包覆浇铸和热轧工艺制备高硼不锈钢复合材料

张 可,刘 靖

(1.中国石油大学胜利学院 机械与控制工程学院,山东 东营 257000; 2.北京科技大学 材料科学与工程学院,北京 100083)

2017-06-10

张 可(1986—)，男，山东东营人，中国石油大学胜利学院机械与控制工程学院助教，硕士，主要从事塑性成形新技术新工艺研究。

10.3969/j.issn.1673-5935.2017.03.009

包覆浇铸和热轧工艺制备高硼不锈钢复合材料

张 可1,刘 靖2

(1.中国石油大学胜利学院 机械与控制工程学院,山东 东营 257000; 2.北京科技大学 材料科学与工程学院,北京 100083)

通过包覆浇铸+热轧变形工艺,制备不锈钢/高硼芯层复合材料,用扫描电子显微镜和光学显微镜分析复合材料的界面组织、成分和性能的变化规律。试验结果表明,通过真空熔炼浇铸以及变形量超过90%的热轧工艺,可以实现两组元金属材料之间良好的冶金结合,研究在1 150 ℃分别保温2、4、6 h的扩散处理和在1 050 ℃的固溶处理对高硼不锈钢复合板组织的影响。

复合材料;高硼;屏蔽;热中子

随着核能源及各种核反应堆的发展,对屏蔽材料及其他屏蔽系统的要求越来越高,现有的许多屏蔽材料已难于满足其使用要求,主要表现在屏蔽材料的屏蔽效果与其他性能如力学性能、耐热性、抗辐照性能等难以兼顾。B元素因具有优越的屏蔽热中子和抑制俘获γ射线的核特性,被用来制备屏蔽材料,Fe是辐射屏蔽中常用的材料。因而,研究具有优良核特性和足够强度的含硼钢屏蔽材料具有广泛的应用前景。高硼钢因为含硼量高使其加工成型性能很差,因此探索合适的生产工艺成为高硼不锈钢开发的关键。通过采用复合钢板工艺生产高硼不锈钢,得到的高硼复合钢板具有以下几个特点:一方面使含硼量得到极大提高,芯层含硼量(质量分数)最大为4%,另一方面通过用不锈钢进行包覆,使其可以进行轧制。芯层保证了屏蔽热中子的效果,而包覆层保证了复合板的可加工性能,有关文献表明含硼不锈钢热轧应在1 000～1 150 ℃这样窄的温度范围进行,而包覆轧制可使材料温度变化减至最小程度,有利于高硼复合板的热轧变形。

1 试验材料及方法

1.1 试验材料

试验采用的原料分别为不锈钢和硼铁,硼铁的硼含量为20.3%,不锈钢成分如表1所示。

表1 试验用不锈钢化学成分 %

1.2 复合坯料制备及成形

利用ZG-0.01真空感应电炉进行芯料制备和包覆浇铸,采用模铸方式,制备硼含量(质量分数)为2%,3%,4%的高硼芯料。浇铸分为芯料浇铸和包覆层浇铸两个阶段。芯料和包覆层配料见表2。

表2 包覆浇铸配料

铸模的理论模腔尺寸为150 mm×100 mm×80 mm,总体积为0.001 2 m3。首先浇铸芯料,将芯料尺寸切割为100 mm×55 mm×40 mm,体积为0.000 22 m3,打磨掉表面氧化皮,并用丙酮对其进行超声波清洗,然后进行包覆浇铸,采用10 kg真空感应炉把不锈钢棒材加热到1 500 ℃左右重熔,将其钢液沿外浇道浇到模具中,外层的不锈钢钢液包覆在芯料周围,浇铸温度为1 550 ℃,包覆浇铸示意图如图1所示。钢液在真空下缓冷至500 ℃左右，然后取出空冷至室温。

图1 包覆浇铸示意图

铸出的钢锭经锻造尺寸由150 mm×100 mm×80 mm变为250 mm×120 mm×40 mm。将锻压后的钢锭在电阻炉中加热到 1 100 ℃下保温约 0.5 h后,采用350型可逆热轧机进行 热轧变形,轧制温度为1 100～950 ℃。轧制变形时,热轧初始道次变形量为20%,中间各道次变形量为10%～25%,每4～5个道次回炉重新加热一次,具体变形制度见表3。

表3 高硼复合板坯轧制过程道次分配

1.3 热处理工艺

通过适当的热处理能使钢的组织均匀化、提高强度、改善韧性,从而使钢获得良好的综合性能。为对比热轧后的复合板的组织和不同热处理后的复合板的组织变化,探索合适的热处理工艺,具体热处理制度见表4。

表4 复合板热处理工艺

1.4 性能组织分析

对热轧后和热处理后的样品进行机械打磨、抛光后在4%硝酸酒精溶液中浸蚀约10 s,用LEO1450扫描电镜和光学显微镜观察复合材料的界面组织、成分和性能的变化。

2 试验结果及其分析

2.1 成形过程中的组织变化

不同硼含量芯料的铸态组织如图2(a)(b)所示。从铸态组织看,硼具有明显的树枝状偏析和沿初生晶界偏析的倾向,硼质量分数为2%的芯料的铸态组织硼化物较细小,呈明显树枝状,无大块硼化物,而硼质量分数为4%的芯料的铸态组织中含有大量的大块具有平直界面的硼化物,硼质量分数为2%的复合板经过大变形量的热轧,芯层的硼化物被充分破碎,呈细小弥散分布,对基体的割裂作用比较小,显微裂纹少,而芯层硼质量分数为3%和4%的复合板芯层硼化物,虽然经过了大变形量的热轧,但芯层的大块硼化物依然没有被有效破碎,且这些大块的硼化物在以后的热处理过程中很难改变,因此,为了能通过后续热处理提高其塑性,应将芯层硼含量控制在2%左右,热轧后的芯层照片如图2(c)(d)所示。

图2 不同硼含量的复合板芯层铸态和热轧态组织对比

图2中左侧为芯层,右侧为覆层,从图2中可以看到,复合板经过包覆浇铸及热轧,界面达到了很好的冶金复合,芯层含有大量的块状物相,少数比较粗大,大部分呈扁长条状,且很多都互相黏连,因为金相试样是沿轧制方向制备的,所以推断大块物相在轧制过程中被破碎,覆层靠近界面的析出物分散比较细小,为进一步了解热轧后芯层和覆层组织,对典型区域物相主要元素含量进行了微区分析,所选分析区域见图3中图谱1、图谱2和图谱3指向区域,分析结果见表5。

图3 复合板界面组织

表5 合金微区分析数据

图3中图谱1和图谱2处所示物相中均发现含量很高的B元素,图谱1中的B质量分数达到42.72%,原子百分比达到79.23%,除含有较多的Fe外,图谱1中还含有较多的Cr、Ni,根据Fe-B二元相图,判断该物相的成分中含有FeB相和单质B,Cr元素一方面易于形成碳化物,另一方面具备生成Cr-B化合物的热力学条件,因此推断该相中Cr的存在形式有两种:Cr的碳化物和复合硼化物(如(Fe,Cr)2B),综上可知芯层块状硼化物的主要成分为:Cr的碳化物,FeB,(Fe,Cr)2B和单质B。图谱2处硼含量比图谱1处低很多,根据图谱2中的质量和原子百分比推测图谱2处物相为(Fe,Cr)B,图谱3的位置为覆层基体,在基体中没有发现B元素,可能是由于基体中的B元素含量太少导致检测不到EDS,基体主要含有Fe,Cr和Ni,与原材料所用不锈钢成分基本相同。

2.2 热处理过程中的组织变化

2.2.1 扩散处理对复合板组织影响

对于芯层含2%B不锈钢复合板,在1 150 ℃分别保温2、4、6 h,分析扩散处理对其组织和性能的影响,图4显示出不同扩散时间下的界面组织。

覆层和芯层硼的浓度差开始时最大,这时硼原子由芯层向覆层扩散的驱动力也最大,从图4(a)到图(d)对比可以看出,界面靠近覆层一侧的细小析出物随着保温时间增加越来越多,说明在扩散过程中,芯层过饱和的硼部分迁移进入靠近界面的覆层中,使覆层中析出了硼化物,随着时间增加,界面两边的析出物数量的差别越来越小,芯层向覆层扩散所需的扩散激活能提高,界面的硼浓度梯度变得平缓,硼原子遇到扩散势垒不足以进行更远距离的界面外扩散。通过扩散处理可以使芯层靠近界面的部分硼进入覆层,从而减缓界面的浓度差,使得B含量在板厚方向分布更加均匀。

图4 芯层2%B的不锈钢复合板界面组织

2.2.2 固溶处理组织分析

通过对芯层含硼量为2%的复合板做固溶处理,研究固溶处理对其组织的影响,图5为固溶前后覆层的扫描电镜照片。

图5 硼含量2%固溶前后覆层组织变化

在固溶前的覆层中发现了很多小亮片(图6(a)),对其进行 EDS分析,小亮片主要元素质量分数为:O 47.45%, Cr 20.02%, Fe 32.25%, Ni 0.28%,根据成分可以得到这些小亮片为氧化物,固溶处理后小亮片减少,说明固溶处理提高了复合板覆层的耐蚀性。在覆层中发现了一些夹杂物,夹杂物在轧制过程中被压成长条状,夹杂物降低了材料的塑性。

图6 固溶前后芯层照片

通过对比固溶前后芯层的照片,可以发现经过固溶处理后芯层硼化物的边缘部分由比较尖锐的锯齿状变得相对钝化,对固溶处理后的硼化物进行EDS线扫描,沿图6(b)中AB线进行,结果见图7。芯层元素分布大致如下:Fe和Ni在基体中的含量要多于在硼化物中,但Cr在硼化物中的含量要多于基体中,B主要分布在硼化物中,且从心部到边缘硼含量逐渐减低,在固溶处理后硼含量的变化梯度变缓,说明在固溶处理中硼化物有很少一部分硼原子进入到基体中。

图7 元素分布线扫描结果

3 结 论

(1)通过包覆浇铸+热轧变形的复合工艺方法,制备了以高硼不锈钢为芯层、不锈钢为覆层的复合板材,两种组元金属之间实现了冶金结合。

(2)复合板芯层有大量硼化物析出,硼质量分数为2%的芯层组织硼化物较细小,硼质量分数为4%的芯层组织中硼化物过于粗大,热处理难以改变其形态。

(3)扩散处理使界面处芯层的硼扩散到覆层一侧,经过最长为6 h的保温时间后,界面处硼化物浓度梯度变平缓,固溶处理改善了芯层的硼化物形态,提高了不锈钢覆层的耐蚀性。

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[责任编辑]董大伟