退火溫度與Ti、Al元素對(duì)14Cr-ODS合金力學(xué)性能的影響

龔夢(mèng)強(qiáng)，周張健，張 珂，戶赫龍

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退火溫度與Ti、Al元素對(duì)14Cr-ODS合金力學(xué)性能的影響

龔夢(mèng)強(qiáng)，周張健，張 珂，戶赫龍

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

采用機(jī)械合金化結(jié)合熱等靜壓的方法制備分別含有微量元素Ti和Al的2種14Cr-ODS合金，該合金經(jīng)鍛造加工后，分別于1 000、1 150、1 350 ℃下進(jìn)行退火處理，測(cè)試其抗拉強(qiáng)度和維氏顯微硬度，并利用掃描電鏡(SEM)與X射線衍射儀(XRD)等進(jìn)行結(jié)構(gòu)和物相分析，研究退火溫度與Ti、Al元素對(duì)14Cr-ODS合金力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明：同一合金體系，在1 150 ℃下退火后的抗拉強(qiáng)度最高；相同退火溫度下，含Ti的14Cr-ODS合金抗拉強(qiáng)度較高，而含Al的14Cr-ODS合金伸長(zhǎng)率較大，最高達(dá)20%以上。14Cr-Al-ODS合金拉伸斷口的韌窩較深，14Cr-Ti-ODS合金的韌窩相對(duì)較淺。2種合金的顯微硬度隨退火溫度的變化趨勢(shì)基本一致，當(dāng)退火溫度從 1 000 ℃升高到1 150 ℃時(shí)，顯微硬度基本不變，退火溫度達(dá)到1 350 ℃時(shí)顯微硬度明顯下降。

ODS合金；退火；拉伸性能；顯微硬度

氧化物彌散強(qiáng)化(oxide dispersion strengthen, ODS)鐵素體合金具有很高的高溫蠕變強(qiáng)度和優(yōu)異的抗輻照腫脹能力，被認(rèn)為是下一代裂變和聚變反應(yīng)堆關(guān)鍵部件最具希望的結(jié)構(gòu)材料[1]。通常采用機(jī)械合金化工藝制備氧化物彌散強(qiáng)化鐵基合金，在原料粉末中加入約0.35%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Y2O3納米粉末，可獲得大量均勻彌散分布的納米氧化物顆粒。如果原料粉末中含有Ti，則彌散粒子通常為含有Y、Ti、O元素的復(fù)雜氧化物，其平均直徑可小至3.7 nm。當(dāng)含有微量元素Al時(shí)，彌散顆粒則由Y、Al、O元素構(gòu)成，顆粒粒徑大于含Ti合金的彌散顆粒，約為7.3 nm[2]。彌散分布的納米氧化物顆?？娠@著提高材料的高溫強(qiáng)度，同時(shí)有利于捕獲輻照引入的點(diǎn)缺陷與氦離子[3]，從而提高材料的抗輻照能力。目前大部分研究集中于Y-Ti-O顆粒，這是因?yàn)閅-Ti-O顆粒很小，比Y-Al-O顆粒呈現(xiàn)更高的顆粒體積密度，含Ti鐵基ODS合金材料因此展現(xiàn)出更好的強(qiáng)度和抗蠕變性能，并且Y-Ti-O顆粒在高溫下比Y-Al-O顆粒更穩(wěn)定[4?6]。但含Y-Ti-O顆粒的ODS鋼的塑韌性有待提高，當(dāng)Cr含量較低時(shí)，其抗氧化和抗腐蝕的能力也明顯不足。

研究表明，Y-Al-O彌散顆粒強(qiáng)化的合金比Y-Ti-O彌散顆粒強(qiáng)化合金具有更好的沖擊性能[7]。同時(shí)Al元素可有效提高ODS鋼的耐腐蝕性能[8?9]，但其抗拉強(qiáng)度不太高[2, 10?11]。目前，對(duì)于含Y-Al-O彌散顆粒ODS鋼的研究還不多，主要集中在Y-Al-O彌散顆粒的尺寸和微觀結(jié)構(gòu)等方面。材料應(yīng)用于反應(yīng)堆環(huán)境中時(shí)需滿足高溫綜合性能的要求，本文作者希望通過(guò)對(duì)ODS合金進(jìn)行高溫退火處理以提高其力學(xué)性能，采用機(jī)械合金化結(jié)合熱等靜壓工藝制備分別含Ti與含Al的14Cr-ODS合金，對(duì)合金的結(jié)構(gòu)和物相以及力學(xué)性能進(jìn)行分析與測(cè)定，研究退火溫度對(duì)ODS合金力學(xué)性能的影響，并找到最佳的退火溫度。

1 實(shí)驗(yàn)

采用機(jī)械合金化結(jié)合熱等靜壓制備分別含有微量元素Ti和Al的ODS合金，合金成分為Fe-14Cr-0.2V- 0.2Si-1W-0.3Ti-0.35Y2O3和Fe-14Cr-0.2V-0.2Si-1W- 4.5Al-0.35Y2O3，分別命名為14Cr-Ti-ODS合金和14Cr-Al-ODS合金。

以氮?dú)忪F化法制備的2種14Cr-ODS預(yù)合金粉(粒度均為75 μm，純度99.99%，一種含微量元素Al，另一種含微量元素Ti)為原料，加入Y2O3納米粉末(粒度30 nm，純度99.99%)，經(jīng)過(guò)機(jī)械合金化(mechanically alloying, MA)和熱等靜壓(hot isostatic pressing, HIP)制備分別含Al和Ti的14Cr-ODS合金，合金試樣為直徑85 mm、高80 mm的圓柱狀。MA 是通過(guò)行星式高能球磨完成的，球磨氣氛為Ar氣，球磨轉(zhuǎn)速為300 r/ min，球料質(zhì)量比為10:1，球磨時(shí)間為30 h。球磨后的粉末通過(guò)裝罐、排氣、密封后，進(jìn)行熱等靜壓，熱等靜壓的工藝制度為120 MPa、1 150 ℃和保溫保壓 3 h[12]。

采用鐓粗工藝對(duì)ODS合金錠進(jìn)行鍛造，始鍛溫度和終鍛溫度分別為1 250和1 150 ℃，鍛造比為70%。然后采用KTF1600X型真空管式爐進(jìn)行退火處理，退火溫度分別為1 000、1 150和1 350 ℃，保護(hù)氣氛為Ar氣，保溫時(shí)間2 h。

將退火后的合金樣品打磨、拋光后，在HVA-6 型維氏顯微硬度計(jì)上測(cè)量其顯微硬度，載荷是300 g，保壓時(shí)間為15 s，測(cè)試多個(gè)點(diǎn)，取平均值。采用力學(xué)性能試驗(yàn)機(jī)對(duì)合金的室溫拉伸性能進(jìn)行測(cè)試，拉伸試樣尺寸為16 mm×4 mm×0.8 mm，標(biāo)距為5 mm，每組樣品測(cè)試3個(gè)平行試樣，拉伸速率是0.5 mm/s。用中科科儀公司生產(chǎn)的KYKY-2800型掃描電鏡觀察拉伸斷口形貌。利用Dmax-RC 旋轉(zhuǎn)陽(yáng)極式X 射線衍射儀對(duì)退火后的合金進(jìn)行結(jié)構(gòu)分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 退火溫度的影響

圖1和圖2所示分別為14Cr-Ti-ODS和14Cr-Al- ODS合金在不同溫度下退火后的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率。對(duì)于14Cr-Ti-ODS合金體系，經(jīng)1 150 ℃退火后的抗拉強(qiáng)度最高，約為960 MPa，與退火前的強(qiáng)度基本一致。經(jīng)1 350 ℃退火后的抗拉強(qiáng)度最低，約為720 MPa； 1 000 ℃退火后的抗拉強(qiáng)度居中，約為890 MPa。1 000 ℃和1 150 ℃下退火后伸長(zhǎng)率均達(dá)到10%以上。對(duì)于14Cr-Al- ODS合金體系，1 150 ℃與1 350 ℃下退火后的抗拉強(qiáng)度基本一致，均在650 MPa左右；1 000 ℃下退火后的強(qiáng)度略低，約為610 MPa，與未退火時(shí)基本持平。在1 150 ℃退火后該合金的伸長(zhǎng)率達(dá)到25%，而在1 350 ℃退火后伸長(zhǎng)率為22%，1 000 ℃退火后與未退火的伸長(zhǎng)率基本一致。

圖1 14Cr-ODS合金體系在不同溫度下退火后的抗拉強(qiáng)度

圖2 14Cr-ODS合金在不同溫度下退火后的伸長(zhǎng)率

圖3和圖4所示分別為14Cr-Ti-ODS和14Cr-Al- ODS合金在不同溫度下退火后的拉伸斷口SEM形貌。由圖3可見(jiàn)，隨退火溫度升高，14Cr-Ti-ODS合金斷口的韌窩越來(lái)越大，越來(lái)越淺。1 350 ℃退火后韌窩較大，因而其伸長(zhǎng)率較低。而14Cr-Al-ODS合金，退火溫度為1 150 ℃時(shí)，韌窩較小。經(jīng)過(guò)1 350 ℃退火后，有較大的韌窩，韌窩大小不一，致使伸長(zhǎng)率下降。

圖3 14Cr-Ti-ODS合金在不同溫度下退火后的拉伸斷口形貌

圖4 不同溫度下退火的14Cr-Al-ODS合金拉伸斷口形貌

圖5和6所示分別為14Cr-Ti-ODS合金與14Cr-Al- ODS合金在不同溫度下退火后的XRD譜。從圖5可知，14Cr-Ti-ODS合金退火后只有Fe-Cr相存在。這是由于Y、Ti等元素含量較少，其彌散顆粒相無(wú)法被檢測(cè)到；在1 350 ℃退火后Fe-Cr相衍射峰的半高寬明顯小于1 000和1 150 ℃下退火的合金，這可能是由于經(jīng)過(guò)1 350 ℃高溫退火后，合金的晶粒尺寸明顯長(zhǎng)大。從圖7可看出，14Cr-Ti-ODS合金退火前的晶粒尺寸為0.2~10 μm，1 350℃退火后晶粒尺寸達(dá)到5~ 8 μm。文獻(xiàn)[6]表明，14Cr-Ti-ODS合金在1 000 ℃以下退火時(shí)，Y-Ti-O顆粒是穩(wěn)定的，在1 200 ℃退火時(shí)，依據(jù)經(jīng)典的體擴(kuò)散控制粗化理論，Y-Ti-O顆粒發(fā)生粗化，在1 300 ℃以上高溫下退火時(shí)，Y-Ti-O顆?？焖俅只⑶易兊貌环€(wěn)定。彌散顆粒粗化導(dǎo)致晶粒明顯長(zhǎng)大，進(jìn)而使合金強(qiáng)度降低，這與圖1中合金抗拉強(qiáng)度的測(cè)試結(jié)果一致。從圖6可知，14Cr-Al-ODS合金中除基體的Fe-Cr相之外，在1 150 ℃退火后，存在少許Fe-Al相。由于Al的加入導(dǎo)致在高溫退火時(shí)，一些含Al固溶相析出，這可能是導(dǎo)致14Cr-Al-ODS合金拉伸性能隨退火溫度的變化曲線與14Cr-Ti-ODS合金有很大不同的主要原因之一。對(duì)此很值得在以后的工作中進(jìn)一步研究。

圖5 14Cr-Ti-ODS合金在不同退火溫度下退火后的XRD譜

圖6 14Cr-Al-ODS合金在不同退火溫度下退火后的XRD譜

2.2 Al、Ti元素的影響

由圖1和2可看出，無(wú)論退火前還是退火后，14Cr-Ti-ODS合金的強(qiáng)度都高于14Cr-Al-ODS合金，但14Cr-Al-ODS合金的伸長(zhǎng)率明顯比14Cr-Ti-ODS合金的大。從圖3和4可見(jiàn)，14Cr-Al- ODS合金的拉伸斷口韌窩較多且較深，屬于典型的韌性斷裂特征，而有較高的伸長(zhǎng)率(達(dá)到20%以上)。14Cr-Ti-ODS合金則韌窩較淺，故其伸長(zhǎng)率較低(一般在10%左右)。本研究結(jié)果表明，添加微量Al元素更有利于提高14Cr-ODS合金的伸長(zhǎng)率，而添加Ti元素更有利于提高14Cr-ODS合金的強(qiáng)度。這與文獻(xiàn)報(bào)導(dǎo)的結(jié)果相一致。如R. Kasada等[2]制備的Fe-19Cr- 0.3W-0.3Ti- 0.3Y2O3和Fe-19Cr- 4Al-2W-0.3Ti-0.3Y2O3兩種ODS合金，分別命名為K1和K4，K1中存在Y- Ti-O顆粒，K4中存在Y-Al-O顆粒；Y-Ti-O顆粒比Y-Al-O顆粒??；K4的抗拉強(qiáng)度低于K1的抗拉強(qiáng)度。

由圖7可看出，14Cr-Ti-ODS合金退火前的晶粒尺寸為0.2~1.0 μm，1 350℃退火后晶粒尺寸達(dá)到5~ 8 μm。

2.3 14Cr-ODS合金的顯微硬度

圖8所示為2種合金的顯微硬度隨退火溫度的變化關(guān)系。由圖可知，14Cr-Ti-ODS與14Cr-Al-ODS合金硬度隨退火溫度的變化趨勢(shì)基本相同。即退火溫度從1 000 ℃到1 150 ℃，顯微硬度基本不變，在1 350 ℃下退火后硬度明顯下降。根據(jù)文獻(xiàn)[6, 13]，這是由于隨退火溫度升高，彌散顆粒粗化，導(dǎo)致晶粒明顯長(zhǎng)大，從而使材料的顯微硬度下降。相對(duì)于同一退火溫度而言，14Cr-Al-ODS合金的硬度明顯低于14Cr-Ti-ODS合金的硬度。這可能與14Cr-Al-ODS合金的晶粒尺寸較大有關(guān)[14]。

圖7 14Cr-Ti-ODS合金1 350 ℃退火前后的微觀形貌

圖8 在不同溫度下退火的14Cr-ODS合金顯微硬度

3 結(jié)論

1) 在1 150 ℃退火后，14Cr-Ti-ODS和14Cr-Al- ODS合金的強(qiáng)度都比在其它溫度下退火后要高，伸長(zhǎng)率也較其他溫度下退火后更高。

2) 在相同溫度下退火后，14Cr-Ti-ODS合金的抗拉強(qiáng)度明顯高于14Cr-Al-ODS合金，而14Cr-Al-ODS合金退火前后的伸長(zhǎng)率都比14Cr-Ti-ODS合金高，達(dá)20%以上。Al元素的加入更有利于提高14Cr-ODS合金的延伸率，而Ti元素的加入更有利于提高14Cr- ODS合金的強(qiáng)度。

3) 14Cr-Ti-ODS合金的硬度明顯高于14Cr-Al- ODs合金。隨退火溫度上升，這2種合金的顯微硬度變化趨勢(shì)基本相同，即從1 000 ℃到1 150 ℃，顯微硬度基本持平，在1 350 ℃下退火后顯微硬度明顯下降。

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(編輯 湯金芝)

Effects of annealing temperature and minor Al and Ti elements on mechanical properties of 14Cr-ODS alloys

GONG Meng-qiang, ZHOU Zhang-jian, ZHANG Ke, HU He-long

(School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China)

Two 14Cr-ODS alloys with compositions of Fe-14Cr-2W-0.2Si-0.3Ti-0.35Y2O3(14Cr-Ti-ODS) and Fe-14Cr- 0.2V-0.2Si-1W-4.5Al-0.35Y2O3(14Cr-Al-ODS) were prepared by mechanically alloying (MA), hot isostatic pressing (HIP) and forging. Then the alloys were annealed at 1 000, 1 150 and 1 350 ℃, respectively. And some basic mechanical properties, such as tensile property and Vickers micro-hardness, were measured at room temperature. The effects of annealing temperature and the minor alloying element of Ti and Al on the mechanical property evolution of two kinds of 14Cr-ODS alloys were investigated using X-ray diffraction (XRD) and scanning electronic microscope (SEM), etc. The results show that both alloys reach the highest tensile strength after annealing at 1150 ℃; the tensile strength of 14Cr-Al-ODS alloy is significantly lower than that of the 14Cr-Ti-ODS alloy at same annealing temperature, while 14Cr-Al-ODS alloy shows much higher total elongations than that of the 14Cr-Ti-ODS alloy, the maximum elongation of 14Cr-Al-ODS alloy is 20%; SEM observations of the fracture surfaces of tensile specimens reveal that the dimples for 14Cr-Al-ODS alloy are deeper than that of 14Cr-Ti-ODS alloy; the Vickers micro-hardness of both alloys maintain high level similar to the value of the original materials after annealing at 1 000 ℃ and 1 150 ℃; only after annealing temperature reaches to 1 350 ℃, the hardness of both alloys decrease significantly.

oxide dispersion strengthened, annealing, mechanical properties

TL-341

A

1673-0224(2015)3-356-06

國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展規(guī)劃(973計(jì)劃)資助項(xiàng)目(2007CB209801)

2014-08-21；

2014-10-16

周張健，教授，博導(dǎo)。電話：010-62334951；E-mail: zhouzhj@mater.ustb.edu.cn