因瓦合金(invar alloy)是一种含Ni约36%(质量分数)的Fe-Ni合金，具有极低的平均线膨胀系数^[1-3]，在低温下仍有良好的强度、塑性和韧性匹配，因此主要用于制造精密仪器仪表，更被用作GTT NO96薄膜型液化天然气(LNG)运输船液货舱的核心材料，在支撑国家经济建设和社会发展中发挥重要作用.因瓦合金的传统生产流程十分冗长，主要包括：真空感应熔炼→铸锭→扒皮→加热→锻造→修磨→加热→热轧→固溶处理→酸洗→修磨→拼卷→冷轧→连续光亮热处理→冷轧→连续光亮热处理→冷精轧.而且，采用传统生产流程，因瓦合金从铸锭到冷轧薄带的收得率仅为50%左右，造成大量的资源、能源浪费.生产实践和研究表明，这主要是因为因瓦合金凝固后始终处于奥氏体单相区，在铸锭的缓慢凝固、冷却以及锻造/热轧的重新加热过程中，夹杂元素易偏聚至晶界并与从外表面扩散进来的氧结合，引起严重的晶界氧化和晶内氧化，极大恶化因瓦合金的热加工性，导致在锻造和热轧时发生严重的表面开裂^[4-5].因此，必须通过修磨彻底去除表面氧化层及裂纹，极大地降低了瓦合金的成材率和生产效率.

双辊薄带连铸是以液态金属为原料直接生产薄带材的前沿技术，具有亚快速凝固和短流程的特点，已成功应用于低碳钢、电工钢及不锈钢的制备^[6-12].采用薄带连铸技术，可使因瓦合金在极短时间内(< 1s)凝固，从而有效抑制夹杂元素向晶界偏聚^[5].较小的铸带厚度(1~5mm)也使快速二次冷却成为可能，进一步抑制夹杂元素偏聚、减少铸带氧化.此外，采用薄带连铸流程，可取消锻造及热轧工序，从根本上避免热加工开裂问题.更关键地，借助薄带连铸的亚快速凝固特性，可在铸带中固溶更多的沉淀强化元素，有利于开发新型因瓦合金产品，也有利于薄规格(甚至箔材)产品的制备.可见，将薄带连铸技术引入到因瓦合金的制备流程，有望解决传统生产流程存在的工序繁琐、成材率低、生产效率低等问题，也有利于因瓦合金新产品的开发.然而，由于初始凝固组织及热履历不同，薄带连铸因瓦合金的组织织构演化可能与传统流程中的情况显著不同，目前尚没有此方面研究的详细报道.本文基于薄带连铸技术提出了新的因瓦合金制备流程，针对薄带连铸因瓦合金的组织、织构演化行为及力学性能进行了研究，有助于加深人们对薄带连铸因瓦合金的认识，也为基于薄带连铸流程制备因瓦合金提供参考.

采用中频感应炉冶炼因瓦合金钢水，随后利用双辊薄带连铸机获得3.0mm厚因瓦合金铸带，其化学成分(质量分数，%)为：Ni 36.2，C 0.005，余量为Fe及杂质.从铸带上截取3块试样，利用盐酸去除铸带表面氧化铁皮，分别冷轧至1.0mm(66.7%)，0.7mm(76.7%)及0.1mm(96.7%)，随后将冷轧板在700, 800及900℃退火不同时间(3或10min)获得退火板.薄带连铸因瓦合金的制备流程如图 1所示.

图 1(Fig. 1)

图 1 薄带连铸因瓦合金的制备流程示意图 Fig.1 Schematic diagram of the strip casting route for manufacturing invar alloy

从铸带、冷轧板及退火板上切取金相试样，经磨制、机械抛光及10%硝酸酒精溶液腐蚀后，利用Olympus光学显微镜观察试样纵截面微观组织.采用Bruker D8 Discover型X射线衍射仪测量冷轧样品的{111}, {200}, {220}三个不完整极图，利用级数展开法计算冷轧板织构，并用取向分布函数(orientation distribution function，ODF)表示.将试样磨制及电解抛光后，利用配备有电子背散射衍射(electron backscatter diffraction，EBSD)的蔡司Ultra 55型场发射扫描电子显微镜对试样的取向特征进行研究.随后利用Channel5 EBSD软件分析铸带及退火板试样的织构.从0.7mm厚退火板上切取拉伸试样，在CMT5105-SANS电子万能试验机上检测拉伸性能.利用硬度计检测铸带、冷轧板及退火板试样的硬度.

图 2为因瓦合金铸带的凝固组织.薄带连铸因瓦合金的凝固组织主要由外层的粗大柱状奥氏体晶粒及中心层的细小等轴奥氏体晶粒组成.由于采用10%硝酸酒精进行腐蚀，可观察到凝固组织的一次枝晶及二次枝晶(图 2a及图 2c).观察发现，一次枝晶宽度为20~40μm，可分为胞状枝晶(cellular dendrite)和柱状枝晶(columnar dendrite)，它们的形成与凝固过程中固/液界面的迁移率及温度梯度变化有关^{[2, 13]}.需要指出，得益于薄带连铸的亚快速凝固特性及铸后的快速二次冷却，铸带表面未出现晶界氧化，这与传统生产流程中铸坯、锻造坯及热轧板表面出现严重的晶界氧化显著不同.

图 2(Fig. 2)

图 2 因瓦合金铸带的组织及织构 Fig.2 Microstructure and texture of the as-cast strip (a)(b)—金相显微组织; (c)—(IPF)图; (d)—φ2=45°截面ODF图.

由图 2d可知，因瓦合金铸带的织构为强烈的λ纤维织构(<100>//ND)，这与具有BCC结构的薄带连铸硅钢及铁素体不锈钢的凝固组织相似^[7-8].通常认为，图 2所示的这种典型凝固组织及织构的形成与薄带连铸时熔池内较高的钢液过热度有关，这是因为高钢液过热度提高了固/液界面前沿的温度梯度，从而促进 < 100>取向晶粒的优先生长，最终形成了具有粗大柱状晶粒的凝固组织^[14].

图 3为薄带连铸因瓦合金的冷轧组织及织构.由图 3a可知，1.0mm厚冷轧板(冷轧压下率为66.7%)中初始粗大的柱状晶粒沿厚度方向被压扁、沿轧制方向伸长，初始光滑的奥氏体晶界变为弯曲(锯齿)状，晶粒内形成大量变形亚结构.

图 3(Fig. 3)

图 3 薄带连铸因瓦合金冷轧组织及织构 Fig.3 Microstructure and texture of the strip-casted invar alloy sheets after cold rolling process (a)—1.0mm厚冷轧板金相显微组织; (b)—0.7mm厚冷轧板金相显微组织; (c)—0.1mm厚冷轧板金相显微组织; (d)—0.7mm厚冷轧板φ2=45°及φ2=65°截面ODF图.

随着冷轧压下率的提高，奥氏体晶粒进一步被压扁、沿轧向伸长，晶粒内形成更多的变形亚结构，如图 3b及图 3c所示.由图 3d可知，0.7mm厚冷轧板(冷轧压下率为76.7%)的织构主要为强烈的铜型织构({112} < 111>)及S型织构({123} < 634>)，此外还观察到较弱的立方织构({100}<001>)及Goss织构({110} < 001>)，这与FCC金属的典型冷轧织构相似.观察发现，随着冷轧压下率的提高，铜型织构、S型织构及Goss织构进一步增强，且形成了较强的黄铜型织构({110} < 112>).

图 4a~图 4d为0.7mm厚薄带连铸因瓦合金板的退火组织及织构.可见，0.7mm厚冷轧板在经过900℃退火10min后，形成完全再结晶组织，由等轴晶粒组成，取向较漫散.由于含有36.2%的Ni，因瓦合金的层错能较低，在退火过程中形成大量的退火孪晶，如图 4b所示.经计算，0.7mm厚退火板中60° < 111>孪晶界的相对频率达到0.35，如图 4c所示.利用Channel5 EBSD软件将数个扫描区域的数据集合到一起，计算得到退火板的织构.如图 4d所示，该退火织构非常漫散，显著区别于图 2d所示的凝固织构及图 3d所示的冷轧织构.

图 4(Fig. 4)

图 4 退火组织、织构及晶界分布特征 Fig.4 Microstructure, texture and grain boundary characteristic distribution of the annealed sheets (a)—0.7mm厚退火板IPF图; (b)—0.7mm厚退火板孪晶界; (c)—0.7mm厚退火板晶界分布特征; (d)—0.7mm厚退火板φ2=45°截面ODF图; (e)—0.1mm厚退火板IPF图; (f)—0.1mm厚退火板φ2=45°截面ODF图.

图 4e、图 4f为0.1mm厚薄带连铸因瓦合金板的退火组织及织构.可见，冷轧率提高后，退火板中形成大量的λ晶粒，织构也主要为强烈的λ纤维织构，强点集中在立方织构及{001} <310>织构.然而，在传统生产流程中冷轧压下率超过90%时，退火织构通常为强烈的立方织构^[15-16]，与本文中的情况显著不同，这与本文冷轧前粗大的初始组织有关.

图 5为冷轧压下率及退火温度对因瓦合金硬度的影响.可见，因瓦合金铸带的硬度较低，仅为165HV.冷轧时形成大量的变形亚结构，使硬度大幅提高至230~240HV.在退火过程中，变形基体被再结晶晶粒取代，硬度逐渐降低.需要指出，由于变形储能较低，1.0mm厚退火板的硬度降低较慢，700℃退火时其硬度由冷轧板的230.6HV降低至173.0HV，幅度为57.6HV，而0.7mm及0.1mm厚退火板的降低幅度分别达到76HV及99.5HV.观察可见，随着退火温度的提高，三个退火板的硬度差值逐渐减小.在900℃退火时，三个退火板的硬度相当(133.5~138.4HV)，表明在900℃条件下退火3min时再结晶已基本完成.

图 5(Fig. 5)

图 5 冷轧压下率及退火温度对因瓦合金硬度的影响 Fig.5 Effects of cold-rolling reduction and annealing temperature on the sheet hardness

为保证冷轧板发生完全再结晶，制备拉伸试样时将退火时间延长至10min.图 6示出退火温度对因瓦合金拉伸曲线及应变硬化率的影响.由图 6a可知，薄带连铸因瓦合金退火板呈现出连续屈服特征.700℃退火板的屈服强度、抗拉强度及断后延伸率分别为293MPa, 433MPa及33.4%，900℃退火板对应的数值分别为279MPa, 417MPa及37.6%.可见，将退火温度由700℃提高至900℃后，退火板强度降低、延伸率提高，这可能与900℃退火时再结晶更完全有关.由图 6b可知，与700℃退火板相比，900℃退火板的应变硬化率稍高，因此提高了其延伸率.

需要指出，采用本文提出的薄带连铸流程，在显著简化因瓦合金制备工艺的基础上，提高了产品的成材率，获得了具有与传统生产流程产品相当的力学性能^[17]，这为建立薄带连铸因瓦合金的制备流程提供了重要的基础.

图 6(Fig. 6)

图 6 退火温度对因瓦合金退火板拉伸曲线及应变硬化率的影响 Fig.6 Effects of annealing temperature on the stress- strain curve and strain-hardening rate (a)—拉伸曲线; (b)—应变硬化率曲线.

1) 在较高钢液过热度条件下，薄带连铸因瓦合金的凝固组织主要由粗大的柱状奥氏体晶粒组成，硬度(HV)约为165，其一次枝晶宽度约为20~40μm，织构则为强烈的λ纤维织构.因瓦合金铸带表面未发生晶界氧化现象，与传统流程的情况显著不同.

2) 冷轧过程中初始的柱状晶粒沿轧向伸长，形成大量的变形亚结构，使硬度(HV)提高至230~240，冷轧织构为典型的铜型织构、S型织构.在900℃退火10min后形成了完全的再结晶组织，并且出现了大量退火孪晶，0.7mm厚退火板织构较漫散，0.1mm厚退火板织构以λ纤维织构为主，强点集中在立方织构及{001} < 310>织构.

3) 在经过700℃退火后，0.7mm厚退火板的屈服强度、抗拉强度及延伸率分别达到293MPa, 433MPa及33.4%，而900℃退火板相应的数值则为279MPa, 417MPa及37.6%，与传统生产流程制备的0.7mm厚因瓦合金的力学性能相当.