14CrODS鐵素體鋼的制備及其拉伸性能

廖 璐，周張健，李 明

（北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京100083）

14CrODS鐵素體鋼的制備及其拉伸性能

廖 璐，周張健，李 明

（北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京100083）

通過(guò)機(jī)械合金化制備了成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）為Fe－14Cr－0.5Ti－0.35Y2O3的氧化物彌散強(qiáng)化合金粉末，機(jī)械合金化后粉末內(nèi)部各合金元素分布均勻。采用熱等靜壓的方法制得14CrODS鐵素體鋼，并對(duì)其進(jìn)行鍛造和熱處理。與未添加氧化物彌散顆粒的14CrNA相比，14CrODS鋼的強(qiáng)度有明顯提高，但是與MA957有一定差距，抗拉強(qiáng)度有待改進(jìn)；與MA957相比，14CrODS表現(xiàn)出良好的塑性，鍛造可進(jìn)一步提高14CrODS的高溫塑性，但是鍛造過(guò)程中的殘余應(yīng)力使材料低溫拉伸時(shí)呈脆性，退火可去除殘余應(yīng)力，極大地提高14CrODS的塑性，使其遠(yuǎn)優(yōu)于MA957。

氧化物彌散強(qiáng)化；機(jī)械合金化；熱等靜壓；拉伸性能

鐵素體鋼通常是指Cr含量在12%～30%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）范圍內(nèi)的一類不銹鋼，它們?cè)谌魏螠囟认禄径际氰F素體結(jié)構(gòu)［1］。對(duì)于金屬來(lái)說(shuō)，產(chǎn)生不可恢復(fù)的塑性變形主要靠的是位錯(cuò)滑移，因此凡是能使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受阻的方法都能提高其強(qiáng)度。氧化物彌散強(qiáng)化（Oxide Dispersion Strengthened，ODS）鐵素體鋼一般通過(guò)機(jī)械合金化（Mechanical Alloying，MA）技術(shù)使合金基體中彌散分布高穩(wěn)定性的納米Y2O3顆粒而獲得。納米級(jí)的Y2O3顆粒不僅可以阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，而且可以通過(guò)限制陽(yáng)離子的擴(kuò)散來(lái)阻止合金表面氧化層的增長(zhǎng)，提高合金表面氧化層與基體的結(jié)合力。因此，ODS化除了提高合金的高溫強(qiáng)度外，還可以進(jìn)一步改善合金的抗氧化、耐腐蝕能力［2，3］。

與傳統(tǒng)的鐵素體／馬氏體鋼相比，ODS鐵素體鋼具備兩個(gè)重要性能：（a）具有高輻照穩(wěn)定性、高抗腫脹性及抗輻照蠕變性；（b）由于納米氧化物顆粒的均勻分布，表現(xiàn)出優(yōu)異的高溫強(qiáng)度［4，5］。因此，ODS鐵素體鋼具有更高的溫度適用范圍，適用于更為苛刻的服役環(huán)境，其應(yīng)用范圍也在逐年擴(kuò)大，包括先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)、燃?xì)廨啓C(jī)的耐高溫抗氧化部件，核反應(yīng)堆包殼管，冶金、汽車、石化、玻璃等行業(yè)的耐高溫抗腐蝕材料［2］。Cr含量高于13%時(shí)可有效提高ODS鋼的抗氧化和耐腐蝕能力，但是Cr含量過(guò)高又會(huì)引起熱老化脆化的問(wèn)題，因此，ODS鋼中Cr含量的添加有一定限度［6］。

本工作采用MA及熱等靜壓的方法，結(jié)合后續(xù)變形加工和熱處理制備了Cr含量為14%的ODS鐵素體鋼，并對(duì)其拉伸性能進(jìn)行研究。

1 實(shí)驗(yàn)方法

以真空感應(yīng)熔煉和氮?dú)忪F化方法制備的預(yù)合金粉（Nitrogen Gas Atomized Pre－alloyed Powder，NA）為原料，采用高能球磨，將霧化粉（≤74μm）與納米Y2O3（平均粒度為30nm）進(jìn)行機(jī)械合金化混合處理。機(jī)械合金化的參數(shù)為球料比10∶1，以高純氬氣作保護(hù)氣氛，在380r／min的轉(zhuǎn)速下球磨30h，得到14Cr ODS粉末。實(shí)驗(yàn)中所用粉末主要成分如表1所示。

表1 實(shí)驗(yàn)中所用粉末主要成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）Table 1 Nominal chemical composition of powders（mass fraction／%）

采用熱等靜壓的方法對(duì)獲得的機(jī)械合金化粉末進(jìn)行燒結(jié)，HIP的參數(shù)為1150℃×3h，70MPa。為了進(jìn)行對(duì)比，對(duì)霧化粉也進(jìn)行相同條件的熱等靜壓燒結(jié)。對(duì)熱等靜壓后的14CrODS進(jìn)行鍛造，始鍛溫度為1250℃，終鍛溫度為1150℃，然后在1100℃進(jìn)行2h的退火處理。

采用配有能譜儀（EDS）的LEO－1450型掃描電鏡（SEM）觀察粉末的微觀表面形貌和內(nèi)部元素分布情況，采用惰氣脈沖紅外熱導(dǎo)法（ASTME1019—2005）測(cè)定粉體中的氧含量。根據(jù)GB／T 4338—1995，將熱等靜壓樣品加工成φ4mm圓形比例試樣，分別進(jìn)行室溫，400，600℃和700℃四個(gè)溫度的拉伸實(shí)驗(yàn)，對(duì)強(qiáng)度指標(biāo)和塑性指標(biāo)進(jìn)行分析，比較拉伸性能，并用場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡（FEM）觀察拉伸斷口的形貌。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 粉體表征

2.1.1 粉末形貌

圖1為原始霧化粉和機(jī)械合金化所得粉末的形貌照片?？梢钥闯?，原始霧化粉NA的表面形貌呈圓形，經(jīng)機(jī)械合金化30h后，粉末發(fā)生明顯的破碎現(xiàn)象，未發(fā)生團(tuán)聚。ODS粉末內(nèi)部各合金元素分布的均勻程度直接影響材料的力學(xué)性能，為探究球磨后14CrODS粉末內(nèi)部元素的分布情況，驗(yàn)證球磨的效果，采用EDS對(duì)粉末截面進(jìn)行面掃描分析，如圖2所示，F(xiàn)e，Cr，W，Ti，Y各合金元素在粉體內(nèi)分布均勻，未發(fā)生明顯偏聚現(xiàn)象。

高能球磨過(guò)程中，大量的碰撞現(xiàn)象發(fā)生在球－粉末－球之間，被捕獲的粉末在碰撞作用下發(fā)生嚴(yán)重的塑性變形，使粉末受到兩個(gè)碰撞球的“微型”鍛造作用，強(qiáng)制反復(fù)進(jìn)行粉末的冷焊—斷裂—冷焊過(guò)程，實(shí)現(xiàn)機(jī)械合金化［7］。結(jié)合圖1和圖2可知，采用霧化粉為原料球磨30h后，已經(jīng)達(dá)到機(jī)械合金化的效果。

2.1.2 粉體氧含量

粉末中的過(guò)量氧含量（即不包括Y2O3結(jié)合的氧）是評(píng)價(jià)機(jī)械合金化效果的一個(gè)重要依據(jù)，如果球磨中引入了過(guò)多的氧，所形成的氧的夾雜物對(duì)后續(xù)的致密化和力學(xué)性能都將產(chǎn)生不利的影響［8］。對(duì)球磨前后的粉末氧含量進(jìn)行了測(cè)定，原始霧化粉NA中氧含量為0.047%，球磨后ODS粉中氧的總含量為0.31%（含Y2O3）。通過(guò)計(jì)算可知，球磨過(guò)程中純引入氧含量為0.189%，因此，需對(duì)粉體采取一定的保護(hù)措施，降低球磨過(guò)程中引入的氧含量。

2.2 拉伸實(shí)驗(yàn)

2.2.1 拉伸性能分析

熱等靜壓后的14CrNA及14CrODS的規(guī)定非比例延伸強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度如圖3所示，斷后伸長(zhǎng)率如圖4所示。為進(jìn)行比較，給出了商用鋼MA957［9］的拉伸數(shù)據(jù)。

圖3 14Cr鋼的拉伸強(qiáng)度比較 （a）0.2%規(guī)定非比例延伸強(qiáng)度；（b）抗拉強(qiáng)度Fig.3 Comparison of tensile strength on 14Cr steels （a）0.2%proof strength；（b）ultimate tensile strength

圖4 14Cr鋼的斷后伸長(zhǎng)率比較Fig.4 Results of elongation on 14Cr steels

由圖3可以看出，隨著溫度升高，兩種材料的非比例延伸強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都呈下降趨勢(shì)，在400℃下，NA樣品的規(guī)定非比例延伸強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度與室溫下基本保持一致，超過(guò)400℃后強(qiáng)度急劇下降，而ODS樣品整體下降相對(duì)較為穩(wěn)定，沒(méi)有出現(xiàn)驟降趨勢(shì)。在整個(gè)溫度測(cè)試范圍內(nèi)，ODS樣品的強(qiáng)度明顯高于NA樣品，在700℃時(shí)，無(wú)論是非比例延伸強(qiáng)度還是抗拉強(qiáng)度，ODS樣品均比NA樣品高出約一倍，說(shuō)明納米氧化物顆粒確實(shí)可以起到彌散強(qiáng)化的作用，使ODS鋼具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度。

700℃拉伸實(shí)驗(yàn)時(shí)，商用鋼 MA957（Fe－14Cr－1Ti－0.25Y2O3）的規(guī)定非比例延伸強(qiáng)度為402.7MPa，抗拉強(qiáng)度為423.4MPa。與未添加氧化物彌散顆粒的14CrNA相比，本實(shí)驗(yàn)制備的14CrODS鋼，強(qiáng)度有明顯提高，但是與MA957有一定差距，抗拉強(qiáng)度有待改進(jìn)。

從圖4中看出，NA樣品的斷后伸長(zhǎng)率隨實(shí)驗(yàn)溫度升高增加，且高溫拉伸時(shí)增長(zhǎng)迅速；ODS樣品的斷后伸長(zhǎng)率隨實(shí)驗(yàn)溫度升高先略微下降，而后增加，趨勢(shì)較為緩慢，分析得出，ODS樣品室溫下塑性優(yōu)于NA樣品，但高溫塑性不甚理想。由于NA室溫下的斷后伸長(zhǎng)率小于5%，表現(xiàn)為脆性斷裂，所以在室溫拉伸實(shí)驗(yàn)時(shí)，NA的非比例延伸強(qiáng)度明顯低于ODS，在數(shù)值上大約只有ODS的一半。

與MA957相比，14CrODS表現(xiàn)出良好的塑性。500℃之前，14CrODS鋼的斷后伸長(zhǎng)率與MA957基本持平，而700℃高溫拉伸時(shí)，斷后伸長(zhǎng)率達(dá)19.5%，明顯優(yōu)于MA957。

雖然14CrNA的塑性優(yōu)于MA，但是與14CrNA相比，高溫塑性不甚理想。為進(jìn)一步提高14CrODS的塑性，對(duì)其進(jìn)行鍛造，將鍛造后的14CrODS做室溫及700℃拉伸實(shí)驗(yàn)。室溫時(shí)，14CrODS鐵素體鋼表現(xiàn)為典型的脆性斷裂，因此未有其室溫拉伸時(shí)非比例延伸強(qiáng)度及斷后伸長(zhǎng)率的數(shù)據(jù)。從圖3（b）中可以看出，鍛造后14CrODS的室溫拉伸強(qiáng)度顯著提高，比未鍛造前增加34%，如此高的拉伸強(qiáng)度可能源于鍛造時(shí)的殘余應(yīng)力，致使室溫拉伸表現(xiàn)為脆斷；700℃時(shí)，14CrODS的強(qiáng)度（圖3）基本沒(méi)有變化，但是塑性有所提高（圖4）。

由于鍛造后的14CrODS室溫時(shí)表現(xiàn)為明顯脆性，為去除熱加工的殘余應(yīng)力以提高塑性，對(duì)其在1100℃進(jìn)行2h退火處理。鍛造并退火后的14CrODS只進(jìn)行了700℃高溫拉伸實(shí)驗(yàn)，從圖3和圖4中可以看出，退火對(duì)14CrODS的強(qiáng)度無(wú)太大影響，卻極大地提高了14CrODS鐵素體鋼的塑性，使之遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過(guò)MA957，但是仍然低于14CrNA。

2.2.2 斷口形貌分析

圖5為室溫拉伸斷口形貌?？梢钥闯?，室溫拉伸時(shí)，ODS樣品為韌性斷裂，斷口上呈現(xiàn)出三個(gè)區(qū)域，即纖維區(qū)、放射區(qū)及剪切唇區(qū)，為典型的杯錐狀斷口形貌。試樣在拉伸過(guò)程中，裂紋起源于纖維區(qū)，經(jīng)過(guò)快速擴(kuò)展形成放射區(qū)，最后擴(kuò)展到表面時(shí)，形成了表面比較平滑的剪切唇，與拉伸應(yīng)力方向的夾角約為45°，這是在平面應(yīng)力條件下裂紋作快速不穩(wěn)定擴(kuò)展的結(jié)果［10］。圖5（b）為剪切唇區(qū)高倍放大下的形貌，斷口上遍布韌窩，韌窩較深，大小不均。

圖5 室溫拉伸斷口形貌（a）ODS宏觀形貌；（b）ODS剪切唇區(qū)微觀形貌；（c）NA宏觀形貌；（d）NA微觀形貌Fig.5 Fracture surface of samples after tensile tests at room temperature（a）macro－morphology of ODS；（b）micro－morphology of sheer lip about ODS；（c）macro－morphology of NA；（d）micro－morphology of NA

從圖5（c）看出，NA樣品斷口沒(méi)有出現(xiàn)頸縮，顏色比較光亮，局部稍有灰暗，屬于脆性斷裂。圖5（d）中看出，NA樣品室溫拉伸斷口上有大量的解理面，具有明顯河流狀花樣和解理臺(tái)階，此外，解理面上還可見少量塑性變形的韌窩和撕裂嶺，因此判斷其為穿晶準(zhǔn)解理斷口［11］。

圖6為700℃拉伸后試樣的斷口形貌，從圖6（a）看出，ODS樣品斷口并未見明顯頸縮現(xiàn)象，高倍放大后（圖6（b））可見斷口總體上呈現(xiàn)微孔聚集型形貌，韌窩分布比較均勻，尺寸較小。從圖6（c）可看出NA樣品斷口出現(xiàn)明顯的頸縮，疏松多孔，放大后（圖6（d））可見韌窩尺寸大小不均，大韌窩數(shù)量明顯多于ODS樣品，有的韌窩尺寸可達(dá)30μm。

韌窩的大小和深度取決于材料斷裂時(shí)微孔生核數(shù)量與材料形變硬化指數(shù)值的大小，即取決于析出相質(zhì)點(diǎn)及夾雜物的形狀、大小、分布和數(shù)量，以及材料塑性變形能力和晶粒度［10］。形成圖6（b）中小而多的韌窩花樣，可能緣于促進(jìn)韌窩成核的第二相粒子尺寸較小且分布密集。而圖6（d）中大小不均的韌窩可能緣于NA的硬化指數(shù)大，形變過(guò)程中引發(fā)更多的小粒子形核，導(dǎo)致先長(zhǎng)大的和后長(zhǎng)大的韌窩尺寸差別較大。

綜上所述，室溫拉伸時(shí)，NA表現(xiàn)為脆斷，ODS為韌斷，因此ODS樣品塑韌性明顯優(yōu)于NA；700℃拉伸時(shí)，NA和ODS均表現(xiàn)為韌性斷裂，但是NA樣品的韌性更好。以上結(jié)果與斷后伸長(zhǎng)率的數(shù)據(jù)一致。

圖6 700℃拉伸斷口形貌（a）ODS宏觀形貌；（b）ODS微觀形貌；（c）NA宏觀形貌；（d）NA微觀形貌Fig.6 Fracture surface of samples after tensile tests at 700℃（a）macro－morphology of ODS；（b）micro－morphology of ODS；（c）macro－morphology of NA；（d）micro－morphology of NA

3 結(jié)論

（1）采用霧化粉為原料，在380r／min的轉(zhuǎn)速下球磨30h后，14CrODS粉末內(nèi)部各合金元素分布均勻，已經(jīng)達(dá)到機(jī)械合金化的效果，球磨中引入的氧含量為0.189%，需對(duì)粉體進(jìn)行保護(hù)以降低球磨過(guò)程中引入的氧含量。

（2）通過(guò)機(jī)械合金化添加納米Y2O3顆粒，確實(shí)可以起到彌散強(qiáng)化的作用。與未添加氧化物彌散顆粒的14CrNA相比，14CrODS鋼的強(qiáng)度有明顯提高。

（3）與 MA957相比，14CrODS表現(xiàn)出良好的塑性，但是高溫塑性不及14CrNA。鍛造可提高14CrODS的高溫塑性，且對(duì)強(qiáng)度基本沒(méi)有影響，但是鍛造過(guò)程中的殘余應(yīng)力使材料低溫拉伸時(shí)呈脆性。

（4）退火可去除鍛造過(guò)程中的殘余應(yīng)力，極大地提高14CrODS的塑性，使其遠(yuǎn)優(yōu)于MA957。

［1］ OKSIUTA Z，BALUC N.Microstructure and Charpy impact properties of 12－14Cr oxide dispersion－strengthened ferritic steels［J］.Journal of Nuclear Materials，2008，374（1－2）：178－184.

［2］ 柳光祖，田耘，單秉權(quán)，等.ODS高溫合金［J］.材料科學(xué)與工程，2000，18（增刊）：25－28.

［3］ SOKOLOV M A，HOELZER D T，STOLLER R E，et al.Fracture toughness and tensile properties of nano－structured ferritic steel 12YWT［J］.Journal of Nuclear Materials，2007，367－370：213－216.

［4］ ALAMO A，LAMBARD V，AVERTY X，et al.Assessment of ODS－14%Cr ferritic alloy for high temperature applications［J］.Journal of Nuclear Materials，2004，329－330：333－337.

［5］ HENRY J，AVERTY X，DAI Y，et al.Tensile properties of ODS－14%Cr ferritic alloy irradiated in a spallation environment［J］.Journal of Nuclear Materials，2009，386－388：345－348.

［6］ CHO H S，KIMURA A.Corrosion resistance of high－Cr oxide dispersion strengthened ferritic steels in super－critical pressurized water［J］.Journal of Nuclear Materials，2007，367－370：1180－1184.

［7］ 陳振華，陳鼎.機(jī)械合金化與固液反應(yīng)球磨［M］.北京：化學(xué)工業(yè)出版社，2006.66－68.

［8］ 何培，周張健，李明，等.機(jī)械合金化對(duì)ODS鐵素體鋼粉末的微觀形貌和結(jié)構(gòu)的影響［J］.北京科技大學(xué)學(xué)報(bào)，2009，31 （7）：836－841.

［9］ KLUEH R L，SHINGLEDECKER J P，SWINDEMAN R W，et al.Oxide dispersion－strengthened steels：A comparison of some commercial and experimental alloys ［J］.Nucl Mater，2005，341（2－3）：103－114.

［10］ 航空航天工業(yè)部航空裝備失效分析中心.金屬材料斷口分析及圖譜［M］.北京：科學(xué)出版社，1991.27－28.

［11］ 陳暢，汪明樸，金鵬，等.退火溫度對(duì)鐓粗純鉬棒組織和橫向塑性的影響［J］.中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào)，2009，19（6）：1061－1067.

Preparation and Tensile Properties of 14CrODS Ferritic Steel

LIAO Lu，ZHOU Zhang－jian，LI Ming
（School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China）

A ODS ferritic steel powder with the chemical composition（mass fraction／%）of Fe－14Cr－0.5Ti－0.35Y2O3was prepared by mechanically alloying（MA），and the element distribution was homogenous.The MA powder was consolidated by hot isostatic pressing（HIP），followed by forging and annealing.Compared to 14CrNA steel without ODS particles，the tensile strength of 14CrODS steel was excellent，but not so good compared with MA957，thus need improvement.The ductility of 14CrODS was much better than MA957，and could be enhanced further by forging.However，residual stress existed during forging，making the 14CrODS steel brittle in room temperature tensile tests.Annealing could remove the residual stress and significantly improve the ductility of 14CrODS，which was more excellent than MA957.

oxide dispersion strengthened（ODS）；mechanical alloying；hot isostatic pressing；tensile property

TG115.5＋2

A

1001－4381（2012）04－0042－05

國(guó)家973重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目 （2007CB209801）

2011－04－28；

2011－12－15

廖璐（1986－），女，碩士研究生，研究方向：氧化物彌散強(qiáng)化鐵素體鋼，聯(lián)系地址：北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院特種陶瓷與粉末冶金實(shí)驗(yàn)室（100083），E－mail：lulu＿0734＠126.com

周張?。?972－），男，教授，研究方向：先進(jìn)核能系統(tǒng)關(guān)鍵材料研發(fā)，聯(lián)系地址：北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院特種陶瓷與粉末冶金實(shí)驗(yàn)室（100083），E－mail：zhouzhj＠m(xù)ater.ustb.edu.cn