溫冬輝1,姜貝貝2,王清,3,李相偉1,張鵬1,張書彥,1

2011年福島核事故的發生暴露了傳統鋯合金包殼材料在抵抗事故方面能力的不足,究其原因是事故條件下反應堆堆芯溫度迅速升高至1000℃以上,鋯合金與水蒸氣發生Zr + 2H2O → ZrO2+ 2H2↑反應,生成大量H2,從而導致氫爆[1~3]。因此,亟需發展耐事故容錯燃料(ATF)包殼材料。ATF包殼材料不僅需要良好的抗中子輻照、耐腐蝕等性能,還應具備優異的抗高溫蒸汽氧化能力[4~6]。為此,美國橡樹嶺國家實驗室(ORNL)等對ATF包殼材料進行了大量篩選工作,結果表明傳統奧氏體不銹鋼、鐵素體/馬氏體(F/M)鋼、鈦合金以及鋯合金等,均難以滿足1000℃以上的抗高溫蒸汽氧化性能要求[7~11],而FeCrAl合金,例如典型的PM2000 (Fe-20Cr-6Al-0.5Ti-0.07C-0.5Y2O3,質量分數,下同),由于較高的Al含量,在1400℃蒸汽環境中仍能保持優異的抗氧化性能,有望用作候選ATF包殼材料[12~14]。從ATF包殼材料的抗高溫蒸汽氧化性能、耐蝕性、強度、塑性、加工性能以及抗中子輻照脆化等性能出發,ORNL對FeCrAl原型合金進行了大量探索[15~22],確定了FeCrAl系合金的三元基礎成分為Fe-(13~15)Cr-(4~ 5)Al,并且在該成分范圍內,合金的力學性能完全可以與Zr-2、Zr-4合金媲美,基本滿足常規工況下包殼材料的性能需求[23]。

對于ATF包殼材料而言,失水事故時堆芯溫度可達1000℃以上,甚至達到1200℃。然而,FeCrAl三元合金由于表現為單一鐵素體(bcc結構)基體,在700℃以上高溫時晶粒迅速長大,合金發生明顯脆化[24,25]。為了提高高溫力學性能,需要在bcc結構基體上析出彌散第二相,高溫下釘扎晶界,抑制晶粒粗化。為此,探究了碳化物析出對FeCrAl合金組織穩定性(包括第二相析出與晶粒尺寸變化)的影響,結果表明當碳化物(M23C6、M6C)析出時,合金在800℃、24 h時效后表現出較大程度回復再結晶,經過1200℃、30 min退火處理后,平均晶粒尺寸可達500 μm,合金嚴重脆化[24,25]；當添加Mo/Nb共同合金化(Fe-13Cr-4.5Al-2Mo-1Nb,下文簡稱為C35MN合金)析出Fe2(Mo, Nb)-Laves相時,合金組織穩定性顯著提高,1200℃、30 min退火處理后,晶粒尺寸僅為200~300 μm,而800℃、24 h時效處理后,合金沒有發生明顯再結晶[24,26~28],由此說明Laves相能顯著提高FeCrAl系合金高溫組織穩定性。

然而,對于ATF包殼材料而言,發生失水事故時服役溫度在1000~1200℃不等,現有對C35MN合金的研究工作中,對于模擬失水事故溫度下的組織穩定性研究僅僅在1200℃進行,且只進行了組織變化的表征,缺乏對1200℃以下的組織穩定性以及組織變化引起的力學性能改變的研究,而合金經歷短時高溫后的力學性能對于ATF材料可靠性的評估至關重要；另一方面,C35MN合金在800℃短期時效后雖然沒有發生明顯再結晶,但經過長期時效后是否發生再結晶也尚不清楚。因此,本工作對ORNL研發的C35MN合金高溫組織穩定性進行了系統研究,首先探究了合金在800℃、400 h時效過程中的高溫組織演變規律,其次研究合金在1000、1100和1200℃退火1 h后的組織變化,并評估對應熱處理后合金的力學性能；最后系統討論合金晶粒尺寸變化對力學性能的影響,并分析合金失效機制。

1實驗方法

采用WK型真空感應熔煉爐制備質量為600 g的合金錠,并澆鑄成直徑40 mm、長60 mm的圓棒,制備樣品的名義成分和實際成分如表1所示。將圓棒在馬弗爐中進行1250℃、30 min均勻化處理,均勻化處理前在樣品表面涂上Y2O3以防止氧化,隨后在1150℃下進行熱鍛,鍛后樣品尺寸為直徑20 mm、長200 mm；對鍛造后的樣品在800℃進行多道次熱軋,每次熱軋前樣品在馬弗爐中保溫5 min,最終軋制樣品厚度為7 mm,總變形量約為65%。為了使合金中充分析出Laves相并觀察合金高溫組織穩定性,對軋制樣品在800℃分別進行2、8、50、100、200、300和400 h時效處理(水冷)；同時,為了模擬合金在失水事故條件下的組織變化,對800℃、24 h時效后的合金分別在1000、1100和1200℃進行1 h退火處理(水冷)。為了研究合金晶粒尺寸對力學性能的影響,對部分退火處理后的樣品再次進行800℃、24 h時效處理(水冷),使合金中重新析出Laves相。

表1Fe-13Cr-4.5Al-2Mo-1Nb (C35MN)合金的名義成分和實際成分 (mass fraction / %)

Table 1Nominal and measured compositions of Fe-13Cr-4.5Al-2Mo-1Nb (C35MN) alloy

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利用D8 Focus型X射線衍射儀(XRD,CuKα,波長λ= 0.15406 nm)檢測不同狀態合金的相組成,掃描角度為20°~100°,掃描速率為1°/min。利用DMi8型光學顯微鏡(OM)、帶能譜儀(EDS)和背散射模式(BSE)的Supra55型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察合金不同狀態下的組織形貌,利用EDS定量分析Laves相的化學成分,金相樣品的腐蝕液為20%HF + 10%HNO3+ 70%H2O (體積分數)。采用JEM 2100F型掃描透射電鏡(STEM)對合金中析出相的晶體結構和成分進行表征,TEM樣品的制備采用傳統的雙噴方法進行,雙噴液為7.5%HClO4+ 92.5%C2H5OH (體積分數),電流約為50 mA,溫度為-30℃。采用Image-Pro Plus 6.0軟件統計合金晶粒尺寸、析出相體積分數和尺寸。

采用MTS-810型萬能拉伸試驗機對800℃、24 h時效、1000~1200℃退火以及退火+時效處理后的樣品進行室溫拉伸實驗,拉伸樣品尺寸為82 mm × 16 mm × 1.0 mm,標距部分尺寸為24 mm × 4 mm × 1.0 mm,應變速率為1 × 10-3s-1,加載方向與軋制方向一致,為了保證實驗結果的準確性,每個狀態至少準備3個平行試樣,室溫拉伸實驗斷后延伸率采用標距為20 mm的引伸計測量；同時,對800℃、24 h時效后的樣品分別進行316、400、500、650和800℃高溫拉伸實驗,高溫拉伸樣品尺寸為46 mm × 12 mm × 1.5 mm,標距部分尺寸為26 mm × 5 mm × 1.5 mm,每個溫度準備2個平行試樣；高溫拉伸實驗在恒溫爐中進行,升溫速率為10℃/min,到達目標溫度后保溫5 min使樣品受熱均勻后再開始加載,應變速率為1 × 10-3s-1,樣品隨爐冷卻。采用SEM觀察室溫拉伸斷口形貌,并利用SEM-BSE模式觀察室溫和高溫拉伸斷口附近縱截面組織,分析合金失效機理。

2實驗結果

2.1 C35MN合金時效過程中的組織演變

C35MN合金經800℃時效處理后微觀組織的OM像和SEM像如圖1所示。可見,C35MN合金經24 h時效后依然保持軋制狀態的流線型組織,沒有發生明顯再結晶現象(圖1a),合金中析出了大量平均尺寸為0.45 μm的析出相(圖1b)。圖2為C35MN合金經過不同熱處理后的XRD譜。可知,800℃、24 h時效后析出相為Fe2(Mo, Nb)-Laves相,同時可知合金基體為單一bcc結構。

圖1

圖1C35MN合金經過800℃、24 h時效處理后微觀組織的OM和SEM像

Fig.1OM (a) and SEM (b) images of the 800oC, 24 h aged C35MN alloy

圖2

圖2C35MN合金經過不同熱處理后的XRD譜

Fig.2XRD spectra of C35MN alloy with different heat-treatments

C35MN合金在800℃時效不同時間后的微觀組織演變及Laves相的體積分數和尺寸變化如圖3所示。可以看出,隨著時效時間延長,Laves相逐漸粗化,但體積分數沒有明顯變化。合金短期時效(圖3a)后,析出相平均尺寸為0.30 μm (圖3h),晶粒內的Laves相尺寸較為細小,平均尺寸為0.21 μm,而原柱狀晶晶界處析出相尺寸遠大于晶內析出,平均尺寸可達1.04 μm；合金經過8 h時效后(圖3b),析出相有所粗化,平均尺寸0.34 μm；進一步時效至50~100 h后(圖3c和d),Laves相粗化更加明顯,平均尺寸為0.51~0.57 μm；經過200~300 h時效后,合金組織發生了更明顯的變化,首先基體中能觀察到尺寸約為5.00 μm的晶粒存在,且Laves相傾向于晶界上析出(圖3f),其次基體中細小的Laves相數量明顯減少,平均尺寸達到0.82 μm；時效至400 h后,Laves相和晶粒尺寸均沒有發生明顯變化,說明合金組織已經趨于平衡。雖然C35MN合金經過800℃、200 h時效后利用SEM可以明顯地觀察到晶粒存在,但是從OM像中并未觀察到明顯回復再結晶,如圖4所示,經過400 h時效后微觀組織的OM像與2 h時效后類似,說明C35MN合金在800℃下具有優異的組織穩定性。

圖3

圖3C35MN合金在800℃時效不同時間后微觀組織的SEM像以及Laves相體積分數和尺寸變化曲線

Fig.3SEM images of the C35MN alloy aged at 800oC for 2 h (a), 8 h (b), 50 h (c), 100 h (d), 200 h (e), 300 h (f), and 400 h (g), and the corresponding variation curves of the volume fraction and precipitate size of Laves phase (h)

圖4

圖4C35MN合金在800℃時效2和400 h后微觀組織的OM像

Fig.4OM images of the C35MN alloy aged at 800oC for 2 h (a) and 400 h (b)

2.2 C35MN合金在不同溫度退火處理后的組織表征

為了模擬C35MN合金在失水事故溫度下的組織變化,對800℃、24 h時效后的合金分別在1000、1100和1200℃下進行1 h退火處理,結果如圖5所示,不同溫度下的Laves相體積分數和晶粒尺寸變化如圖6所示。可以看出,經過1000℃、1 h退火處理后,大部分晶粒依然保持拉長狀態(圖5a),說明合金沒有發生完全回復再結晶,只有少部分的晶粒發生再結晶,再結晶晶粒尺寸為50 μm,但此時合金中的析出相數量有所減少(圖5b),經統計Laves相的體積分數為3.50% (圖6)。經過1100℃、1 h退火處理后,合金發生明顯回復再結晶,此時晶粒完全轉變成等軸晶,平均晶粒尺寸為130 μm (圖5c),同時Laves相發生了大量回溶,體積分數為0.59% (圖6)。進一步提高退火溫度后,合金晶粒發生顯著粗化,平均尺寸達到310 μm (圖5e),同時Laves相也大量回溶至基體中,剩余析出相的體積分數僅為0.18% (圖6)。

圖5

圖5800℃、24 h時效后的C35MN合金分別經過1000、1100和1200℃退火1 h處理后微觀組織的OM和SEM像

Fig.5OM (a, c, e) and SEM (b, d, f) images of the C35MN alloy annealed at 1000oC, 1 h (a, b), 1100oC, 1 h (c, d), and 1200oC, 1 h (e, f) after 800oC, 24 h aging

圖6

圖6C35MN合金析出相體積分數和晶粒尺寸隨退火溫度的變化曲線

Fig.6Variation of the volume fraction of Laves phase and grain size of C35MN alloy with annealed temperature

800℃、24 h時效后的C35MN合金經1000℃、1 h退火后的TEM像如圖7所示。可以看出,退火處理后合金中仍然剩下較多平均尺寸為0.50 μm的析出相,對選區電子衍射(SAED)花樣進行標定確定該析出相為Fe2(Mo, Nb)-Laves相(圖7a中插圖),與XRD譜(圖2)結果一致；同時合金在該狀態下大部分區域依然保持細小的晶粒,尺寸從2~6 μm不等,而且析出相大多數分布在晶界上,由此說明Laves相的存在可以釘扎高溫下晶界遷移,抑制晶粒長大。

圖7

圖7800℃、24 h時效后的C35MN合金經過1000℃、1 h退火處理后的TEM明場像和選區電子衍射(SAED)花樣

Fig.7TEM bright-field images (a-c) and SAED pattern (inset) of the C35MN alloy annealed at 1000oC, 1 h after 800oC, 24 h aging

2.3 C35MN合金經過不同熱處理后的拉伸力學性能

C35MN合金經過800℃、24 h時效后在室溫、316、400、500、650和800℃下的工程應力-應變曲線如圖8a所示,獲得的屈服強度(σYS)、抗拉強度(σUTS)和斷后延伸率(δ)隨溫度的變化繪制于圖8b中。合金室溫下σYS= 501 MPa,σUTS= 654 MPa,δ= 18%,顯著優于現役Zr-2、Zr-4包殼材料的性能要求(σYS= 240 MPa,σUTS= 415 MPa,δ= 14%)；隨著拉伸溫度升高到包殼材料常規服役環境(316~400℃),強度有所降低,σYS= 390 MPa,σUTS= 554 MPa,斷后延伸率基本不變,該溫度下FeCrAl合金的性能也完全能滿足常規環境下包殼材料的服役性能要求[4~6]。

圖8

圖8C35MN合金800℃、24 h時效后在不同溫度下的工程應力-應變曲線及對應力學性能參數隨溫度變化

Fig.8Engineering tensile stress-strain curves of the 800oC, 24 h aged C35MN alloy at different temperatures (RT—room tmperature) (a), and variation of mechanical properties with temperature (b)

隨著溫度進一步提高到500℃,合金強度進一步下降,σYS= 335 MPa,σUTS= 415 MPa,塑性略有提升(δ= 18%)；溫度提高至650℃以上時,合金強度大幅下降,塑性顯著提高,且屈服強度和抗拉強度非常接近,表明合金在650℃以上沒有加工硬化能力。從斷口形貌可以看出,在室溫拉伸時合金表現出典型的韌性斷裂特征,斷口中存在大量韌窩,且韌窩心部均可以觀察到Laves相(圖9a和b)。從斷口附近的組織形貌圖中可以看出裂紋總是出現在粗大的Laves相處(圖9c),表明室溫下Laves相變形能力較差,隨著變形程度的增加,位錯受到Laves相的釘扎而在此處聚集,從而造成應力集中,最終使Laves相發生破碎造成合金失效；而在800℃拉伸時,由于Laves相發生軟化,鐵素體基體和Laves相同時均勻變形,因此在尺寸粗大的Laves相處未觀察到裂紋的存在(圖9d),由此也造成在高溫拉伸時沒有加工硬化,合金強度顯著降低但塑性大幅升高。

圖9

圖9C35MN合金經過800℃、24 h時效后在不同溫度下的拉伸斷口形貌及斷后組織形貌

Fig.9SEM fracture images (a, b) and BSE-SEM images showing the deformed microstructure (c, d) at RT (a-c) and 800oC (d) of the 800oC, 24 h aged C35MN alloy near fracture surface

800℃、24 h時效后的C35MN合金經過不同溫度退火處理以及退火+再次800℃、24 h時效處理后的工程應力-應變曲線如圖10a所示,由拉伸曲線中獲得的力學性能參數繪制于圖10b。經過1000℃、1 h退火處理后,強度較800℃、24 h時效處理有所下降,但是塑性由15%增加到23.5%,這是由于該狀態下合金依然保持細小的晶粒尺寸,但是析出相體積分數由7.96%減少至3.50%所致,在此基礎上經過800℃、24 h時效后力學性能基本不變。當退火溫度提高到1100℃時,合金強度與1000℃、1 h退火處理基本一樣,但斷后延伸率降低至14%,再經過800℃、24 h時效后,屈服強度基本不變,但是抗拉強度與斷后延伸率顯著降低。進一步提高退火溫度至1200℃時,塑性進一步降低,再次經過時效處理后延伸率進一步下降至2.1%。從圖10a中還可以看出,經過1100℃、1 h退火 + 再次800℃、24 h時效,1200℃、1 h退火以及1200℃、1 h退火+再次800℃、24 h時效處理后,合金在加工硬化階段均發生了提前斷裂。

圖10

圖10800℃、24 h時效后的C35MN合金經過不同溫度退火以及退火 + 再次800℃、24 h時效處理后的工程應力-應變曲線以及對應力學性能參數的變化

Fig.10Engineering tensile stress-strain curves of the annealed and annealed + 800oC, 24 h re-aged C35MN alloy after 800oC, 24 h aging (a), and variation of mechanical property parameters with heat treatment states (b)

2.4 C35MN合金800℃時效處理過程中的硬度變化

C35MN合金在800℃時效不同時間的硬度如圖11所示,經過1000、1100和1200℃退火1 h處理后的硬度也繪于圖11中。在800℃時效過程中,前100 h內硬度隨時效時間延長不斷降低,進一步延長時效時間,硬度變化不大,這與合金中Laves相的變化密切相關。在前100 h時效時間內,Laves相發生Ostward熟化,析出相尺寸不斷粗化,且尺寸較小的Laves相體積分數不斷減少,因此合金硬度不斷降低,時效100 h后組織基本不變,因此硬度也保持不變。經過1000~1200℃退火處理后,盡管Laves相發生大量回溶,且晶粒尺寸顯著粗化,但是硬度與800℃、24 h時效處理后基本相同,這是因為Laves相回溶至基體的過程中,Mo、Nb在基體中固溶的含量也相應提高,起到了固溶強化的效果。這在退火處理后的XRD譜中也可以看出,隨著熱處理溫度的升高,bcc結構基體的峰位不斷向左移動,尤其是(211)峰位表現最為明顯(圖2),由此說明基體的晶格常數隨著熱處理溫度的升高不斷增大,進而證實退火處理后合金的固溶強化效果更加明顯。

圖11

圖11C35MN合金在800℃時效不同時間和退火處理后的硬度

Fig.11Variation of the micro-hardness of C35MN alloy with aging time at 800oC, the hardness of annealed alloys at different temperature also exhibited

3分析討論

以上實驗結果表明,熱處理溫度和時間均會顯著影響C35MN合金中Laves相的析出,從而影響合金晶粒尺寸以及力學行為。

3.1時效時間對C35MN合金組織的影響

合金在800℃下時效,當時效時間小于200 h,基體中彌散析出大量尺寸約為0.30 μm的Laves相,此時無論從OM像還是SEM像中均觀察不到明顯的晶界存在(圖3a~d)；而當時效時間超過200 h后,雖然從OM像中觀察不到明顯的再結晶現象,但從SEM像中可以觀察到尺寸約為5 μm的晶粒存在(圖3f),表明合金再結晶程度提高,這主要是由Laves相的變化引起的。在時效初期,晶內彌散析出的Laves相可以釘扎亞晶界的遷移,合金幾乎沒有發生再結晶,隨著時效時間的延長,Laves相發生Ostward熟化,小尺寸的析出相溶解,對亞晶界的釘扎效果消失,從而發生再結晶；隨著時效時間進一步延長至400 h,由于Laves相沒有發生進一步粗化,同時析出相趨于在晶界處分布,釘扎了晶界的遷移,所以再結晶程度沒有進一步增加,晶粒也沒有進一步長大(圖3g),由此可以說明Laves相的存在能有效釘扎晶界遷移,從而抑制再結晶和晶粒長大,這與Sun等[26]的研究結果相一致。800℃下的長期時效結果表明,C35MN合金在800℃、24 h時效并沒有達到穩定狀態,而在300 h時效后組織趨于平衡。

3.2熱處理溫度對C35MN合金組織的影響

除了時效時間影響合金組織穩定性之外,熱處理溫度對合金組織穩定性的影響更加明顯。對800℃、24 h時效的合金進行1000℃、1 h退火處理后,Laves相體積分數從7.96%降低至3.50%,從而導致合金發生部分再結晶,平均晶粒尺寸為50 μm (圖5a)；但是在部分區域依然保持細小的晶粒組織,這在TEM像中更加明顯(圖7),在Laves相分布更加集中的區域,晶粒尺寸僅有1~2 μm,且Laves相多數分布在晶界上(圖7a),然而在Laves相較少的區域,晶粒尺寸可達4~6 μm (圖7b和c),且此時晶界上沒有觀察到Laves相存在,進一步證實Laves相的存在可以釘扎高溫下晶界遷移,抑制再結晶和晶粒粗化。

退火溫度提高到1100℃,Laves相體積分數降低至0.59% (圖5d、圖6),此時合金發生了完全回復再結晶,平均晶粒尺寸長大至130 μm (圖5c)。進一步提高退火溫度至1200℃時,Laves相幾乎完全溶解,體積分數僅為0.18% (圖5f、圖6),同時晶粒尺寸也迅速長大至310 μm (圖5e)。由此說明,熱處理溫度越高,合金中的Laves相溶解越完全,晶粒尺寸長大越明顯。

從以上討論可知C35MN合金中Laves相的存在與否決定了合金組織穩定性,而Laves相在高溫下的回溶與其熱穩定性密切相關,為此對合金經不同溫度熱處理后析出相的成分進行分析,結果如表2所示。隨著熱處理溫度的升高,Laves相中的Nb含量不斷升高,尤其是在1100℃時,Nb含量(原子分數,下同)從1000℃時的20.4%躍升至32.5%,而此時Mo含量顯著降低,從1000℃時的8.1%降低至4.4%,但Cr、Al元素在Laves相中的變化卻不明顯。此外,根據Mo、Nb元素在鐵素體中的固溶度隨溫度的變化(列于表2中[29])可知,Mo在鐵素體中的固溶度隨溫度升高顯著增大,在1100℃時達到10.0%,而Nb在鐵素體中的固溶度一直低于1%。由此可見,高溫退火過程中Laves相的溶解主要是由于Mo在鐵素體中的固溶度增大所致。因此,在對FeCrAl合金組織穩定性的優化工作中,應該添加在鐵素體中固溶度較小的元素為主,如Ta、Zr等,此工作已在進行中。

表2不同溫度熱處理C35MN合金Laves相成分和Mo、Nb元素在鐵素體中的固溶度 (atomic fraction / %)

Table 2Compositions of Laves phase and the solid solubilities of Mo and Nb elements in ferrite in C35MN alloy

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3.3晶粒尺寸對C35MN合金力學行為的影響

從C35MN合金不同熱處理狀態下的室溫力學性能數據可知,晶粒尺寸對合金力學行為有顯著影響。經過800℃、24 h時效處理后,由于沒有發生明顯回復再結晶,基本保持亞晶粒組織(圖1),合金具有較好的強度和塑性(圖8)；經過1000℃、1 h退火以及退火 + 再次時效處理后,合金發生部分回復再結晶,多數區域仍然保持尺寸10 μm以下的晶粒(圖5a和b、圖7),合金依然表現出良好的強度和塑性(圖10b),從拉伸斷口形貌像中也可以觀察到大量的韌窩,且韌窩中存在Laves相,由此說明合金表現出典型的韌性斷裂特征(圖12a和b)。但經過1100℃、1 h退火處理后,由于晶粒顯著粗化(圖5c、圖6),塑性明顯降低,從斷口形貌像中也可以看出,合金表現出典型的解理斷裂特征,且從斷口形貌像中可以觀察到明顯的晶粒形狀(圖12c),由此說明該狀態下的解理脆性主要來源于粗大的晶粒尺寸；在退火的基礎上經過再次時效處理后,Laves相再次析出,但是在大晶粒尺寸的基礎上,Laves相的析出不僅不能起到強化合金的效果,還容易使合金發生脆化,從斷口形貌像中表現出典型的解理斷裂特征(圖12d),同時,從拉伸曲線中也可以看出(圖10a),1100℃、1 h退火處理后再經過800℃、24 h時效,在加工硬化階段就發生了斷裂,因此抗拉強度明顯低于相同溫度下退火狀態的強度；從退火處理后的硬度也可以看出,經過退火處理后合金的硬度與800℃長期時效處理基本相同(圖11),但強度卻顯著低于時效狀態,說明1100℃退火處理后在拉伸過程中發生了提前斷裂。類似的現象也出現在1200℃、1 h退火+再次時效處理的樣品中,從圖10b可知合金經過時效處理后,屈服強度和抗拉強度都低于1200℃、1 h退火處理狀態；同時經過1200℃、1 h退火處理后,由于平均晶粒尺寸達到310 μm,且Laves相幾乎完全回溶至基體,合金也表現出典型的由晶粒粗化導致的解理斷裂特征(圖12e和f)。由此說明,對于C35MN合金而言,晶粒尺寸會顯著影響其力學行為,晶粒尺寸越大,合金塑性越差,當晶粒尺寸小于50 μm時,合金表現出韌性斷裂特征,晶粒尺寸大于130 μm時則表現出脆性解理斷裂特征,而確切的室溫韌脆轉變臨界晶粒尺寸還有待于進一步確定。該現象與現有文獻結果相一致,Sun等[25]研究結果表明,Mo或Nb單獨強化的FeCrAl合金,當晶粒尺寸大于80 μm時,合金表現為脆性斷口,晶粒尺寸小于80 μm時則表現為韌性斷口；同時也可以說明,在粗晶粒情況下,Laves相大量析出并不能強化FeCrAl合金,相反會導致提前斷裂失效,降低強度和塑性。從1000~1200℃熱處理后的力學性能可以推斷,在反應堆發生失水事故的情況下,堆芯溫度低于1000℃時,C35MN合金中由于Fe2Nb-Laves相的存在,合金具有較高的組織穩定性,高溫性能有望滿足ATF材料的性能要求；但是在1100℃以上時,由于Laves相大量回溶導致晶粒顯著粗化至310 μm,對于壁厚僅為400 μm的包殼材料而言,力學性能難以滿足性能需求,因此,C35MN合金的組織穩定性需要進一步提高。

圖12

圖12800℃、24 h時效后的C35MN合金經過不同溫度退火以及退火+再次時效處理后室溫拉伸斷口形貌的SEM像

Fig.12SEM fracture images of the annealed and annealed + 800oC, 24 h re-aging alloys after 800oC, 24 h aging

(a) 1000oC, 1 h (b) 1000oC, 1 h + 800oC, 24 h

(c) 1100oC, 1 h (d) 1100oC, 1 h + 800oC, 24 h

(e) 1200oC, 1 h (f) 1200oC, 1 h + 800oC, 24 h

4結論

(1) 熱處理溫度顯著影響C35MN合金的高溫組織穩定性,合金在800℃下具有優異的長期高溫組織穩定性,在1000℃高溫時組織依然保持穩定,在1100和1200℃下合金組織穩定性迅速下降；C35MN合金在1000℃以下基本能滿足ATF包殼材料的性能要求,但在1100℃以上時合金的高溫組織穩定性還需要進一步提高。

(2) C35MN合金的組織穩定性主要受Laves相控制,而Laves相的熱穩定性與其成分密切相關,Laves相形成元素在鐵素體中的固溶度越小,形成的Laves相熱穩定性越高,Laves相存在的溫度越高。

(3) 晶粒尺寸顯著影響C35MN合金的力學行為,當晶粒尺寸小于50 μm時,合金表現出韌性斷裂特征,晶粒尺寸大于130 μm時則表現出脆性解理斷裂特征,確切的室溫韌脆轉變臨界晶粒尺寸尚需要進一步確定。