热处理工艺对AFA耐热钢组织和力学性能的影响

2021-05-14江琛琛高秋志甄云乾刘子昀姜钰娇

材料科学与工艺 2021年2期

江琛琛，高秋志，甄云乾，刘子昀，姜钰娇

(东北大学秦皇岛分校资源与材料学院，河北秦皇岛 066004)

近年来，随着超超临界火电机组蒸汽参数(蒸汽温度、蒸汽压力)的提高，具有优异耐高温性能的新型结构材料的开发成为制约超超临界技术发展的关键环节之一[1-2]。通过改变Al、Nb和Ni等元素的含量，对高温超细沉淀强化奥氏体钢进行组织和性能调控后，研发的新型含铝奥氏体耐热钢(AFA钢)以其优良的高温性能，成为最具应用前景的超超临界火电机组用高温结构材料。在高温复杂的服役环境中，AFA耐热钢表面可以形成连续、致密、稳定的Al2O3薄膜，能够阻止水蒸汽对内层基体材料的腐蚀。此外，在高温处理过程中，AFA钢中析出的细小的MC、Laves-Fe2Nb和B2-NiAl第二相可以有效阻碍位错的移动，显著提高其蠕变性能，并且B2-NiAl还可在高温氧化过程中为表面的氧化铝层的持续形成提供Al元素[3-8]。减小析出相的尺寸和增加其体积分数是钉扎位错，进而提高蠕变寿命的有效途径之一。研究发现，直径小于100 nm的弥散分布的Laves相和MC相的共同作用可以显著强化AFA钢[6]。

不仅析出相的种类状态，晶粒的变化也会对AFA钢的蠕变寿命和高温强度产生影响。周德强等[9]通过调整再结晶方式和时间，发现在1 200 ℃下保温2 h后，冷轧AFA钢会发生完全再结晶，使得其具有较好的塑性变形能力。刘一泽等[10]发现，AFA钢的晶粒尺寸随着再结晶处理温度升高而增大，但1 200 ℃下析出了更为细小均匀的MC相。Zhou等[11]研究了AFA钢中主要强化相随时效温度的变化，发现750 ℃下NbC为主要强化相。提高AFA钢高温性能的关键就在于改善其组织结构，而制定合理的热处理工艺，将对AFA钢的组织结构产生影响[12-14]。获得合适的晶粒尺寸和析出相的最优化分布状态，则能够改善材料的性能。但目前尚未见关于对热处理后AFA钢微观组织的演化行为进行系统研究的报道。

因此，本文通过在不同温度下保温并适当改变冷却方式，研究了热处理工艺变化对AFA钢试样显微组织的演变过程的影响，利用扫描电镜等分析了晶粒长大规律和析出相的分布、变化特征，并进一步研究了材料力学性能的变化。

1 实验

实验所用新型AFA钢的化学成分如表1所示。将铸锭在1 250 ℃热轧后空冷，而后采用NH/732B-G精密数控线切割机切割用于热处理的试样，尺寸为100 mm×10 mm×10 mm。AFA钢的奥氏体转变温度为857 ℃，再结晶温度范围为650～740 ℃。将试样在马弗炉中分别随炉加热至950、1 050、1 150 和1 200 ℃，保温5 min后，再分别进行空冷和炉冷处理。试样从1 200 ℃冷却过程中温度变化曲线如图1所示。利用线切割取尺寸为10 mm×7 mm×10 mm的试样，研究不同热处理工艺对试样微观组织结构和力学性能的影响。

制备金相和扫描试样时，先将试样在砂纸上打磨抛光，然后采用配制的腐蚀剂(30 mL浓盐酸、10 mL浓硝酸和30 mL蒸馏水)浸蚀磨抛后的试样表面1～3 min。用徕卡光学显微镜和JSM-7800F型场发射扫描电镜(SEM-EDS)观察试样的显微组织和析出相的特征。物相分析采用Smartlab (9)型X射线衍射仪(Cu靶Kɑ射线；扫描速度4 °/min)。试样硬度值的测量采用MHV-5Z维氏硬度计，加载力为49 N，加载时间10 s，每个样品测10个硬度值并取平均值。室温拉伸实验采用WDW-3100型电子万能试验机(拉伸速率4 mm/min)，试样按照GB6397规定标准计算加工而成。

表1 AFA钢的化学成分(质量分数/%)

图1 1 200 ℃试样冷却过程中的温度曲线

2 实验结果

2.1 组织结构演变

图2为不同热处理方式下试样的光学显微组织照片。从图2(a)可以看到，950 ℃加热保温后空冷试样仍具有明显的轧制组织的特征，大量奥氏体晶粒沿轧制方向伸长，存在少量再结晶晶粒，晶界和晶粒内部分布有大量的第二相。随着加热温度的升高，晶粒尺寸逐渐增大且趋于等轴化，析出相随之减少。在1 050 ℃炉冷条件下，可以观察到较为完整的奥氏体晶粒，且数量明显多于空冷。当加热温度升高至1 150 ℃保温冷却后，第二相粒子大量溶解，试样内部仍可以观察到轧制晶粒，但由于部分晶粒异常长大，奥氏体晶粒长大明显但不均匀，小晶粒的数目逐渐变少。另外，较之空冷试样，炉冷试样的晶界更加清晰完整。加热到1 200 ℃冷却后则观察不到原始晶粒，说明在晶界处发生了再结晶，这与周德强等[9]的研究结果一致。此时炉冷试样的晶界宽度大于空冷试样，且组织中的析出相更为弥散均匀。这是由于冷却过程中原子扩散至晶界，形成较大的析出相，增加了晶界的宽度，而空冷的冷却速度较快，基体中的溶质原子来不及析出，造成晶界和晶内的析出物较少。

图2 不同热处理方式下试样的金相显微组织

图3所示为不同温度保温冷却后试样平均晶粒尺寸的变化，可以看到，随着加热温度升高晶粒尺寸逐渐增大。值得注意的是，加热到1 200 ℃保温空冷后，晶粒的平均尺寸为44.59 μm，而炉冷后晶粒的尺寸(42.62 μm)与之相比略小。奥氏体晶粒的再结晶温度和第二相粒子对晶界的钉扎作用会导致炉冷后晶粒尺寸下降。当加热温度高于1 150 ℃，试样保温过程中先发生再结晶，再析出第二相，随着冷却过程中析出相的增多和长大，阻碍了晶界的移动[10]。

图3 不同温度保温冷却后试样的平均晶粒尺寸

图4为加热至不同温度保温冷却后试样的SEM图像，可以看到：加热至950 ℃炉冷后，大量第二相颗粒于奥氏体基体上析出；1 050 ℃后的炉冷试样，如图4(b)，出现了弥散分布的粗化的球形第二相，另有椭圆形的第二相颗粒于晶界析出；加热温度继续升高，析出相长大为长条状覆盖在奥氏体晶界，晶粒内部有少量圆形颗粒(图4(c)～(d))，且如图2(f)所示，析出相数量下降；当保温温度为1 200 ℃时，析出相呈条带状分布在炉冷后的奥氏体晶界上，而晶粒内部的析出相呈较小的扁平状。对比图4(e)和(f)发现，1 200 ℃炉冷后试样的析出相数量多于空冷试样，且在晶内和晶界均有分布。

图4 不同温度保温冷却后试样的SEM图像

图5为1 200 ℃炉冷试样中析出相的能谱(EDS)分析图。图5中分别显示了位于奥氏体晶内和晶界的析出相的化学成分。位于晶粒内部的b和c处片状颗粒(图5(a))，主要包含Nb、C和Fe元素，而其他元素含量较少，可以确定该处为NbC沉淀。其中尺寸大于1 μm且富含Nb和C元素的析出相为一次NbC[15]。原始试样中的NbC颗粒在加热过程中未完全溶解而保留在奥氏体基体中，在随后的保温和冷却过程中，基体中Nb元素的析出促使其长大而形成一次NbC相，因此尺寸较大。位于晶界d处的长条状析出相中，含量较高的元素为Fe、Nb和Mo，确定该处为Fe2(Nb, Mo)-Laves相。有研究发现，Nb和Mo元素的存在会促进Laves相的析出[16]。

图5 1 200 ℃保温炉冷后试样的EDS图像：(a) SEM图像；(b)～ (d) 为图(a)中b、c和d处的EDS图

图6为加热至不同温度保温后炉冷和1 200 ℃保温空冷后试样的X射线衍射谱图，可以看到，衍射峰的半高宽随着加热温度升高而减小，说明高温下晶粒尺寸增加。但无论温度如何变化，新型AFA钢的基体均为奥氏体组织，且始终可以观察到NbC和Laves相的衍射峰。此外，还观察到微量B2-NiAl相。计算发现，随着温度的升高，析出相NbC相的含量降低，Laves相的含量升高，但NiAl相的含量未变化，且在SEM试样中并未观察到NiAl相，可能是由于其含量较少且尺寸太小。相比之下，1 200 ℃空冷试样中，NbC相的体积分数增大，Laves相的体积分数减小。

图6 不同热处理方式下试样的X射线衍射谱图

加热至1 200 ℃保温后，空冷和炉冷试样的析出相尺寸分布频率和平均值如图7所示，可以看到，其析出相尺寸主要分布于300～2 000 nm和200～2 500 nm范围，其变化基本服从Gaussian分布。炉冷时缓慢降温过程为析出相长大提供了充足的动力。同时，图8(a)显示炉冷试样析出相平均尺寸随加热保温温度升高呈上升趋势。加热温度由1 150 ℃升至1 200 ℃保温冷却后，尺寸变化剧烈，由690 nm增长为936 nm，而1 200 ℃的空冷试样中析出相的平均尺寸为740 nm。对炉冷试样中析出相的面密度和晶界覆盖率进行了计算，结果见图8(b)，可以看到析出相的面密度随温度升高呈下降趋势。

图7 1 200 ℃保温冷却后析出相的尺寸分布频率和平均值

而晶界覆盖率与之相反，呈现上升趋势。1 200 ℃保温冷却后，析出相的面密度为12.4%，晶界覆盖率达到57.25%。据文献[17]，第二相的数量由于再加热温度升高将会减少。实验中统计出的1 200 ℃空冷试样析出相的面密度和晶界覆盖率分别仅为11.8%和17.55%。这也直观地说明了1 200 ℃炉冷试样的晶界增厚现象。由于晶界处主要析出为Laves相，随加热温度增加，其相含量升高，故晶界覆盖率亦增加。

图8 不同温度保温炉冷后析出相的变化

2.2 力学性能

2.2.1 硬度实验

热处理后试样的显微维氏硬度值如图9所示，可以看到，炉冷后试样的硬度随着加热温度升高先下降后上升，1 150 ℃时最低为144.2HV，在1 200 ℃时上升至170 HV。整体来看，空冷试样硬度值要低于炉冷试样，但变化趋势与炉冷试样相一致。硬度值的变化主要与第二相的析出有关。随着加热温度的升高，晶粒尺寸逐渐增大，且析出的C、Nb和Fe等元素逐渐重新固溶于奥氏体基体中，使析出相的数量逐渐减少，沉淀硬化的效果降低，使得硬度值下降。1 200 ℃保温后冷却过程中，试样先形成奥氏体晶粒，该过程中合金元素脱溶析出大量第二相[18]。但部分作为快速扩散通道的变形位错消失，使得这些细小的析出相不易发生Ostwald熟化而长大，故形成更多弥散细小的析出相，在随后组织趋于稳定后，析出相才进一步长大并在晶界处覆盖，阻碍位错运动，最终使硬度值上升。合金元素重新固溶后，在空气中发生快速冷却，没有足够的时间析出，因此，空冷试样的析出相较少，沉淀硬化效果不及炉冷试样，而在1 200 ℃空冷后硬度有所上升，也可能是由于快速冷却导致的孪晶的出现(图4(e))。

图9 不同热处理方式下试样的显微维氏硬度值

2.2.2 拉伸实验

采用3.92×10-3s-1的应变速率进行了室温拉伸实验。热处理后试样的抗拉强度和延伸率如图10所示。在两种冷却方式下，随着加热温度的升高，图10(a)中炉冷试样的抗拉强度在开始阶段呈现下降趋势，温度达到1 200 ℃时突然升高至680 MPa，此时空冷试样抗拉强度略高，为708 MPa。图10(b)显示延伸率整体呈现上升的趋势。1 200 ℃空冷条件下的延伸率为18.71%，大于炉冷条件下的13.04%，且其整体与硬度值的变化规律呈相反趋势。热处理试样的晶粒尺寸和析出相与拉伸变形过程中位错的共同作用，对材料的强度产生了影响。AFA钢的变形抗力与移动位错以Orowan机制通过第二相粒子所需的临界应力应该一致，该应力可以用如下方程描述[19]。

(1)

式中：τor为位错通过第二相粒子的临界应力；G为剪切模量；b为伯氏矢量；λ为粒子间距；r为第二相粒子半径。

由热处理过程中试样组织演变过程分析可知，随着加热温度的提高，AFA钢的晶粒发生较为明显的长大，且由于析出相的尺寸逐渐增加，使面密度明显下降，且位错密度下降，使强化效果降低。而在1 200 ℃炉冷后晶粒和析出相尺寸虽有所增加，但后者晶界覆盖率明显升高，且面密度变化不大(图8(b))，为塑性变形过程中位错的开动造成阻碍，提高变形抗力，使抗拉强度明显升高。因此，1 150 ℃炉冷后抗拉强度最小。1 200 ℃空冷后，试样的延伸率较好，原因可能是空冷试样冷却速度快，组织较为均匀，变形协调性好。

图10 不同热处理方式下试样的抗拉强度(a)和延伸率(b)

3 结果讨论

通常，经典晶粒长大模型主要由晶粒尺寸和时间的函数反映，但在实际热处理过程中，奥氏体晶粒在加热至足够温度时就开始逐渐长大，并在随后的保温和冷却过程中持续生长。因此，温度也是影响晶粒尺寸变化的一个重要因素。针对这一情况，Gao等[20]考虑了温度的函数，对经典晶粒长大模型进行了修正，构建了新的晶粒生长的动力学模型:

(2)

式中：D为晶粒尺寸；D0为初始晶粒尺寸；n为晶粒生长的动力学指数；K0为取决于材料和加工条件的常数；QG为晶粒长大的激活能；R为气体常数；系数μ为奥氏体晶粒长大后加热时间占总加热时间的比例；φ为升温速率；t′为温度T时的保温时间；T0为晶粒开始生长的温度。

n值的变化反映了晶粒的生长机理。理想的晶粒生长的动力学指数n为2，此时合金元素在奥氏体基体中固溶度较高，晶粒的生长受到界面迁移的控制。当n值为3时，此时晶粒的长大将不仅仅受到界面能增加的阻碍，晶界的迁移将会受到基体中溶质原子的钉扎作用。在本试验条件下，空冷试样的n值约为4.12，而炉冷试样的n值约为3.93。说明试样中析出相的扩散效应分别在晶内和晶界产生，晶粒的长大受到原子扩散的影响，而n值的减小则表明晶粒尺寸的增加[21-22]。

事实上，热处理过程中晶粒的长大会受到析出相存在状态的影响[23]。在晶粒长大过程中晶界总要受到析出相的钉扎作用，当析出相的体积分数减小时，颗粒之间的间距变大，对晶界的钉扎作用减弱，有利于晶界的移动。而在本试验中，空冷试样中析出相的晶界覆盖率远小于炉冷试样，因此，对晶界的钉扎效果不如炉冷试样，有些晶界未被完全钉扎，使晶粒长大较快。除此外，析出相的尺寸也会影响晶粒尺寸。尺寸较大的析出相对晶界具有更强的钉扎作用，并且大量的颗粒产生的钉扎效果将会累积，阻碍效果更为明显[24]。以上结果还不足以说明AFA钢组织的变化规律，因此，有必要了解热处理过程中析出相的演变。

析出相的行为会受原子扩散效应的影响，通常认为扩散速率低的组分的扩散将很大程度上影响析出过程。由于C原子的扩散速率较高，Nb原子的扩散速率对含Nb颗粒的生长来说是一个关键因素。加热温度的升高将会提高原子的扩散激活能，有利于Nb等元素发生“下坡”扩散，析出相由于其中的原子通过短程迁移进入基体中而逐渐溶解。高温下，Nb在奥氏体基体中的溶解度有限，C含量升高，Nb原子的溶解度将会显著下降。在快速冷却的过程中，形成大量的NbC第二相颗粒，Fe2Nb随着NbC含量的上升而降低。但相关研究[25]表明AFA钢中，Nb原子在γ-Fe中相对较低的扩散速率(2.5×10-18m2/s)并不会限制NbC和Laves相的长大。Mo原子的存在会替代Nb促进Laves相的析出长大。具有C14结构的呈六边形紧密堆积的Laves相与奥氏体基体保持非共格界面结构，高的界面能作为驱动力使其极易发生粗化。随炉缓慢冷却的过程提供了充足的粗化动力。另外，具有B1晶体结构的碳化物颗粒通常与奥氏体存在平行的位相关系[26]。加热过程中这些颗粒会与奥氏体逐渐解除半共格关系，变为非共格界面，界面能量较高，所以NbC常形成球形颗粒，通过减少表面积来降低界面能[27]。而半共格关系的的解除，也造成了较低温度下(1 150 ℃以下)加热保温后硬度与抗拉强度的下降。Laves相通常在能量较高的晶界处析出并长大，同时阻碍晶界的迁移并提高变形抗力。

温度和冷却速度的变化将会改变AFA钢基体中元素的扩散，同时在界面能量的作用下，影响奥氏体晶粒的生长及析出相的演变行为。在控制晶粒尺寸的同时，我们期望获得更加细小致密、具有更高热稳定性的第二相组织，因此，将进一步采取处理措施，控制NbC和Laves相的析出长大过程，研究NiAl相的析出机制，有助于提高AFA钢的性能。