織中發現,退火過程中在合金內部形成了大量的退火孿晶,這是由于中低層錯能面心立方金屬材料在塑性變形時容易發生位錯滑移、孿生等行為,在退火過程中易形成退火孿晶[10]。一般認為退火孿晶是在晶粒生長過程中,晶界移動時出現堆垛層錯形成,并通過大角度晶界的移動而長大。對具有中低層錯的Cu和鎳基合金等金屬和合金進行形變熱處理,可以獲得高比例的被稱為重合位置點陣(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,根據統計結果,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。熱軋態合金中∑3晶界占比為13%,He等[12]認為,低CSL晶界尤其是∑3晶界的增加可以促進動態再結晶。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)可以發現退火孿晶是伴隨再結晶晶粒形成的,在拉長的變形晶粒中未發現孿晶界,退火孿晶界的形成有利于細化晶粒,在一定程度上能提高合金強度[13]。

2.3 熱膨脹系數

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現在20～300 ℃熱膨脹曲線呈現相同的變化趨勢,在20～230 ℃(居里溫度附近)熱膨脹系數(Coefficient of thermal expansion,CTE)緩慢增加,而后隨著溫度的上升,熱膨脹系數呈線性迅速增加。熱膨脹系數的變化規律反映了因瓦合金所具有的特殊的因瓦效應,這是因為當溫度未超過居里溫度時,因瓦合金為鐵磁性而具有因瓦效應,即自發磁致伸縮效應可以抵消一部分因溫度上升而導致的體積膨脹,使因瓦合金保持低的熱膨脹系數變化。而當溫度超過居里溫度時,因瓦合金變為順磁性,因瓦效應消失,隨溫度的升高,體積迅速膨脹,呈現出普通合金所具備的熱膨脹變化規律。

從表2可以發現,熱軋態因瓦合金具有很低的熱膨脹系數,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 ℃范圍內的平均線膨脹系數逐漸減小。因瓦合金在900 ℃得到最低的熱膨脹系數,α20-100 ℃為0.89×10-6℃-1,較600 ℃退火時的熱膨脹系數降低了約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變及位錯密度,此時主要為變形組織。而隨著退火溫度的升高,合金發生再結晶,合金中KAM值逐漸減小,位錯密度降低。熱軋態因瓦合金具有較低的熱膨脹系數,可能是經過熱加工之后其內部形成了較多的空位和位錯等晶體缺陷,密度降低并破壞合金中原子短程有序化程度,導致合金自發磁化強度和磁致伸縮系數增大,最終降低了合金的熱膨脹系數[14]。另外有研究認為,晶界和晶內原子存在不同的熱膨脹效應,造成晶粒大小會影響熱膨脹系數,隨晶粒尺寸的增加,熱膨脹系數降低[15]。在熱軋態合金內部存在較大的奧氏體晶粒,同時其形成的較強擇優取向可能會增加磁致伸縮對熱膨脹的影響[16]。600 ℃退火后,熱膨脹系數較熱軋有較大幅度上升,推測可能是有少部分雜質原子固溶進入合金基體,使晶格中Fe和Ni原子間的相互作用被破壞[6]。此外,固溶原子在位錯周圍的偏聚形成Cottrell氣團,會抑制磁疇的翻轉,弱化鐵磁性能,而隨著退火溫度的升高,合金內部位錯密度降低,限制Cottrell氣團的形成,導致熱膨脹系數逐漸降低[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 力學性能分析

圖7為因瓦合金熱軋與退火后的力學性能。熱軋態因瓦合金抗拉強度和屈服強度分別為477 MPa和415 MPa,伸長率為27.6%,其組織沿軋制方向拉長,內部有大量的位錯等晶體缺陷,通過位錯之間的相互纏結和位錯和晶界的交互作用使其具有較高的強度,而塑性較差。退火時隨著合金發生回復和再結晶,位錯密度等晶體缺陷逐漸降低。隨著退火溫度的提高,抗拉強度和屈服強度逐漸減小,而斷后伸長率則逐漸增加,硬度和強度則呈現相同變化規律,退火時間的增加對強度影響不大,只是在800 ℃和900 ℃隨時間的增加,塑性有較大的提升。900 ℃退火10 min抗拉強度和屈服強度分別為401 MPa和243 MPa,伸長率為55.8%,伸長率較熱軋態的提高了一倍,具有較好的綜合力學性能。

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,是因拉伸過程中微孔聚集長大而導致的斷裂。熱軋態合金韌窩數量很少,而600和700 ℃退火后,拉伸斷口韌窩數量較熱軋態有所增加,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 結論

1) 熱軋態與退火態因瓦合金均為單相奧氏體組織。其中熱軋態組織沿軋制方向拉長,并有少量的再結晶晶粒。隨著退火溫度和時間的增加,因瓦合金再結晶比例不斷提高,900 ℃已經完全再結晶。當退火溫度達到800 ℃,伴隨再結晶比例的提高,小角度晶界逐漸轉變成大角度晶界,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,因瓦合金的抗拉強度和屈服強度逐漸下降,伸長率不斷提高,拉伸斷口均為韌性斷口形貌。900 ℃保溫10 min抗拉強度和屈服強度分別為401 MPa和243 MPa,伸長率為55.8%,具有良好的綜合力學性能。

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,具有較高的強度及低的熱膨脹系數。因此,900 ℃保溫10 min是最佳的熱處理制度,滿足了工業生產的需要。