張瀟月，侯晨陽，毛小東，沈楚倫，張?jiān)?，趙彥云，宋長江*

內(nèi)置前驅(qū)粉體真空自耗熔煉法制備ODS鋼錠的組織演變

張瀟月1a，侯晨陽1a，毛小東1b，沈楚倫1a，張?jiān)?，趙彥云3，宋長江1a*

（1.上海大學(xué) a.先進(jìn)凝固技術(shù)中心 材料科學(xué)與工程學(xué)院 b.理學(xué)院，上海 200444； 2.東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽 110819； 3.煙臺(tái)大學(xué) 核裝備與核工程學(xué)院，山東 煙臺(tái) 264005）

探究內(nèi)置前驅(qū)粉體真空自耗熔煉法制備ODS鋼的可行性。采用內(nèi)置前驅(qū)粉體真空自耗熔煉法制備10 kg的ODS鋼鑄錠，對(duì)鑄錠進(jìn)行軋制及熱處理，使用掃描電子顯微鏡和透射電子顯微鏡等手段研究鑄錠組織特別是析出物的演變情況。通過內(nèi)置前驅(qū)粉體真空自耗熔煉法成功引入了過飽和氧化物粉體，熱軋薄板中含有微米級(jí)的富Y氧化物和富Ti氧化物，且顆粒分布均勻，沒有任何宏觀或微觀聚集現(xiàn)象。常規(guī)固溶熱處理（1 200 ℃）和電流固溶熱處理（1 000 ℃）均可減小熱軋薄板中氧化物的尺寸，且經(jīng)冷軋（壓下量為80%）+1 000 ℃-10 min電流固溶熱處理后，熱軋薄板中的氧化物顆粒尺寸最小，富Ti和富Y的Y-Ti-O顆粒平均尺寸分別降至0.75 μm和0.17 μm。對(duì)薄板進(jìn)行800 ℃-3 h的時(shí)效處理后，觀察到納米量級(jí)的Y-Ti-O復(fù)合氧化物析出，尺寸為20～200 nm。內(nèi)置前驅(qū)粉體真空自耗熔煉法成功將粉體引入鑄錠中，軋制及熱處理工藝能夠顯著細(xì)化氧化物顆粒并析出納米量級(jí)的氧化物。

氧化物彌散強(qiáng)化鋼；真空自耗熔煉；前驅(qū)粉；熱處理；微觀組織

聚變堆反應(yīng)的主要原料為氫的同位素氘和氚，反應(yīng)產(chǎn)物為無害的惰性氣體氦，在反應(yīng)過程中不會(huì)產(chǎn)生二氧化物和其他有害物質(zhì)[1-2]，有望成為未來的可持續(xù)發(fā)展能源。聚變反應(yīng)產(chǎn)生的中子能量極高，高能中子束會(huì)引發(fā)材料發(fā)生低溫脆斷、輻照腫脹等，服役環(huán)境十分嚴(yán)酷[3-4]。聚變堆第一壁材料必須在極端條件下長時(shí)間工作，需要同時(shí)具備優(yōu)良的高溫強(qiáng)度、抗蠕變能力和抗輻照腫脹性能等[5-7]。氧化物彌散強(qiáng)化（Oxide Dispersion Strengthened，ODS）鋼中高密度彌散的納米析出物可以通過阻礙位錯(cuò)和晶界的移動(dòng)，有效提高材料的高溫強(qiáng)度，同時(shí)保持韌性和足夠低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度[8]。納米氧化物和基體之間大量的相界面可以有效地捕獲氦原子，抑制氦泡生長，提高材料抗輻照腫脹性能[9]。無論是抗輻照腫脹能力還是抗高溫蠕變性，ODS鋼都明顯優(yōu)于普通鋼，因此，ODS鋼成為聚變堆結(jié)構(gòu)材料的最佳候選。

ODS鋼的強(qiáng)化機(jī)制為固溶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化、相變強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化等復(fù)合強(qiáng)化。為優(yōu)化微觀組織，獲得更理想的力學(xué)性能，對(duì)ODS鋼采取固溶和時(shí)效兩步熱處理。固溶處理是將鋼加熱至1 000～1 500 ℃后快冷，以獲得均勻的基體組織。時(shí)效處理是當(dāng)溫度高至某熱力學(xué)穩(wěn)定的極限時(shí)，促使固溶在基體中的Y和O元素以含Y氧化物的形式析出并長大[10]。李時(shí)磊等[11]研究了Z3CN20.09M不銹鋼的時(shí)效行為，研究表明，奧氏體不銹鋼的組織形貌在時(shí)效時(shí)未發(fā)生明顯變化，但是鐵素體內(nèi)部析出了α￠相和G相，并且隨時(shí)效時(shí)間的延長，析出相的數(shù)量不斷增加、尺寸不斷增大。寸飛婷等[12]研究了Z3CN20-09M奧氏體不銹鋼在模擬工況環(huán)境下的時(shí)效行為，研究表明，時(shí)效后鐵素體的大小、分布和形貌均無明顯變化，隨時(shí)效時(shí)間的延長，基體中的位錯(cuò)密度逐漸降低，且在基體和位錯(cuò)線上都有第二相析出。

目前，粉末冶金法作為ODS鋼的主要制備工藝，具備單批次產(chǎn)量小、工藝流程長、批量化生產(chǎn)難的特點(diǎn)，這限制了其大規(guī)模工業(yè)化應(yīng)用[13]。熔煉法的工藝簡單、成本低、可工業(yè)化批量生產(chǎn)，但由于引入高數(shù)密度納米氧化物顆粒較為困難，至今仍在不斷探索中[14]。本工作以前期探索的前驅(qū)粉體+非自耗電極+快速凝固新型制備方法為基礎(chǔ)，將含過飽和氧化物的前驅(qū)粉體引入316L不銹鋼中，并結(jié)合熱處理成功制備了120 g高數(shù)密度納米氧化物ODS鋼薄板[15]。但該方法制備的ODS鋼薄板質(zhì)量較小，難以用于工業(yè)化大規(guī)模生產(chǎn)。真空自耗電極熔煉技術(shù)是一種與真空非自耗熔煉技術(shù)相似的工業(yè)技術(shù)，在工業(yè)上被廣泛用于制造優(yōu)質(zhì)鋼、高溫合金和鈦合金。真空自耗工藝通過電極和坩堝之間放電產(chǎn)生的高溫熔化由被熔金屬材料制成的電極，使鑄錠在結(jié)晶器內(nèi)由下至上連續(xù)凝固[16-17]。真空自耗電極與非自耗電極均是在低電壓、大電流作用下進(jìn)行的，弧區(qū)產(chǎn)生的高溫有助于驅(qū)散和熔化前驅(qū)粉體；此外真空自耗熔煉過程中電極的區(qū)域熔化和連續(xù)凝固的特點(diǎn)有助于金屬氧化物彌散均勻分布和規(guī)?；苽浯笠?guī)格鑄錠。因此，本文嘗試采用內(nèi)置前驅(qū)粉體的自耗電極熔煉制備ODS鋼，并研究該方法制備鑄錠、鑄錠熱軋和熱處理后的組織，特別是氧化物顆粒特征的演變規(guī)律，以探索一種可工業(yè)化制備ODS鋼的熔煉法制備工藝。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 材料及樣品制備

采用商業(yè)化的316L不銹鋼作為電極料棒，316L不銹鋼具有優(yōu)異的耐腐蝕能力和良好的力學(xué)性能，在核反應(yīng)堆中有一定的應(yīng)用。前驅(qū)粉體由中科院核能安全技術(shù)研究所提供，粉體合金成分如下：80%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）316L、10%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Y2O3、10%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Ti，Y2O3的名義添加量為1.5%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）。采用電極料棒中空填粉的方式引入前驅(qū)粉體，以避免熔煉過程中前驅(qū)粉體團(tuán)聚或未熔入鋼中。采用真空自耗電極熔煉爐熔煉，其熔煉示意圖如圖1所示。最終制備了一個(gè)約10 kg的鑄錠，鑄錠尺寸為100 mm×200 mm。隨后對(duì)鑄錠進(jìn)行熱軋（在1 100 ℃下均熱80 min，軋制壓下量為90%），熱軋后水冷。對(duì)熱軋薄板進(jìn)行冷軋，軋輥轉(zhuǎn)速為8 r/min，當(dāng)軋制壓下量分別為20%、40%、60%、80%時(shí)，將熱軋薄板分別命名為冷軋20%薄板、冷軋40%薄板、冷軋60%薄板、冷軋80%薄板。本文選取的傳統(tǒng)固溶熱處理的溫度和時(shí)間分別為1 200 ℃和3 h，在空氣中冷卻。電流固溶熱處理溫度和時(shí)間分別為1 000 ℃和10 min，冷卻速率為100 K/s。采用馬弗爐對(duì)樣品進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效溫度和時(shí)間分別為800 ℃和3 h，時(shí)效后的樣品在空氣中冷卻。

圖1 內(nèi)置前驅(qū)粉體真空自耗電極熔煉示意圖

1.2 表征及測(cè)試方法

采用蔡司Zeiss AXIO IMAGER A2M型號(hào)金相顯微鏡觀察樣品的金相組織。采用飛納臺(tái)式掃描電鏡（Scanning Electron Microscope，SEM）Pro XL對(duì)組織進(jìn)行進(jìn)一步觀察。采用日本島津公司EPMA-8050G電子探針（Electron Probe Microanalysis Microprobe，EPMA）設(shè)備進(jìn)行樣品微區(qū)元素分析。金相樣品、SEM樣品和EPMA樣品的制備方法均為精磨后機(jī)械拋光至表面呈光亮鏡面，利用10%（體積分?jǐn)?shù)）的高氯酸酒精溶液電解拋光30 s后，再用10%（體積分?jǐn)?shù)）的草酸溶液電解腐蝕20 s。采用透射電子顯微鏡（Transmission Electron Microscope，TEM）對(duì)樣品中的納米析出相進(jìn)行表征。取直徑為3 mm的樣品圓片，用電解雙噴減薄儀進(jìn)行減薄，制得有薄區(qū)的透射樣品。電解液為10%（體積分?jǐn)?shù)）的高氯酸酒精溶液，電解電壓為35～40 V，透光率為25%，流速為13 cm/s，溫度為?30 ℃。透射電子顯微鏡采用的是JEM 2010F和JEM 2100F。采用MH-5L型顯微硬度計(jì)測(cè)量試樣的顯微硬度，設(shè)置的載荷為1.96 N，在試樣2個(gè)邊部和中部分別打20個(gè)點(diǎn)，最后取平均值得到樣品的顯微硬度數(shù)據(jù)。采用MTS Criterion 44型拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行樣品的室溫拉伸性能測(cè)試。該拉伸機(jī)的最大載荷為10 kN，設(shè)定拉伸速率為0.003 mm/s，引伸計(jì)水平夾在試樣中間，標(biāo)距為12 mm。

2 結(jié)果與討論

2.1 熱軋薄板的組織與性能

2.1.1 熱軋薄板及其冷軋后的組織

熱軋薄板的SEM照片和XRD圖譜如圖2所示?？梢?，在熱軋薄板中不存在顆粒團(tuán)聚的現(xiàn)象，結(jié)合XRD結(jié)果和SEM照片，確定基體主要為奧氏體和鐵素體相。在SEM照片中觀察到合金中存在少量的不規(guī)則顆粒及球形顆粒，同時(shí)還有一種包裹體顆粒析出，其結(jié)構(gòu)中心和四周為形狀不同的2種顆粒。顆粒的SEM能譜分析結(jié)果如圖3所示，結(jié)果顯示，2種顆粒的主要元素均為Y、Ti、O，2種顆粒為Y-Ti-O的復(fù)合氧化物，分別為富Ti氧化物及富Y氧化物（以Ti和Y元素含量的高低區(qū)分）。對(duì)2類顆粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，富Ti氧化物顆粒和富Y氧化物顆粒的平均粒徑分別為1.49 μm和0.46 μm，前者傾向于在晶界分布，而后者主要分布在晶內(nèi)。熱軋薄板顆粒的電子探針面掃描元素分布結(jié)果如圖4所示，結(jié)果顯示，包裹體顆粒外層為Ti元素富集區(qū)，內(nèi)層為Y元素富集區(qū)，說明在熱軋薄板中，這類包裹體的成分主要為Y元素和Ti元素。

圖2 熱軋薄板的SEM照片及XRD圖譜

經(jīng)過冷軋后的熱軋薄板SEM照片如圖5所示?？梢郧宄乜吹礁籘i、富Y的氧化物顆粒，且其形貌沒有明顯變化，富Ti氧化物顆粒仍大多分布在晶界附近，而富Y氧化物顆粒主要分布在晶內(nèi)。不同壓下量下2種顆粒的尺寸如表1所示。統(tǒng)計(jì)結(jié)果顯示，隨著壓下量的增大，富Ti氧化物顆粒的平均尺寸逐漸減小，冷軋80%薄板中富Ti氧化物尺寸減小到1.04 μm，與熱軋薄板中的顆粒相比，下降了30%左右。富Y氧化物顆粒冷軋后的平均尺寸在0.38～0.77 μm范圍內(nèi)無規(guī)則波動(dòng)，冷軋80%薄板中的顆粒尺寸最小，為0.38 μm。因此，在冷軋80%薄板中，富Ti、富Y氧化物顆粒的平均尺寸明顯降低。

圖3 熱軋薄板中顆粒的SEM照片及能譜結(jié)果

圖4 熱軋薄板顆粒的電子探針面掃描元素分布結(jié)果

圖5 經(jīng)過冷軋后的熱軋薄板SEM照片

表1 熱軋薄板及其經(jīng)不同壓下量的冷軋薄板中顆粒尺寸統(tǒng)計(jì)

Tab.1 Particle size statistics in hot rolled strip and cold rolled strip under different rolling reduction μm

2.1.2 熱軋薄板及其冷軋后的力學(xué)性能

熱軋薄板及其冷軋后的力學(xué)性能如圖6所示。隨著冷軋壓下量的增大，熱軋薄板硬度逐漸升高，這是由于冷軋后引入的大量位錯(cuò)在很大程度上提高了材料的硬度。同樣地，冷軋后熱軋薄板的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均隨著壓下量的增大而逐漸升高，冷軋80%薄板的屈服強(qiáng)度提高到1 206 MPa，抗拉強(qiáng)度提高到1 451 MPa。而冷軋后薄板的延伸率則顯著下降，這與冷軋后薄板中產(chǎn)生了較多的位錯(cuò)有關(guān)，薄板中的位錯(cuò)明顯降低了材料的塑性。

2.2 固溶熱處理后薄板的組織與性能

2.2.1 固溶熱處理后薄板的組織

為了進(jìn)一步減小薄板中顆粒的尺寸，為后續(xù)納米氧化物的時(shí)效析出提供良好條件，參考文獻(xiàn)[18]，選取1 200 ℃（固溶溫度）-3 h-水淬的熱處理工藝。經(jīng)冷軋+固溶熱處理后，熱軋薄板的SEM照片如圖7所示。可見，薄板中顆粒為矩形黑色富Ti氧化物以及白色圓形的富Y氧化物，氧化物顆粒尺寸如表2所示。結(jié)果顯示，在4種壓下量下，冷軋薄板中富Ti氧化物顆粒尺寸先升高再下降，與熱處理前顆粒尺寸的變化趨勢(shì)一致。冷軋80%薄板經(jīng)固溶熱處理后，其富Ti氧化物尺寸最小，為0.94 μm。在冷軋薄板中，富Y氧化物顆粒尺寸隨壓下量的增大呈先降低后升高的趨勢(shì)。冷軋20%與40%薄板經(jīng)固溶熱處理后，其富Y氧化物顆粒的平均尺寸分別為0.28 μm和0.27 μm，與未經(jīng)固溶熱處理的冷軋薄板相比，分別降低了39%和41%。

圖6 熱軋薄板及其經(jīng)過冷軋后的力學(xué)性能

圖7 熱軋薄板經(jīng)冷軋+1 200 ℃-3 h 固溶熱處理后的SEM照片

2.2.2 固溶熱處理后薄板的力學(xué)性能

經(jīng)冷軋+1 200 ℃-3 h固溶熱處理后，熱軋薄板的硬度和拉伸性能如圖8所示?？梢钥吹?，不同壓下量的薄板硬度差異很小，冷軋20%、40%、60%薄板經(jīng)固溶熱處理后的強(qiáng)度相差不大。冷軋80%薄板經(jīng)固溶熱處理后，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度最低，分別為197 MPa和526 MPa?？傮w來說，與熱軋薄板相比，冷軋薄板經(jīng)1 200 ℃-3 h固溶熱處理后的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均有明顯下降，但延伸率明顯提高，冷軋20%薄板的延伸率提高到71%。這是由于在高溫固溶熱處理過程中，發(fā)生加工硬化后消除了內(nèi)應(yīng)力，使材料的延伸率逐漸恢復(fù)并提高。

表2 熱軋薄板及其經(jīng)冷軋+1 200 ℃-3 h固溶熱處理后顆粒平均尺寸

Tab.2 Statistics of average particle size of hot rolled strips and those after cold rolling+1 200 ℃-3 h solution heat treatment μm

2.3 電流固溶熱處理后薄板的組織與性能

2.3.1 電流固溶熱處理后薄板的組織

文獻(xiàn)[19]表明，電流固溶熱處理熱效應(yīng)和非熱效應(yīng)的耦合作用可以促進(jìn)顆粒溶解，因此探究電流固溶熱處理能否有效溶解或者減小熱軋薄板以及4種壓下量（20%、40%、60%、80%）的冷軋薄板中微米級(jí)顆粒的尺寸。1 000 ℃-10 min電流固溶熱處理樣品的SEM照片如圖9所示?？芍?jīng)電流固溶熱處理后，薄板中的析出物仍為富Ti氧化物顆粒及富Y氧化物顆粒，冷軋80%薄板中的富Ti氧化物顆粒的尺寸較其余幾組的明顯減小。經(jīng)冷軋+電流固溶熱處理后，顆粒尺寸如表3所示。經(jīng)1 000 ℃-10 min的電流固溶熱處理后，薄板中富Ti氧化物顆粒的平均尺寸均小于熱軋薄板的；除了冷軋20%薄板中的富Y氧化物平均尺寸略高于熱軋薄板的外，其余3組薄板中富Y氧化物的平均尺寸均小于熱軋薄板的。結(jié)果表明，經(jīng)冷軋80%+1 000 ℃-10 min熱處理后，2種氧化物顆粒的尺寸最小。

表3 熱軋薄板及其經(jīng)冷軋+1 000 ℃-10 min電流固溶熱處理后顆粒平均尺寸

Tab.3 Statistics of average particle size of hot rolled strips and those after cold rolling+1 000 ℃-10 min electric current solution heat treatment μm

2.3.2 電流固溶熱處理后薄板的力學(xué)性能

熱軋薄板及其經(jīng)冷軋+1 000 ℃-10 min電流固溶熱處理后的顯微硬度及拉伸性能如圖10所示?？梢钥吹剑c熱軋薄板相比，電流固溶熱處理后薄板的硬度、屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均有所降低。當(dāng)壓下量為20%與80%時(shí)，薄板的延伸率最佳，較熱軋薄板的延伸率分別提高了10%與6%。

2.4 時(shí)效處理后薄板的組織

2.4.1 熱軋薄板時(shí)效樣品TEM分析

ODS鋼中納米氧化物顆粒通常是在固溶后的時(shí)效熱處理過程中析出[20]。本工作選取了熱軋薄板、熱軋薄板+冷軋80%+1000 ℃-10 min電流固溶熱處理2種狀態(tài)樣品，時(shí)效溫度為800 ℃，保溫時(shí)間為3 h，探究薄板中納米氧化物的析出情況。熱軋薄板進(jìn)行時(shí)效后的TEM明場(chǎng)像照片如圖11所示，可以觀察到在位錯(cuò)周圍伴隨著一些納米顆粒，形貌為矩形。透射電鏡能譜結(jié)果顯示，該類顆粒為Y-Ti-O的復(fù)合顆粒。對(duì)熱軋薄板中的納米氧化物進(jìn)行統(tǒng)計(jì)。數(shù)密度計(jì)算方法為：根據(jù)標(biāo)尺計(jì)算照片面積，從照片中計(jì)量顆粒個(gè)數(shù)，用個(gè)數(shù)與面積的比值計(jì)算得到面的數(shù)密度，由于樣品中顆粒分布均勻，故以（面的數(shù)密度）3/2為數(shù)密度。樣品中氧化物顆粒平均尺寸和數(shù)密度分別為36 nm和3.3×1017m–3。

圖8 熱軋薄板及其經(jīng)冷軋+1 200 ℃-3 h 固溶熱處理后的力學(xué)性能：

圖9 經(jīng)冷軋+1 000 ℃-10 min電流固溶熱處理后熱軋薄板的SEM照片

圖10 熱軋薄板及其經(jīng)冷軋+1 000 ℃-10 min電流固溶熱處理后的力學(xué)性能

圖11 熱軋薄板 800 ℃ 3 h 時(shí)效后的 TEM 明場(chǎng)像及顆粒的能譜結(jié)果

2.4.2 電流固溶熱處理后時(shí)效樣品的TEM分析

經(jīng)冷軋（壓下量為80%）+1 000 ℃-10 min電流固溶熱處理后時(shí)效的熱軋薄板TEM照片如圖12所示。可見，存在很多近球形的納米顆粒，尺寸在百納米以內(nèi)。由圖12b可以看到，也有Y和Ti元素存在，因此，判斷該類顆粒均為Y-Ti-O的復(fù)合顆粒。在冷軋（壓下量為80%）+1 000 ℃-10 min電流固溶熱處理的時(shí)效試樣中，納米氧化物的平均尺寸和數(shù)密度分別為25 nm和1.6×1018m?3，與未經(jīng)電流熱處理的時(shí)效態(tài)熱軋薄板相比，其數(shù)量明顯增多。

2.5 討論

2.5.1 軋制過程氧化物顆粒演變分析

由于熱軋工藝可以改善鑄錠組織及氧化物分布[21]，因此，自耗電極熔煉鑄錠中富Ti和富Y的氧化物顆粒在熱軋后均勻地分散在基體中，沒有出現(xiàn)任何宏觀和局部的團(tuán)聚現(xiàn)象。較大壓下量的軋制工藝可使鋼中的非金屬顆粒發(fā)生碎裂[22]，從大尺寸顆粒轉(zhuǎn)變?yōu)樾〕叽珙w粒，而顆粒是否會(huì)發(fā)生碎裂取決于其承受的熱變形應(yīng)力，通常熔點(diǎn)越高，抗變形能力越高[23]。本文鑄錠中的Y-Ti-O氧化物顆粒均是高熔點(diǎn)顆粒，因此，在軋制條件下，氧化物顆粒形貌沒有明顯變化，但卻更分散、尺寸更小，這是因?yàn)樽院碾姌O熔煉鑄錠顆粒在液態(tài)條件下發(fā)生了吸附團(tuán)聚，其吸附力相對(duì)較小，因此，其局部的團(tuán)聚顆粒在軋制后被彌散分開，而且在高溫和軋制作用下，氧化物顆粒發(fā)生部分溶解，使顆粒尺寸減小。

在本工作中，富Ti、富Y兩類氧化物顆粒平均尺寸隨著冷軋壓下量的增大而降低，富Ti氧化物顆粒尺寸降低得尤為明顯，這可能與軋制過程中氧化物顆粒和變形基體之間的摩擦力有關(guān)[24]。富Ti氧化物多為不規(guī)則近長條矩形的顆粒，這些顆粒表面積更大，與變形基體接觸面積更大，而且由于其形狀變形過程較復(fù)雜，顆粒將受到更大的應(yīng)力，引起不規(guī)則外形局部碎斷，在變形應(yīng)力及其產(chǎn)生的局部摩擦熱作用下，氧化物顆粒與基體的連接界面發(fā)生局部溶解，因此，隨著壓下量的增大，顆粒尺寸有減小趨勢(shì)[25]。

圖12 熱軋薄板冷軋（壓下量為80%）后1 000 ℃-10 min電流固溶熱處理后時(shí)效的TEM圖像

2.5.2 固溶熱處理中的氧化物顆粒演變分析

傳統(tǒng)固溶熱處理和電流熱處理均降低了氧化物顆粒的平均尺寸，但是即使在相對(duì)較低的溫度下，電流固溶熱處理的固溶效果也明顯占優(yōu)。在本工作中，氧化物分為富Ti、富Y的Y-Ti-O氧化物，文獻(xiàn)[26-28]顯示，Y2Ti2O7、YTiO3和TiO2氧化物的熔點(diǎn)分別為1 600、1 700、1 843 ℃，因此，不可能在1 200 ℃的固溶熱處理過程中熔化。有文獻(xiàn)原位觀察到[29]，ODS鋼中Y-Ti-O的復(fù)合顆粒在600 ℃即開始溶解，氧化物溶解溫度d和熔融溫度m的經(jīng)驗(yàn)公式如式（1）所示[29]。

本文傳統(tǒng)固溶熱處理的溫度為1 200 ℃，由式（1）可知，3種氧化物開始溶解的溫度均低于該溫度，因此，本實(shí)驗(yàn)中的氧化物顆粒在1 200 ℃下均可發(fā)生溶解。

文獻(xiàn)[30]表明，在電流熱處理過程中，非熱效應(yīng)能夠改變基體和析出相的自由能，從而影響第二相的溶解溫度；同時(shí)，電流可加速溶質(zhì)原子的擴(kuò)散，促進(jìn)氧化物顆粒的溶解。電流對(duì)原子漂移通量的影響被認(rèn)為是基于熱效應(yīng)t和非熱效應(yīng)a的耦合，如式（2）～（4）所示。2種效應(yīng)的耦合作用促進(jìn)了顆粒的溶解[19,31]。

式中：t是電流熱處理過程中熱激活效應(yīng)產(chǎn)生的原子通量，即電流熱處理的熱效應(yīng)；a是由于電子和原子之間的相互作用而產(chǎn)生的原子通量，即電流熱處理的非熱效應(yīng)；為原子密度；1為晶格擴(kuò)散系數(shù)；0為空位的平均濃度；c為空位的過飽和濃度；0和分別代表空位濃度為0和0+c時(shí)遠(yuǎn)離位錯(cuò)的距離；*為有效價(jià)；為電子電荷；為電阻率；為電流密度；為原子體積；為玻爾茲曼常數(shù)；為熱力學(xué)溫度。

析出顆粒的導(dǎo)電率較低，會(huì)導(dǎo)致電流在基體中非均勻分布，在顆粒周圍引起局部熱效應(yīng)[32]。析出顆粒周圍的局部熱效應(yīng)和電流非熱效應(yīng)的耦合作用使電流固溶熱處理中的氧化物顆粒更加容易溶解。

3 結(jié)論

以316L不銹鋼為原料，采用內(nèi)置前驅(qū)粉體真空自耗熔煉法制備了10 kg的ODS鋼鑄錠，通過軋制+熱處理等工藝探究了加工工藝對(duì)氧化物顆粒尺寸的影響，得到以下主要結(jié)論：

1）對(duì)于采用內(nèi)置前驅(qū)粉體真空自耗法熔煉的10 kg鑄錠，經(jīng)熱軋后沒有明顯氧化物顆粒團(tuán)聚的現(xiàn)象，氧化物顆粒多為復(fù)雜的Y-Ti-O氧化物，包括平均粒徑為1.49 μm的富Ti氧化物顆粒和平均粒徑為0.45 μm的富Y氧化物顆粒。

2）經(jīng)冷軋和1 200 ℃-3 h傳統(tǒng)固溶熱處理后，熱軋薄板中的富Ti氧化物顆粒尺寸從1.49 μm降至0.98 μm，富Y氧化物顆粒尺寸從0.45 μm降至0.28 μm，表明冷軋+傳統(tǒng)固溶熱處理可在一定程度上降低氧化物顆粒尺寸。

3）經(jīng)冷軋和1 000 ℃-10 min電流固溶熱處理后，熱軋薄板中的富Ti氧化物顆粒尺寸從1.49 μm降至0.75 μm，富Y氧化物顆粒尺寸從0.45 μm降至0.17 μm，表明電流固溶熱處理效果比傳統(tǒng)固溶熱處理效果更佳。

4）在熱軋薄板及其經(jīng)冷軋+電流固溶熱處理的時(shí)效樣品中，納米級(jí)的氧化物顆粒尺寸為50～200 nm，數(shù)密度最高可達(dá)1.6×1018m?3?？梢姡堉?電流固溶熱處理改善了大尺寸氧化物顆粒的粒徑，并在時(shí)效后析出了大量納米氧化物。

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Microstructure Evolution of ODS Steel Prepared by Vacuum Consumable Melting Method with Built-in Precursor Powder

ZHANG Xiao-yue1a, HOU Chen-yang1a, MAO Xiao-dong1b, SHEN Chu-lun1a, ZHANG Yuan-xiang2, ZHAO Yan-yun3, SONG Chang-jiang1a*

(1. a. Center for Advanced Solidification Technology (CAST), School of Materials Science and Engineering, b. College of Sciences, Shanghai University, Shanghai 200444, China; 2. State Key Laboratory of Technology and Automation, Northeastern University, Shenyang 110819, China; 3. College of Nuclear Equipment and Nuclear Engineering, Yantai University, Shandong Yantai 264005, China)

The work aims to explore the feasibility of preparing ODS steel by vacuum consumable melting method with built-in precursor powder. The 10 kg ODS steel ingot was prepared by vacuum consumable melting method with built-in precursor powder, and the ingot was rolled and heat treated. The microstructure of the ingot, especially the evolution of precipitates, was studied by SEM and TEM. The supersaturation oxide powders were successfully introduced by vacuum consumable melting method with built-in precursor powder. The hot rolled strip contained micron level Y rich oxide and Ti rich oxide, and the particles were evenly distributed without aggregation. Both conventional solution heat treatment (1 200 ℃) and current solution heat treatment (1 000 ℃) could reduce the oxide size in hot rolled strips, and the oxide particle size in the hot rolled strip after 80% cold rolling+1 000 ℃-10 min of current solution heat treatment was the smallest. The average size of Y-Ti-O particles rich in Ti and Y was reduced to 0.75 μm and 0.17 μm, respectively. After aging at 800 ℃ for 3 h, nanometer scale Y-Ti-O composite oxide precipitation was observed in the strip, with the size between 20-200 nm. The vacuum consumable melting method with built-in precursor powder successfully introduces the powder into the ingot. After rolling and heat treatment, the oxide particles can be significantly refined and the nanometer scale oxide can be precipitated.

oxide dispersion strengthened steel; vacuum consumable melting; precursor powder; heat treatment; microstructure

10.3969/j.issn.1674-6457.2023.10.005

TG27

A

1674-6457(2023)10-0038-12

2023-08-09

2023-08-09

國家磁約束核聚變能發(fā)展研究專項(xiàng)（2018YFE0306102）；國家自然科學(xué)基金（52271034）；云南省材料基因工程項(xiàng)目（202302AB080020）

The National MCF Energy R&D Program of China(2018YFE0306102); National Natural Science Foundation of China(52271034); The Science and Technology Major Project of Yunnan Province (202302AB080020)

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ZHANG Xiao-yue, HOU Chen-yang, MAO Xiao-dong, et al. Microstructure Evolution of ODS Steel Prepared by Vacuum Consumable Melting Method with Built-in Precursor Powder[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2023, 15(10): 38-49.

責(zé)任編輯：蔣紅晨