胡 立，張桂凱，向 鑫，楊飛龍，宋雅琪，唐 濤

中國工程物理研究院 材料研究所，四川 綿陽 621908

氚滲透控制直接決定了氘氚聚變堆的氚自持及環(huán)境放射性氚安全[1-2]，即使是在“不涉及放射性氚”的清潔氫能系統(tǒng)中，高溫條件下不加控制的氫滲透也會因氫同位素易燃、易爆而引發(fā)整個系統(tǒng)的非核安全問題[1, 3]。因此，防止聚變能/氫能系統(tǒng)中鋼結(jié)構(gòu)材料的氫同位素滲透是國內(nèi)外長期聯(lián)合攻關的關鍵技術(shù)問題之一。在鋼結(jié)構(gòu)材料表面制備阻氚涂層是降低氚(氫)滲透最有效的技術(shù)途徑[1]之一。

有報道[12]表明低活性鐵素體/馬氏體鋼(RAFM鋼)在經(jīng)過高溫熱處理之后，出現(xiàn)晶粒粗大化、組織不均勻、從而導致了力學性能下降的現(xiàn)象。因此，鑒于基體材料顯微組織及力學性能的服役要求，需要關注涂層熱處理過程對基體材料產(chǎn)生的影響。本工作擬采用氚系統(tǒng)典型的結(jié)構(gòu)材料奧氏體HR-2不銹鋼，研究涂層制備工藝“基體滲鋁+熱氧化”法對HR-2不銹鋼基體顯微組織及力學性能的影響，為現(xiàn)行的涂層制備工藝對基體結(jié)構(gòu)材料性能影響的評價提供依據(jù)和基礎數(shù)據(jù)。

1 試驗部分

1.1 試驗材料及儀器

本試驗所用HR-2不銹鋼取自500 mm×300 mm×20 mm的鍛板，由四川長鋼集團提供，其主要化學成分列于表1。

表1 HR-2不銹鋼的主要化學成分

SJG-12T型真空管式爐，洛陽神佳窯業(yè)有限公司；WDW-200型萬能力學拉伸試驗機，長春新特試驗機有限公司；BXFM型光學顯微鏡，Olympus公司；TIME6610M型顯微硬度計，北京時代之峰科技有限公司；TD-3500型X射線衍射儀(XRD)，遼寧丹東通達公司；FEI-Sirion 200型掃描電子顯微鏡(SEM)，荷蘭FEI公司。

1.2 試驗方法

采用真空管式爐對HR-2不銹鋼進行熱處理，為更好地反映HR-2不銹鋼基體力學性能，本試驗省去電鍍鋁環(huán)節(jié)，直接對原始試樣進行熱處理，且均在空氣中進行熱處理。按照“熱處理+選擇性氧化”工藝路線[7-10]，滲鋁工藝過程熱處理條件為750 ℃/4 h，隨爐冷卻。選擇性氧化工藝過程中，熱處理溫度為700 ℃時(γ-Al2O3生成溫度)[7-10]，熱處理時間分別為50、80、120、150 h，隨爐冷卻；熱處理溫度為980 ℃時(α-Al2O3生成溫度)[11]，熱處理時間分別為30、60、100、180 min，隨爐冷卻。

拉伸試驗按照GB/T 228.1-2010進行[13]，采用萬能拉伸試驗機進行力學性能測試，掃描電鏡觀察拉伸斷口形貌。采用顯微硬度計進行硬度測試，載荷為100 g，保載時間為11 s。將拋光后的金相試樣在草酸溶液中進行電化學腐蝕后，金相顯微鏡下進行表面微觀組織觀察。物相分析由X射線衍射儀進行。

2 結(jié)果與討論

2.1 700 ℃下HR-2不銹鋼顯微組織與力學性能

圖1為HR-2不銹鋼700 ℃下不同時間熱處理后的X射線衍射圖譜。如圖1所示，700 ℃熱處理溫度下，得到的HR-2不銹鋼XRD圖譜衍射峰位置與未經(jīng)熱處理的原始試樣保持一致，只是其奧氏體相衍射面(1 1 1)γ、(2 0 0)γ、(2 2 0)γ的衍射峰峰強發(fā)生了變化。相結(jié)構(gòu)仍然為γ相，說明相結(jié)構(gòu)未發(fā)生轉(zhuǎn)變，試樣的主要組織仍然為奧氏體。這種單一的奧氏體組織保證了其高溫抗氧化性、優(yōu)良的抗腐蝕及抗氫脆性能[14-16]。

圖1 HR-2不銹鋼700 ℃下不同時間熱處理后的X射線衍射圖譜

700 ℃、不同熱處理時間下的HR-2不銹鋼顯微組織示于圖2。如圖2所示，未經(jīng)熱處理的原始試樣呈現(xiàn)單一的奧氏體組織，原始試樣的晶粒尺寸在25 μm左右。經(jīng)過了50～150 h的熱處理后，晶粒尺寸相較于未經(jīng)熱處理原始試樣明顯增大，達到45～50 μm，并且隨著熱處理時間的延長，存在晶粒團聚的現(xiàn)象，導致部分晶界的消失，晶粒變大。

圖2 HR-2不銹鋼在700 ℃下經(jīng)不同熱處理時間后的顯微組織圖

未經(jīng)熱處理的原始試樣晶界以及晶內(nèi)組織均清晰可見，無任何第二相析出，而隨著熱處理時間的延長，在晶界處逐步出現(xiàn)了黑色析出物，表明已有第二相析出。通過對黑色析出物進行X射線能譜分析(EDS)(圖3)，可以確定這些黑色析出物為M23C6型析出物。

(a)——析出物SEM圖，(b)——析出物EDS譜圖

文獻[17]也報道了奧氏體不銹鋼存在敏化區(qū)間(450～900 ℃)，在此區(qū)間內(nèi)，晶界處容易析出第二相M23C6型碳化物，析出的碳化物會導致不銹鋼的抗腐蝕性能下降。并且，隨著熱處理時間延長，析出的碳化物增多，這歸因于隨著熱處理時間的延長，溶質(zhì)原子容易在晶界附近發(fā)生偏聚，為晶界處的形核提供能量，從而促進了第二相的大量析出[18-19]。當熱處理時間達到150 h后，黑色析出物減少，呈現(xiàn)向晶粒內(nèi)部生長的趨勢。這主要歸因于碳化物在晶界處析出時，與晶界處高指數(shù)晶面?zhèn)染Я楣哺耜P系，與另一面則為非共格關系，常態(tài)下原子更容易穿越非共格界面，所以碳化物向非共格取向的一面生長得更快[18]。

圖4為700 ℃、不同熱處理時間下的力學拉伸曲線。由圖4可知，試樣在拉伸過程中首先出現(xiàn)一段彈性階段，之后進入塑性階段，最后發(fā)生緊縮現(xiàn)象后斷裂。表2為相關力學性能參數(shù)。由表2可知，經(jīng)過滲鋁熱處理后，試樣的抗拉強度有所增強。當熱處理時間從50 h延長至150 h時，抗拉強度的變化趨勢為先增大再減小，熱處理時間為80 h時，抗拉強度達到最大為623.53 MPa，熱處理時間達到150 h后，抗拉強度為616.47 MPa，相較于未經(jīng)熱處理的原始試樣(618.85 MPa)，變化幅度為0.04%，表明試樣在700 ℃熱處理條件下，其抗拉強度幾乎不發(fā)生變化。

圖4 HR-2不銹鋼在700 ℃熱處理條件下的力學拉伸曲線

由表2可知，原始樣品的斷后伸長率為67.70%，經(jīng)過滲鋁熱處理后，試樣的伸長率有所減小，隨后隨著氧化熱處理時間的延長(50～150 h)，伸長率先減小后增大，熱處理150 h后，伸長率為63.32%，下降了6.47%，與抗拉強度的變化趨勢相反。結(jié)合拉伸試樣的斷口形貌(圖5)可知，未經(jīng)熱處理的原始試樣斷口形貌呈現(xiàn)韌窩狀，為韌性斷裂，韌窩數(shù)量越多表明其塑韌性越好，即伸長率越大(表2)。隨著熱處理時間的增長，開始出現(xiàn)少量的河流花樣，因此不銹鋼的塑韌性有所下降。在熱處理150 h后，試樣斷口形貌主要以韌窩為主，并存在極少量的河流花樣，表現(xiàn)為準解離斷裂，呈現(xiàn)出良好的塑韌性。

圖5 HR-2不銹鋼在700 ℃熱處理條件下拉伸試樣斷口形貌

表2 HR-2不銹鋼在700 ℃熱處理條件下的力學拉伸性能

圖6為700 ℃不同熱處理時間下HR-2不銹鋼的維氏硬度值。由圖6看出，隨著氧化熱處理時間從50 h延長至150 h，硬度值先增大后下降，變化趨勢與抗拉強度相似(表2)。熱處理時間達到150 h時，硬度值為213.34 HV，相較于未處理原始樣品的212.35 HV，提高了0.46%。結(jié)合抗拉強度及塑韌性，可以認為當熱處理溫度為700 ℃時，涂層制備工藝對基體力學性能幾乎沒有影響。

圖6 HR-2不銹鋼在700 ℃熱處理條件下硬度值

結(jié)合圖2可知，在700 ℃熱處理條件下，長時間服役將在晶界/晶內(nèi)上析出碳化物，從而影響奧氏體不銹鋼性能。從表2可知，相較于滲鋁熱處理過程，基體經(jīng)50 h氧化熱處理后，其抗拉強度下降，下降原因為晶粒長大(圖2)，從而使得抗拉性能降低，伸長率增大，硬度值降低。隨熱處理時間延長，碳化物在晶界析出，形成了第二相強化，此時的抗拉強度呈現(xiàn)上升趨勢，由于第二相的存在，也導致了硬度值變大(圖6)。而后隨著熱處理時間延長至150 h，碳化物不斷在晶界處聚集長大，這種碳化物的粗大化導致抗拉性能及硬度下降。

2.2 980 ℃下HR-2不銹鋼顯微組織與力學性能

圖7為HR-2不銹鋼在980 ℃下不同時間熱處理后的X射線衍射圖譜，與700 ℃熱處理溫度下相同，在980 ℃熱處理溫度下，奧氏體相結(jié)構(gòu)未發(fā)生轉(zhuǎn)變，僅僅是衍射峰的峰強發(fā)生變化，且隨著熱處理時間的增加，峰強度增強。由此可見，HR-2不銹鋼屬于穩(wěn)定的奧氏體不銹鋼，無論是高溫熱處理還是低溫熱處理，均可以保持單一的奧氏體組織。

圖7 HR-2不銹鋼在980 ℃下不同時間熱處理后的X射線衍射圖譜

圖8為HR-2不銹鋼在980 ℃下經(jīng)不同熱處理時間后的顯微組織圖，隨著熱處理時間的增加，晶粒尺寸呈現(xiàn)小幅增大趨勢，這是由于熱處理時間較短，晶粒來不及長大，熱處理180 min后，平均晶粒尺寸為35 μm。從圖8中可以看到，在奧氏體組織中出現(xiàn)極少量的板條狀組織，結(jié)合XRD結(jié)果(圖7)可知，這些板條狀組織并非馬氏體組織，認為這些少量的板條狀組織為熱處理過程中出現(xiàn)的孿晶組織。而與700 ℃熱處理時大量析出碳化物不同，980 ℃熱處理條件下，晶界處的黑色碳化物析出相分布不連續(xù)，并且數(shù)量極少。可能是因為在980 ℃的熱處理條件下，溫度較高，有利于第二相析出物固溶進入奧氏體中[20]。

圖8 HR-2不銹鋼在980 ℃下經(jīng)不同熱處理時間后的顯微組織圖

圖9為980 ℃熱處理溫度下HR-2不銹鋼不同熱處理時間下的拉伸試驗結(jié)果。由圖9可知，該熱處理條件下HR-2不銹鋼同樣發(fā)生了彈性階段、塑性階段及緊縮階段。其相關力學性能參數(shù)列于表3。由表3可知，抗拉強度隨著熱處理時間的增長呈現(xiàn)緩慢下降趨勢，抗拉強度由原始樣品的618.85 MPa下降至580.48 MPa(熱處理180 min后)，下降幅度為6.20%。

圖9 HR-2不銹鋼在980 ℃熱處理條件下的力學拉伸曲線

表3 HR-2不銹鋼在980 ℃熱處理條件下的力學拉伸性能

伸長率變化如表3所示，伸長率由67.70%(未經(jīng)處理的原始試樣)上升至79.43%(熱處理180 min)，增加了17.32%，塑韌性明顯變好。結(jié)合斷口形貌圖(圖10)，可以發(fā)現(xiàn)不同于700 ℃熱處理溫度下斷口形貌出現(xiàn)少量河流花樣的現(xiàn)象，在980 ℃熱處理溫度下，斷口形貌一直為韌窩狀，同時還出現(xiàn)較為規(guī)整的等軸韌窩(熱處理時間為30 min及60 min)，且韌窩較深，從而在宏觀上體現(xiàn)出了優(yōu)異的塑韌性。說明在980 ℃熱處理溫度下，其斷裂形式為標準的韌窩斷裂，具有優(yōu)異的塑韌性。

圖10 HR-2不銹鋼在980 ℃熱處理條件下拉伸試樣斷口形貌

圖11為980 ℃熱處理條件下HR-2不銹鋼的維氏硬度值。由圖11可知，硬度值的變化趨勢與抗拉強度變化趨勢一致，經(jīng)過高溫熱處理后，其硬度值由212.35 HV下降到了177.92 HV，下降了16.21%。

圖11 HR-2不銹鋼在980 ℃熱處理條件下的硬度值

結(jié)合力學性能變化趨勢(表3)及顯微組織(圖8)，認為在980 ℃高溫、短時間處理條件下，HR-2不銹鋼雖有極少量的碳化物析出物，但影響力學性能的主要原因來自于晶粒尺寸的變化，隨著熱處理時間的增加，晶粒尺寸逐步增大，從而導致了抗拉強度、硬度下降，而塑韌性明顯變好。

3 結(jié) 論

(1) 經(jīng)700 ℃長時間熱處理后，HR-2不銹鋼保持奧氏體組織。隨著熱處理時間增加，晶界處析出碳化物，力學性能先上升后下降，變化幅度僅為0.04%，呈現(xiàn)良好的塑韌性。

(2) 經(jīng)980 ℃短時間熱處理后，HR-2不銹鋼保持奧氏體組織。熱處理時間由30 min增加到180 min過程中，晶粒尺寸小幅增大，力學性能及硬度值均緩慢下降，塑韌性明顯變好。

(3) HR-2不銹鋼力學性能在經(jīng)過熱處理之后變化不大，“基體滲鋁+熱氧化”法制備工藝對HR-2不銹鋼影響較小，經(jīng)熱處理后的HR-2不銹鋼滿足力學性能設計指標。