退火工艺对建筑装潢用不锈钢组织与性能的影响

黄 磊，孙艳君，吴 昊

(1.绥化学院艺术设计学院，绥化 152061；2.东北林业大学材料科学与工程学院，哈尔滨 150006； 3.清华大学计算机科学与技术系，北京 100084)

0 引 言

不锈钢由于具有采光好、外形美观、经久耐用、再利用率高、无环境污染等优点而广泛应用于建筑装潢中，如不锈钢门窗、橱柜、雕塑、锅炉、浴缸等。与铸铁、铸铝、锻铜相比，不锈钢具有更好的耐空气、蒸汽、水等弱腐蚀介质和酸、碱、盐等化学侵蚀性介质腐蚀的特性[1]。目前在建筑装潢中应用较多的为不含镍且价格低廉的10Cr17不锈钢。10Cr17不锈钢是一种铁素体不锈钢，其含碳量高，在加工成形和随后的热处理过程中容易在低温区间(即880 ℃及以下温度区间，根据JMatProV7.0热力学软件计算结果，此区间为单相区)形成M23C6型碳化物[2-3]，并在高温区间(两相区)形成铁素体+马氏体组织而影响其塑性和耐腐蚀性能[4-5]。铁素体不锈钢的热处理方式通常为罩式炉低温(825850 ℃)退火；该工艺不仅存在加热时间长、效率低和生产成本高等问题，还会导致铁素体不锈钢在低温区间形成M23C6型碳化物而降低塑性，并在腐蚀环境中产生点蚀缺陷[6-9]。作者对10Cr17不锈钢分别进行低温(840，880 ℃)和高温(950～1 100 ℃)退火处理，研究了退火温度和冷却方式(空冷和水冷)对10Cr17不锈钢显微组织、力学性能和耐腐蚀性能的影响，为10Cr17不锈钢的退火工艺制定提供试验参考。

1 试样制备与试验方法

试验材料为广西柳州钢铁集团有限公司生产的热轧10Cr17不锈钢板，厚度为3 mm。采用电感耦合等离子发射光谱法测定其化学成分，结果见表1。

表1 10Cr17不锈钢板的化学成分(质量分数)Table 1 Chemical composition of 10Cr17 stainless steel plate (mass) %

采用线切割方法在10Cr17不锈钢板上截取尺寸为88 mm×40 mm×3 mm的试样，除油清洗后吹干。在卡博莱特ELF11/6型热处理炉中对试样分别进行低温单相区和高温两相区退火处理，低温退火温度为840，880 ℃，高温退火温度为950，1 000，1 050，1 100 ℃，保温时间均为30 min，冷却方式分别为水冷(WQ)和空冷(AQ)。

采用线切割方法在退火态试样上取样，磨抛后采用由5 g氯化铁+50 mL盐酸(工业纯)+20 mL水组成的混合溶液腐蚀，在Leica DM6M型光学显微镜和TASCAN Mira3型扫描电镜(SEM)上观察纵截面显微组织，并采用光学显微镜附带的Image-Pro Plus 6.0软件统计第二相的面积分数，利用扫描电镜附带的能谱仪(EDS)测试微区成分。采用DNS200型拉伸试验机进行室温拉伸试验，拉伸试样尺寸见图1，拉伸速度为0.5 mm·min-1，做3组平行试验取平均值。采用HVS-1000型数显维氏硬度计测试显微硬度，载荷为0.98 N，保载时间10 s，测试5个点取平均值。在退火态试样上截取尺寸为10 mm×10 mm×3 mm的试样，经磨抛、清洗、吹干，称取质量后，在质量分数为6%的FeCl3溶液中进行化学浸泡腐蚀试验，腐蚀介质温度为45 ℃，浸泡时间为3 d。浸泡腐蚀结束后，将试样置于由体积分数50%盐酸和3.5 g·L-1六次甲基四胺组成的混合溶液中浸泡15 min以去除表面腐蚀产物，再经清水冲洗、吹干后称取质量，计算腐蚀速率v，计算公式为

图1 拉伸试样尺寸Fig.1 Size of tensile specimen

(1)

式中:m0和mt分别为腐蚀前后的质量,g;S为试样面积，mm2;t为浸泡时间，min。

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

由图2可以看出：低温(840，880 ℃)退火后试样组织中均可见沿轧制方向分布的铁素体晶粒和分布于铁素体晶界处的断续白亮颗粒，白亮颗粒的尺寸约为1 μm，局部还可见细小的再结晶组织；在相同退火温度下，水冷后得到的铁素体晶粒尺寸更小，这是因为水冷方式下的冷却速率较快，铁素体晶粒长大的时间较短[10]。能谱分析结果表明，铁素体晶界处的白亮颗粒含有64%(原子分数，下同)铁、18.7%铬和17.3%碳。铁和铬原子数之和与碳的原子数之比接近23比6，推测白亮颗粒为(Fe，Cr)23C6碳化物[11]。

图2 不同温度、不同冷却方式低温退火后试样的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

由图3可以看出：在9501 100 ℃高温空冷退火后，试样组织主要为铁素体+马氏体，铁素体晶界处同样分布着白色(Fe,Cr)23C6碳化物颗粒，但含量明显低于840，880 ℃低温空冷退火后的；随着温度升高，(Fe,Cr)23C6碳化物含量减少，马氏体含量先增加后减少，在温度为1 000 ℃时最高，约50.2%(面积分数)；退火温度在1 000 ℃及以上时，铁素体晶粒都发生了完全再结晶，且再结晶晶粒尺寸随着温度升高而增大。

图3 不同温度高温退火并空冷后试样的显微组织Fig.3 Microstructures of samples after high temperature annealing at different temperatures by air cooling

由图4可以看出：在9501 100 ℃高温水冷退火后，试样的组织仍为铁素体+马氏体+碳化物颗粒，马氏体含量高于相同温度空冷退火后的；当退火温度达到1 000 ℃及以上时，试样发生完全再结晶，晶粒尺寸随温度的升高而增大，并且再结晶晶粒尺寸小于相同温度空冷退火后的。

图4 不同温度高温退火并水冷后试样的显微组织Fig.4 Microstructures of samples after high temperature annealing at different temperatures by water cooling

2.2 力学性能

由表2可以看出：840，880 ℃低温退火试样的抗拉强度和屈服强度明显低于9501 100 ℃高温退火试样的，断后伸长率与此相反；高温退火试样的强度随温度的升高先增大后减小，断后伸长率降低，当退火温度为950 ℃时，试样的强塑性较好；水冷退火试样的强度明显高于空冷退火试样的，而断后伸长率略低。这主要与水冷的冷却速率更快，基体组织中的马氏体含量更多且再结晶晶粒更细小有关[12]。

表2 不同温度和冷却方式下退火后试样的室温拉伸性能Table 2 Room temperature tensile properties of samples after annealing at different temperatures by different cooling methods

由图5可以看出：840，880 ℃低温退火试样的硬度明显低于9501 100 ℃高温退火试样的，且880 ℃下的硬度最低；当退火温度在9501 100 ℃时，试样的硬度随温度的升高而增大，且水冷退火试样的硬度高于空冷退火试样的。840，880 ℃低温退火试样的组织主要为硬度较低的铁素体，950～1 100 ℃高温退火试样的组织主要为硬度较高的马氏体和晶粒细小的铁素体，因此高温退火试样的硬度更高；与高温空冷退火试样相比，高温水冷退火试样的晶粒尺寸更细小，细晶强化作用更大[13]，因此硬度更高。

图5 不同温度和冷却方式下退火后试样的显微硬度Fig.5 Microhardness of samples after annealing at different temperatures by different cooling methods

2.3 耐腐蚀性能

由图6可以看出：无论是空冷还是水冷，840，880 ℃低温退火试样的腐蚀速率明显大于950，1 000，1 050 ℃高温退火试样的，与1 100 ℃高温退火试样的相当；高温退火试样的腐蚀速率随温度升高先增大后减小再增大，退火温度为950 ℃时的腐蚀速率最小，1 100 ℃时的腐蚀速率最大，且水冷退火后的腐蚀速率均小于空冷退火的。腐蚀速率的变化主要与晶粒大小、晶界处(Fe,Cr)23C6碳化物的分布等组织特征有关[14]。

图6 不同温度和冷却方式下退火后试样在FeCl3溶液中浸泡3 d时的腐蚀速率Fig.6 Corrosion rates of samples annealed with different temperature and cooling methods during immersion in FeCl3 solution for 3 d

由图7可以看出:在FeCl3溶液中浸泡腐蚀3 d后，低温空冷退火试样表面可见尺寸不一的腐蚀凹坑，表现为局部点蚀特征，且点蚀大多在晶界处(Fe,Cr)23C6碳化物周围发生；高温空冷退火试样表面表现为全面腐蚀特征，腐蚀大多在铁素体/马氏体界面处发生，且退火温度为950 ℃时的腐蚀程度较轻，1 100 ℃时的腐蚀程度较重，腐蚀表面出现泥裂和剥落痕迹。

由图8可以看出，在FeCl3溶液中浸泡腐蚀3 d后，水冷退火试样的表面均出现局部点蚀特征，未发生全面腐蚀。对比图7、图8可知，水冷退火试样的腐蚀程度整体较轻。

图7 不同温度空冷退火试样在FeCl3溶液中浸泡3 d后的表面腐蚀形貌Fig.7 Surface corrosion morphology of samples annealed at different temperatures by air cooling after immersion in FeCl3 solution for 3 d

图8 不同温度水冷退火试样在FeCl3溶液中浸泡3 d后的表面腐蚀形貌Fig.8 Surface corrosion morphology of samples annealed at different temperatures by water cooling after immersion in FeCl3 solution for 3 d

低温退火试样中存在大量沿铁素体晶界析出的(Fe,Cr)23C6碳化物，不均匀分布的碳化物会在晶界处形成大量腐蚀微电池并产生点蚀坑[15-16]；高温退火试样中的(Fe,Cr)23C6碳化物较少，腐蚀主要与基体组织中铁素体和马氏体晶粒的电位差、内部残余应力以及马氏体相变引起的应力有关[17]。因此,低温退火试样的耐腐蚀性能更差。

对比空冷退火试样和水冷退火试样可知，冷却速率更快的基体组织中有更多的马氏体，在力学性能上表现为更高的强度和略差的塑性；同时，较快的冷却速率还会使得铁素体中保留更多的铬元素，从而具有更好的耐腐蚀性能[18]。

3 结 论

(1)10Cr17不锈钢试样低温(840，880 ℃)退火组织为铁素体和(Fe,Cr)23C6碳化物颗粒，水冷方式下的铁素体晶粒比空冷方式下的更细小；高温(9501 100 ℃)退火组织为铁素体、马氏体和(Fe,Cr)23C6碳化物，碳化物数量明显较低温退火试样中的少；当退火温度达到1 000 ℃及以上时，试样组织发生完全动态再结晶，再结晶晶粒尺寸随温度升高而增大，并且水冷方式下的晶粒尺寸较空冷方式下的细小。

(2)与高温退火试样相比，低温退火试样的强度更低，塑性更好；高温退火时，试样的强度随温度升高先增大后减小，断后伸长率降低，当退火温度为950 ℃时具有较好的强塑性；与空冷退火相比，水冷退火试样的强度更高，但塑性略低。

(3)与高温退火试样相比，低温退火试样的腐蚀速率较快，耐腐蚀性能更差；高温退火试样的腐蚀速率随退火温度的升高先增大后减小再增大，在退火温度为950 ℃时的腐蚀速率最小，耐腐蚀性能最好。