F/M鋼包殼管材熱處理工藝優(yōu)化

蔣明忠，趙 勇，潘錢付，吳 裕，王馨敏，蔣文龍

（中國核動力研究設(shè)計院 反應(yīng)堆燃料及材料重點(diǎn)實驗室，四川 成都 610213）

近年來，火力發(fā)電鍋爐用F/M鋼（含Cr量在9%～12%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同））以其優(yōu)異的導(dǎo)熱性能、高溫力學(xué)性能、抗輻照性能（低輻照腫脹系數(shù)）而逐漸成為第四代核反應(yīng)堆中結(jié)構(gòu)材料（包殼材料以及第一壁材料等）的重要候選之一[1-5]。由于Fe-12Cr鋼HT9抗輻照性能優(yōu)于奧氏體不銹鋼、且生產(chǎn)成本較低，故美國將其運(yùn)用于快堆中結(jié)構(gòu)材料的試驗中[6-7]。目前，F(xiàn)/M鋼（含Cr量12%）在裂變式反應(yīng)堆中已經(jīng)得到了大量的應(yīng)用，歐洲、俄羅斯等也相繼開發(fā)了與HT9相似的牌號，如T91、EM12、EP823等[8-10]。

F/M鋼的熱處理工藝通常選用正火+回火的方式，正火可以使鋼獲得具有高密度位錯的板條馬氏體，回火之后轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體。不同的熱處理工藝制度會在很大程度上影響F/M鋼的微觀組織，包括馬氏體板條尺寸和第二相顆粒尺寸[11-12]，從而嚴(yán)重影響材料的性能[13-14]。鐘萬里等[15-16]研究了熱處理工藝對9%Cr馬氏體鋼的影響，結(jié)果表明隨正火溫度的升高，原奧體晶粒和板條馬氏體板條會逐漸粗化，且過高的回火溫度會使馬氏體組織發(fā)生再結(jié)晶，轉(zhuǎn)變成鐵素體組織，同時會使得碳化物顆粒粗化，從而造成微觀組織不均勻，影響材料的長期服役性能。謝學(xué)林等[17]研究了Fe-12Cr-3Ni-2Mo-0.1C耐熱鋼的淬火工藝對組織的影響，結(jié)果表明隨淬火溫度的升高，奧氏體晶粒會發(fā)生顯著的粗化，使得淬火后得到粗大的馬氏體板條，進(jìn)而影響力學(xué)性能。此外，碳化物顆粒在高溫服役條件下也會發(fā)生明顯的粗化現(xiàn)象，研究表明在650℃長期服役條件下，9Cr-1Mo鋼的M23C6碳化物顆粒尺寸約有200 nm的增加，從而嚴(yán)重惡化了材料的高溫抗蠕變性能[18-19]。潘錢付等[20-22]研究了熱處理工藝對Fe-12Cr馬氏體鋼組織與力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明，正火處理后，冷軋F(tuán)e-12Cr馬氏體鋼的組織為板條馬氏體，冷軋態(tài)的碳化物顆粒會部分固溶于馬氏體基體中，回火處理后，馬氏體基體上重新析出細(xì)小碳化物顆粒，且隨回火溫度增加，碳化物顆粒會發(fā)生粗化，而馬氏體板條間距幾乎不隨回火溫度發(fā)生變化。

針對F/M鋼（Fe-12Cr-1.5W-0.2V-0.15Ta）包殼管材，前期選用的熱處理工藝是980℃×30 min正火+730℃×60 min回火[21]，但一直未系統(tǒng)研究過正火和回火溫度對包殼管材微觀組織及力學(xué)性能的影響，因此本文分別選用980、1050、1100、1150℃4種正火溫度，并匹配600、650、700和730℃4種不同的回火溫度來對F/M鋼包殼管材進(jìn)行熱處理，研究其對F/M鋼微觀組織（原始奧氏體晶粒、馬氏體板條、鐵素體相和碳化物顆粒）的影響規(guī)律，并開展室溫力學(xué)性能測試，從而獲得具有優(yōu)良組織和良好力學(xué)性能的熱處理工藝。

1 試驗方法

試驗所用F/M鋼包殼管材尺寸為φ12 mm×0.8 mm（外徑×壁厚），其制備工藝為熔煉→鍛造→擠壓→冷軋，其成分見表1。冷軋后管材分別在980、1050、1100和1150℃下進(jìn)行正火處理，然后分別在600、650、700和730℃進(jìn)行回火處理，冷卻方式均為充氬快冷，管材熱處理工藝見表2，其中980℃×30 min正火+730℃×60 min回火工藝作為對比。試樣經(jīng)機(jī)械研磨后，采用高氯酸:酒精=1:9（體積比）的溶液進(jìn)行電解拋光，采用斯特爾Lectropol-5電解拋光儀處理獲得無應(yīng)變層的表面。采用SU-70型場發(fā)射掃描電鏡表征其微觀組織和第二相形貌，低倍掃描步長為0.2μm，高倍掃描步長為0.1μm，通過掃描電鏡配置的電子背散射衍射（EBSD）分析晶粒取向。室溫拉伸試驗在WDW-100C電子萬能試驗機(jī)上進(jìn)行，拉伸試樣為外徑φ12 mm、內(nèi)徑φ10.4 mm的管材，標(biāo)距為30 mm，拉伸速率為0.8mm/min。

表1 F/M鋼包殼管材的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Chemical composition of the F/M steel cladding pipes（mass fraction，%）

表2 F/M鋼包殼管材熱處理工藝參數(shù)Table 2 Heat treatment process parameters of the F/M steel cladding pipes

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 不同正火溫度下的微觀組織演變

圖1和圖2為F/M鋼包殼管材在1050、1100、1150℃下正火，650℃回火后的EBSD和SEM圖。對比980℃×30 min正火+730℃×60 min回火的管材微觀組織（見圖3），其馬氏體組織不明顯，存在大量鐵素體組織，另外第二相顆粒粗化現(xiàn)象比較明顯，大量第二相顆粒的尺寸在1μm左右。3種正火溫度下管材組織均為回火馬氏體組織，1050℃正火試樣的EBSD結(jié)果如圖1（a）所示，組織的平均晶粒尺寸為（4.4±1.3）μm，小角度晶界占60.3%，大角度晶界占39.7%，原奧氏體晶粒尺寸約為40μm；1050℃正火試樣的SEM圖如圖2（a）所示，沿著原奧氏體晶界有納米相析出，晶內(nèi)馬氏體界面處有大量納米相析出，納米相尺寸約170 nm，同時分布著較多大顆粒微米級的第二相，微米相尺寸約0.9μm。1100℃正火試樣的EBSD結(jié)果如圖1（b）所示，平均晶粒尺寸為（6.0±1.5）μm，小角度晶界占59.6%，大角度晶界占40.4%，原奧氏體晶粒尺寸約為50μm；1100℃正火試樣的SEM圖如圖2（b）所示，沿著原奧氏體晶界有納米相析出，晶內(nèi)馬氏體界面處有大量納米相析出，納米相尺寸約為145 nm，同時分布著少量的微米級第二相，微米相尺寸約為0.6μm。1150℃正火試樣的EBSD結(jié)果如圖1（c）所示，平均晶粒尺寸為（7.6±1.7）μm，小角度晶界占56.4%，大角度晶界占43.6%，原奧氏體晶粒尺寸約為80μm；1150℃正火試樣的SEM圖如圖2（c）所示，沿著原奧氏體晶界有納米相析出，晶內(nèi)馬氏體界面處有大量納米相析出，納米相尺寸約為138 nm。

隨著正火溫度的升高，F(xiàn)/M鋼管材在正火過程中原奧氏體晶粒有長大的趨勢，從1050℃的40μm增加到1100℃的50μm，當(dāng)正火溫度達(dá)到1150℃時，原奧氏體晶粒長大速度增加，原始奧氏體晶粒尺寸達(dá)到80μm，較1050℃提高一倍；原始奧氏體晶粒的粗化會導(dǎo)致正火后馬氏體板條寬度變大，從而影響材料回火后管材的平均晶粒尺寸。從圖1可以看出，馬氏體板條寬度逐漸增加，隨著正火溫度的升高，管材的平均晶粒尺寸由4.4μm左右逐漸增加至7.6μm左右。根據(jù)金屬強(qiáng)度和溫度的關(guān)系理論，金屬晶內(nèi)強(qiáng)度和晶界強(qiáng)度隨溫度的變化趨勢不同，溫度升高時晶內(nèi)強(qiáng)度和晶界強(qiáng)度都隨之降低，但晶界強(qiáng)度下降更快，其中晶內(nèi)和晶界兩者強(qiáng)度相等的溫度稱為等強(qiáng)溫度（TE）。大量試驗表明，當(dāng)溫度低于等強(qiáng)溫度（TE）時，較細(xì)的晶粒度鋼具有更高的強(qiáng)度，主要是較低的溫度下晶界強(qiáng)度高于晶內(nèi)強(qiáng)度，較細(xì)的晶粒度擁有更多的晶界總面積，從而使材料獲得更高的強(qiáng)度；反之，當(dāng)溫度高于等強(qiáng)溫度（TE）時，晶內(nèi)強(qiáng)度高于晶界強(qiáng)度，粗晶粒鋼擁有更高的蠕變強(qiáng)度和持久強(qiáng)度；所以F/M鋼的晶粒度和馬氏體板條結(jié)構(gòu)尺寸應(yīng)有一個最佳范圍，這樣形成的組織更有利于材料的高溫強(qiáng)度和高溫穩(wěn)定性。

圖1 經(jīng)不同溫度正火+650℃回火后F/M鋼的EBSD圖Fig.1 EBSD images of the F/M steel normalized at different temperatures and tempered at 650℃

隨著正火溫度的提高，管材中小角度晶界的占比逐漸降低，從1050℃的60.3%減少到1100℃的59.6%，當(dāng)正火溫度達(dá)到1150℃時，小角度晶界的占比降低至56.4%，而晶界的能量主要來自位錯能量，位錯能量又取決于晶粒間的位向差，小角度晶界的界面能較低，因而小角度晶界比較穩(wěn)定，獲得大量的小角度晶界有利于提高F/M鋼合金管材在使用過程中的組織穩(wěn)定性。從圖2、圖3的SEM組織照片中可以看出，隨著正火溫度的升高，在980、1050℃正火后管材中存在部分未溶解的大顆粒微米級第二相，第二相尺寸在1μm左右，回火后的管材保留部分大顆粒第二相的同時析出大量細(xì)小彌散的第二相；在1100℃正火后大顆粒的第二相基本溶解完全，回火后的管材中析出大量細(xì)小彌散的第二相；在1150℃正火后大顆粒第二相溶解完全，650℃回火后析出少量第二相；隨著正火溫度的提高，管材中的大顆粒微米級第二相逐漸溶解，納米級第二相析出數(shù)量呈減少趨勢，納米級第二相尺寸呈減小的趨勢，由1050℃時的170 nm減小至1100℃和1150℃的140 nm左右。

圖2 經(jīng)不同溫度正火+650℃回火后F/M鋼的SEM圖Fig.2 SEM images of the F/M steel normalized at different temperatures and tempered at 650℃

圖3 980℃×30 min正火+730℃×60 min回火后F/M鋼的組織（a～c）和第二相形貌（d）Fig.3 Microstructure（a-c）and second phases morphology（d）of the F/M steel normalized at 980℃for 30 min and tempered at 730℃for 60 min

綜上，結(jié)合不同熱處理工藝后管材的顯微組織、第二相以及界面分布圖分析結(jié)果，980℃×30 min正火+730℃×60 min回火后管材中存在大量的鐵素體組織，經(jīng)1050℃以上正火、650℃回火工藝處理的管材都呈現(xiàn)為馬氏體組織，其中1100℃×60 min正火+650℃×90 min回火的管材原始奧氏體晶粒未發(fā)生明顯長大，板條馬氏體平均晶粒尺寸適中，小角度晶界的占比較高，大顆粒的第二相基本溶解完全，在晶內(nèi)和晶界析出大量細(xì)小彌散的納米級第二相，第二相尺寸約為145 nm，該組織的管材將表現(xiàn)出較好的高溫組織穩(wěn)定性、蠕變強(qiáng)度和耐中子輻照性能。

2.2 不同回火溫度下的微觀組織演變

圖4、圖5為F/M鋼包殼管材在1150℃×60 min正火，然后在600、650、700℃回火處理后的微觀組織。600℃回火管材的EBSD結(jié)果如圖4（a）所示，組織的平均晶粒尺寸為（7.5±1.7）μm；小角度晶界占57.3%，大角度晶界占42.7%，原奧氏體晶粒尺寸約為80μm；600℃回火管材的SEM圖如圖5（a）所示，原奧氏體晶界和晶內(nèi)有少量納米相析出，納米相尺寸約為164 nm。650℃回火管材的高倍EBSD圖如圖4（b）所示，組織的平均晶粒尺寸為（7.6±1.7）μm；小角度晶界占56.4%，大角度晶界占43.6%；原奧氏體晶粒尺寸約為80μm，650℃回火管材的SEM圖如圖5（b）所示，沿著原奧氏體晶界有納米相析出，晶內(nèi)馬氏體界

面處納米相析出增多，納米相尺寸約為138 nm。700℃回火管材的EBSD結(jié)果如圖4（c）所示，組織的平均晶粒尺寸為（8.2±1.8）μm；小角度晶界占55.1%，大角度晶界占44.9%；原奧氏體晶粒尺寸約為80μm；700℃回火管材的SEM圖如圖5（c）所示，原奧氏體晶界有大量納米相析出，晶內(nèi)馬氏體界面處有大量納米相析出，納米相尺寸約為148 nm。

從圖4可以發(fā)現(xiàn)，在1150℃×60 min正火處理后，隨著回火溫度由600℃逐漸提高至700℃，原始奧氏體晶粒尺寸沒有明顯的變化，維持在80μm左右；隨著回火溫度的提高，小角度晶界的占比由57.3%逐漸降低至55.1%；隨著回火溫度由600℃增加至650℃，組織的平均晶粒尺寸沒有明顯變化，當(dāng)回火溫度提高至700℃后，馬氏體板條寬度有增加趨勢，晶粒尺寸發(fā)生輕微的長大，由7.6μm（650℃回火）增加至8.2μm。對比不同溫度回火后管材的SEM照片（見圖5），可以看出，隨著回火溫度的提高，管材中的第二相尺寸沒有明顯變化，過飽和馬氏體中第二相析出數(shù)量明顯增加。

圖4 1050℃正火、不同溫度回火后F/M鋼的EBSD結(jié)果Fig.4 EBSD results of the F/M steel tempered at different temperatures and normalized at 1150℃

圖5 1150℃正火、不同溫度回火后F/M鋼的SEM圖Fig.5 SEM images of the F/M steel tempered at different temperatures and normalized at 1150℃

綜上，結(jié)合相同溫度正火、不同溫度回火后管材的顯微組織、第二相以及界面分布圖分析結(jié)果，不同回火工藝處理的管材都呈現(xiàn)為馬氏體組織，650℃×

90 min回火的管材板條馬氏體平均晶粒尺寸沒有明顯長大，小角度晶界占比較高，在晶內(nèi)和晶界析出大量細(xì)小彌散的第二相，過飽和的板條馬氏體組織含量減少，合金的強(qiáng)度降低、塑性增加，該組織的管材將表現(xiàn)出較好的強(qiáng)塑性匹配和良好的高溫組織穩(wěn)定性。

2.3 包殼管材的室溫拉伸性能

對不同溫度正火和回火處理后的管材試樣進(jìn)行了室溫拉伸性能測試，具體數(shù)據(jù)見圖6。從圖6可以看出，在同一正火溫度下，管材的室溫強(qiáng)度隨回火溫度的提高逐漸降低，伸長率隨回火溫度的提高逐漸增加，這與過飽和馬氏體的分解以及回火后碳化物顆粒的析出密切相關(guān)。結(jié)合圖5的SEM微觀組織可知，在1150℃正火條件下，隨著回火溫度由600℃逐步提高到700℃，原奧氏體晶界、馬氏體板條界以及馬氏體板條內(nèi)析出的碳化物數(shù)量逐漸增加，說明隨著回火溫度的升高，過飽和馬氏體中固溶的合金元素以碳化物的形式彌散均勻析出，但是管材的室溫強(qiáng)度逐漸下降、伸長率逐漸升高，說明F/M鋼管材中過飽和的板條狀馬氏體在合金室溫強(qiáng)度貢獻(xiàn)方面起主導(dǎo)作用，而彌散析出的碳化物數(shù)量在合金室溫強(qiáng)度貢獻(xiàn)方面起輔助作用。其次，在同一回火溫度下，管材的室溫強(qiáng)度隨正火溫度的提高逐漸增加，伸長率隨著正火溫度的提高略微降低，這不但與正火過程中馬氏體板條的粗細(xì)相關(guān)，這也與過飽和馬氏體的分解以及回火后碳化物顆粒的析出密切相關(guān)。結(jié)合圖1中試樣EBSD結(jié)果可得，隨著正火溫度的升高，板條馬氏體的寬度逐漸增加；結(jié)合圖2中試樣SEM結(jié)果可得，隨著正火溫度的升高，650℃回火后管材的中析出相數(shù)量逐漸減少。說明過飽和馬氏體隨著正火溫度的升高，回火過程中過飽和馬氏體中固溶的合金元素含量增加。因此，隨著正火溫度的升高，一方面板條馬氏體寬度增加，另一方面過飽和馬氏體含量增加，從而導(dǎo)致合金的強(qiáng)度增加、伸長率下降。

圖6 不同熱處理工藝下試樣的室溫力學(xué)性能Fig.6 Room temperature mechanical properties of the specimens under different heat treatment processes

綜上，隨著正火溫度的提高F/M鋼管材室溫強(qiáng)度逐漸增加、伸長率少量下降，隨著回火溫度的提高管材的室溫強(qiáng)度逐漸下降、伸長率逐步提高，同時考慮不同正火回火溫度下的晶粒尺寸、析出相尺寸及數(shù)量，建議選取1100℃×60 min正火+650℃×90 min回火的熱處理工藝，此時管材的抗拉強(qiáng)度為1024 MPa，屈服強(qiáng)度849 MPa，伸長率為17.3%；同時，F(xiàn)/M鋼包殼管材具有良好的組織性能可調(diào)性，可以通過進(jìn)一步提高回火的溫度，增加材料的塑性，強(qiáng)度仍然保持在較高的水平，滿足不同的運(yùn)行工況需求。

3 結(jié)論

1）F/M鋼包殼管材的正火組織均為板條馬氏體，隨正火溫度的升高，碳化物顆粒逐漸固溶至基體中，1100℃正火的F/M鋼中大顆粒第二相基本溶解于基體中，同時原奧氏體晶粒尺寸發(fā)生粗化。

2）回火處理后，鋼中馬氏體基體上重新析出細(xì)小碳化物顆粒，且隨回火溫度增加，碳化物顆粒析出數(shù)量明顯增加，但尺寸無明顯變化；650℃回火的管材板條馬氏體組織小角度晶界占比較高，同時在晶內(nèi)和晶界均有大量細(xì)小彌散的納米級第二相析出。

3）綜合考慮F/M鋼合金包殼管材的微觀組織和力學(xué)性能，建議選取1100℃×60 min正火+650℃×90 min回火的熱處理工藝，此時管材的抗拉強(qiáng)度為1024 MPa，屈服強(qiáng)度為849 MPa，伸長率為17.3%。