文章信息
- 余伟, 王班, 贺婕, 徐士新, 雷力齐
- YU Wei, WANG Ban, HE Jie, XU Shi-xin, LEI Li-qi
- 多层金属复合板的热轧制备方法
- Hot-rolled Process of Multilayered Composite Metal Plate
- 材料工程, 2017, 45(2): 32-38
- Journal of Materials Engineering, 2017, 45(2): 32-38.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000579
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文章历史
- 收稿日期: 2015-05-11
- 修订日期: 2016-11-15
多层金属复合板是将两种以上的金属通过液态或固态的连接方式制备成形,不仅能降低成本,而且可以获得单一组元金属所不具备的物理化学性能。例如,将强度较高的金属与韧性较高的金属进行复合,能使材料的强韧性相统一,用于生产刀具、复合装甲[1]等;Cu/Mo/Cu多层复合板具有优良的宽频电磁屏蔽性能,可以广泛应用于电子封装材料等领域中[2]。
目前,多层金属复合板的制备方法主要有爆炸复合法[3]、钎焊复合法[4]、压焊复合法[5]、浇铸复合法[6]和累积叠轧法等[7]。但钎焊复合、压焊复合和浇铸复合法不仅设备昂贵,工艺繁琐,而且复合层数较少;累积叠轧法虽能制备层数较多的复合板,但可适用的金属种类有限,并且需要反复组坯,成材率不高。另外,不同的复合方式其界面结合强度差异巨大。为了改善复合界面组织与力学性能,有研究尝试用Cu,Nb,Ni不同的中间层过渡,以控制复合材料界面附近的元素扩散、固态反应及相变现象,从而控制界面附近的相变或脆性的金属间化合物的形成及其对复合板界面性能的影响[8-11]。
因此,本工作提出一种高成材率的热轧制备方法,成功制备出2.5mm厚的67层复合板,并对复合效果及界面组织进行了分析,此外,还探讨了Ni层对界面扩散的作用,以及多层复合板的断裂机制。
1 实验材料与方法实验材料的具体尺寸和数量如下:马氏体不锈钢2Cr13尺寸为100mm×80mm×1mm,32块;铁素体不锈钢1Cr17尺寸为100mm×80mm×1mm,32块;高碳铬马氏体不锈钢9Cr18尺寸为100mm×80mm×20mm,1块;N6镍板尺寸为100mm×80mm×0.3mm,2块。实验钢化学成分如表 1所示。
Material | C | Si | Mn | Cr | S | P | Ni | Fe |
2Cr13 | 0.16-0.25 | ≤1.00 | ≤1.00 | 12-14 | ≤0.03 | ≤0.035 | - | Bal |
1Cr17 | 0.12 | ≤0.75 | ≤1.0 | 16-18 | ≤0.03 | ≤0.04 | - | Bal |
9Cr18 | 0.9-1.0 | ≤0.8 | ≤0.8 | 17-19 | ≤0.03 | ≤0.035 | - | Bal |
Ni | ≤0.10 | ≤0.10 | ≤0.05 | - | ≤0.005 | ≤0.002 | Bal | ≤0.002 |
机加工去除表面氧化皮,直至板坯表面露出新鲜金属;打磨完毕后先用丙酮去除油脂,再用清水冲洗吹干。按照图 1所示,将板坯按顺序叠放(…2Cr13/1Cr17/2Cr13/Ni/9Cr18/Ni/2Cr13/1Cr17/2Cr13…,共67层),坯料理论厚度为84.60mm。采用氩弧焊将板料轧制方向上的前后两端焊合,放入金属套中,利用真空泵抽至真空压强0.01Pa,用液压钳封闭钢管并进一步焊接密封。
由于轧制道次较多,坯料温降较快,因此需要多次加热,反复轧制,轧至2.5mm。轧制温度不低于950℃,道次压下量7%~32%,工艺过程如图 2所示。轧制实验在φ170mm/φ400mm×350mm四辊/二辊热轧试验机上进行。
此外,为研究镍中间层对元素扩散的影响,在Gleeble 3500热模拟试验机上进行单道次压缩实验:在真空压强0.1Pa下,将按9Cr18/Ni/1Cr17/9Cr18组合后的试样(尺寸为φ10mm×15mm,其中9Cr18厚6.35mm,1Cr17厚1mm,Ni厚0.30mm)加热至1200℃,保温5min,再进行单道次压缩(变形量40%,变形速率1s-1),随后快速冷却至室温。
金相实验所需试样在均匀变形区域切取,试样经研磨抛光后,用Curran试剂(FeCl3 10g+HCl 30mL+H2O 120mL)浸蚀5~6s,分别在光学显微镜(OM)和扫描电子显微镜(SEM)下观察界面组织,并利用EDS线扫描对界面处的合金元素进行分析。利用600MRD型显微硬度计测量维氏硬度,载荷选用0.98N,每隔50μm测1个点,取3组实验的算术平均值。依据GB/T 6396-2008《复合钢板力学及工艺性能试验方法》切取拉伸试样和剪切试样,剪切试样尺寸如图 3所示,为保证线切割位置在复合界面,需要先用浸蚀剂擦拭试样截面,使复合界面清晰可见。拉伸及剪切实验在CMT-4105型万能试验机上进行,并对剪切断口进行SEM观察和EDS分析。
2 结果与分析 2.1 制备过程及成材率图 4(a)为按照上述方法组坯、加热和轧制后的中间坯照片。可以发现轧制时层间滑动较为严重,板坯前后两端存在明显的不均匀变形及未复合区域。由于异种材料高温流动性能的差异,外层延伸大,中间层延伸小,上下层2Cr13+1Cr17层与中间层9Cr18滑动,外层向前延伸及向中心流动。由于变形不均匀,导致轧制多层复合板的成材率大幅度降低。
为提高成材率,从以下方面对工艺进行了优化:(1)组坯方式 采用普通轧制工艺时,层间滑动现象严重,这是由于剪切力较大导致层间滑动,使之不能有效复合;因此,将坯料前后两端焊接固定,之后利用金属套进行抽真空,能有效地改善普通轧制工艺过程中的层间滑动,提高成材率;(2)轧制温度 对比异种材料高温变形抗力曲线发现,温度越高,钢的变形抗力相差越小[12],复合坯的变形也越协调,成材率越高;(3)坯料尺寸 实验发现,多层复合板轧制过程中的未复合区域主要集中在坯料前后两端,提高坯料长度可以提高成材率;(4)优化组坯步骤 针对图 4(a)组坯内外延伸不均和心部变形难的问题,为了进一步提高成材率,尝试先用上述组坯方法将2Cr13和1Cr17组坯复合,再与薄规格(8mm厚)的9Cr18组坯复合,提高和保证轧制温度。优化轧制工艺后,得到轧后复合板的中间坯的形状如图 4(b)所示。采用两步组坯的方法及工艺改进后,多层复合板轧制成材率提高至90%以上。
2.2 组织形态分析从图 5可以看到,多层复合板的组织特征如下:(1)复合界面相对平整,无氧化物夹杂,几乎没有变形不均衡形成的孔洞等;(2)2Cr13/1Cr17,2Cr13/Ni和Ni/9Cr18复合界面均清晰可见,各层厚度也比较均匀,2Cr13和1Cr17层厚约45~55μm,Ni层厚约40μm,9Cr18层厚约560μm;(3)2Cr13层组织为马氏体,1Cr17层由纯铁素体转变为铁素体+马氏体。越靠近中心层9Cr18,马氏体含量越高。图 5(b)中靠近中心的铁素体层几乎全部转变为马氏体+大量沿晶界分布的碳化物;靠近外侧,1Cr17层较少发生马氏体相变;(4)Ni层与两侧的2Cr13和9Cr18层复合良好,并且由于Ni与Fe无限互溶的特性,界面处未形成脆性中间相。
为了更清晰地观察各层材料的组织形态,使用Curran试剂轻微腐蚀实验钢,金相组织如图 6所示。2Cr13层和1Cr17层整体变形均匀,厚度变化相差不大,有较好的连续性。但材料中部和边部的宏观形态存在较大的差异,靠近中部的金属相对平整,而靠近外侧的金属出现波浪状的结构,其中较硬的2Cr13层出现颈缩,但未断裂分离,较软的1Cr17层发生局部弯曲。
硬层发生颈缩是轧制异种金属复合板材时典型的宏观结构特征,其形成原因主要有两个[13]:一是异种金属间力学性能的差异(如硬度、应变硬化指数、强度系数、流变应力等),硬相层在轧制过程中会率先出现失稳,直到颈缩断裂,而软相层在轧制过程中却能够保证变形的均匀性,因此复合板出现变形不协调的现象;二是金属组元间的初始厚度比,Lee等[14]发现硬层与软层的初始厚度比越大,在轧制过程中产生颈缩所需要的临界变形量越大,形成颈缩的倾向性越小。
本实验出现颈缩现象的原因主要有两方面:(1)在相同条件下,2Cr13的变形抗力大于1Cr17,因此较硬的2Cr13层率先失稳,出现颈缩;而较软的1Cr17层变形相对均匀,为维持整体力学平衡,会发生一定的弯曲;另外,越靠近外侧,温度越低,变形抗力相差越大,颈缩越明显;(2)在该轧制温度区间内,由于二者之间碳元素的扩散,1Cr17的高温相为奥氏体+铁素体,而高温下铁素体强度小于奥氏体强度,靠近外侧1Cr17中铁素体含量较高,由于软质相的过度变形,也会造成不均匀变形。
2.3 界面元素扩散因为多层复合板采用材料的合金元素存在差异,在复合过程中不同材料界面的元素扩散不可避免。图 7为复合界面照片及界面附近的EDS线扫描照片。可以看到,元素分布曲线平滑无台阶,说明无中间化合物生成;Ni层两侧Fe,Cr,Ni元素分布强度变化平滑,说明Ni原子向两侧的钢中扩散,Fe,Cr原子由钢侧向Ni层扩散;由于Ni层两侧钢中的Fe,Cr含量十分接近,2Cr13/Ni和Ni/9Cr18界面浓度梯度相近,因此扩散呈对称进行,扩散距离皆为40μm左右。资料表明[15]:Fe,Ni,Cr的原子半径分别为0.127,0.125,0.128nm,相差不大,其扩散为置换式互扩散。另外,9Cr18/Ni和Ni/2Cr13界面两侧均存在较大的碳势差,并且C原子的扩散属于间隙扩散,扩散速率远大于Fe,Ni,Cr原子。由于C原子的扩散,靠近界面的1Cr17层几乎完全消失,这会对多层复合板的耐腐蚀性能以及各层的原有组织特征产生不良影响。但EDS能谱分析对C等轻量元素的测定误差较大,所以图 7中C元素的变化曲线并不明显。
Gleeble热模拟实验更进一步研究Ni中间层对元素扩散行为的影响。图 8为有无Ni层的复合界面附近的金相组织对比。无中间层Ni的9Cr18/1Cr17界面处,C原子发生扩散并形成马氏体和呈黑色的碳化物;添加Ni中间层后,1Cr17侧的马氏体组织明显减少。这说明Ni层对C原子扩散有阻隔作用。
Ni中间层的特点主要有3方面[16, 17]:(1)Ni作为一种常用的钎料,具有良好的力学性能,并且本身呈银白色具有很好的装饰效果;(2)Ni是非碳化物形成元素,可与Fe无限互溶,且Ni的塑性好,能缓解接头处的内应力;(3)Ni层可以避免9Cr18和1Cr17层的直接接触,有效地减缓C原子的扩散,但若保温时间过长,靠近界面的1Cr17层仍会发生相变,甚至完全消失;(4)Ni为非碳化物形成元素,不会产生碳化物。
2.4 力学性能多层复合板的力学性能如表 2所示。从表 2可以看出,该多层复合板具有较高的屈服强度和抗拉强度,抗剪强度为241MPa,达到GB/T 8165-2008《不锈钢复合钢板和钢带》的一级界面结合强度级别。这表明多层复合板的界面存在会显著增加其抗变形能力。
Material | Yield strength/ MPa | Tensile strength/ MPa | Shear strength/ MPa |
Composite plate | 729.6 | 1105 | 241 |
2Cr13 base steel | 440 | 635 | - |
9Cr18 base steel | 546 | 755 | - |
复合板多界面附近的硬度变化趋势如图 9所示。结合微观组织的变化可以看出,界面处的硬度变化趋势与C原子的扩散密切相关。在9Cr18层一侧,硬度呈略微下降趋势,这是由于在反复的加热及轧制过程中,碳化物大量溶入基体,C原子向不锈钢一侧扩散,导致9Cr18靠近界面处C含量较低,硬度降低。1Cr17/2Cr13不锈钢一侧的硬度变化较为复杂,距离Ni层较近的第1层由于9Cr18中的C原子越过Ni层向其扩散,C含量升高,硬度变大;第2层(1Cr17铁素体不锈钢)的C含量升高,达到发生相变的条件,几乎完全转变成马氏体,并且晶界处有大量碳化物,所以硬度较大,与第5层马氏体层的硬度接近;第4层(1Cr17)距离界面较远,C原子扩散的量还不足以使之完全转变为马氏体,因此组织为马氏体和铁素体共存,硬度较低。Ni层硬度低,因此Ni层厚度不宜过大,否则界面结合强度会受到影响。
多层复合板的剪切断口如图 10所示。断口主要呈现两种形貌:区域Ⅰ断裂方式为典型的解理断裂并伴有河流花样,呈台阶状,如图 10(b)所示。区域Ⅱ为均匀分布的细小等轴韧窝形貌,是典型的韧性断口,如图 10(c)所示,韧窝内部分布着大量的细小块状物质,其中对区域1,2进行能谱分析,其元素构成如表 3所示,韧窝内部的片状物为C-Cr化合物,没有氧化物存在,可能与9Cr18的碳扩散导致2Cr13层片状碳化物形成有关。另外,能谱分析结果中并没有发现Ni元素,说明剪切界面位于1Cr17和2Cr13之间。
文献[18]表明,多层复合板断口虽然存在一些韧窝,但是界面分层作为一种非本征的韧化机制可能对其性能的提高贡献更大。许多学者在深入研究复合板材界面对其韧性的影响时提出了各种具体的韧化机制(如裂纹偏转,裂纹钝化,裂纹联桥,应力重分布等),本质上都是认为界面分层能够降低裂纹尖端应力水平,从而抑制裂纹扩展。因此,对于数十层甚至更多的复合板材,剪切断面处的分层解理断裂可能取代小韧窝断裂成为主要的断裂机制,有助于多层复合板强度提高;且随着层数增加,这种作用更加明显。
3 结论(1) 采用氩弧焊固定组坯,金属套密封抽真空,在1000~1200℃进行反复加热和轧制,成功制备出2.5mm厚的67层复合板。采用两步组坯复合方法,轧制多层复合板的成材率可达90%以上。
(2) 焊接组坯复合轧制制备的多层复合板,力学性能良好,抗剪强度达到241MPa,达到GB/T 8165-2008《不锈钢复合钢板和钢带》的一级界面结合强度级别。
(3) Ni中间层可以较为有效地阻碍碳扩散,减缓铁素体向马氏体的转变,有效改善多层复合板的组织特征。但Ni层的厚度不宜过大,否则结合强度会受到一定程度的影响。
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