碳扩散对非真空热轧不锈钢复合板结合性能的影响

明亚飞，丁文红，马虹蔚，吴梦先，庞博文，袁 飞

(1. 武汉科技大学省部共建耐火材料与冶金国家重点实验室，湖北 武汉，430081；2. 武汉科技大学高性能钢铁材料及其应用省部共建协同创新中心，湖北 武汉，430081；3. 武汉一冶钢结构有限责任公司研发中心，湖北 武汉，430415)

不锈钢热轧复合板是以碳钢作为基层、不锈钢作为覆层，通过轧制方式制得的异质金属复合材料[1-2]。由于兼具力学性能良好、耐腐蚀性和抗氧化性优异及原料成本低廉等特点，其在石油、桥梁、化工、航天等众多领域已获得广泛应用[3-4]。

提高复合界面结合强度是异质金属复合材料制备过程中的关键目标，对于不锈钢/碳钢双金属复合板，影响其结合强度的原因主要分为制坯工艺因素和界面微观结构因素。工艺方面的影响因素有表面处理方法[5]、轧制温度[6]、轧制变形率[7]及轧后热处理[8]等，界面微观结构方面的影响因素包括结合界面组织[6]、界面氧化物[9-10]、界面碳化物[11]等。Zhu[12]等认为复合板界面氧化物类型和含量由其氧化程度决定,而形貌主要与热变形过程有关，增加轧制压下率可使氧化物弥散分布，单位面积内氧化物数量减少，复合板界面结合质量因而提高。Liu[13]等认为复合板界面氧化可有效抑制合金元素扩散，从而影响复合板界面结合强度，而轧制结合界面碳化物薄层的析出会造成复合板剪切强度降低，Li等[11]发现有Cr3C2析出物、Fe3O4氧化物及Fe-Cr金属间化合物等分布在复合板界面周围。Wang[14]等研究轧制压下率对复合板组织的影响后发现，随着压下率的增加，晶粒尺寸、脱碳层厚度、渗碳层、合金元素扩散距离及马氏体区均逐渐减小，脱碳层晶粒尺寸大于碳钢基板，且与界面区相邻的渗碳层晶粒得到细化，这可能归因于Cr和C的相互扩散，造成脱碳层强度降低。Liu等[8]研究了淬火温度与时间对不锈钢复合板结合强度的影响，结果显示，长淬火时间可有效抑制界面分层裂纹形成，这归因于合金元素的充分扩散，同时由于碳元素也扩散充分，复合板界面附近存在脱碳层，剪切实验时断裂发生在此处，裂纹扩展方向与界面夹角呈45°。

为此，本研究以Q235碳钢为基材、304奥氏体不锈钢为覆材，采用非真空热轧方法制备了不锈钢复合板，研究了不同轧制压下率和轧后冷却方式下复合界面夹杂物、组织及力学行为的变化，并探讨了C扩散对复合板界面组织形成和结合强度的影响，以期为兼具低成本和优异结合性能的不锈钢/碳钢复合板的开发与制备提供参考。

1 实验材料及方法

本研究选用规格为200 mm×150 mm×5 mm的Q235碳钢作为基板，规格为200 mm×150 mm ×2 mm的304不锈钢作为覆板，其化学成分列于表1中。复合板坯组坯前，先用磨床将钢板复合面加工至粗糙度Ra为1.6 μm，用丙酮和无水乙醇去除表面油脂和水分后，采用IPG YLS-6000光纤激光器进行封焊，沿轧制方向尾部预留长度为5 mm的排气孔，以防止钢板在后续加热过程中膨胀。将复合板置于箱式电阻炉中于1200 ℃下保温7 min，若保温温度设置过高，非真空轧制过程会产生较多氧化物，降低复合板结合强度[12]。随后进行多道次热轧，轧制速度为4.24 m/min，轧制工艺参数见表2。为保证复合板在第一道次轧制时元素扩散充分达到冶金结合，故将开轧温度设置为1150 ℃，考虑到304不锈钢覆层的再结晶温度约为950 ℃[15]，为保证复合板力学性能，终轧温度选择不低于950 ℃。

沿复合板轧制方向截取金相试样，经过打磨、抛光后，分别采用4%硝酸酒精和10%铬酸对碳钢和不锈钢侧进行侵蚀，利用Zeiss Axioplan型金相显微镜(OM)和Nova 400 Nano型场发射扫描电镜(SEM)对结合界面进行观察和表征,并在THV-1MD型维氏硬度仪下测试复合板结合界面附近的显微硬度，载荷为0.01 kgf,加载时间为10 s；根据GB/T 6396—2008，制取复合板剪切试样并测试其结合强度。

表1 试验钢板的化学成分(wB/%)

表2 轧制工艺参数

2 结果与分析

2.1 复合板界面夹杂物的表征

图1所示为不同压下率下不锈钢复合板界面夹杂物的金相照片。由图1可见，当压下率为28%时，复合板界面夹杂物主要呈块状和点状分布；压下率为37%时，复合板界面夹杂物呈线状；当压下率增加至47%，线状夹杂物出现断裂现象，随着压下率的增大，界面氧化物逐渐呈连续点状分布，并且出现弥散分布的趋势；当压下率达到70%，界面夹杂物呈弥散点状分布。另外，EDS分析结果显示，不同压下率下复合板界面夹杂物的化学组成类似，图2即为典型界面夹杂物的SEM照片及EDS能谱。由图2可知，该夹杂物中主要含有Fe、Si、Mn、Cr、O元素，其中Fe为钢中主要元素，Cr则是高温高压下由不锈钢侧扩散至界面处的，结合Ellingham图可知，几种金属氧化物的吉布斯自由能排序为：SiO2

(a) 1#试样 (b) 2#试样 (c) 3#试样 (d) 4#试样 (e) 5#试样

图1 复合板界面夹杂物的形貌

Fig.1 Morphology of interface inclusions in clad plates

(a) SEM (b) EDS

图2 界面夹杂物的SEM照片及EDS能谱

Fig.2 SEM image and EDS pattern of interface inclusion

2.2 复合板界面的断口形貌

图3为不同压下率及冷却条件下复合板断口界面的SEM照片。由图3可见，当轧制压下率较低(37%)时，复合板结合界面强度不高，仅有少部分碳钢黏结在不锈钢侧，断裂发生在结合界面处；轧制压下率升至47%，复合板断裂区开始于脱碳铁素体区，裂纹扩展方向与界面呈约30°角；当压下率为70%且冷却方式为空冷时，复合板断裂开始于脱碳铁素体区，裂纹呈圆弧型向基体碳钢侧扩展，断裂界面与结合界面几乎平行。

(a)2#试样 (b)3#试样

(c)5#试样

2.3 复合板界面的组织演变

图4所示为不同压下率下复合板界面的金相组织。由图4可见，压下率为28%、37%和47%的复合板界面并未出现明显的脱碳层；压下率为59%时，复合板界面有脱碳铁素体区(decarbonized ferrite zone)和渗碳奥氏体区(carburized austenite zone)出现，脱碳铁素体带宽约10 μm，渗碳奥氏体区宽度约为80 μm；压下率为70%时，复合界面出现明显的脱碳铁素体带，宽度超过30 μm。另外，随着压下率的增加，不锈钢侧奥氏体晶粒尺寸明显减小，原因之一是变形量增加使得不锈钢发生动态再结晶，进而导致晶粒细化，还可能是由于大轧制力作用下C元素扩散更充分，碳化物在晶界处析出，并且其在晶界处产生的钉扎效应不会引起晶界迁移，从而保持较细的晶粒结构，且越靠近界面处晶粒越细。

图5为水冷和空冷条件下不锈钢复合板界面的金相组织。由图5可见，水冷试样界面脱碳层的组织为铁素体和珠光体，界面碳钢侧硬度较高，为不完全脱碳区；空冷试样则由于冷却速度较慢，界面脱碳层主要为铁素体组织，界面碳钢侧硬度值较低，为完全脱碳区，并且在不锈钢侧出现明显的晶间腐蚀带。这是因为水冷至室温时，复合板快速通过不锈钢敏化温度区420～850 ℃，故不锈钢侧未出现因碳化物聚集晶界而产生的晶间腐蚀现象，但空冷试样在420～850 ℃范围内停留时间过长，导致C元素有充分的时间扩散至不锈钢侧，使得不锈钢侧有碳化铬析出而造成晶间贫Cr，这会增加材料晶间腐蚀的倾向，该现象在界面不锈钢侧尤为明显。

(a) 1#试样 (b) 2#试样 (c) 3#试样

(d) 4#试样 (e) 5#试样

图4 复合板结合界面的微观组织

Fig.4 Microstructure of the interface of clad plates

(a) 3#试样(水冷) (b) 5#试样(空冷)

图5 不同冷却方式下复合板界面的微观组织

Fig.5 Microstructure of the interface of clad plates with different cooling methods

2.4 复合板的力学性能

表3列出了不同压下率下复合板界面的结合强度。由表3可知，水冷试样(2#和3#)的剪切强度明显高于空冷试样；另外，当冷却方式相同时，随着压下率的增大，界面结合强度先增大后减小。

表3 复合板的剪切强度

图6为不同压下率下复合板界面附近的硬度分布。由图6可知，对于压下率为28%和70%的空冷试样，由于界面附近主要为铁素体和珠光体组织，基材碳钢侧平均硬度较低，且由于铁素体组织体积分数较大，碳钢侧硬度即为铁素体组织硬度，因而未出现硬度谷区域，而压下率59%的空冷试样中由于珠光体体积分数较高，基材平均硬度高于其他空冷试样；对于压下率为37%和47%的水冷试样，由于碳钢侧以贝氏体组织为主，硬度相对较高，且由于C元素由碳钢侧向不锈钢侧扩散，故会在界面碳钢侧出现低硬度的脱碳铁素体区，形成硬度谷区域，扩散至不锈钢侧的C元素会与Cr、Ni形成碳化物，在渗碳奥氏体区形成硬度峰。从图6还可以看出，复合界面硬度最低位置出现在碳钢脱碳层，硬度最高则位于距离界面150 μm的渗碳不锈钢层，由于越靠近复合界面碳化物越集中于晶界上，可能造成晶间腐蚀，而离界面有一定距离的碳化物集中于晶内起到强化作用，这是界面附近不锈钢硬度高的主要原因。

图6 复合板界面处的硬度分布

Fig.6 Hardness distribution near the region of the interface of clad plates

3 讨论

当压下率较低时，如图3(a)所示，复合板剪切断裂位置位于界面处，这是由于轧制复合时，若轧制力较低，则不足以使界面夹杂物破裂，界面氧化物呈块状或连续线状，这会阻碍新鲜金属挤出，两侧金属达不到冶金结合条件，进行剪切实验时，界面氧化物处应力集中，导致复合板结合强度不高。随着压下率逐步上升(见图3(b)和图3(c))，复合板剪切断裂出现在脱碳层，这是因为大轧制力会造成界面氧化物破裂，甚至呈弥散点状分布，这使得复合板两侧的新鲜金属挤出，达到冶金结合条件，故复合板界面结合强度较高，甚至高于脱碳层强度，断裂即发生在脱碳层。

另一方面，结合表3可知，3#试样(压下率47%，水冷)的剪切强度与5#试样(压下率70%，空冷)相比高出约19.7%，比较图3(b)和图3(c)可知，这两组复合板的剪切断裂位置均位于脱碳层，即界面结合强度均高于脱碳层强度，但两者断裂形貌不一致：压下率47%水冷试样的断口与界面呈30°夹角，表明其界面结合强度高于脱碳铁素体区强度，剪切断裂区从界面传递至脱碳层，并向基材方向扩展；压下率70%空冷试样的断口几乎与界面平行，表明断裂仅发生在强度较低的脱碳层，且未发展至基材。此外，3#复合板轧后水冷至室温，冷却速度较快，C元素扩散不充分，碳钢侧为不完全脱碳层，主要为珠光体和铁素体混合组织，强度相对较高；而5#复合板热轧后空冷至室温，冷却速度较慢且在空气中暴露时间长，C元素充分扩散，导致结合界面碳钢侧脱碳充分形成完全脱碳层，组织为铁素体，硬度相对较低，同时由于轧制压下率过大，不锈钢侧晶粒细化，晶界较多，这为C元素扩散提供了快速通道，C元素扩散畸变能提高，进而又加速了C扩散，并在晶界处形成碳化物，使得脱碳层中容易形成硬度和强度较低的铁素体区。所以，当轧制压下率较高时，复合板界面结合强度高于脱碳层强度，剪切断裂发生在脱碳层，此时剪切实验所测强度为脱碳层强度，而非界面结合强度，即高压下率反而更容易造成完全脱碳层的形成，导致复合板剪切强度降低。由此可见，合理控制轧制压下率及调整轧后冷却工艺，对于复合板界面组织和C扩散的控制具有积极意义，这是提高不锈钢/碳钢复合板结合强度的关键所在。

4 结论

(1) 随着轧制压下率的不断增加，304不锈钢/Q235碳钢复合板界面夹杂物形态逐步由块状向线状、连续点状以及弥散点状分布变化，界面夹杂物为Si-Mn-Fe-Cr氧化物。

(2) 随着压下率的增加，复合板界面脱碳层的宽度增加。另外，与轧后空冷处理的复合板相比，水冷复合板由于冷却速度较快，C元素扩散不充分，界面脱碳层组织为铁素体和珠光体混合组织，硬度值较高，空冷复合板界面脱碳层组织为铁素体，硬度值相对较低。

(3) 当压下率较低时，复合板界面存在的线状和块状氧化物夹杂会阻碍新鲜金属挤出并造成应力集中，故剪切断裂发生于界面处，界面结合强度相对较低；随着压下率的升高，弥散分布的氧化物夹杂有助于界面结合，界面结合强度提高，当界面强度高于基体强度时，断裂开始于脱碳层并向基体扩展，此时的剪切强度实际是脱碳层强度。