余海存 張有祥 金靜 姜昊成 喇培清

關(guān)鍵詞：310 S耐熱鋼；熱軋；固溶處理；顯微組織；拉伸性能

0 引言

隨著“雙碳”戰(zhàn)略目標(biāo)的提出，節(jié)能減排及可持續(xù)發(fā)展的理念受到中國(guó)乃至全世界的關(guān)注。太陽(yáng)能光熱發(fā)電（Concentrating Solar Power， CSP）技術(shù)因其綠色無(wú)污染和輸出連續(xù)可調(diào)等特點(diǎn)被認(rèn)為是未來(lái)最具發(fā)展?jié)摿Φ那鍧嵞茉?，成為了世界各?guó)未來(lái)能源發(fā)展的新方向，在過(guò)去20年里，聚光太陽(yáng)能（CSP）系統(tǒng)的全球容量增加了15倍。儲(chǔ)鹽和傳輸鹽裝置是CSP系統(tǒng)的核心部件，其所使用材料的耐熔鹽腐蝕性能直接決定了該裝置的安全性和使用壽命。但熔鹽在腐蝕金屬容器的腐蝕系統(tǒng)中充當(dāng)電解液，會(huì)加速管道和容器材料的腐蝕損壞，目前還沒有一種材料可以完全達(dá)到服役要求。

為滿足CSP系統(tǒng)對(duì)材料的需求，科研人員在不斷創(chuàng)新。一直以來(lái)，結(jié)構(gòu)材料的最佳選擇是不同等級(jí)的不銹鋼，然而，當(dāng)溫度超過(guò)600 ℃時(shí)，它們就會(huì)失去耐腐蝕性能。耐腐蝕合金（CRA）也引起了人們的關(guān)注，但其高昂的成本阻礙了它們的廣泛使用。氧化鋁成型合金（AFA）是在奧氏體耐熱鋼中加入一定量的Al元素，在600～900 ℃下可以在外層生成Al2O3氧化皮，與傳統(tǒng)不銹鋼表面形成的Cr2O3氧化皮相比具有更好的抗氧化和耐腐蝕性。AFA合金因其優(yōu)異的耐腐蝕性、抗氧化性、抗蠕變性和抗拉強(qiáng)度，以及良好的焊接性能和較低的成本，在近年來(lái)引起了國(guó)內(nèi)外許多科學(xué)家的關(guān)注。310 S（0Cr25Ni20）耐熱不銹鋼作為鉻鎳奧氏體不銹鋼，具有良好的高溫耐蝕性、抗氧化性和較低的成本，自20世紀(jì)60年代以來(lái)被廣泛應(yīng)用于爐管材料、蒸汽過(guò)熱器、退火箱、輻射管、乙烯裂解爐管等耐蝕、耐高溫部件。在高溫環(huán)境下服役時(shí)，310 S耐熱鋼表面會(huì)形成Cr2O3、Fe2O3、FeO和尖晶石結(jié)構(gòu)（FeCr2O4、NiCr2O4）等保護(hù)性氧化皮，但其穩(wěn)定性較差，已不能滿足現(xiàn)在工業(yè)環(huán)境的要求。Al元素是強(qiáng)鐵素體形成元素，合金中Al元素加入的越多，BCC結(jié)構(gòu)的鐵素體相會(huì)因Al元素的加入更穩(wěn)定，而FCC結(jié)構(gòu)的奧氏體基體會(huì)減少，鐵素體的BCC結(jié)構(gòu)會(huì)降低高溫抗蠕變性能。在普通310 S（0Cr25Ni20）耐熱鋼中加入一定量的Al元素，同時(shí)降低Cr含量，在獲得單相奧氏體基體的耐熱鋼的同時(shí)又降低了生產(chǎn)成本。劉致遠(yuǎn)以HP40合金為基礎(chǔ)，加入不同含量的Al元素，同時(shí)降低Ni含量，制備了Al質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0、2.5%、5%、7.5%、10%、15%的合金。隨著Al含量增加，金屬間化合物Fe-Ni-Al和Ni3Al的析出形態(tài)發(fā)生變化，由點(diǎn)塊狀逐漸發(fā)展成為樹枝狀和片狀，基體由奧氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體。Al質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于7.5%時(shí)，基體中Fe-Ni-Al金屬間化合物尺寸增大，基體為鐵素體組織，其強(qiáng)度在室溫及高溫都有所降低。結(jié)果表明，含5%Al的HP40合金在高溫下形成致密、連續(xù)且粘附性較好的氧化膜，是所有Al含量HP40合金中綜合性能（力學(xué)性能、抗氧化性能、焊接性能及機(jī)加工性能）最佳的。Gutiérrez等人采用粉末注入法將Al粉注入Incoloy 800 H合金進(jìn)行激光表面合金化，觀察到鋁在合金表面富集，出現(xiàn)了大量Ni-A1和Fe-A1金屬間化合物，合金區(qū)大量晶粒細(xì)化，金屬間化合物的出現(xiàn)使該合金表面涂層更適合于高溫應(yīng)用，改善了Incoloy 800 H合金的腐蝕行為。

在CSP系統(tǒng)中，儲(chǔ)熱罐、換熱器、傳熱管道等高溫部件在服役過(guò)程中需要經(jīng)受600 ℃以上的高溫沖擊，因此制備儲(chǔ)熱罐、換熱器等部件的材料需具備可靠的強(qiáng)度性能。熔煉得到的含鋁耐熱鋼鑄態(tài)試樣因?yàn)榫Ы缣蓟镙^多和組織不均勻等缺陷，導(dǎo)致力學(xué)性能較差，所以有必要對(duì)鑄態(tài)試樣進(jìn)行熱加工處理。將鑄態(tài)試樣經(jīng)過(guò)1 200 ℃熱軋60%變形以及1 150 ℃固溶處理30 min得到耐熱鋼板材。不同含量Al元素的加入會(huì)對(duì)耐熱鋼的組織和析出相產(chǎn)生影響，微觀組織結(jié)構(gòu)的變化勢(shì)必會(huì)影響耐熱鋼的力學(xué)性能，因此有必要對(duì)不同成分的熱軋固溶態(tài)耐熱鋼微觀組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀察并進(jìn)行一系列力學(xué)性能測(cè)試。研究結(jié)果對(duì)于新型含鋁奧氏體耐熱鋼的開發(fā)及推廣應(yīng)用提供重要的理論參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)方法

通過(guò)鋁熱法和真空感應(yīng)二次熔煉后得到含鋁耐熱鋼鑄錠，其化學(xué)成分如表1所示。為消除鑄錠組織中晶界碳化物和晶間偏析對(duì)其進(jìn)行熱軋?zhí)幚?，在高塑性條件下變形，需要避免軋制開裂現(xiàn)象出現(xiàn)，軋制加熱溫度的控制極為重要，張毅等人推薦0Cr25Ni20鋼的最適宜加熱溫度為1 150～1 250 ℃，超過(guò)1 250 ℃晶粒急劇長(zhǎng)大，熱塑性變差，本文選擇1 200 ℃作為軋制溫度。將鑄錠表層切除后，采用線切割方式切取厚度為5 mm的厚片，進(jìn)行1 200 ℃熱軋開坯。軋制所用軋機(jī)為二輥冷熱軋機(jī)，熱軋開坯處理具體過(guò)程為：將5 mm厚鑄態(tài)試樣放入電阻加熱爐，以10 ℃/min的速度升溫至1 200 ℃后保溫20 min， 然后進(jìn)行變形量60%的軋制，每道次軋制變形量1%～3%且每道次軋制完回爐保溫5 min。軋機(jī)軋制速度為0.4 m/min， 軋輥轉(zhuǎn)速為15 r/min， 軋制完成后的試樣進(jìn)行空冷。

將軋制得到的試樣進(jìn)行固溶處理，處理溫度為1 150 ℃，保溫時(shí)間為30 min， 加熱方式為隨爐加熱。電阻加熱爐升溫速率為10 ℃/min， 加熱至1 150 ℃后取出樣品進(jìn)行水淬。

1.2 組織與性能表征

在固溶處理得到的試樣上采用線切割切取10 mm×10 mm×2 mm的試樣，用水砂紙打磨機(jī)械拋光后，采用D/Max-2400型X射線衍射儀進(jìn)行物相分析，掃描范圍（2θ）為30°～100°，掃描速度為10（°）/min； 用FeCl3+50%鹽酸水溶液作為金相腐蝕液，腐蝕時(shí)間30～40 s， 采用蔡司Axio Scope A1光學(xué)金相顯微鏡和FEG-450熱場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡分別進(jìn)行樣品組織和形貌觀察；采用EPMA-1600電子探針對(duì)各個(gè)元素進(jìn)行分析；采用WILSON-VH1102型全自動(dòng)顯微硬度測(cè)試系統(tǒng)測(cè)試其硬度，每隔0.3 mm取一個(gè)測(cè)試點(diǎn)，共取6個(gè)測(cè)試點(diǎn)取其平均值，載荷為300 g， 加載時(shí)間12 s； 在板材試樣上線切割切取15 mm×15 mm×0.5 mm的金屬薄片，用SiC砂紙由粗到細(xì)將其打磨至0.05 mm， 采用沖片器將得到的0.05 mm薄片試樣沖成若干直徑為3 mm的圓片。將圓片粘附在橡皮擦上繼續(xù)用3000號(hào)細(xì)砂紙輕輕打磨至0.02 mm， 然后用TenuPlo-5雙噴電解儀進(jìn)行雙噴電解減薄，電解腐蝕液采用3%（體積分?jǐn)?shù)）高氯酸酒精溶液，雙噴溫度控制在-30 ℃左右，電壓30 V，透光率150。最后通過(guò)JEM-F200型透射電子顯微鏡進(jìn)行觀察，加速電壓200 kV；拉伸試驗(yàn)在島津AGS-X 300 kN電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為0.5 mm/min， 每個(gè)成分試樣進(jìn)行3組平行試驗(yàn)，拉伸試樣尺寸如圖1和圖2所示。根結(jié)試驗(yàn)結(jié)果計(jì)算繪制出工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線，得出試樣的室溫和高溫力學(xué)性能。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 微觀組織

試驗(yàn)鋼經(jīng)過(guò)熱軋及固溶處理后金相組織如圖3所示，可以觀察到其組織為晶界清晰的奧氏體。熱軋過(guò)程中形成的變形晶粒發(fā)生了再結(jié)晶，固溶處理過(guò)程中隨著溫度的升高，再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大，最終形成如圖3中所示的等軸奧氏體組織。鑄態(tài)組織中的碳化物經(jīng)過(guò)軋制過(guò)程的破碎以及固溶處理，大多數(shù)固溶在奧氏體基體中，在含2.46%Al的試驗(yàn)鋼組織中分布有未完全固溶的黑色圓點(diǎn)狀碳化物析出；在含3.05%、4.24%Al的試驗(yàn)鋼晶界交叉口及晶內(nèi)分布有骨架狀析出物；含4.24%Al的試驗(yàn)鋼晶粒中還均勻的分布有黑色細(xì)小彌散相。

為確定耐熱鋼物相組成，對(duì)3種熱軋態(tài)耐熱鋼進(jìn)行了XRD物相分析和EPMA元素分布分析。圖4的XRD檢測(cè)結(jié)果顯示，經(jīng)過(guò)熱軋及固溶處理后，含2.46%Al、3.05%Al的耐熱鋼為單一的奧氏體單相組織，由于碳化物含量較少，XRD中未能檢測(cè)到，在4.24%Al的耐熱鋼除奧氏體衍射峰外還檢測(cè)到NiAl相衍射峰。從圖5元素分布圖中可以看到，合金元素幾乎固溶在基體中，沒有出現(xiàn)明顯的元素偏析現(xiàn)象，含4.24%Al的耐熱鋼中Al元素在骨架狀碳化物處富集。Al含量的增加使耐熱鋼完全奧氏體化變得困難，致使基體保留了部分未溶碳化物。

圖6所示為不同Al含量熱軋態(tài)耐熱鋼的SEM組織形貌圖，與圖3金相圖一致，隨著Al含量增加，奧氏體晶粒減小，在含3.05%Al、4.24%Al的耐熱鋼中晶界三岔口處存在如圖6（b）、（c）中圈出的骨架狀共晶化合物形態(tài)析出，另外4.24%Al的耐熱鋼晶粒中均勻分布有細(xì)小的彌散析出相，這在圖7（b）高倍組織形貌圖可以清晰地該觀察到。

根據(jù)圖6固溶處理后樣品的SEM圖可以觀察到奧氏體基體中存在骨架狀碳化物。這些碳化物是由熔體共晶凝固形成的，因此它們不會(huì)通過(guò)固溶處理溶解在基體中，從而保留在微觀結(jié)構(gòu)中。圖7顯示了骨架狀不溶性碳化物的EDS分析結(jié)果，從高倍掃描圖可以看出這些碳化物呈塊狀和層狀共晶化合物凝固形態(tài)，證實(shí)了共晶碳化物的形成。EDS點(diǎn)掃描結(jié)果顯示，金屬元素Fe、Cr、Mn與C原子的原子比接近M7C3的原子比2.33，因此骨架狀析出為M7C3型碳化物，M7C3型碳化物經(jīng)過(guò)熱軋及固溶處理后在晶界三岔口處聚集長(zhǎng)大。另外在圖7（b）中4.24%Al的耐熱鋼晶粒內(nèi)部觀察到彌散分布有類似腐蝕坑的點(diǎn)坑，推測(cè)其為彌散顆粒析出脫落所致。

圖8為4.24%Al的耐熱鋼TEM顯微照片及對(duì)基體相和析出相的單晶電子衍射，右側(cè)衍射圖分別對(duì)應(yīng)左側(cè)紅色標(biāo)記位置。衍射結(jié)果顯示基體相是晶格結(jié)構(gòu)為面心立方的奧氏體（Cr0.19Fe0.7Ni0.11）組織，細(xì)小析出相為長(zhǎng)程有序的體心立方晶格的NiAl相。NiAl相以長(zhǎng)條狀彌散分布在晶粒內(nèi)，寬度小于1 μm， 長(zhǎng)度在0.5～3 μm， 與圖8（b）晶粒內(nèi)彌散分布的點(diǎn)坑相對(duì)應(yīng)，為NiAl顆粒在樣品表面金相腐蝕過(guò)程中脫落所致，這也進(jìn)一步說(shuō)明含4.24%Al的耐熱鋼內(nèi)部彌散分布的析出相為NiAl相。在TEM顯微圖中沒有觀察到明顯位錯(cuò)塞積現(xiàn)象，這是因?yàn)闊彳堖^(guò)程產(chǎn)生的位錯(cuò)在固溶處理過(guò)程中晶格結(jié)構(gòu)發(fā)生改變，使位錯(cuò)塞積逐漸消失。

2.2 室溫力學(xué)性能

圖9為不同Al含量的試驗(yàn)鋼的維氏硬度測(cè)定值，由圖可知，隨Al含量增加，其硬度值增加，分別為160.22HV0.3、176.78HV0.3、220.63HV0.3。

與硬度變化趨勢(shì)一致，隨Al含量的增加，試驗(yàn)鋼強(qiáng)度也在逐漸增加，而伸長(zhǎng)率減小，強(qiáng)度值和伸長(zhǎng)率的變化如圖10（b）所示。出現(xiàn)這種趨勢(shì)的原因?yàn)椋汉?.46%Al的耐熱鋼中，Al只起到了固溶強(qiáng)化作用；含3.05%Al的耐熱鋼存在碳化物析出，產(chǎn)生第二相析出強(qiáng)化作用；而含4.24%Al的耐熱鋼除晶界三岔口處碳化物的強(qiáng)化作用，在晶內(nèi)又增加了細(xì)小的NiAl彌散強(qiáng)化相。除此之外，隨Al含量增加，晶粒尺寸也在減小，晶粒越細(xì)小，強(qiáng)度就會(huì)越高。

310S耐熱鋼不加Al元素時(shí)（其他元素含量相同），經(jīng)過(guò)相同熱軋和固溶處理工藝后，抗拉強(qiáng)度約為530 MPa，本文通過(guò)加入不同Al含量，降低Cr含量后得到的耐熱鋼的抗拉強(qiáng)度在不加Al的基礎(chǔ)上分別提高了21%、30%、50%左右，都有不同幅度的增加，且Al加的越多，強(qiáng)度增幅越大。

圖11是不同Al含量耐熱鋼室溫拉伸斷口形貌圖，斷口呈韌窩相連形成的纖維狀組織，是典型的韌性斷裂，且隨Al含量增多，韌窩變小，通常韌窩尺寸越大、越深，材料的塑性越好，韌窩形貌隨Al含量的變化與圖10（b）得到的強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率變化相對(duì)應(yīng)。

圖12是不同Al含量耐熱鋼斷口高倍形貌圖，對(duì)斷口處進(jìn)行EDS分析，從圖中可以觀察到有球狀滲碳體顆粒存在，這也進(jìn)一步證實(shí)了M7C3的存在，形成大量以滲碳體顆粒為核心的韌窩。在韌窩壁顯示出大量蛇形滑移花樣，這是由于在外加應(yīng)力的作用下，不同晶粒間相互約束和牽制，使合金同時(shí)沿著幾個(gè)相交的滑移面滑移，形成彎曲的條紋，滑移分離后產(chǎn)生的斷口呈蛇形滑移形態(tài)。蛇形滑移花樣是典型的韌性斷裂纖維區(qū)的特征，為微孔聚集型斷裂。

2.3 高溫力學(xué)性能

圖13為不同Al含量耐熱鋼在800 ℃的抗拉強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率變化圖，在800 ℃下3種耐熱鋼的伸長(zhǎng)率基本相同，均為16%左右，抗拉強(qiáng)度的變化趨勢(shì)與室溫下有所不同，隨Al含量增加抗拉強(qiáng)度先增大再減小，分別為282.08、339.24和285.91 MPa， 相比較同狀態(tài)下不加Al元素的310S耐熱鋼170 MPa的抗拉強(qiáng)度，分別提高了66%、99%、68%。

圖14是不同Al含量耐熱鋼800 ℃拉伸斷口形貌圖，3種耐熱鋼都出現(xiàn)了沿晶和穿晶斷裂方式，并伴有少量韌窩，與室溫拉伸斷口界面完全不同。斷口明顯的沿晶斷裂特征表明晶界強(qiáng)度降低，低于晶粒內(nèi)部，因?yàn)榱鸭y總是沿著原子間結(jié)合力最弱的部位出現(xiàn)并進(jìn)一步擴(kuò)展。晶界碳化物周圍應(yīng)力集中，高溫下誘導(dǎo)裂紋和蠕變空洞產(chǎn)生，最終蠕變空洞聚集導(dǎo)致沿晶或穿晶斷裂，沿晶斷裂尤其在2.46%Al的耐熱鋼斷口上表現(xiàn)的更為明顯。對(duì)圖15所示的含4.24%Al的耐熱鋼的800 ℃高溫拉伸斷口中顯現(xiàn)出來(lái)的析出相進(jìn)行EDS點(diǎn)掃測(cè)定，其Al和Ni原子比為1∶1，進(jìn)一步證實(shí)了其晶內(nèi)NiAl相顆粒的析出物的存在。

3 討論

3.1 不同Al含量耐熱鋼熱軋態(tài)組織形成機(jī)制

鑄態(tài)組織中高含量的碳化物會(huì)對(duì)耐熱鋼力學(xué)性能造成一定影響，為了減少鑄態(tài)組織缺陷，對(duì)鑄態(tài)試樣進(jìn)行了熱軋及固溶處理，3種成分耐熱鋼在熱軋和固溶處理過(guò)程中的顯微組織演變過(guò)程如圖16所示。在1 200 ℃的熱軋過(guò)程中，原始鑄態(tài)晶粒破裂，晶界碳化物被軋碎，新的晶粒形核長(zhǎng)大，然后在1 150 ℃下進(jìn)行30 min的固溶處理時(shí)，碳化物固溶在基體中，同時(shí)消除了熱軋過(guò)程產(chǎn)生的應(yīng)力。

軋制后組織如圖3所示，3種耐熱鋼中都可以清楚地觀察到奧氏體組織中有許多退火孿晶，孿晶界可以中斷奧氏體晶界連續(xù)性，緩和奧氏體晶界應(yīng)力從而改善了合金塑性。

圖7中的高倍掃描組織圖中含3.05%Al和4.24%Al的耐熱鋼中晶界三岔口處M7C3碳化物呈塊狀和層狀形態(tài)，說(shuō)明M7C3具有共晶特征，共晶碳化物是在凝固的最后階段形成的，不會(huì)通過(guò)固相轉(zhuǎn)變析出，因此在經(jīng)過(guò)1 200 ℃的熱軋和1 150 ℃的固溶處理后，M7C3型碳化物并沒有溶解在基體中。并且隨著Al含量增加，晶粒尺寸減小，晶界增多，則晶界形核點(diǎn)范圍增大，C、Cr、Si等合金元素有效擴(kuò)散長(zhǎng)度減小，使碳化物不易固溶在基體中。M7C3的結(jié)構(gòu)是富含Cr、Fe、Mn和C的HCP結(jié)構(gòu)，對(duì)高溫溶液有很強(qiáng)的的耐受性。

4.24%Al的耐熱鋼晶粒內(nèi)部有均勻的納米NiAl相析出，這在含2.46%Al和3.05%Al的耐熱鋼中沒有出現(xiàn)。Brady等人的研究表明Al在奧氏體內(nèi)的溶解度為2%～2.5%，多余的Al元素將以（Fe， Ni）Al金屬間化合物的形式存在，Yamamoto等人研究表明，隨著Al含量的增加，奧氏體鋼中B2-NiAl相析出的體積分?jǐn)?shù)會(huì)升高。而4.24%Al的耐熱鋼中Al含量較高，過(guò)飽和的Al元素與Ni元素反應(yīng)，以NiAl相形式在奧氏體晶粒內(nèi)彌散析出，NiAl相可以作為Al的存儲(chǔ)相，為合金表面形成Al2O3膜提供充足的Al含量，從而提高合金在高溫氧化的環(huán)境中的穩(wěn)定性。

3.2 不同Al含量耐熱鋼熱軋態(tài)組織對(duì)力學(xué)性能的作用機(jī)制

熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼隨Al含量增加，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都逐漸增大，而伸長(zhǎng)率降低。細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化和形變強(qiáng)化是影響合金力學(xué)性能的4種強(qiáng)化機(jī)制，從圖5的EPMA結(jié)果來(lái)看，Al元素基本固溶在基體中，以原子置換方式存在于Fe原子晶格內(nèi)，從而產(chǎn)生晶格畸變來(lái)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，起到固溶強(qiáng)化的作用來(lái)提高強(qiáng)度。另外圖3金相組織可以觀察到晶粒尺寸隨Al含量增加明顯減小，因此細(xì)晶強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的提升也有一定貢獻(xiàn)。此外隨著Al含量增加，從圖7（b）掃描形貌圖中可以看到4.24%Al的耐熱鋼經(jīng)過(guò)熱軋及固溶處理后晶內(nèi)析出了均勻分布的金屬間化合物NiAl相，這在圖8的TEM顯微照片和圖15的高溫拉伸斷口中也有所體現(xiàn)，NiAl相為體心立方結(jié)構(gòu)，可以阻礙基體內(nèi)位錯(cuò)的攀移從而提高強(qiáng)度，且其尺寸足夠小，體積分?jǐn)?shù)多，可以對(duì)位錯(cuò)起到有效的釘扎作用，從而提高強(qiáng)度。因此4.24%Al的耐熱鋼在Al的固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化和碳化物析出強(qiáng)化的基礎(chǔ)上還有第二相彌散強(qiáng)化。

從800 ℃的拉伸試驗(yàn)結(jié)果可知，含3.05%Al的耐熱鋼抗拉強(qiáng)度最高，為339.24 MPa， 含2.46%Al和4.24%Al的耐熱鋼抗拉強(qiáng)度值十分接近，分別為282.08、285.91 MPa， 而室溫時(shí)隨Al含量增加，強(qiáng)度值在不斷增加。伸長(zhǎng)率在800 ℃時(shí)幾乎沒有變化，但室溫時(shí)伸長(zhǎng)率隨Al含量增加逐漸降低。Bei等人研究表明，B2-NiAl相的韌脆轉(zhuǎn)變溫度低于750 ℃，所以在800 ℃時(shí)NiAl相具有一定延展性，無(wú)法起到強(qiáng)化作用，圖15所示的NiAl析出相被拉長(zhǎng)發(fā)生形變，證實(shí)了NiAl析出相在800 ℃具有延展性。因此在高溫下起析出強(qiáng)化效果的主要是碳化物顆粒，而3.05%Al的耐熱鋼中M7C3碳化物含量最多，碳化物對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)起到釘扎從而提高強(qiáng)度。從圖14的高溫拉伸斷口圖可以看出，斷裂方式主要為沿晶斷裂，裂紋沿晶界或相界擴(kuò)展會(huì)對(duì)材料的塑性產(chǎn)生不良的影響，因此800 ℃時(shí)耐熱鋼塑性較室溫時(shí)較差。

4 結(jié)論

（1）隨Al含量增加晶粒尺寸減小，2.46%Al的耐熱鋼板材為等軸奧氏體組織，3.05%Al的耐熱鋼板材在奧氏體晶界三岔口處存在骨架狀M7C3碳化物，4.24%Al的耐熱鋼板材除晶界三岔口處骨架狀M7C3碳化物外，在晶粒內(nèi)部還存在均勻分布的細(xì)小彌散NiAl相。

（2）伴隨著Al含量增加，晶粒尺寸減小，更多Al元素固溶在基體中，固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化的基礎(chǔ)上M7C3碳化物以及細(xì)小彌散NiAl相的析出強(qiáng)化共同作用致使耐熱鋼的室溫硬度、強(qiáng)度增加，而伸長(zhǎng)率減小。

（3）由于800 ℃高于NiAl相韌脆轉(zhuǎn)變溫度，因此4.24%Al的耐熱鋼板材晶粒內(nèi)部彌散分布的NiAl相在800 ℃不會(huì)起到強(qiáng)化作用，而3.05%Al的耐熱鋼板材組織中碳化物析出更多，因此800 ℃時(shí)隨Al含量增加，強(qiáng)度先增加后減小，而伸長(zhǎng)率均在16%左右。

本文摘自《鋼鐵研究學(xué)報(bào)》2024年第3期