屈樂欣 王東偉 葛啟楨 戰(zhàn)東平 姜周華 張慧書

(1.東北大學(xué)冶金學(xué)院，遼寧 沈陽 110819； 2.遼寧科技學(xué)院冶金工程學(xué)院，遼寧 本溪 117004)

結(jié)構(gòu)材料的開發(fā)是實現(xiàn)聚變反應(yīng)堆的關(guān)鍵問題之一。由于具有良好的熱物理特性、與各種冷卻劑的相容性和工藝成熟性[1- 2]，低活化鐵素體/馬氏體鋼(reduced activation ferritic/martensitic steel, RAFM)被認(rèn)為是聚變反應(yīng)堆的主要候選結(jié)構(gòu)材料。目前許多國家開發(fā)了各自的RAFM鋼，包括日本F82H(8Cr- 2W)和JLF- 1(9Cr- 2W)，歐洲Eurofer97(9Cr- 1W)，美國9Cr- 2WVTa，以及中國CLAM和CLF- 1[3- 4]。RAFM鋼可在350～550 ℃溫度范圍內(nèi)使用[5]，為了擴大運行溫度窗口，從而允許各種設(shè)計選項，提高RAFM鋼的高溫力學(xué)性能至關(guān)重要。

國外學(xué)者通過大量的試驗研究，開發(fā)了應(yīng)用機械合金化工藝和氧化物彌散強化技術(shù)(oxide dispersion strengthening, ODS)來制備添加Y2O3粒子的ODS鋼，可以將使用溫度上限提高約100 ℃[6- 7]。但是，由于缺乏大型粉末冶金設(shè)備，ODS RAFM鋼仍無法實現(xiàn)大規(guī)模工業(yè)生產(chǎn)?，F(xiàn)階段另一種較為可行的技術(shù)是通過熔煉方法來制備ODS鋼，利用稀土元素釔作為強脫氧劑，在鋼中形成細(xì)小穩(wěn)定的Y2O3顆粒，進(jìn)而達(dá)到氧化物彌散強化的目的。嚴(yán)偉等[8]研究發(fā)現(xiàn)：在鋼中加入稀土元素釔容易發(fā)生元素偏聚，形成較大尺寸的富釔塊夾雜，割裂了基體的連續(xù)性，降低了鋼的力學(xué)性能。同時，真空感應(yīng)(vacuum induction melting, VIM)+電渣重熔(electroslag remelting, ESR)流程的制備技術(shù)尚不成熟，采用電渣重熔工藝進(jìn)行二次精煉的過程中存在元素?zé)龘p嚴(yán)重、氧化物粒子收得率低等問題。因此，本文對比研究了電渣重熔對Y- RAFM鋼組織及力學(xué)性能的影響，以期獲得更好的力學(xué)性能，為工業(yè)生產(chǎn)提供參考和理論依據(jù)。

1 試驗材料與方法

1.1 材料

采用30 kg真空感應(yīng)爐制備2爐Y- RAFM鋼，并對其中1爐Y- RAFM鋼進(jìn)行了電渣重熔試驗，表1為經(jīng)過和未經(jīng)過電渣重熔的Y- RAFM鋼的化學(xué)成分。2爐鋼均在1 200 ℃保溫1 h后鍛成35 mm×50 mm的方坯，然后采用φ450試驗熱軋機軋制成12 mm厚鋼板。先將試驗鋼板在980 ℃均質(zhì)化30 min并水冷，再在750 ℃回火處理90 min，以獲得相應(yīng)的初始微觀結(jié)構(gòu)。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical compositions of the experimental steels (mass fraction) %

注：V0采用真空感應(yīng)爐熔煉；E1采用真空感應(yīng)+電渣重熔工藝冶煉

1.2 微觀組織表征

采用光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)、能譜分析儀(EDS)、透射電鏡(TEM)和X射線衍射(XRD)對試樣的微觀結(jié)構(gòu)、形貌和成分進(jìn)行表征。金相試樣采用飽和苦味酸鹽酸酒精溶液腐蝕。通過圖像分析軟件(Image- J)對至少10張TEM照片進(jìn)行統(tǒng)計，得出MX(M=Ta,V；X=C,N)析出相的平均粒徑。

1.3 相圖計算

利用Therma- calc軟件結(jié)合TCFE7數(shù)據(jù)庫對2爐試驗鋼的平衡相圖進(jìn)行了熱力學(xué)計算，結(jié)果如圖1所示。由相圖可知，2爐試驗鋼中析出相的種類一致，相比V0鋼，E1鋼中TaC比例明顯下降，而VN、M23C6比例基本不變。

圖1 Therma- calc熱力學(xué)平衡計算結(jié)果Fig.1 Results of the Therma- calc equilibrium calculations

1.4 力學(xué)性能測試

根據(jù)GB/T 228—2002，沿板材軋制方向加工標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣(d0=5 mm，L0=25 mm，d=10 mm，L=30 mm，R=3 mm)，采用AG- X100 kN電子萬能材料試驗機對試樣進(jìn)行拉伸試驗，拉伸速率為1.5 mm/min，結(jié)果取3次試驗的平均值。根據(jù)GB/T 229—2007，沿軋制方向加工全尺寸V形缺口夏比沖擊試樣(尺寸10 mm×10 mm×55 mm，V形缺口45°×2 mm深)，采用JBW- 500型屏顯式?jīng)_擊試驗機在不同溫度下進(jìn)行夏比沖擊試驗，每組測量3次取平均值。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

Y- RAFM鋼經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后的典型顯微組織是回火馬氏體，如圖2所示。X射線衍射數(shù)據(jù)表明Y- RAFM鋼經(jīng)熱處理后不存在殘留奧氏體(圖3)。試驗鋼V0、E1的原奧氏體晶粒尺寸分別為12.14和23.86 μm。經(jīng)過電渣重熔的Y- RAFM鋼的晶粒尺寸明顯增大，這一方面是因為在電渣重熔階段，鋼中部分Ta元素的氧化、燒損以及TaO夾雜物的去除，導(dǎo)致具有阻礙晶界遷移作用的TaO或TaC粒子減少，因此在奧氏體化過程中晶粒更容易長大；另一方面，經(jīng)過電渣重熔的鋼中各元素的含量發(fā)生了不同程度的變化，這對試驗鋼的Ac3溫度產(chǎn)生了一定影響，根據(jù)Therma- calc軟件熱力學(xué)計算結(jié)果，試驗鋼V0、E1的完全奧氏體化溫度分別為888和873 ℃，因此從相同溫度淬火后，E1鋼的晶粒更大。

圖2 Y- RAFM鋼的顯微組織Fig.2 Microstructures of the Y- RAFM steels

圖3 Y- RAFM鋼的X射線衍射圖譜Fig.3 XRD patterns of the Y- RAFM steels

圖4顯示回火馬氏體具有清晰的板條結(jié)構(gòu)，在原奧氏體晶界、板條/亞晶界上存在大量橢球狀或短棒狀M23C6(M=Cr，W和Fe)析出相，尺寸在100～200 nm之間；同時，在馬氏體板條內(nèi)還存在一定數(shù)量的MX(M=Ta，V；X=C，N)析出相，尺寸不超過50 nm，如圖4(a)所示。與V0鋼相比，E1鋼中MX析出相的數(shù)量密度略低。采用線性截距法測量板條馬氏體束尺寸，得出V0、E1鋼的板條寬度分別為340和345 nm。通常細(xì)小的奧氏體晶粒具有更多的晶界，可以為馬氏體相變提供更多的形核點，同時晶界的存在也可以阻礙馬氏體板條的生長[9]，最終馬氏體板條尺寸也相對較小。但對于9Cr低活化鐵素體/馬氏體鋼來說，M23C6等析出相對板條/亞晶界有顯著的釘扎作用；并且Ravikirana等[10]研究發(fā)現(xiàn)：RAFM鋼中Ta含量對原奧氏體晶粒尺寸有明顯的影響，而馬氏體板條尺寸則主要受W含量的影響。試驗鋼在回火過程中析出了大量的富Cr、富W型M23C6碳化物，這些粒子的存在有效地阻礙了馬氏體板條的回復(fù)和亞晶界的遷移，在保持W含量不變的條件下，Ta含量增加使原奧氏體晶粒尺寸減小，而馬氏體板條尺寸變化不大。

2.2 拉伸性能

圖5為Y- RAFM鋼的室溫抗拉強度、屈服強度以及斷后伸長率。與V0鋼相比，E1鋼的抗拉強度下降了26.15 MPa，屈服強度下降了39.01 MPa，斷后伸長率提高了4.50%。

對于馬氏體鋼，影響其屈服強度的主要因素包括固溶強化、位錯強化、 細(xì)晶強化和析出強化[11]。

圖4 Y- RAFM鋼的TEM圖Fig.4 TEM images of the Y- RAFM steels

圖5 Y- RAFM鋼的室溫拉伸性能Fig.5 Tensile properties of the Y- RAFM steels at room temperature

在相同的熱加工工藝和熱處理制度下，可認(rèn)為2爐試驗鋼的位錯密度基本相同，因此位錯強化效應(yīng)差別不大。電渣重熔和未經(jīng)電渣重熔的Y- RAFM鋼中主要的固溶強化元素C、Cr、Mn、W含量基本保持不變，因此其固溶強化效應(yīng)也應(yīng)一致。

V0鋼的晶粒尺寸比E1鋼小，依據(jù)Hall- Petch原理，晶粒細(xì)化必然產(chǎn)生強化效應(yīng)。晶粒細(xì)化引起的屈服強度增量可采用式(1)[4]進(jìn)行計算：

σG=Δ(kbD-1/2)

(1)

式中：kb是關(guān)于晶界和位錯相互作用的常數(shù)，D(m)為平均晶粒尺寸。根據(jù)文獻(xiàn)[4]，RAFM鋼的常數(shù)kb為0.62 MPa·Nm-1.5，D是原奧氏體晶粒直徑。由此可得試驗鋼V0、E1的σG分別為177.97和126.93 MPa。

板條及亞晶內(nèi)部的納米級MX相對位錯有明顯的釘扎作用，其強化效應(yīng)可解釋為Orowan位錯環(huán)繞機制[12- 14]，由此引起的屈服強度增量可表示為[14- 15]：

(2)

由上述計算可以得出，V0鋼的細(xì)晶強化及析出強化效應(yīng)引起的屈服強度增量為257.68 MPa，而E1鋼的這一數(shù)值為201.36 MPa。即與V0鋼相比，E1鋼的屈服強度降低了56.32 MPa。與試驗值相比，屈服強度降幅明顯增大，這可能是由于V0鋼中含有較多的富釔塊夾雜，馬氏體相變時，富釔塊破裂，進(jìn)而產(chǎn)生內(nèi)部裂紋，一定程度上降低了V0鋼的強度。

圖6為V0、E1鋼斷口的宏觀和微觀形貌，所有試樣斷口均呈杯錐狀且表面分布著大量韌窩，為韌性斷裂。微觀斷口具有典型的微孔聚集特征，微孔通過脆性第二相碎裂或與基體界面脫離而形核[4]，在外力作用下這些微孔不斷長大、聚集、相互連接進(jìn)而擴展成裂紋，隨著拉應(yīng)力的增大，裂紋快速擴展形成放射區(qū)。當(dāng)裂紋擴展到試樣表面時，剪切面方向與拉伸軸線方向近似呈45°角，出現(xiàn)剪切唇，最后形成杯錐狀斷口。此外，V0鋼的斷口表面存在部分大尺寸韌窩(直徑達(dá)10 μm)，且韌窩尺寸的均勻性較差。而E1鋼的斷口表面則分布著大量細(xì)小的韌窩，其尺寸更為均勻，因此表現(xiàn)出更高的斷后伸長率。

圖6 試驗鋼拉伸斷口的宏觀和微觀形貌Fig.6 Macrographs and micrographs of tensile fractures of the tested steels

采用掃描電鏡對韌窩中第二相粒子進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖7所示。可見V0鋼的韌窩處存在3～5 μm大小的塊狀夾雜物，經(jīng)能譜檢測，夾雜物的化學(xué)成分(除Fe、C外)主要以金屬元素Y為主，還有少量的O元素，經(jīng)推斷是未熔化或偏聚形成的富釔塊。E1鋼韌窩中的夾雜物主要呈球形，尺寸基本不超過1 μm。能譜分析表明這些球狀夾雜物主要由Y、O兩種元素組成，這些釔的氧化物是在電渣重熔過程中自耗電極內(nèi)的富釔塊發(fā)生氧化反應(yīng)形成的。

圖7 試驗鋼拉伸斷口中第二相粒子的形貌及能譜分析結(jié)果Fig.7 Morphologies and EDS analysis of second phase particles in tensile fractures of the tested steels

2.3 夏比沖擊性能

圖8為試驗鋼在不同溫度下的夏比沖擊性能。25 ℃時V0、E1鋼的沖擊吸收能量分別為155和270 J。經(jīng)過電渣重熔的Y- RAFM鋼在室溫下的沖擊性能得到一定提升，但隨著試驗溫度的降低，E1鋼的沖擊韌性與V0鋼越趨于一致。-80 ℃時V0、E1鋼的沖擊吸收能量分別為4.3和6.1 J。通過Boltzmann函數(shù)[17]計算得到V0、E1鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度分別為-28和-42 ℃。因此經(jīng)過電渣重熔的Y- RAFM鋼的沖擊韌性明顯提高。

圖8 試驗鋼的夏比沖擊性能隨試驗溫度的變化Fig.8 Charpy impact toughness of the tested steels as a function of test temperatures

V0和E1鋼室溫沖擊斷口的夾雜物形貌及能譜分析結(jié)果如圖9所示。可見V0鋼中塊狀夾雜主要為釔元素偏聚形成的富釔塊，尺寸約5 μm，同時有部分富釔塊碎裂成很多小塊，如圖9(a)所示。這是因為富集的金屬釔相硬度較低，熱處理過程中在相變應(yīng)力的作用下萌生了裂紋；并且在沖擊時發(fā)生塑性變形而產(chǎn)生的流變張應(yīng)力會使富釔塊進(jìn)一步破碎成更多的小碎塊[8]。這些小碎塊形狀不規(guī)則，在承受沖擊載荷時，其尖端易于產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中和變形不協(xié)調(diào)，同時較大尺寸富釔塊嚴(yán)重降低了基體的連續(xù)性，導(dǎo)致在承受沖擊載荷時，富釔塊與基體間界面處易產(chǎn)生微細(xì)裂紋。大量富釔塊夾雜所形成的微孔在較小的塑性變形量下可以互相穿透，并通過撕裂的方式聯(lián)結(jié)[8]，從而降低了V0鋼的沖擊韌性。

圖9(d)能譜分析表明，E1鋼中球形夾雜物為釔的氧化物，其尺寸明顯小于富釔塊夾雜物。這些細(xì)小的球形氧化釔(Y2O3)相硬度相對較高，不易破碎，在沖擊時由形貌引起的應(yīng)力集中程度較低，同時對基體具有一定的強化作用，因此有利于改善鋼的沖擊性能。此外，沖擊韌性的變化也與晶粒細(xì)化有關(guān)，V0鋼的原奧氏體晶粒較為細(xì)小，基體軟化程度更高，能夠補償部分因富釔塊夾雜造成的沖擊韌性的降低。

圖9 試驗鋼室溫沖擊斷口第二相粒子的形貌及能譜分析Fig.9 Morphologies and energy spectrum analysis of the second phase particles in impact fracture of the tested steels at room temperature

3 結(jié)論

(1)經(jīng)過電渣重熔的Y- RAFM鋼，經(jīng)相同工藝淬火，原奧氏體晶粒尺寸明顯增大，750 ℃回火90 min后的微觀組織仍具有典型的馬氏體板條結(jié)構(gòu)且板條寬度變化不大。鋼中析出相仍以M23C6、MX型碳(氮)化物為主，與未經(jīng)電渣重熔的鋼相比，MX相的數(shù)量密度略有下降。經(jīng)過“淬火+回火”處理后，Y- RAFM鋼中不存在殘留奧氏體。

(2)經(jīng)過電渣重熔的Y- RAFM鋼的抗拉強度和屈服強度有所降低，斷后伸長率明顯提升，斷裂方式為韌性斷裂，韌窩較小且尺寸更為均勻。

(3)經(jīng)過電渣重熔的Y- RAFM鋼的沖擊韌性明顯提高，室溫下沖擊吸收能量提高了74.2%，韌脆轉(zhuǎn)變溫度降低了14 ℃。

(4)未經(jīng)電渣重熔的鋼的沖擊斷口存在大量尺寸、形狀不一的富釔塊夾雜。經(jīng)過電渣重熔的鋼中塊狀夾雜物轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽巛^小的球形氧化釔夾雜，有效改善了Y- RAFM鋼的沖擊性能。