Nb對(duì)Fe-Mn-Al-C低密度鋼顯微組織及耐蝕性的影響

關(guān)鍵詞：Fe-Mn-Al-C鋼；Nb；顯微組織；析出相；耐腐蝕性；氧化膜

0 引言

汽車工業(yè)的迅猛發(fā)展在助力社會(huì)進(jìn)步的同時(shí)，造成的污染問題也日益嚴(yán)重。數(shù)據(jù)表明，汽車排放的一氧化碳和碳?xì)浠衔锍^大氣總污染物的80%，氮氧化物和顆粒物則超過90%。在當(dāng)今“雙碳”戰(zhàn)略背景下，如何降低汽車能耗、減少大氣污染物的排放，已經(jīng)成為中國(guó)汽車工業(yè)領(lǐng)域發(fā)展中亟待解決的問題。作為節(jié)能減排的一種重要手段，使用輕質(zhì)且安全性強(qiáng)的鋼材作為汽車結(jié)構(gòu)材料已引起國(guó)內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注。研究表明，通過向高M(jìn)n鋼中添加輕質(zhì)元素Al所制備的Fe-Mn-Al-C鋼，因其密度低、力學(xué)性能優(yōu)良以及成型性與焊接性良好，利于實(shí)現(xiàn)汽車用鋼輕質(zhì)化，故已成為世界范圍內(nèi)研究的熱點(diǎn)。SEO C H等制備出的Fe-3.5Mn-5.9Al-0.4C鋼，其密度較傳統(tǒng)鋼材降低9%，并且經(jīng)軋制及退火處理后具有優(yōu)良的力學(xué)性能，其抗拉強(qiáng)度可達(dá)906MPa，同時(shí)可獲得32%的斷后伸長(zhǎng)率；基于微觀組織觀察分析可知，該鋼的高強(qiáng)度高韌性得益于變形過程中鐵素體的塑性變形以及奧氏體晶粒發(fā)生馬氏體相變。YOO J D和PARK K T等研究發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)e-28Mn-10Al-C和Fe-28Mn-9Al-0.8C低密度鋼在經(jīng)固溶及水淬處理后，可獲得較高的抗拉強(qiáng)度（843MPa）及異常高的伸長(zhǎng)率（100%），并且發(fā)現(xiàn)這種超高的伸長(zhǎng)率由連續(xù)的應(yīng)變硬化調(diào)節(jié)作用所致。在實(shí)際應(yīng)用過程中，由于常年裸露在大氣中，汽車各零部件表面的雨水或水汽會(huì)和大氣中的碳化物、硫化物形成微電池狀態(tài)而自行放電，其表面發(fā)生電化學(xué)腐蝕形成腐蝕層，易引起剝落而導(dǎo)致零件損壞，不僅破壞了整車的外觀，而且直接影響到汽車安全和使用壽命。研究表明，F(xiàn)e-Mn-Al-C鋼的耐腐蝕性能與傳統(tǒng)高強(qiáng)鋼相近，但遠(yuǎn)低于304不銹鋼。HUANG C F等曾試圖通過添加Cr元素并減少鋼中C濃度來提升Fe-Mn-Al-C鋼的耐腐蝕性能，但材料耐腐蝕性提高的同時(shí)，由于高Cr及低C含量，造成Fe-Mn-Al-C-Cr鋼中形成大量鐵素體組織，這使材料的力學(xué)性能受到損害。同時(shí)，相較單相奧氏體鋼，雙相Fe-Mn-Al-C低密度鋼在腐蝕過程中，腐蝕性離子更容易聚集于晶粒內(nèi)α/γ兩相區(qū)的交界，這便使點(diǎn)蝕更容易發(fā)生，增加了Cr合金化Fe-Mn-Al-C合金應(yīng)用的困難。由此可見，有關(guān)提升汽車用Fe-Mn-Al-C低密度鋼耐腐蝕性能的研究依然較為匱乏。由于難以在腐蝕性環(huán)境下長(zhǎng)期服役，F(xiàn)e-Mn-Al-C鋼在汽車鋼中的應(yīng)用范疇受到了極大的限制。研究發(fā)現(xiàn)，將穩(wěn)定性強(qiáng)的Nb元素加入鋼中對(duì)材料耐腐蝕性和抗氧化性的提升具有顯著影響。劉繼明等研究分析發(fā)現(xiàn)，添加Nb（質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于0.25%）元素能夠顯著提高鐵素體不銹鋼的抗大氣腐蝕性能。錢月等研究了Nb對(duì)Fe-Cr-Al合金在過熱蒸汽中耐蝕性的影響，結(jié)果表明，Nb的添加使合金中析出Nb（C，N）等第二相，抑制了Al的內(nèi)氧化，促進(jìn)均勻且致密的Al氧化膜形成，降低了合金的氧化速率，合金的耐腐蝕性能因此得到了改善。目前，關(guān)于添加Nb元素對(duì)汽車用鋼組織、力學(xué)性能、耐磨性能等影響，國(guó)內(nèi)外學(xué)者已取得一定的研究成果，但針對(duì)Nb優(yōu)化Fe-Mn-Al-C低密度鋼組織性能的影響研究較少，特別是Nb合金化后Fe-Mn-Al-C-Nb合金的耐蝕機(jī)理值得深入研究?；诖?，本研究在Fe-28Mn-10Al-C鋼中加入Nb元素，分析Nb在Fe-Mn-Al-C鋼中的存在形態(tài)及對(duì)其顯微組織的影響規(guī)律。通過電化學(xué)腐蝕及浸泡失重法，分析了Nb含量變化對(duì)Fe-Mn-Al-C-Nb低密度鋼耐腐蝕性能的影響規(guī)律和作用機(jī)理。

1 試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)鋼以?shī)W氏體高錳Fe-28Mn-10Al-C低密度鋼為基體，添加不同含量Nb元素制備Fe-Mn-Al-C-Nb合金。在氬氣氣氛下，使用感應(yīng)爐熔煉制備25 kg鑄錠；鑄錠經(jīng)1150℃保溫2 h后鍛造成截面面積為80 mm×40 mm的板坯，在1200℃均勻化2 h后熱軋至5 mm厚；并在馬弗爐內(nèi)經(jīng)950℃固溶處理60 min后水淬冷卻至室溫，獲得固溶態(tài)Fe-Mn-Al-C低密度鋼。根據(jù)化學(xué)元素分析法測(cè)得3種低密度鋼化學(xué)成分見表1，分別簡(jiǎn)記為0Nb，0.3Nb，0.5Nb鋼。使用Byes-300A密度測(cè)量?jī)x測(cè)得3種鋼的密度分別為6.30、6.25、6.29 g/cm3，較純鐵分別下降了19.8%、20.5%和20.0%?？梢钥闯觯⒘縉b的添加未明顯增加試驗(yàn)鋼密度，試驗(yàn)鋼密度主要受到鋼中Al元素含量影響。

1.2 試驗(yàn)方法

熱軋及固溶后試樣經(jīng)320～2000號(hào)砂紙研磨、機(jī)械拋光、乙醇清洗，之后用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液侵蝕；使用Leica DMi8光學(xué)顯微鏡（OM）觀察試驗(yàn)鋼金相組織，使用帶有能譜儀（EDS）的Quanta 650掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行微觀組織表征和元素分布的標(biāo)定，基于EDS分析技術(shù)進(jìn)一步分析樣品中析出相形貌與成分信息；使用粒徑分析軟件（Nano Measurer）統(tǒng)計(jì)試樣晶粒尺寸。采用D/Max/PC型X射線衍射儀（XRD）進(jìn)行物相分析檢測(cè)，測(cè)試所用試樣需經(jīng)砂紙打磨掉其表面氧化膜后，采用5%的稀鹽酸酸洗去除材料表面殘余應(yīng)力，所用射線為Cu靶Kα線，入射波長(zhǎng)λ=0.154 05 nm，衍射角度范圍40°～100°，掃描速度5（°）/min。使用Tecnai G2 F20 S-TWIN型透射電子顯微鏡（TEM）對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行微觀結(jié)構(gòu)觀察分析。TEM用薄片制備過程為：在試驗(yàn)鋼平整處切取1 mm厚薄片，依次經(jīng)120、320、500、800、1 200號(hào)砂紙打磨至厚度為0.06 mm后，經(jīng)酒精沖洗并用沖片機(jī)沖出3 mm直徑的圓片；之后在10%高氯酸乙醇電解液中進(jìn)行電解雙噴減薄，獲得TEM觀察所用樣品。電解雙噴減薄過程在20 V交流電壓下進(jìn)行，且全程采用液氮冷卻，確保電解環(huán)境溫度低于-35 ℃。

取不同Nb含量的樣品為待測(cè)試樣，對(duì)表面進(jìn)行打磨、拋光和蒸餾水清洗。除預(yù)留

10 mm×10 mm工作面外，其他表面使用質(zhì)量比1∶1的松香石蠟進(jìn)行密封。在IM6ex型電化學(xué)工作站測(cè)試樣品的極化曲線。采用三電極體系，工作電極為待測(cè)樣品，輔助電極為惰性鉑片，參比電極為飽和甘汞電極，腐蝕液為質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.5%的NaCl溶液，試驗(yàn)環(huán)境為室溫。測(cè)試前先將待測(cè)試樣浸入腐蝕液中保持30 min， 待體系穩(wěn)定后進(jìn)行極化曲線測(cè)試。

取多個(gè)尺寸為20 mm×20 mm×5 mm的表面潔凈樣品為待測(cè)試樣，經(jīng)稱重后浸泡在質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.5%的NaCl溶液中，在室溫下對(duì)Nb含量不同的樣品進(jìn)行腐蝕失重測(cè)試。浸泡腐蝕試驗(yàn)分2組同時(shí)進(jìn)行，其中1組進(jìn)行周期總時(shí)長(zhǎng)為72 h的腐蝕試驗(yàn)后，采用Quanta 650掃描電子顯微鏡（SEM）表征腐蝕形貌及腐蝕產(chǎn)物成分；另1組自24 h起每隔12 h取出3塊樣品，采用500 ml稀鹽酸+500 ml 去離子水+10 g濃度為3.5 g/L的六次甲基四胺混合液為除銹液除去表面腐蝕產(chǎn)物后，清洗吹干稱重，利用腐蝕前后質(zhì)量差確定單位面積失重率隨時(shí)間變化規(guī)律，腐蝕失重取3個(gè)樣品平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 試驗(yàn)鋼顯微組織及Nb存在形態(tài)

圖1和圖2所示分別為0 Nb、0.3 Nb、0.5 Nb鋼經(jīng)熱軋及950 ℃固溶處理60 min后的金相顯微組織和XRD圖譜。由圖1可見，經(jīng)高溫固溶處理，不同Nb含量的試驗(yàn)鋼均具有單一的奧氏體組織，并伴有孿晶生成。隨著Nb含量升高，試驗(yàn)鋼的平均晶粒尺寸由39.49 μm減小到13.67 μm， 大尺寸晶粒和孿晶數(shù)目明顯減少，這表明Nb的添加有細(xì)化奧氏體晶粒的作用。由圖2可以看出，成分不同的樣品經(jīng)高溫?zé)崽幚砗蟮腦射線衍射圖譜均表現(xiàn)出單一的γ峰，表明3種試驗(yàn)鋼均由面心立方（fcc）結(jié)構(gòu)的單相奧氏體構(gòu)成，且經(jīng)Nb合金化后的高錳高碳Fe-Mn-Al-C低密度鋼在高溫固溶處理后仍保持單相奧氏體組織。

圖3所示為Fe-28Mn-10Al-C-xNb試驗(yàn)鋼TEM明場(chǎng)像、析出相區(qū)域（區(qū)域“A”“B”）EDS分析結(jié)果?？梢钥闯?，0Nb鋼中無明顯析出相存在，結(jié)合金相顯微組織及XRD分析結(jié)果可判斷不含Nb的Fe-28Mn-10Al-C低密度鋼由單一奧氏體組成。與0Nb鋼相比，添加Nb的試驗(yàn)鋼中析出了主要由Nb與C元素組成的細(xì)小且彌散分布的第二相，且析出相在晶界位置數(shù)量更多，表明含Nb析出相主要沿試驗(yàn)鋼奧氏體晶界分布，并且當(dāng)試驗(yàn)鋼中Nb含量不同時(shí)，析出相尺寸接近，這表明Fe-28Mn-10Al-C-xNb低密度鋼中析出相的大小受鋼中Nb含量影響較小。同時(shí)，在相同的視場(chǎng)下，0.5Nb鋼中析出相數(shù)量較0.3Nb鋼明顯增多，這表明析出相數(shù)量與試驗(yàn)鋼中Nb含量成正比。

圖4所示為0.5Nb鋼中晶粒內(nèi)析出相的HRTEM像，以及對(duì)應(yīng)區(qū)域從[001]入射軸方向觀察到的電子衍射花樣?？梢钥闯觯囼?yàn)鋼中析出相呈橢球形，結(jié)合SADE花樣結(jié)果可判斷含Nb低密度鋼中析出相為單晶結(jié)構(gòu)fcc-NbC。此外，通常在含Nb合金鋼中，Nb會(huì)與C、N元素結(jié)合形成NbC、NbN，且由于NbC和NbN晶格類型相同，C、N常發(fā)生相互置換，引起NbC和NbN互溶并生成Nb（C，N）。因此Fe-28Mn-10Al-C-xNb試驗(yàn)鋼中析出相組成中除fcc-NbC外，還應(yīng)伴有極少量Nb（C，N）混合相。但因?yàn)樵囼?yàn)鋼中N質(zhì)量分?jǐn)?shù)極低（0.004 1%），NbN生成量較少，所以經(jīng)Nb合金化后Fe-28Mn-10Al-C-xNb低密度鋼中所形成析出相主要成分為NbC。

除形成析出相外，試驗(yàn)鋼中的Nb元素也會(huì)在合金中固溶形成固溶體。根據(jù)第二相在鋼中的固溶性理論，Nb在鋼中的固溶度受C含量和熱處理溫度的影響，一般鋼中所添加的Nb會(huì)與非金屬元素C、N等形成穩(wěn)定的化合物，且在鋼中有較高的溶解度。在1 500 ℃下，NbN和NbC在鋼液中的平衡常數(shù)分別達(dá)到0.14和14.30，含Nb化合物由于其高溶解度不在鋼水中沉淀，而是凝固后在固相中析出長(zhǎng)大。通常情況下，在850～1 200 ℃的熱處理溫度下，鋼中奧氏體中Nb元素的固溶度可以表示為

（1）

式中：CC和CNb分別為C和Nb能夠固溶在奧氏體中的質(zhì)量分?jǐn)?shù)；T為熱力學(xué)溫度。

試驗(yàn)鋼中C質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.05%，當(dāng)退火溫度為950 ℃（1 223 K）時(shí)，依據(jù)式（1）計(jì)算得出，在奧氏體中固溶的Nb元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)僅為0.000 27%。由此可見，低密度鋼中所添加的Nb元素幾乎全部以第二相析出態(tài)存在。煉鋼過程中采用真空處理，鋼中N元素含量極低，且Nb元素與C具有極高的親和力，因此0.5 Nb鋼中添加Nb元素主要以NbC析出相的形態(tài)存在，這與TEM觀察結(jié)果一致。

2.2 極化曲線測(cè)試Fe-28Mn-10Al-C-xNb

圖5所示為Fe-28Mn-10Al-C-xNb低密度鋼在3.5%NaCl溶液中的電化學(xué)極化曲線?？梢钥闯?，隨著外加電位的升高，0Nb鋼中腐蝕電流密度逐漸增大，陽(yáng)極極化曲線表現(xiàn)出連續(xù)的活性溶解，說明侵蝕過程中材料表面穩(wěn)定性較低。而加Nb低密度鋼在電化學(xué)極化過程中，隨著腐蝕電位升高，試驗(yàn)鋼在經(jīng)過活性溶解后進(jìn)入過度鈍化區(qū)，發(fā)生鈍化反應(yīng)；并且，隨著Nb含量升高，低密度鋼的維鈍電流密度降低，這表明鋼中Nb含量越高，腐蝕過程中試驗(yàn)鋼表面穩(wěn)定性越高。

由圖5還可以看出，相較于0Nb鋼，0.3Nb、0.5Nb鋼陽(yáng)極極化曲線Tafel斜率更高，表明在試驗(yàn)電位范圍內(nèi)，加Nb低密度鋼的表面活性更低，不易被腐蝕液中的Cl-離子侵蝕而發(fā)生溶解反應(yīng)。相比之下，0Nb鋼則始終處于活化狀態(tài)，腐蝕過程為連續(xù)溶解過程，無鈍化特征。由此可見，Nb的添加促進(jìn)Fe-28Mn-10Al-C低密度鋼發(fā)生鈍化反應(yīng)，提高了試驗(yàn)鋼表面穩(wěn)定性。同時(shí)值得注意的是，盡管腐蝕過程存在差異，0Nb、0.3Nb、0.5Nb鋼在腐蝕電位升高過程中均未出現(xiàn)過鈍化效應(yīng)，說明腐蝕過程中無嚴(yán)重的點(diǎn)蝕現(xiàn)象產(chǎn)生，即均表現(xiàn)為均勻腐蝕的特征。

采用Tafel外推法得出0Nb、0.3Nb、0.5Nb鋼的腐蝕電位Ecorr和腐蝕電流密度Icorr，結(jié)果見表2?？梢钥闯觯?Nb鋼的腐蝕電流密度最高，表明在3.5%NaCl溶液中，0Nb鋼更易被腐蝕。隨著Nb含量升高，材料腐蝕電流密度由6.17×10-6 A/cm2降低到6.31 ×10-7 A/cm2，表明經(jīng)Nb合金化后，F(xiàn)e-28Mn-10Al-C-xNb低密度鋼在3.5%NaCl溶液中發(fā)生腐蝕反應(yīng)的難度增加，腐蝕反應(yīng)速率降低，耐腐蝕性能較未添加Nb時(shí)有了明顯的提升。

2.3 電化學(xué)腐蝕表面形貌

圖6所示分別為0Nb、0.3Nb、0.5Nb低密度鋼經(jīng)極化后腐蝕面的SEM形貌?？梢钥闯?，0Nb鋼由于表面穩(wěn)定性較低，導(dǎo)致其耐蝕性能較差，相同的腐蝕條件下會(huì)形成較大的腐蝕坑，且相較于加Nb低密度鋼，0Nb鋼腐蝕表面腐蝕坑數(shù)量較多。隨著鋼中Nb含量增加，低密度鋼中腐蝕坑數(shù)量降低、尺寸減小，低密度鋼腐蝕程度降低，這與極化曲線所分析結(jié)果一致，即Nb含量升高有利于提高Fe-28Mn-10Al-C-xNb低密度鋼的耐蝕性能。

2.4 浸泡腐蝕失重

圖7所示為3種試驗(yàn)鋼在3.5%NaCl溶液中腐蝕失重曲線以及浸泡72 h后腐蝕失重與Nb含量對(duì)應(yīng)關(guān)系。由于腐蝕前期試驗(yàn)鋼質(zhì)量變化較小，且存在腐蝕產(chǎn)物生成與溶解同時(shí)發(fā)生的過程，會(huì)引起較大誤差，結(jié)合汽車用Fe-Mn-Al-C-Nb低密度鋼需在腐蝕環(huán)境下長(zhǎng)時(shí)間服役的特性，本試驗(yàn)只進(jìn)行了24～72h范圍內(nèi)試驗(yàn)鋼腐蝕失重測(cè)試。由圖7（a）可以看出，在試驗(yàn)設(shè)定浸泡周期內(nèi)，隨著腐蝕時(shí)間的延長(zhǎng)，3種試驗(yàn)鋼的失重呈線性增加趨勢(shì)，未進(jìn)行合金化的0Nb試驗(yàn)鋼在浸泡腐蝕72 h后失重更為明顯。如圖7（b）所示，短腐蝕時(shí)間（小于36 h）內(nèi)Nb添加對(duì)試驗(yàn)鋼失重影響較小。隨著腐蝕時(shí)間延長(zhǎng)，在相同腐蝕周期內(nèi)，試驗(yàn)鋼的腐蝕失重隨著Nb含量升高線性減小。從腐蝕72 h結(jié)果可以看出，隨著鋼中Nb質(zhì)量分?jǐn)?shù)增至0.5%，試驗(yàn)鋼的腐蝕失重由5.750 mg/mm2降至4.625 mg/mm2，表明Nb能夠優(yōu)化Fe-28Mn-10Al-C低密度鋼在Cl-離子腐蝕環(huán)境下的耐蝕性，且隨著Nb含量升高，試驗(yàn)鋼耐腐蝕性能逐漸增強(qiáng)。

2.5 浸泡腐蝕形貌及腐蝕產(chǎn)物組分

為進(jìn)一步分析腐蝕特性，分別研究了不同Nb含量試驗(yàn)鋼經(jīng)浸泡腐蝕后的表面形貌和元素分布特征。圖8所示為0Nb鋼在3.5%NaCl溶液中經(jīng)72 h浸泡腐蝕后的表面SEM形貌及元素分布EDS面掃描結(jié)果?？梢钥闯?，經(jīng)過長(zhǎng)時(shí)間浸泡腐蝕，0Nb鋼表面形成了明顯的腐蝕坑，且腐蝕坑內(nèi)O元素大量聚集，而Al、Fe、Mn等試驗(yàn)鋼元素分布則明顯低于基體濃度，這是由于在侵蝕性離子Cl-的作用下，試驗(yàn)鋼中的金屬元素與溶解于腐蝕液中的氧發(fā)生陽(yáng)極反應(yīng)并不斷向腐蝕液中溶解，形成腐蝕坑并形成氧化產(chǎn)物。由元素分布可以看出，腐蝕坑不同位置處金屬元素分布不同，即在不同位置產(chǎn)生了不同類型的氧化產(chǎn)物，在氧化物/金屬（O/M）界面位置Al元素的偏聚較為明顯；如圖8（c）中所標(biāo)定的區(qū)域“A”所示，在腐蝕坑內(nèi)部Fe、Mn元素分布濃度則明顯更高，這表明在O/M界面處形成了Al的氧化物產(chǎn)物，F(xiàn)e、Mn氧化物則主要形成于腐蝕坑內(nèi)部。值得注意的是，由于C元素穩(wěn)定性強(qiáng)不易發(fā)生腐蝕反應(yīng)，浸泡過程中腐蝕坑內(nèi)C元素含量并未降低。同時(shí)由于其他合金元素諸如Fe、Mn等發(fā)生腐蝕溶解，C元素相對(duì)含量升高，能譜面掃描過程中電子反射能力更強(qiáng)，收集更加充分，引起C元素在腐蝕范圍內(nèi)分布相對(duì)集中的現(xiàn)象。

圖9、圖10所示分別為0.3Nb、0.5Nb鋼的腐蝕形貌及元素分布圖。通過對(duì)比可以看出，Nb合金化前后低密度鋼具有相似的腐蝕行為，即經(jīng)過長(zhǎng)時(shí)間侵蝕后，試樣表面產(chǎn)生腐蝕坑，且腐蝕產(chǎn)物以氧化物為主。相較0Nb鋼，含Nb低密度鋼的腐蝕程度更低，且隨著鋼中Nb含量升高，腐蝕坑尺寸及深度明顯減小，說明Nb元素添加能夠優(yōu)化低密度鋼在Cl-腐蝕環(huán)境中的耐蝕性能，F(xiàn)e-Mn-Al-C-xNb鋼的腐蝕速率隨鋼中Nb含量升高而降低。由圖9、圖10也可以看出，含Nb試驗(yàn)鋼O/M界面處同樣出現(xiàn)Al元素偏聚，表明腐蝕產(chǎn)物在基體界面處以Al氧化物為主，遠(yuǎn)離界面處則是有Fe、Mn氧化物分布。并且，相比0Nb試驗(yàn)鋼，含Nb低密度鋼O/M界面處Al元素分布密度更高，表明Nb合金化促進(jìn)了腐蝕過程中試驗(yàn)鋼表面均勻、連續(xù)Al氧化物的生成。

由圖9（g）、圖10（g）還可以看出，對(duì)應(yīng)腐蝕坑區(qū)域內(nèi)，Nb元素并未呈現(xiàn)明顯缺失，依然呈均勻態(tài)分布，表明不同于Fe、Mn、Al元素，鋼中的Nb元素穩(wěn)定性更強(qiáng)，腐蝕過程中并未發(fā)生陽(yáng)極反應(yīng)而溶解于侵蝕液中。相關(guān)研究也指出，Nb元素能夠在氧化物與基體交界處形成阻擋層抑制氧化產(chǎn)物的生成，進(jìn)而優(yōu)化鋼的耐腐蝕性能。

3 分析討論

3.1 Nb對(duì)低密度鋼顯微組織作用機(jī)理

由于Nb的添加，F(xiàn)e-Mn-Al-C-Nb鋼內(nèi)會(huì)形成一定量的NbC析出相，且主要分布于能量較低的奧氏體晶界處。在奧氏體晶粒長(zhǎng)大過程中，晶界處的NbC析出相質(zhì)點(diǎn)會(huì)截?cái)嗑Ы?，并?duì)晶界遷移產(chǎn)生拖拽力，阻礙晶界的運(yùn)動(dòng)，起到釘扎作用，抑制奧氏體晶界遷移及晶粒長(zhǎng)大。因此加Nb低密度鋼中奧氏體晶粒也明顯小于0Nb鋼樣品，表明Nb通過在鋼中形成碳化物第二相來細(xì)化晶粒。此外，第二相質(zhì)點(diǎn)抑制晶粒粗化模型理論認(rèn)為，鋼中所析出的第二相體積分?jǐn)?shù)及其尺寸，會(huì)決定其抑制晶粒粗化的能力，并最終決定晶粒細(xì)化程度及晶粒尺寸。在第二相細(xì)化晶粒過程中，第二相體積分?jǐn)?shù)越大、臨界尺寸越小，其細(xì)化晶粒效果越明顯。在Fe-Mn-Al-C-Nb試驗(yàn)鋼中，盡管相同的熱處理?xiàng)l件下試驗(yàn)鋼中析出相的臨界尺寸受鋼中Nb含量的影響較小，但析出相的析出量則隨著鋼中Nb含量的升高而增加。因此，基于第二相質(zhì)點(diǎn)抑制晶粒粗化模型理論，隨著低密度鋼中Nb質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0.3%升高至0.5%，NbC的體積分?jǐn)?shù)增大引起其奧氏體晶粒的平均尺寸由21.23 μm降低至13.67 μm。

3.2 Nb對(duì)低密度鋼耐蝕性能影響機(jī)理

在侵蝕性離子（如Cl-）的作用下，合金中的Fe、Mn、Al等金屬原子以晶界為通道連續(xù)向試驗(yàn)鋼表面擴(kuò)散、溶解，并與腐蝕液中的O2發(fā)生陽(yáng)極反應(yīng)生成氧化膜。氧化膜的形成與金屬原子的溶解呈動(dòng)態(tài)平衡，引起鋼中晶界間距持續(xù)增大，最終形成腐蝕坑。腐蝕坑內(nèi)O/M界面處主要為Al氧化物偏聚，遠(yuǎn)離界面處則是分布Fe、Mn氧化物，這是由于Al與O親和力最強(qiáng)，且Fe、Mn、Al 3種氧化物中，Al氧化物在O/M界面處氧分壓最低，腐蝕反應(yīng)過程中Al3+和O2-不斷發(fā)生擴(kuò)散氧化反應(yīng)，易在金屬表面形成氧化膜，而試驗(yàn)鋼中Fe、Mn含量更高，因此腐蝕坑內(nèi)Fe、Mn氧化物濃度相對(duì)更高。

由極化曲線測(cè)試結(jié)果可得，經(jīng)Nb合金化后，試驗(yàn)鋼在3.5%NaCl溶液中發(fā)生腐蝕反應(yīng)的難度增加，腐蝕反應(yīng)速率降低，且含Nb的Fe-Mn-Al-C-Nb低密度鋼表面穩(wěn)定性更高，降低了腐蝕反應(yīng)速率，提高了材料的耐蝕性能。Nb之所以可以提升Fe-Mn-Al-C低密度鋼在腐蝕過程中表面穩(wěn)定性，主要由兩方面原因造成，一是Nb添加促進(jìn)Fe-Mn-Al-C低密度鋼中含Nb碳化物的析出，抑制了奧氏體晶界的遷移及奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，導(dǎo)致晶界數(shù)量增多，這便為非腐蝕環(huán)境下合金中Al元素?cái)U(kuò)散提供了更多的通道，促進(jìn)了Al沿晶界持續(xù)向外擴(kuò)散與O結(jié)合，在O/M界面生成連續(xù)且致密的Al2O3膜。附著于試驗(yàn)鋼表面的氧化膜抑制了金屬離子和氧原子的進(jìn)一步擴(kuò)散，降低了氧化反應(yīng)速率，提高了試驗(yàn)鋼的耐腐蝕性。在試驗(yàn)設(shè)計(jì)組分范圍內(nèi)，試驗(yàn)鋼中Nb含量越高，奧氏體晶粒越細(xì)小，作為Al向外擴(kuò)散通道的晶界數(shù)量也越多，加速了Al向O/M界面的擴(kuò)散并生成更多的腐蝕前期氧化物，提高了試驗(yàn)鋼表面穩(wěn)定性和耐腐蝕性能，這與鄭海忠等的研究結(jié)論一致。不加Nb的Fe-Mn-Al-C低密度鋼中由于晶界密度低、擴(kuò)散通道少，鋼中Al元素?cái)U(kuò)散速度較慢，因而難以在試驗(yàn)鋼表面同O元素充分結(jié)合導(dǎo)致其表面穩(wěn)定性差，易被破壞而引起基體腐蝕。因此在電化學(xué)反應(yīng)過程中，0Nb試驗(yàn)鋼未發(fā)生鈍化反應(yīng)，陽(yáng)極極化曲線表現(xiàn)為連續(xù)的活性溶解。另一方面，由于Nb原子半徑較Fe原子大，Nb加入Fe-Mn-Al-C低密度鋼中會(huì)占據(jù)Fe原子位置引起其晶格常數(shù)增大，促進(jìn)試驗(yàn)鋼中原子半徑較小的Al元素向外擴(kuò)散至O/M界面，并與O元素結(jié)合生成穩(wěn)定的氧化膜，且隨著Nb含量升高，Al向外擴(kuò)散的驅(qū)動(dòng)力增大，所形成的氧化膜也就越加穩(wěn)定、致密。此外，浸泡腐蝕試驗(yàn)結(jié)果表明，由于Nb元素的穩(wěn)定性更強(qiáng)，在腐蝕過程中并未發(fā)生陽(yáng)極反應(yīng)而溶解于侵蝕液中，說明腐蝕過程中Nb元素也能夠在試驗(yàn)鋼表面形成擴(kuò)散阻擋層抑制O元素的內(nèi)擴(kuò)散，降低氧化反應(yīng)速率，進(jìn)一步提高材料的耐腐蝕性能。

4 結(jié)論

1）經(jīng)Nb合金化后Fe-28Mn-10Al-C低密度鋼中生成fcc-NbC析出相。隨著Nb質(zhì)量分?jǐn)?shù)由

0增加至0.5%，試驗(yàn)鋼中奧氏體晶粒尺寸由

39.49 μm減小到13.67 μm， 奧氏體晶粒得到明顯細(xì)化。

2）Nb合金化可優(yōu)化Fe-28Mn-10Al-C低密度鋼在3.5%NaCl溶液中的耐蝕性能，隨著Nb質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0增加至0.5%，F(xiàn)e-28Mn-10Al-C-xNb鋼的腐蝕電流密度由6.17×10-6 A/cm2降低到

6.31 ×10-7 A/cm2，Nb含量的升高可促進(jìn)試驗(yàn)鋼表面鈍化反應(yīng)的發(fā)生，增強(qiáng)試驗(yàn)鋼表面穩(wěn)定性，降低合金的電化學(xué)腐蝕速率。

3）Nb含量的升高可促進(jìn)Fe-28Mn-10Al-C-xNb鋼O/M界面Al氧化物的偏聚，形成更加均勻、連續(xù)并且穩(wěn)定的Al氧化膜，降低合金試驗(yàn)鋼在3.5%NaCl溶液浸泡腐蝕中的腐蝕速率，提高材料的耐腐蝕性能。

本文摘自《中國(guó)冶金》2024年第4期