張家榕1,2,李艷芬,2,3,王光全2,4,包飛洋2,4,芮祥2,4,石全強2,3,嚴偉2,3,單以銀,2,3,楊柯2

隨著社會的發展和科技的進步,人們對于能源的需求日益增加。核聚變能具有原料豐富、安全可靠、清潔高效以及有限的核擴散風險等優勢,因此開發先進的核聚變堆成為未來發展核能的主要方向之一[1,2]。而目前主要有2大因素制約核聚變堆的發展：一是如何實現聚變堆系統的自持；二是開發滿足聚變堆系統運行環境的結構材料。聚變堆系統的服役環境非常嚴苛,結構材料要承受高溫和14 MeV高中子輻照等嚴峻考驗。因此開發低活化、耐高溫、抗中子輻照的結構材料具有十分重要的意義[3]。

氧化物彌散強化(oxide dispersion strengthened,ODS)鋼是面向先進核能系統開發的結構材料[4]。熱力學穩定的氧化物顆粒彌散分布在基體中,通過第二相粒子的強化作用,使材料具有優異的高溫組織穩定性和抗高溫蠕變能力。輻照實驗和相關模擬研究[5,6]表明,氧化物粒子與基體的界面能夠成為吸收輻照空位和He泡的“陷阱”,從而提高材料的輻照耐受能力。

ODS鋼通常采用機械合金化的方法制備,通過高能球磨,打破固溶度界限,使納米級氧化物固溶進基體中。同時,在球磨過程中,粉末經歷不斷破碎和焊合,發生劇烈塑性變形[7,8]。所以,ODS鋼除了在基體中彌散分布有大量納米級氧化物第二相外,還兼具亞微米級晶粒尺寸的特點[9,10]。這就導致ODS鋼具有非常高的高溫強度,但塑性相對較差[11~14]。Ma[15]和Wang等[16]提出設計一種雙峰晶粒分布的微觀結構有望改善材料的塑性,并成功制備出具有雙峰晶粒結構的材料,使其兼具高強度和較高的延伸率。此外也有研究[17,18]提出,通過實現晶粒尺寸梯度化,可以有效改善材料的強韌性。這種雙峰晶粒結構的設計思想是利用細晶粒保證材料的高強度,粗晶粒提供應變硬化能力,使材料在強度不顯著降低的前提下,塑性也得到提高。為獲得雙峰晶粒結構,通常采用2種方法[19]：一為傳統物理冶金方法,其基于嚴重塑性變形的熱機械處理,通過特定的退火條件獲得；二是采用粉末冶金方法,通過機械球磨制備金屬粉末,并對不同球磨條件下的粉末進行配比,熱固化成型后獲得。由于ODS鋼普遍采用粉末冶金方法進行制備,基于此,本工作擬采用粉末冶金的方法,設計一種具有雙峰晶粒結構的ODS鋼,以改善ODS鋼的強塑性配合。

此外,ODS鋼中含有一定的C。C除了固溶在基體中,還主要以M23C6碳化物的形式析出。M23C6一般分布在原始奧氏體晶界和亞晶界附近,釘扎晶界和位錯,起析出強化作用。然而,在550~700℃長時時效后發現,隨著溫度升高和時間延長,M23C6會發生長大熟化,使碳化物周圍形成元素貧瘠區,從而導致基體弱化[20~22]。碳化物尺寸過大時,還會發展成裂紋源,惡化材料的使用壽命,影響材料的服役安全[23,24]。為了使ODS鋼能夠長時、高溫服役,必須盡可能降低碳化物對材料的惡化作用。因此,在常規含碳9Cr-ODS鋼基礎上[25~28],發展了超低碳9Cr-ODS鋼[29],其大幅降低C含量以減少乃至消除碳化物；適當增加奧氏體化元素Mn以減少降C的影響獲得全馬氏體組織,并增加鋼的淬透性。由此制備出的材料已經基本消除了M23C6,并獲得馬氏體組織。這種新型超低碳9Cr-ODS鋼面向核電系統中更高溫/輻照的嚴苛環境,顯示出非常大的應用潛力。

考慮到這種雙峰晶粒結構的材料具有區別于傳統的均一組織的形貌特征,其對應的熱處理制度必然會有相應改變。基于此,本工作針對這種新型雙峰晶粒結構的超低碳9Cr-ODS鋼,通過研究熱處理工藝對其顯微組織和力學性能的影響,從而獲得使材料具有優良強塑性匹配的最佳熱處理工藝。

1實驗方法

采用真空冶煉、氣霧化制粉、機械合金化(mechanical alloying,MA)、熱鍛和熱軋等方法制備出實驗用超低碳9Cr-ODS鋼。為減少乃至消除碳化物,在材料制備過程中盡可能避免C源的引入,因此粉末的存取和球磨均在Ar氣保護氣氛中進行。預合金粉末(名義成分為：Fe-9Cr-1W-1Mn,質量分數,%,下同)的尺寸為50~150 μm,Y2O3粉末的尺寸為30~50 nm,球磨機選用12L全方行星式球磨機,球料比為10∶1,主盤轉速為150 r/min,球磨時間為90 h。將球磨后的合金粉末裝入包套,在300℃抽氣4 h后焊接密封。然后在1150℃熱鍛使粉末固化成型,最后對鍛造后的材料進行1100℃熱軋,制備成厚度為10 mm左右的板材。制備的9Cr-ODS鋼實際化學成分為Fe-9.25Cr-1.02W-1.05Mn-0.27Y2O3-0.012C。

采用正火+高溫回火的熱處理工藝。過低的正火溫度不利于材料中可能的析出相固溶。提高正火溫度,則有利于ODS鋼組織和成分更為均勻。然而,當正火溫度高于1200℃時,ODS鋼的晶粒尺寸和氧化物析出相均會發生較為明顯的長大粗化[30]。適當的高溫回火可以保證ODS鋼發生回復,獲得較為理想的強韌性。基于大部分文獻中ODS鋼的正火溫度一般為1050℃、回火溫度為800℃[28,30~32],本工作超低碳9Cr-ODS鋼的正火溫度選擇在1050~1200℃、回火溫度在700~800℃區間內。具體的熱處理制度正交設計如表1所示。

表 1超低碳9Cr-ODS (氧化物彌散強化)鋼的熱處理制度

Table 1Heat treatments design for ultra-low carbon 9Cr-ODS steel

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將熱處理后的樣品進行機械研磨、拋光和化學侵蝕,腐蝕劑為10 g FeCl3+ 30 mL HCl + 120 mL H2O溶液,采用LSM 700型激光共聚焦光學顯微鏡(OM)進行金相組織觀察；采用S-3400N型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察粉末和拉伸斷口的形貌；采用Mastersizer 2000激光粒度儀對球磨前后的粉末進行粒度測量；使用Talos F200X場發射透射電子顯微鏡(TEM)對顯微組織及第二相形貌進行分析。TEM樣品通過化學電解雙噴制備,電解雙噴液為10% (體積分數)高氯酸酒精溶液,電解雙噴溫度為-20℃,電壓為25 V。

使用LM247AT型全自動顯微硬度計對熱處理后的樣品進行顯微硬度測試,載荷為100 g,保載時間為15 s,測量5個點取平均值。室溫(25℃)和700℃拉伸性能測試分別在Zwick-Z150型電子式萬能試驗機、INSTRON 5582型電子式萬能試驗機上進行。拉伸應變速率為10-4s-1。拉伸樣品為GB/T 288.1中規定的板狀試樣,沿軋制方向取樣,平行段尺寸為20 mm (長) × 4 mm (寬) × 1.5 mm (厚)。

2實驗結果

2.1粉末的形貌

球磨前后的粉末SEM像如圖1所示。球磨前后粉末的粒度分布如圖2所示。可見,球磨前,粉末為規則球形顆粒,尺寸約為53~170 μm,呈正態分布,測得粉末D(10) = 54.8 μm (表示尺寸在≤ 54.8 μm的粉末累積體積占比為10%,下同),D(50) = 94.0 μm,D(90) = 170.8 μm。經過球磨90 h后,粉末呈不規則球形顆粒,呈現粗細粉混合形態,粉末表面凹凸不平。粉末尺寸呈現粗細粉雙峰分布,測得粉末D(10) = 25.9 μm,D(50) = 107.1 μm,D(90) = 251.5 μm,細粉的尺寸約為25~80 μm,波峰尺寸約為45 μm；粗粉的尺寸約為80~250 μm,波峰尺寸約為200 μm。

圖1

圖1球磨前后粉末的SEM像

Fig.1SEM images of powders before (a) and after (b) ball milling for 90 h

圖2

圖2球磨前后粉末的粒度分布

Fig.2Distribution diagram of particle size before and after ball milling

2.2微觀組織

圖3為超低碳9Cr-ODS鋼經1150℃、1 h正火和不同溫度回火后的OM像。從圖3a可以看出,1150℃、1 h正火后,超低碳9Cr-ODS鋼為淬火馬氏體組織。組織呈現雙峰晶粒結構,粗、細晶分明,且粗晶沿軋向延長。700和750℃回火后的組織形貌基本相同,為明顯的回火馬氏體組織,如圖3b和c所示。然而,800℃回火后(圖3d),粗晶區組織發生明顯的碎化,其形貌與細晶區接近,但仍可見粗、細晶區間的界限。

圖3

圖3超低碳9Cr-ODS鋼經1150℃、1 h正火和不同溫度回火后的OM像

Fig.3OM images of ultra-low carbon 9Cr-ODS steel normalized at 1150oC, 1 h and tempered at different temperatures

(a) 1150oC, 1 h, AC (b) 1150oC, 1 h, AC + 700oC, 1 h, AC

(c) 1150oC, 1 h, AC + 750oC, 1 h, AC (d) 1150oC, 1 h, AC + 800oC, 1 h, AC

圖4為超低碳9Cr-ODS鋼分別在1050、1100和1200℃正火1 h后,再在750和800℃回火后的OM像。可以看出,正火溫度對9Cr-ODS鋼的顯微組織沒有明顯的影響。正火溫度不同、回火溫度為750℃的超低碳9Cr-ODS鋼均具有典型的回火馬氏體組織,其中粗晶區的回火馬氏體板條更加明顯。而在正火溫度不同、回火溫度為800℃的超低碳9Cr-ODS鋼中,粗晶區的馬氏體板條發生碎化,呈現淬火馬氏體形貌特征。正火溫度越低,這種碎化越明顯。

圖4

圖4超低碳9Cr-ODS鋼分別經不同熱處理工藝后的OM像

Fig.4OM images of ultra-low carbon 9Cr-ODS steel under different heat treatmens

(a) 1050oC, 1 h, AC + 750oC, 1 h, AC (b) 1050oC, 1 h, AC + 800oC, 1 h, AC

(c) 1100oC, 1 h, AC + 750oC, 1 h, AC (d) 1100oC, 1 h, AC + 800oC, 1 h, AC

(e) 1200oC, 1 h, AC + 750oC, 1 h, AC (f) 1200oC, 1 h, AC + 800oC, 1 h, AC

選取1150℃、1 h正火+ 750℃、1 h回火后的超低碳9Cr-ODS鋼樣品進行TEM觀察,結果如圖5所示。由圖5a和b可知,超低碳9Cr-ODS鋼中含有高密度的位錯,且位錯相互糾纏,并可觀察到位錯在晶界附近塞積。由圖5c和d可見,基體中均彌散分布有大量尺寸細小的納米級氧化物顆粒,尺寸通常小于10 nm,數密度可達約1022m-3,且位錯被納米級氧化物釘扎。

圖5

圖5超低碳9Cr-ODS鋼經1150℃、1 h正火+ 750℃、1 h回火后的TEM明場像和高角環形暗場(HAADF)像

Fig.5Low (a, b) and high (c, d) magnified bright field TEM images (a, c) and corresponding high angle annular dark field (HAADF) images (b, d) of ultra-low carbon 9Cr-ODS steel normalized at 1150oC, 1 h and tempered at 750oC, 1 h

2.3顯微硬度

為了研究雙峰晶粒結構對超低碳9Cr-ODS鋼力學性能的影響,分別對不同熱處理后材料中的粗晶區和細晶區進行顯微硬度測試,結果如圖6所示。可以看出,粗、細晶區硬度差異明顯,細晶區比粗晶區具有更高的硬度。圖6a顯示,當正火溫度從1050℃提高至1200℃時,顯微硬度呈現先增加后減少的趨勢。在1100℃正火時,粗、細晶區均具有最大的顯微硬度,且1150℃正火時2者硬度差值最大(約39 HV)。當正火溫度從1150℃繼續提高到1200℃時,顯微硬度發生明顯下降,細、粗晶區的顯微硬度分別下降到455和438 HV,此時硬度差值最低(約17 HV)。從圖6b1和b2可以看出,當超低碳9Cr-ODS鋼正火后進一步經過高溫回火,顯微硬度發生明顯下降。當正火溫度相同,回火溫度從700℃升高至800℃時,粗、細晶區的顯微硬度均呈現先下降后上升的趨勢,其中粗晶區的顯微硬度變化更大。回火溫度在750℃時,粗、細晶區的硬度均下降至最低,此時,粗、細晶區具有最大的硬度差值(約100 HV)。

圖6

圖6超低碳9Cr-ODS鋼在不同熱處理工藝下的顯微硬度

Fig.6Microhardness of ultra-low carbon 9Cr-ODS steel under different heat treatments

(a) influence of normalizing temperature on microhardness of coarse-grained and fine-grained regions

(b) influence of tempering temperature on microhardness of coarse-grained (b1) and fine-grained (b2) regions after different temperature normalizations

2.4拉伸性能

分別選取正火溫度為1050和1150℃,回火溫度為700、750和800℃的超低碳9Cr-ODS鋼進行拉伸性能測試的正交實驗,其實驗結果如圖7和8所示。

圖7

圖7超低碳9Cr-ODS鋼在不同熱處理工藝下的室溫(25℃)拉伸性能

Fig.7Tensile properties of ultra-low carbon 9Cr-ODS steel under different heat treatments tested at room temperatur (25oC)

(a) dependence of strength on tempering temperature (σb—ultimate tensile strength,σ0.2—yield strength)

(b) dependence of total elongation on tempering temperature

圖7為室溫拉伸實驗結果。與圖6b1和b2硬度結果一致,在同一正火溫度下,隨回火溫度從700℃升高至800℃,拉伸強度呈現先稍微下降后上升的趨勢。其中,1050℃正火+ 750℃回火后,9Cr-ODS鋼的抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為921 MPa、806 MPa和8.2%。提高正火溫度至1150℃后,9Cr-ODS鋼的拉伸強度基本保持不變,但延伸率相對有所升高(為11%),表現出較好的強塑性配合。回火溫度提高至800℃,9Cr-ODS鋼的拉伸強度明顯上升,延伸率相應降低。其中1150℃正火后的抗拉強度達到1092 MPa,屈服強度達到926 MPa,延伸率為8.8%,其強度和經1050℃正火的9Cr-ODS鋼基本一致,但延伸率有所增加。

700℃拉伸實驗結果如圖8所示。類似于室溫拉伸實驗結果,正火溫度對材料強度沒有明顯的影響。隨回火溫度從700℃升高至800℃,拉伸強度呈現稍微下降趨勢。1150℃正火+ 750℃回火后9Cr-ODS鋼的抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為215 MPa、156 MPa和26%,較其他熱處理制度表現出更優的強塑性配合。

圖8

圖8超低碳9Cr-ODS鋼在不同熱處理工藝下的700℃高溫拉伸性能

Fig.8Tensile properties of ultra-low carbon 9Cr-ODS steel under different heat treatments tested at 700oC

(a) dependence of strength on tempering temperature

(b) dependence of total elongation on tempering temperature

2.5拉伸斷口形貌

圖9為超低碳9Cr-ODS鋼經1150℃、1 h正火 + 不同溫度回火(700、750和800℃)后的室溫拉伸斷口形貌。從宏觀形貌(圖9a和c)可以看出,700和750℃回火后的拉伸斷口均有細長條狀的二次裂紋。其顯微形貌(圖9b和d)顯示,二次裂紋主要出現在粗晶區與細晶區界面處。斷口形貌主要以韌窩為主,細晶區韌窩尺寸為0.5~2 μm,與細晶區晶粒尺寸相當。粗晶區韌窩尺寸相對粗大,為2~5 μm。此外,在粗晶區還可觀察到少量準解理面的存在。800℃回火后的拉伸斷口(圖9e和f)同樣存在部分二次裂紋和細小韌窩,但相較700和750℃回火后的斷口,其二次裂紋更為短淺,但韌窩形貌基本相似。不同熱處理條件下的斷口處均觀察到細晶區存在大量深且細小的孔洞存在。

圖9

圖9超低碳9Cr-ODS鋼經1150℃、1 h正火 + 不同溫度回火后的室溫拉伸斷口形貌

Fig.9Low (a, c, e) and locally high (b, d, f) magnified tensile fracture SEM images of ultra-low carbon 9Cr-ODS steel tested at room temperature after normalization at 1150oC, 1 h + tempering at 700oC (a, b), 750oC (c, d), and 800oC (e, f) (CG represents coarse-grained region and FG represents fine-grained region)

圖10為經1150℃、1 h正火+不同溫度回火(700、750和800℃)后的700℃拉伸斷口形貌。從宏觀形貌(圖10c)可以看出,750℃回火后的拉伸斷口上存在一條細長的二次裂紋,幾乎貫穿整個橫截面。顯微形貌(圖10d)可見,細晶區仍以細小韌窩為主,但在粗晶區可觀察到準解理面和大量滑移漣波。此外,在細晶區內觀察到部分大且深的孔洞存在。700和800℃回火后的拉伸斷口宏觀形貌(圖10a和e)顯示,斷口相對平整,沒有明顯的頸縮,二次裂紋不明顯。顯微形貌(圖10b和f)可見,在粗晶區與細晶區界面處存在部分二次裂紋,細晶區可見大量細小等軸韌窩,而粗晶區韌窩大且淺,幾乎不可見,同時觀察到撕裂棱存在。

圖10

圖10超低碳9Cr-ODS鋼經1150℃正火、1 h + 不同溫度回火后的700℃拉伸斷口形貌

Fig.10Low (a, c, e) and locally high (b, d, f) magnified tensile fracture SEM images of ultra-low carbon 9Cr-ODS steel tested at 700oC after normalization at 1150oC, 1 h + tempering at 700oC (a, b), 750oC (c, d), and 800oC (e, f)

3分析與討論

3.1球磨對粉末尺寸的影響

球磨過程中,粉末與磨球、粉末與粉末之間將不斷撞擊,粉末顆粒受到劇烈的沖擊力和剪切力作用,將發生破碎,尺寸變得細小,而細小的粉末顆粒又會在外力的作用下發生焊合,重新結合成新的粉末顆粒,粉末的破碎和焊合彼此競爭,最終實現粉末的合金化[7]。從圖1和2可知,經球磨后,粉末經歷了嚴重的塑性變形,與球磨前粉末尺寸相比,經球磨90 h后,粉末的尺寸分布發生了明顯的寬化和雙峰化,而雙峰化的粉末尺寸分布是獲得雙峰晶粒結構9Cr-ODS鋼的關鍵[19,33]。球磨過程中,細粉由于尺寸較粗粉小,其受到撞擊的幾率更大,承受的塑性變形更嚴重,從而晶粒細化效果更顯著。在粉體成型過程中,粗粉顆粒受軋制影響,沿軋向被拉長,從而表現為顯微組織中細長的粗晶區。統計了經1150℃、1 h正火 + 750℃、1 h回火后,超低碳9Cr-ODS鋼細晶區和粗晶區的晶粒尺寸,如圖11所示。由圖可知,細晶區的平均晶粒尺寸約為1.6 μm,粗晶區的平均晶粒尺寸約為4.3 μm。可見,細晶區具有更小的晶粒尺寸。

圖11

圖11經1150℃、1 h正火及750℃、1 h回火后粗細晶區的晶粒尺寸分布

Fig.11Distributions of grain size of fine-grained regions (a) and coarse-grained regions (b) after normalizing at 1150oC for 1 h and tempering at 750oC for 1 h

3.2熱處理對顯微組織的影響

顯微組織觀察表明,超低碳9Cr-ODS鋼具有粗、細晶區分明的晶粒形貌,說明本工作制備的超低碳9Cr-ODS鋼獲得了預期的雙峰晶粒組織。通過熱處理工藝調控發現,熱處理并不會改變這種粗、細晶區雙峰晶粒的結構特征,如圖3和4所示。

超低碳9Cr-ODS鋼經正火處理后獲得硬而脆的典型淬火馬氏體組織,如圖3a所示。正火溫度越高,合金元素固溶越完全,組織越均勻,然而原始奧氏體晶粒長大也愈加明顯。正火后,再經700℃回火,脆性馬氏體組織得到回復,顯示回火馬氏體的組織特征。回火溫度提高至750℃后,組織得到進一步回復,馬氏體板條發生寬化。但當回火溫度提高到800℃時,粗晶區發生了明顯的組織碎化,這種碎化隨正火溫度的降低而愈加明顯。根據前期研究結果[29],超低碳9Cr-ODS鋼的奧氏體開始轉變溫度(Ac1)和完全奧氏體化溫度(Ac3)分別在808和829℃左右。回火溫度為800℃時,非常接近Ac1。因此推測,在800℃回火時超低碳9Cr-ODS鋼可能發生了部分奧氏體化逆轉變。當進一步冷卻至室溫時,奧氏體化的組織發生了二次馬氏體轉變,形成了更硬的淬火馬氏體,從而使馬氏體板條更加碎化,這在粗晶區更為明顯。正火溫度越高,合金元素固溶越完全,原始奧氏體晶粒長大越明顯[34],則冷卻至室溫后,淬火馬氏體板條束越粗大,表現為粗晶區的碎化不如正火溫度稍低時明顯。

TEM觀察結果顯示,經過1150℃、1 h正火 + 750℃回火后,超低碳9Cr-ODS鋼內仍含有高的位錯密度,同時基體中彌散分布了大量細小的氧化物顆粒,如圖5所示。有研究[30]表明,ODS鋼中的納米級氧化物非常穩定,在1200℃下的長大速率仍十分有限,這保證了材料具有優異的高溫組織穩定性。基體中的位錯密度非常高,且位錯之間彼此糾纏,并受到氧化物顆粒的釘扎作用,在熱處理時表現非常穩定,因而需要更大的激活能位錯才能繼續開動。

3.3熱處理對力學性能的影響

從圖6~8可知,熱處理對超低碳9Cr-ODS鋼的力學性能有較為明顯的影響,合適的熱處理制度可以顯著改善材料的力學性能。

隨著回火溫度的升高,材料的顯微硬度和室溫拉伸強度均先降低而后增加,延伸率則呈現相反趨勢。這符合材料強度和塑性變化的一般規律。當回火溫度在700和750℃時,正火溫度從1050℃提高至1150℃,雖然超低碳9Cr-ODS鋼的硬度和拉伸強度未明顯升高,但延伸率有所增加。這表明在1150℃正火時,超低碳9Cr-ODS鋼中合金元素的固溶更完全,再經過回火后強塑性得到有效改善。但隨正火溫度進一步提高至1200℃,超低碳9Cr-ODS鋼的硬度明顯下降,說明原始奧氏體晶粒長大導致材料發生了軟化。為了兼顧超低碳9Cr-ODS鋼的組織均勻性和較高的強度,正火溫度應選為1150℃。當正火溫度一定,回火溫度從700℃提高至750℃時,超低碳9Cr-ODS鋼的硬度和室溫拉伸強度降低,塑性增加,這主要是由于回火導致組織發生了回復。回火溫度升高,回復作用進一步加強,組織中的可動位錯密度降低,從而使超低碳9Cr-ODS鋼硬度和室溫拉伸強度降低,延伸率相應增加。然而,當回火溫度從750℃提高至800℃時,超低碳9Cr-ODS鋼的硬度和室溫拉伸強度均明顯增加,而延伸率降低。根據3.1節的討論,在800℃回火時超低碳9Cr-ODS鋼可能發生了部分奧氏體相變,在隨后冷卻至室溫形成了更硬的淬火馬氏體組織,從而表現出更高的強度和較低的延伸率。

在700℃高溫拉伸過程中,由于此時組織發生回復,從而使空位和位錯密度降低,基體發生軟化,超低碳9Cr-ODS鋼的強度明顯降低。當正火溫度為1050℃時,隨回火溫度從700℃提高至800℃,超低碳9Cr-ODS鋼強度稍有下降,相應地延伸率少量增加。超低碳9Cr-ODS鋼經回火熱處理后,組織得到回復,且回火溫度越高,組織回復越明顯。在700℃進行高溫拉伸實驗時,超低碳9Cr-ODS鋼的回復進一步加強,從而表現為回火溫度越高,強度越低,延伸率相應增加。經過1150℃正火處理后,超低碳9Cr-ODS鋼的拉伸強度隨回火溫度增加的變化趨勢與1050℃正火的相一致,不同的是回火溫度為750℃時超低碳9Cr-ODS鋼表現出最優異的塑性(延伸率可達26.0%)。由700℃高溫拉伸后的拉伸斷口形貌可知(圖10),回火溫度為700和800℃時的斷口較為平整,無明顯頸縮,形貌上呈現大量的細小韌窩和二次撕裂棱。而回火溫度為750℃時,斷口具有明顯的頸縮變形特征,且韌窩更為粗大。同時觀察到區別于其他回火溫度拉伸斷口的特征形貌,即大量的滑移漣波,表明超低碳9Cr-ODS鋼在斷裂前經歷了嚴重的滑移變形,顯示為更強的塑性變形能力。相比于在700℃回火,750℃回火時回復更完全,粗、細晶區的硬度達到最低,說明超低碳9Cr-ODS鋼的基體得到充分軟化。然后在700℃高溫拉伸時,粗、細晶區組織進一步軟化,超低碳9Cr-ODS鋼的協調變形能力得以增強,因此在外力作用下表現出優異的塑性。而回火溫度為800℃時,由于二次淬火馬氏體的形成,導致超低碳9Cr-ODS鋼的硬度明顯增加,在隨后700℃高溫拉伸時,回復并不能使超低碳9Cr-ODS鋼得到充分軟化,從而延伸率較低。

綜上,熱處理制度為1150℃、1 h正火 + 750℃、1 h回火時,超低碳9Cr-ODS鋼具有較為理想的強塑性。

3.4雙峰晶粒組織對力學性能的影響

綜上可知,熱處理并不會改變超低碳9Cr-ODS鋼雙峰晶粒結構的特征,對其力學性能的影響主要源于對雙峰晶粒組織的軟硬調控。力學性能結果顯示,通過熱處理調控粗、細晶區的軟硬匹配,可改善材料的強塑性。正火時,細晶區由于晶界占比大,界面能高,原始奧氏體晶粒長大速率更快,軟化程度較粗晶區大,見圖6a。在700和750℃回火時,粗晶區由于晶界占比小,對位錯的阻礙作用不如細晶區顯著,因而回復更完全,軟化程度較細晶區更大,見圖6b1。粗、細晶區的軟硬程度可通過Hall-Petch公式量化計算[35,36],即：Hv=H0+Kd-1/2。其中,Hv為材料的顯微硬度,H0和K為與材料有關的常數,d為平均晶粒直徑。同時,該公式也適用于屈服強度的計算。顯然,細晶區比粗晶區具有更高的顯微硬度和屈服強度。在外力作用下,粗晶區會優先發生屈服,通過位錯不斷增殖、塞積,引起界面處應力集中,從而激發相鄰晶區協調變形。通過室溫拉伸斷口形貌觀察(圖9)可知,二次裂紋主要出現在粗、細晶區界面處,且粗晶區的韌窩相對粗大。這進一步證明了在雙峰晶粒結構的超低碳9Cr-ODS鋼中,粗晶區保證了其具有優異的塑性,而細晶區保證其強度及硬度。基于力學性能結果及斷口形貌,繪制了雙峰晶粒結構材料的斷裂機制示意圖,如圖12所示。

圖12

圖12雙峰晶粒結構超低碳9Cr-ODS鋼斷裂示意圖

Fig.12Schematics of fracture of ultra-low carbon 9Cr-ODS steel with bimodal grain structure

(a) a bimodal microstructure after rolling

(b) cavitation, crack initiation, and crack tip blunting

(c) crack propagation and fracture failure

超低碳9Cr-ODS鋼經熱軋,粗晶區較細晶區更軟,因而沿軋制方向被拉長。同時,由于超低碳9Cr-ODS鋼采用粉末冶金方法制備,其致密度不可能達到100%,因而組織內必定存在孔洞,其微觀組織示意圖如圖12a所示。在拉伸過程中,沿軋制方向的力持續增大,粗、細晶區首先承受一定應力而發生彈性變形。當外力達到超低碳9Cr-ODS鋼的屈服強度時,根據Hall-Petch公式可知,粗晶區會優先發生屈服,沿受力方向被不斷拔長,而細晶區由于晶界較多,可承受更大的應力而保持相對穩定。隨外力繼續增大,粗晶區通過位錯的增殖和滑移,發生持續塑性變形,而細晶區則繼續承受更大的外加應力。粗晶區的位錯在晶界處塞積而引起的應力集中不斷增大,會傳遞至粗、細晶區界面處,導致粗、細晶區界面處應力集中不斷增大,進而激發細晶區的位錯開動。因而,在由位錯塞積而引起的粗、細晶區界面處的內應力和外加應力的雙重作用下,細晶區在近粗、細晶區界面處優先發生塑性變形,使應力得以釋放。此時,細晶區內部仍保持較高的應力水平。隨外力繼續增大,細晶區內部應力通過向較軟的粗晶區傳遞而釋放,促進粗晶區的位錯運動。而由粗晶區的位錯運動引起的粗、細晶區界面處的內應力增大,反過來又進一步激發細晶區的位錯開動,從而使粗、細晶區協調變形。由此可知,雙峰晶粒結構的材料其屈服強度會稍弱于對應的單純細晶結構材料,但塑性變形能力更強[37]。由于超低碳9Cr-ODS鋼中存在部分孔洞,隨塑性變形程度增加,這些孔洞會成為應力集中區。在外力作用下,細晶區內的孔洞會發展成微裂紋,并向更軟的粗晶區擴展,如圖12b所示。而粗晶區由于自身的塑性變形能力強,位于粗晶區內的孔洞不易引起過高的應力集中。當微裂紋尖端擴展至粗、細晶區界面處,受粗晶區的阻礙作用,裂紋擴展受到抑制。但應力會在粗、細晶區界面處釋放,從而導致粗、細晶區界面處的應力集中再次增大。最終在外力作用下,粗、細晶區界面處因過高的應力集中而形成二次裂紋。隨著細晶區內微裂紋和粗、細晶區二次裂紋擴展至整個受力截面,材料斷裂失效,如圖12c所示。

經過750℃回火后,粗晶區的軟化十分明顯,同時粗、細晶區之間有最大的硬度差值,見圖6b。室溫拉伸斷裂后,可發現經750℃回火后的斷口上,二次裂紋較其他溫度回火后更深而長(圖9),這表明在外力作用下粗晶區硬度越低其承擔的塑性變形越大,從而使超低碳9Cr-ODS鋼具有更大的延伸率。在700℃高溫拉伸時,超低碳9Cr-ODS鋼發生進一步軟化。700℃拉伸斷口顯示,經1150℃、1 h正火 + 750℃回火后的超低碳9Cr-ODS鋼在粗晶區內發生了大量滑移變形,形成了明顯的滑移漣波。而經700和800℃回火后的斷口形貌并無此特征(圖10)。對比分別經1050℃和1150℃正火 + 750℃回火后的700℃拉伸實驗結果可知(圖8),正火溫度從1050℃提高至1150℃后,超低碳9Cr-ODS鋼的屈服強度更低,而抗拉強度更高。超低碳9Cr-ODS鋼經1150℃正火較1050℃正火屈服強度降低的原因可能在于,1150℃正火后合金元素固溶更完全,再回火時粗晶區回復更充分,基體更軟,滑移變形優先在粗晶區開動。同時,由于粗晶區更軟,因此需要更多的位錯增殖和滑移,才能使粗、細晶區界面處的應力集中引起二次裂紋的萌生和擴展,從而經1150℃、1 h正火的超低碳9Cr-ODS鋼表現出更高的抗拉強度和更大的延伸率[38]。由此證明,經1150℃、1 h正火 + 750℃回火后,超低碳9Cr-ODS鋼表現為更優的強塑性匹配。

通過雙峰晶粒結構設計,超低碳9Cr-ODS鋼的強度會稍微下降,但塑性顯著增加。這種粗、細晶軟硬協調的方法對改善ODS鋼的高強度和低韌塑性是可行的。綜合考慮熱處理制度對材料微觀組織和力學性能的影響,認為目前1150℃、1 h正火 + 750℃、1 h回火的熱處理工藝,能使超低碳9Cr-ODS鋼具有較為優異的強塑性匹配。未來將進一步調控粗、細晶的比例和分布形式,從而優化超低碳9Cr-ODS鋼的微觀結構,使其獲得更為優異的強塑性匹配。

4結論

(1) 經球磨90 h后,粉末尺寸呈粗細粉雙峰分布,細粉的尺寸約為25~80 μm,粗粉的尺寸約為80~250 μm。

(2) 新型超低碳9Cr-ODS鋼具備粗、細晶分明的雙峰晶粒結構特征,熱處理并不會改變這種雙峰晶粒結構特征。正火溫度從1050℃提高至1200℃,超低碳9Cr-ODS鋼的顯微組織無明顯差異。正火后再經700和750℃回火后獲得回火馬氏體組織；回火溫度提高至800℃時,超低碳9Cr-ODS鋼發生了部分奧氏體化轉變,粗晶區出現碎化。

(3) 熱處理后的超低碳9Cr-ODS鋼細晶區的平均晶粒尺寸約為1.6 μm,粗晶區的平均晶粒尺寸約為4.3 μm,且其基體中存在大量的位錯結構。納米級氧化物顆粒的數密度可達約1022m-3。

(4) 細晶區比粗晶區普遍具有更高的硬度。正火溫度從1050℃升高至1200℃,顯微硬度呈現先增加后減小的趨勢,其中1100℃正火時硬度達到最高值。隨回火溫度從700℃升高至800℃,顯微硬度先下降后上升,750℃時粗、細晶區的顯微硬度均最低。

(5) 正火溫度一定、隨回火溫度的升高,超低碳9Cr-ODS鋼的室溫拉伸強度先減小后增加、延伸率則呈現相反趨勢,700℃的拉伸強度則隨回火溫度升高而降低。超低碳9Cr-ODS鋼室溫及高溫拉伸斷口以韌窩和二次裂紋為主,具有韌性斷裂特征,主要斷裂失效位置為粗、細晶區界面處。

(6) 熱處理制度為1150℃、1 h正火 + 750℃、1 h回火時,超低碳9Cr-ODS鋼具有良好的強塑性。其室溫抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為924 MPa、806 MPa和11%；700℃高溫抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為215 MPa、156 MPa和26%。