強(qiáng)磁場對Fe-0.1C-2W鋼回火過程微觀組織的影響

權(quán)薛玲, 侯廷平, 張 東, 尹朝朝, Tsepelev Vladimir，吳開明

(1.武漢科技大學(xué)理學(xué)院，湖北 武漢，430065；2.武漢科技大學(xué)冶金工業(yè)過程系統(tǒng)科學(xué)湖北省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北 武漢，430081；3.武漢科技大學(xué)省部共建耐火材料與冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北 武漢，430081；4.武漢科技大學(xué)高性能鋼鐵材料及其應(yīng)用省部共建協(xié)同創(chuàng)新中心，湖北 武漢，430081；5.俄羅斯烏拉爾聯(lián)邦大學(xué)液態(tài)金屬物理研究中心，烏拉爾聯(lián)邦區(qū) 葉卡捷琳堡，620002)

低活化馬氏體/鐵素體鋼由于具有良好的抗中子輻照性能、低活化特性以及相對成熟的工業(yè)生產(chǎn)基礎(chǔ)，是未來核聚變示范堆和第一座商用核聚變電站的首選結(jié)構(gòu)材料[1]。托卡馬克裝置是實(shí)現(xiàn)可控核聚變反應(yīng)的主要器件[2]，其包層結(jié)構(gòu)材料需在高溫(325～550 ℃)和強(qiáng)磁場(2.2～6.5 T)條件下服役[3]。W具有熔點(diǎn)高、熱導(dǎo)率高、蒸汽壓低、膨脹率低、物理濺射系數(shù)低和氫及其同位素滯留量低等優(yōu)點(diǎn)，是該類結(jié)構(gòu)鋼中主要的合金元素之一[4]。另外，磁場作為影響材料相變的重要因素之一[5]，F(xiàn)e基低活化馬氏體鋼會對強(qiáng)磁場產(chǎn)生強(qiáng)烈響應(yīng)，進(jìn)而影響包層結(jié)構(gòu)材料的性能。

目前，關(guān)于強(qiáng)磁場作用下Fe基合金中馬氏體轉(zhuǎn)變行為已有大量研究報道[6-10]，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，磁場可明顯提高馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度，增加馬氏體轉(zhuǎn)變量[6-8]。Titenko等[9]研究了強(qiáng)磁場作用下時效處理對Cu-Al-Mn鋼馬氏體轉(zhuǎn)變行為的影響，結(jié)果顯示，磁場使得納米級析出相沿磁場方向生長并誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變。

另一方面，由于組織應(yīng)力和熱應(yīng)力作用，鋼鐵材料發(fā)生馬氏體相變時會產(chǎn)生大量位錯，位錯密度約在1014～1015m-2范圍[11-12]，位錯密度可以通過TEM、EBSD和XRD等測試手段得到。Wu等[13]通過TEM分析，發(fā)現(xiàn)Fe-0.1C-9.63Cr鋼在700 ℃回火過程中施加12 T強(qiáng)磁場時，鋼中位錯密度增大。Hou等[14]利用EBSD測定了Cr4Mo4V鋼在不同強(qiáng)度脈沖磁場作用下的位錯密度，結(jié)果顯示，在1.0、1.3 T等低強(qiáng)度磁場作用下，鋼中位錯密度較小，而在2.0、2.5 T等較強(qiáng)磁場作用下，鋼中位錯密度相對較高。通過TEM和EBSD手段得到的位錯密度會受到選區(qū)等因素影響，而對于非均質(zhì)系統(tǒng)，利用XRD得到位錯密度的宏觀平均值會更加準(zhǔn)確[15]。修正Williamson-Hall法是由Ungr等[16]在傳統(tǒng)Williamson-Hall法[17]的基礎(chǔ)上提出的利用XRD技術(shù)計算材料位錯密度的方法，目前已廣泛應(yīng)用于各類金屬材料位錯密度的計算[18-20]，但迄今為止的研究中，尚未考慮到磁場因素的影響。

為此，本文通過SEM、TEM、XRD等手段，研究了在有、無強(qiáng)磁場作用下低溫回火Fe-0.1C-2W鋼中微觀組織(馬氏體、位錯以及碳化物)演變，并分析了位錯密度變化規(guī)律，同時將磁場因素引入修正Williamson-Hall方法，對鋼中位錯密度進(jìn)行理論計算，從熱力學(xué)角度探討了回火過程中碳化物的析出規(guī)律，分析了強(qiáng)磁場促進(jìn)馬氏體回復(fù)的原因。

1 實(shí)驗(yàn)和理論計算

1.1 材料制備及表征方法

試驗(yàn)鋼冶煉在50 kg真空感應(yīng)爐中進(jìn)行，隨后將鑄錠熱鍛成棒材，其化學(xué)成分如表1所示。將棒材于1200 ℃下保溫48 h進(jìn)行均勻化處理后，加工成7 cm×7 cm×10 cm的試樣。將試樣加熱至950 ℃保溫30 min，之后迅速置于冰鹽水中淬火，獲得淬火態(tài)試樣(標(biāo)記為Q)。借助附帶JMTD-12T100型超導(dǎo)強(qiáng)磁場系統(tǒng)的真空加熱爐，分別在0 T和12 T強(qiáng)磁場條件下對淬火態(tài)試樣進(jìn)行回火處理，條件為200 ℃×2 h，得到淬火-回火試樣和淬火-強(qiáng)磁場回火試樣，依次標(biāo)記為QT和M-QT。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(wB/%)

熱處理試樣經(jīng)過磨拋、侵蝕(4%的硝酸酒精)處理后，采用Olympus BM51型光學(xué)顯微鏡和Nova 400 Nano型場發(fā)射掃描電鏡觀察其組織形貌；利用線切割手段得到厚度為0.5 mm的薄片樣品，經(jīng)機(jī)械研磨至60 μm打磨后用離子減薄至穿孔，用JEM-2100F型透射電鏡對組織形貌、位錯和碳化物分布進(jìn)行表征；采用THV-1MD型維氏硬度儀測定試樣的顯微硬度，載荷為0.1 kg，加載時間為10 s；采用SmartLab SE型X射線衍射儀對鋼中位錯密度進(jìn)行定量分析，掃描角2θ范圍為30°～120°，掃描步長為0.01°，采用Cu靶，入射束波長為0.154 059 nm，工作電壓為30 kV，工作電流為50 mA。

1.2 修正的Williamson-Hall法及其擴(kuò)展方程

假設(shè)應(yīng)變完全由位錯引起，基于各XRD衍射峰的半高寬，可利用修正后Williamson-Hall法[16]近似計算材料的位錯密度，即：

(1)

(2)

(3)

q=a[1-exp(-Ai/b)]+cAi+d

(4)

ΔK(B)=ΔKexp(B)-ΔKinstru

(5)

2 結(jié)果與分析

圖1所示為不同工藝熱處理后Fe-0.1C-2W鋼的微觀組織。由圖1可見，試驗(yàn)鋼淬火態(tài)組織為鐵素體+板條馬氏體，并且馬氏體板條上有少量碳化物；經(jīng)200 ℃回火2 h處理后，QT試樣組織為鐵素體+回火馬氏體，同時在回火馬氏體板條中發(fā)現(xiàn)大量彌散分布的碳化物；施加12 T強(qiáng)磁場回火處理的M-QT試樣中，馬氏體板條界呈現(xiàn)不連續(xù)分布的特點(diǎn)，與QT試樣相比，M-QT試樣中馬氏體板條有一定程度的分解，板條上碳化物數(shù)量增多。

(a)Q試樣，OM (b)Q試樣，SEM

圖2所示為不同工藝熱處理后Fe-0.1C-2W鋼的TEM照片及選區(qū)電子衍射圖。由圖2(a)和圖2(b)可見，F(xiàn)e-0.1C-2W鋼淬火態(tài)組織為板條馬氏體，位錯密度較高，試樣中未觀察到碳化物析出相；由圖2(c)～圖2(f)可知，QT試樣馬氏體板條位錯密度仍相對較高，這與回火溫度低有關(guān)，外加12 T強(qiáng)磁場后，M-QT試樣馬氏體板條位錯密度相對較低，同時該試樣中馬氏體板條合并，板條間亞晶界逐漸消失，馬氏體板條變寬甚至分解；結(jié)合選區(qū)電子衍射分析可知，QT和M-QT試樣中彌散分布的析出相均為Fe3C。對于薄膜樣品，碳化物析出相的體積分?jǐn)?shù)Vv為[23]：

(6)

另外，從QT和M-QT試樣的選區(qū)TEM照片中各選10張來統(tǒng)計Fe3C碳化物的數(shù)量，計算得到QT和M-QT試樣中Fe3C數(shù)密度平均值分別為(1.13±0.02)×106、(1.64±0.05)×106個/mm2。由此可見，相比于回火態(tài)組織，施加12 T強(qiáng)磁場處理后，F(xiàn)e-0.1C-2W鋼中碳化物析出相數(shù)量增多，馬氏體板條中位錯密度下降，馬氏體板條開始分解。

對不同工藝熱處理后Fe-0.1C-2W鋼中鐵素體和馬氏體的顯微硬度進(jìn)行測定，得到Q和QT試樣中鐵素體顯微硬度HV0.1分別為228±2和232±3，馬氏體顯微硬度HV0.1分別為330±5和331±10，兩種條件下各相顯微硬度差異不明顯；而M-QT試樣中鐵素體、馬氏體顯微硬度HV0.1分別為186±4和226±3，相比于QT試樣，M-QT試樣中兩相的顯微硬度均有所下降。

(a)Q試樣，低倍TEM (b)Q試樣，高倍TEM

不同工藝熱處理后Fe-0.1C-2W鋼的XRD圖譜如圖3(a)所示。由圖3(a)可見，各試樣的衍射峰均為(110)、(200)、(211)、(220)、(310)，均是馬氏體的特征峰；另外，XRD圖譜中峰位變化由Lorentz擬合獲得[19]，施加12 T強(qiáng)磁場后，各衍射峰均向右移。為便于觀察，以(110)衍射峰為例，其單峰放大圖如圖3(b)所示，峰位所對應(yīng)的2θ關(guān)系為：Q

a=a0±Δa=a0±bf(θ)

(7)

式中：a0為晶格常數(shù)精確值，a為晶格常數(shù)實(shí)測值，Δa為系統(tǒng)誤差，f(θ)為Nelson外推函數(shù)，可表示為：

(8)

式中：θ表示各峰位的衍射角，當(dāng)θ=90°時，Δa=bf(θ)=0，系統(tǒng)誤差為0，即可得到材料精確的晶格常數(shù)。

(a)XRD 圖譜 (b)(110)單峰放大圖

基于XRD圖譜，利用上述外推法對各試樣晶格常數(shù)a進(jìn)行擬合，如圖4(a)所示，得到Q、QT、M-QT試樣a值依次為0.28704±0.00000483、0.28700±0.0000193、0.28695±0.0000175 nm，并且晶格常數(shù)隨著f(θ)的增大而增大。不同熱處理工藝得到試樣的擬合關(guān)系(f(θ)-a)趨于平行，但M-QT試樣的晶格常數(shù)始終低于其他兩試樣的相應(yīng)值，表明強(qiáng)磁場作用會導(dǎo)致試驗(yàn)鋼晶格常數(shù)減小。

(a)晶格常數(shù) (b)位錯密度

3 討論

位錯作為鋼鐵材料中的線缺陷，其形核、增殖和運(yùn)動對材料力學(xué)性能有著重要影響[26]。相比于淬火試樣，F(xiàn)e-0.1C-2W鋼在200 ℃等溫回火2 h后，位錯密度由(2.403±0.079)×1014m-2降至(2.115±0.011)×1014m-2，這是由于回火過程中原子活動能力增強(qiáng)，位錯開始運(yùn)動，同一滑移面上的異號位錯相互吸引最終抵消，導(dǎo)致位錯密度降低[27]。在回火過程中施加12 T強(qiáng)磁場，鋼中位錯密度進(jìn)一步降低,這是因?yàn)橥饧哟艌鰧?dǎo)致位錯釘扎區(qū)的能量改變，加速成鍵電子對從單重激發(fā)態(tài)轉(zhuǎn)變成三重激發(fā)態(tài)，使共價鍵更易斷裂[14]，導(dǎo)致原子遷移率增大，并促進(jìn)了與原子遷移相關(guān)的過程[20]，因此，空位或雜質(zhì)原子的遷移率增大，使得在原始應(yīng)力場下就可能發(fā)生位錯脫釘并導(dǎo)致位錯運(yùn)動[14]。同時，回火過程中，C原子易在位錯區(qū)偏聚形成柯氏氣團(tuán)，對位錯進(jìn)行釘扎[28-29]，施加強(qiáng)磁場后，F(xiàn)e3C析出數(shù)量增加，抑制柯氏氣團(tuán)的形成，減弱柯氏氣團(tuán)對位錯運(yùn)動的釘扎作用[28]，導(dǎo)致鋼中位錯密度降低。

Fe-0.1C-2W鋼在200 ℃有/無磁場下等溫回火2 h后，F(xiàn)e3C析出數(shù)密度增加，類似結(jié)果也發(fā)生在含Mo合金鋼中[30]。含Mo合金鋼在低溫200 ℃回火并施加12 T強(qiáng)磁場時，M2C型碳化物面積分?jǐn)?shù)大大增加，磁場促進(jìn)了M2C碳化物的析出?；诮?jīng)典形核理論[31]，磁場作用下Fe3C形核率計算式為[32]：

(9)

(10)

式中：C為常數(shù)，σ為碳化物與基體之間的界面能，ΔGV代表化學(xué)自由能改變量，ΔGM代表磁自由能的改變量(ΔGM=GM(T,B)-GM(T,0))，兩者均為負(fù)值[33]。

4 結(jié)論

(1)在回火過程中施加12 T強(qiáng)磁場處理后，F(xiàn)e-0.1C-2W鋼組織為回火馬氏體和鐵素體，相比于未施加外磁場的回火組織，鋼中馬氏體板條發(fā)生回復(fù)，F(xiàn)e3C碳化物析出數(shù)量增多，其數(shù)密度由(1.13±0.02)×106個/mm-2增加至(1.64±0.05)×10-6個/mm-2。該過程的熱力學(xué)機(jī)制為：強(qiáng)磁場作用影響了Fe3C的磁自由能改變量，碳化物形核勢壘降低，使得Fe3C形核率增加，進(jìn)而促進(jìn)了合金碳化物Fe3C的析出。

(2)將磁場因素引入修正的Williamson-Hall法中，理論計算得到，無磁場和施加12 T強(qiáng)磁場回火處理后，鋼基體位錯密度依次為(2.115±0.011)×1014、(1.125±0.007)×1014m-2，強(qiáng)磁場作用顯著降低了鋼位錯密度，這是由于強(qiáng)磁場對基體中原子遷移起到促進(jìn)作用，同時也削弱了柯氏氣團(tuán)對位錯的釘扎。

(3)基于XRD圖譜結(jié)合外推法，擬合得到無磁場和12 T強(qiáng)磁場回火處理后Fe-0.1C-2W鋼基體的晶格常數(shù)a依次為0.28700±0.0000193、0.28695±0.0000175 nm，表明強(qiáng)磁場作用會導(dǎo)致試驗(yàn)鋼晶格常數(shù)減小。