Fe-Al/Al2O3阻氚涂层热处理条件对HR-2不锈钢力学性能影响

2021-06-24张桂凯杨飞龙宋雅琪

核化学与放射化学 2021年3期

胡立，张桂凯，向鑫，杨飞龙，宋雅琪，唐涛

中国工程物理研究院材料研究所，四川绵阳 621908

氚渗透控制直接决定了氘氚聚变堆的氚自持及环境放射性氚安全[1-2]，即使是在“不涉及放射性氚”的清洁氢能系统中，高温条件下不加控制的氢渗透也会因氢同位素易燃、易爆而引发整个系统的非核安全问题[1, 3]。因此，防止聚变能/氢能系统中钢结构材料的氢同位素渗透是国内外长期联合攻关的关键技术问题之一。在钢结构材料表面制备阻氚涂层是降低氚(氢)渗透最有效的技术途径[1]之一。

有报道[12]表明低活性铁素体/马氏体钢(RAFM钢)在经过高温热处理之后，出现晶粒粗大化、组织不均匀、从而导致了力学性能下降的现象。因此，鉴于基体材料显微组织及力学性能的服役要求，需要关注涂层热处理过程对基体材料产生的影响。本工作拟采用氚系统典型的结构材料奥氏体HR-2不锈钢，研究涂层制备工艺“基体渗铝+热氧化”法对HR-2不锈钢基体显微组织及力学性能的影响，为现行的涂层制备工艺对基体结构材料性能影响的评价提供依据和基础数据。

1 试验部分

1.1 试验材料及仪器

本试验所用HR-2不锈钢取自500 mm×300 mm×20 mm的锻板，由四川长钢集团提供，其主要化学成分列于表1。

表1 HR-2不锈钢的主要化学成分

SJG-12T型真空管式炉，洛阳神佳窑业有限公司；WDW-200型万能力学拉伸试验机，长春新特试验机有限公司；BXFM型光学显微镜，Olympus公司；TIME6610M型显微硬度计，北京时代之峰科技有限公司；TD-3500型X射线衍射仪(XRD)，辽宁丹东通达公司；FEI-Sirion 200型扫描电子显微镜(SEM)，荷兰FEI公司。

1.2 试验方法

采用真空管式炉对HR-2不锈钢进行热处理，为更好地反映HR-2不锈钢基体力学性能，本试验省去电镀铝环节，直接对原始试样进行热处理，且均在空气中进行热处理。按照“热处理+选择性氧化”工艺路线[7-10]，渗铝工艺过程热处理条件为750 ℃/4 h，随炉冷却。选择性氧化工艺过程中，热处理温度为700 ℃时(γ-Al2O3生成温度)[7-10]，热处理时间分别为50、80、120、150 h，随炉冷却；热处理温度为980 ℃时(α-Al2O3生成温度)[11]，热处理时间分别为30、60、100、180 min，随炉冷却。

拉伸试验按照GB/T 228.1-2010进行[13]，采用万能拉伸试验机进行力学性能测试，扫描电镜观察拉伸断口形貌。采用显微硬度计进行硬度测试，载荷为100 g，保载时间为11 s。将抛光后的金相试样在草酸溶液中进行电化学腐蚀后，金相显微镜下进行表面微观组织观察。物相分析由X射线衍射仪进行。

2 结果与讨论

2.1 700 ℃下HR-2不锈钢显微组织与力学性能

图1为HR-2不锈钢700 ℃下不同时间热处理后的X射线衍射图谱。如图1所示，700 ℃热处理温度下，得到的HR-2不锈钢XRD图谱衍射峰位置与未经热处理的原始试样保持一致，只是其奥氏体相衍射面(1 1 1)γ、(2 0 0)γ、(2 2 0)γ的衍射峰峰强发生了变化。相结构仍然为γ相，说明相结构未发生转变，试样的主要组织仍然为奥氏体。这种单一的奥氏体组织保证了其高温抗氧化性、优良的抗腐蚀及抗氢脆性能[14-16]。

图1 HR-2不锈钢700 ℃下不同时间热处理后的X射线衍射图谱

700 ℃、不同热处理时间下的HR-2不锈钢显微组织示于图2。如图2所示，未经热处理的原始试样呈现单一的奥氏体组织，原始试样的晶粒尺寸在25 μm左右。经过了50～150 h的热处理后，晶粒尺寸相较于未经热处理原始试样明显增大，达到45～50 μm，并且随着热处理时间的延长，存在晶粒团聚的现象，导致部分晶界的消失，晶粒变大。

图2 HR-2不锈钢在700 ℃下经不同热处理时间后的显微组织图

未经热处理的原始试样晶界以及晶内组织均清晰可见，无任何第二相析出，而随着热处理时间的延长，在晶界处逐步出现了黑色析出物，表明已有第二相析出。通过对黑色析出物进行X射线能谱分析(EDS)(图3)，可以确定这些黑色析出物为M23C6型析出物。

(a)——析出物SEM图，(b)——析出物EDS谱图

文献[17]也报道了奥氏体不锈钢存在敏化区间(450～900 ℃)，在此区间内，晶界处容易析出第二相M23C6型碳化物，析出的碳化物会导致不锈钢的抗腐蚀性能下降。并且，随着热处理时间延长，析出的碳化物增多，这归因于随着热处理时间的延长，溶质原子容易在晶界附近发生偏聚，为晶界处的形核提供能量，从而促进了第二相的大量析出[18-19]。当热处理时间达到150 h后，黑色析出物减少，呈现向晶粒内部生长的趋势。这主要归因于碳化物在晶界处析出时，与晶界处高指数晶面侧晶粒为共格关系，与另一面则为非共格关系，常态下原子更容易穿越非共格界面，所以碳化物向非共格取向的一面生长得更快[18]。

图4为700 ℃、不同热处理时间下的力学拉伸曲线。由图4可知，试样在拉伸过程中首先出现一段弹性阶段，之后进入塑性阶段，最后发生紧缩现象后断裂。表2为相关力学性能参数。由表2可知，经过渗铝热处理后，试样的抗拉强度有所增强。当热处理时间从50 h延长至150 h时，抗拉强度的变化趋势为先增大再减小，热处理时间为80 h时，抗拉强度达到最大为623.53 MPa，热处理时间达到150 h后，抗拉强度为616.47 MPa，相较于未经热处理的原始试样(618.85 MPa)，变化幅度为0.04%，表明试样在700 ℃热处理条件下，其抗拉强度几乎不发生变化。

图4 HR-2不锈钢在700 ℃热处理条件下的力学拉伸曲线

由表2可知，原始样品的断后伸长率为67.70%，经过渗铝热处理后，试样的伸长率有所减小，随后随着氧化热处理时间的延长(50～150 h)，伸长率先减小后增大，热处理150 h后，伸长率为63.32%，下降了6.47%，与抗拉强度的变化趋势相反。结合拉伸试样的断口形貌(图5)可知，未经热处理的原始试样断口形貌呈现韧窝状，为韧性断裂，韧窝数量越多表明其塑韧性越好，即伸长率越大(表2)。随着热处理时间的增长，开始出现少量的河流花样，因此不锈钢的塑韧性有所下降。在热处理150 h后，试样断口形貌主要以韧窝为主，并存在极少量的河流花样，表现为准解离断裂，呈现出良好的塑韧性。

图5 HR-2不锈钢在700 ℃热处理条件下拉伸试样断口形貌

表2 HR-2不锈钢在700 ℃热处理条件下的力学拉伸性能

图6为700 ℃不同热处理时间下HR-2不锈钢的维氏硬度值。由图6看出，随着氧化热处理时间从50 h延长至150 h，硬度值先增大后下降，变化趋势与抗拉强度相似(表2)。热处理时间达到150 h时，硬度值为213.34 HV，相较于未处理原始样品的212.35 HV，提高了0.46%。结合抗拉强度及塑韧性，可以认为当热处理温度为700 ℃时，涂层制备工艺对基体力学性能几乎没有影响。

图6 HR-2不锈钢在700 ℃热处理条件下硬度值

结合图2可知，在700 ℃热处理条件下，长时间服役将在晶界/晶内上析出碳化物，从而影响奥氏体不锈钢性能。从表2可知，相较于渗铝热处理过程，基体经50 h氧化热处理后，其抗拉强度下降，下降原因为晶粒长大(图2)，从而使得抗拉性能降低，伸长率增大，硬度值降低。随热处理时间延长，碳化物在晶界析出，形成了第二相强化，此时的抗拉强度呈现上升趋势，由于第二相的存在，也导致了硬度值变大(图6)。而后随着热处理时间延长至150 h，碳化物不断在晶界处聚集长大，这种碳化物的粗大化导致抗拉性能及硬度下降。

2.2 980 ℃下HR-2不锈钢显微组织与力学性能

图7为HR-2不锈钢在980 ℃下不同时间热处理后的X射线衍射图谱，与700 ℃热处理温度下相同，在980 ℃热处理温度下，奥氏体相结构未发生转变，仅仅是衍射峰的峰强发生变化，且随着热处理时间的增加，峰强度增强。由此可见，HR-2不锈钢属于稳定的奥氏体不锈钢，无论是高温热处理还是低温热处理，均可以保持单一的奥氏体组织。

图7 HR-2不锈钢在980 ℃下不同时间热处理后的X射线衍射图谱

图8为HR-2不锈钢在980 ℃下经不同热处理时间后的显微组织图，随着热处理时间的增加，晶粒尺寸呈现小幅增大趋势，这是由于热处理时间较短，晶粒来不及长大，热处理180 min后，平均晶粒尺寸为35 μm。从图8中可以看到，在奥氏体组织中出现极少量的板条状组织，结合XRD结果(图7)可知，这些板条状组织并非马氏体组织，认为这些少量的板条状组织为热处理过程中出现的孪晶组织。而与700 ℃热处理时大量析出碳化物不同，980 ℃热处理条件下，晶界处的黑色碳化物析出相分布不连续，并且数量极少。可能是因为在980 ℃的热处理条件下，温度较高，有利于第二相析出物固溶进入奥氏体中[20]。

图8 HR-2不锈钢在980 ℃下经不同热处理时间后的显微组织图

图9为980 ℃热处理温度下HR-2不锈钢不同热处理时间下的拉伸试验结果。由图9可知，该热处理条件下HR-2不锈钢同样发生了弹性阶段、塑性阶段及紧缩阶段。其相关力学性能参数列于表3。由表3可知，抗拉强度随着热处理时间的增长呈现缓慢下降趋势，抗拉强度由原始样品的618.85 MPa下降至580.48 MPa(热处理180 min后)，下降幅度为6.20%。

图9 HR-2不锈钢在980 ℃热处理条件下的力学拉伸曲线

表3 HR-2不锈钢在980 ℃热处理条件下的力学拉伸性能

伸长率变化如表3所示，伸长率由67.70%(未经处理的原始试样)上升至79.43%(热处理180 min)，增加了17.32%，塑韧性明显变好。结合断口形貌图(图10)，可以发现不同于700 ℃热处理温度下断口形貌出现少量河流花样的现象，在980 ℃热处理温度下，断口形貌一直为韧窝状，同时还出现较为规整的等轴韧窝(热处理时间为30 min及60 min)，且韧窝较深，从而在宏观上体现出了优异的塑韧性。说明在980 ℃热处理温度下，其断裂形式为标准的韧窝断裂，具有优异的塑韧性。