鉭添加量對氧化物彌散強化低活化鐵素體馬氏體鋼組織和力學性能的影響

蔣有芳，熊惟皓，姚振華，李映波

（華中科技大學材料成形與模具技術國家重點實驗室，武漢 430074）

0 引 言

低活化鐵素體馬氏體鋼（RAFM）具有較高的熱導率、較低的熱膨脹系數和累積損傷率、良好的抗輻照腫脹等優良性能，被認為是未來聚變示范堆和聚變動力堆的主要候選結構材料［1－4］。目前，具有代表性的RAFM鋼有日本的F82H和JLF-1、歐洲的Eurofer97、美國的9Cr2WVTa、中國的 CLF和CLAM等［5－8］。

聚變堆第一壁結構材料工作時受到氘、氚產生的氦以及高能中子、電磁波、質子等粒子流的多重沖擊作用，且運行溫度高達650℃，苛刻的運行條件［9－10］對RAFM鋼的性能尤其是高溫性能提出了更高的要求。相關研究表明，鉭能細化奧氏體晶粒，在提高此類鋼抗輻照性能的同時能降低其韌脆轉變溫度（DBTT），改善其高溫蠕變性能和室溫拉伸性能［11－13］。但鉭的最佳添加量尚未被系統研究過，為此作者設計了4種不同鉭含量的氧化物彌散強化低活化鐵素體馬氏體鋼，通過比較不同鋼的顯微組織和力學性能，來確定較佳的鉭添加量。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗用粉體均為市售高純度霧化粉，按表1配成混合粉，鉭的添加量（質量分數，下同）分別為0.10%，0.15%，0.18%，0.30%。 將 混 合 粉 在KQM-X4/B型行星式球磨機上機械合金化，采用氬氣保護，球料質量比為20∶1，球磨自轉轉速為220r·min－1，球磨48h后添加2%（質量分數）的硬脂酸（SA）作為過程控制劑，再球磨2h；之后，在THP74-160型模壓成形機上單向模壓成形，壓制力為600MPa；然后在 WZDS-208型真空燒結爐中燒結，燒結溫度為1 360℃，保溫2h；然后再將燒結試樣加熱到1 150℃保溫1h使其奧氏體化，采用鹽水（NaCl質量分數為10%）淬火，淬火后再在750℃保溫1.5h進行回火處理。

表1 混合粉中各原料粉的配比（質量分數）Tab.1 Raw materilas powders ratio in mixed powders（mass） %

1.2 試驗方法

將上述熱處理后的試驗鋼按圖1所示尺寸線切割成拉伸試樣，采用Zwick/Roell Z020型拉伸試驗機在室溫和高溫（300℃）下進行拉伸試驗，拉伸速度為1mm·min－1；采用 HV-30型維氏硬度計測顯微硬度，加載載荷為2N，保載時間為15s，取3點的平均值；采用附帶EDAX能譜儀的Quanta 200型環境掃描電子顯微鏡（SEM）觀察微觀組織及室溫拉伸斷口形貌，腐蝕液為15%（體積分數）的硝酸酒精溶液；采用阿基米德排水法測試驗鋼的實際密度，并根據其設計成分計算出理論密度，然后求得實際密度與理論密度的比值即得到相對密度。

圖1 拉伸試樣的尺寸Fig.1 Size of tensile sample

2 試驗結果與討論

2.1 對力學性能的影響

從圖2中可以看出，隨著鉭添加量的增多，試驗鋼的相對密度也隨之增大，當鉭的添加量大于0.18%（質量分數，下同）后，其相對密度的增幅減小。試驗鋼的相對密度與孔隙率密切相關，隨著鉭添加量的增多，試驗鋼的孔隙率降低，相對密度提高；當鉭的添加量大于0.18%后，其致密化程度趨于飽和。

圖2 鉭添加量對試驗鋼相對密度的影響Fig.2 Relative density vs Ta adding contents for tested stee

由圖3可以看出，隨鉭添加量的增多，試驗鋼的抗拉強度先升后降，鉭添加量為0.18%時，試驗鋼的抗拉強度最高，在室溫和300℃下的抗拉強度分別為632MPa和557MPa。試驗鋼均表現出韌性斷裂，韌性斷裂是因為試驗鋼中的微孔在外力作用下聚集擴展成裂紋，裂紋進一步連接而導致最終斷裂［14］。由圖2知，隨著鉭添加量的增多，試驗鋼的相對密度增大，孔隙減少，因此萌生成裂紋源的微孔也減少，故其抗拉強度隨著鉭添加量的增多而增大。但是，當鉭添加量超過0.18%后，試驗鋼的抗拉強度并未與相對密度保持一致而繼續增加，而是在鉭添加量為0.3%時，室溫和300℃下的抗拉強度分別降為528MPa和469MPa。

圖3 鉭添加量對試驗鋼抗拉強度的影響Fig.3 Tensile strength vs Ta adding contents for tested steel

由圖4可知，試驗鋼的伸長率隨著鉭添加量的增多而先增大后降低，當鉭添加量為0.18%時，試驗鋼在室溫和300℃下的伸長率均達到最大值，分別為24.2%和23.1%。

圖4 鉭添加量對試驗鋼伸長率的影響Fig.4 Elongation vs Ta adding contents for tested steel

由圖5可見，隨鉭添加量的增多，試驗鋼的硬度先增后降，并在鉭添加量為0.18%時達到最大值，為343HV。由圖6可以看出，隨著鉭添加量的增多，在試驗鋼的晶粒內及晶界處有更多的碳化物析出及氧化物偏聚，由于碳化物和氧化物的彌散強化作用，因此試驗鋼的硬度增大。但當鉭添加量為0.30%時，試驗鋼中聚集了更多的粗大氧化物，細小的碳化物析出減少，所以比鉭添加量為0.18%的試驗鋼來說，其彌散強化作用減弱，因此硬度下降。

圖5 鉭添加量對試驗鋼顯微硬度的影響Fig.5 Micro-hardness vs Ta adding contents for tested steel

2.2 對顯微組織的影響

由圖6中可以看出，隨著鉭添加量的增多，晶粒逐漸變細，析出物逐漸增加；鉭添加量為0.10%時，試驗鋼中的晶粒最粗大，孔洞最多，析出物較少，位于晶界處的析出物較粗大，所以其抗拉強度最低；當鉭添加量增加到0.18%時，試驗鋼的晶粒最細，而且有大量細小的析出物均勻彌散地分布于晶粒內，由于細晶強化和彌散強化的作用，此時試驗鋼的抗拉強度最高；當鉭添加量進一步增加到0.30%時，晶粒的細化程度不明顯，且有大量粗大的析出物偏聚于晶界，在受到外力時，這些偏聚于晶界上的粗大析出物會引起應力集中，從而導致抗拉強度下降。

圖6 不同鉭添加量試驗鋼的顯微組織Fig.6 Microstructure of tested steels with different Ta adding contents

圖7 鉭添加量為0.10%試驗鋼的SEM形貌及EDS譜Fig.7 SEMmorphology（a）and EDS spectrum （b）of tested steel with Ta adding content of 0.10wt%

從圖7可以看出，尺寸較大的黑芯－白環析出物是成分復雜的Y-Ti/Ta-O化合物；尺寸較小的白色析出物為富含鉭的碳化物。H?gg［15］指出，對于過渡金屬合金，如果非金屬與金屬的原子半徑比等于或小于0.59時，就會形成一次固溶體或者具有簡單結構的中間相。鉭的原子半徑為0.143nm，碳的原子半徑為0.077nm，碳和鉭的原子半徑比為0.538 46，小于 0.59，因此可以判斷該碳化物為TaC。其中尺寸較大（約為150nm）的是固溶過程中未溶的Ⅰ類TaC，尺寸較小（約為10nm）的是回火過程中析出的Ⅱ類TaC。

從圖8中可以看出，鉭的添加量為0.10%時，試驗鋼中Y-Ti/Ta-O化合物的尺寸較大，且偏聚于晶界上，在拉伸過程中易造成應力集中，導致抗拉強度下降；而且Ⅰ類TaC和Ⅱ類TaC數量都很少，不能有效地起到彌散強化的作用。鉭的添加量為0.18%時，試驗鋼中Y-Ti/Ta-O化合物的尺寸明顯變小，且在晶粒內及晶界處均勻分布，不易造成應力集中；另外Ⅰ類TaC和Ⅱ類TaC數量也明顯增多，尤其是回火過程中析出的Ⅱ類TaC數量更多，彌散析出的Ⅱ類TaC不僅能細化晶粒，還能提高材料的抗拉強度［16］。

圖8 不同鉭添加量試驗鋼的SEM形貌Fig.8 SEMmorphology of tested steel with different Ta adding contents

2.3 對斷口形貌的影響

圖9 不同鉭添加量試驗鋼室溫拉伸斷口的SEM形貌Fig.9 SEMmorphology of room temperature tensile fracture of tested steel with different Ta adding contents

從圖9中可以看出，鉭添加量為0.10%和0.30%時，斷口中韌窩較大；鉭添加量為0.15%和0.18%時，韌窩有大有小，且后者中的小韌窩所占比例更大，可見明顯的撕裂棱，說明其平均粒徑更小，為韌性斷裂。圖9中的所有韌窩內都存在第二相（析出物），鉭添加量為0.10%時的析出物呈條狀，尖角明顯，易引起應力集中，因此該成分試驗鋼的抗拉強度很差；隨著鉭添加量的增多，析出物逐漸球化，當鉭添加量為0.18%時，析出物呈球狀，且大部分較細小，所以試驗鋼具有良好的抗拉強度；當鉭添加量進一步增多時，析出物粗化明顯，粒徑也變大，所以抗拉強度下降。

3 結 論

（1）試驗鋼的力學性能隨鉭添加量的增多先升高后下降，鉭添加量為0.18%時，試驗鋼的力學性能最優，室溫下的抗拉強度和伸長率分別為632MPa和24.2%，300℃下的分別為557MPa和23.1%。

（2）隨著鉭添加量的增多，試驗鋼的相對密度增大，孔隙率降低，晶粒細化，析出物增多；當鉭添加量為0.18%時，晶粒細小均勻，有大量二次析出的極細TaC均勻彌散分布于晶粒內，由于細晶強化和彌散強化作用，此時試驗鋼的綜合性能最優。

［1］DUFFY D M.Fusion power：a challenge for materials science［J］.Phil Trans R So：A ，2010，368：3315-3328.

［2］KOHYAMA A.Low-activation ferritic and martensitic steels for fusion application［J］.Journal of Nuclear Materials，1996，233/237：138-147.

［3］EISELT C C，KLIMENKOV M，LINDAU R，et al.Characterization of microstructural and mechanical properties of a reduced activation ferritic oxide dispersion strengthened steel［J］.Journal of Nuclear Materials，2011，416：30-34.

［4］KLUEH R L，GELLES D S.Ferritic/martensitic steels-over-view of recent results［J］.J Nucl Mater，2002，307/311：455-465.

［5］黃群英，李春京，李艷芬，等.中國低活化馬氏體鋼CLAM研究進展［J］.核科學與工程，2007，27（1）：41-50.

［6］YU J N，HUANG Q Y，WAN F R.Research and development on the China low activation martensitic steel（CLAM）［J］.Journal of Nuclear Materials，2007，367/370：97-101.

［7］NAGASAKAA T，HISHINUMAA Y，MUROGAA T，et al.Extraction residue analysis on F82H-BA07heat and other reduced activation ferritic/martensitic steels［J］.Fusion Engineering and Design，2011，86：2581-2584.

［8］CASTRO V D，LEGUEY T，MU?OZ A.Microstructural characterization of Y2O3ODS-Fe-Cr model alloys［J］.Journal of Nuclear Materials，2009，386/388：449-452.

［9］馮開明.可控核聚變與國際熱核實驗堆（ITER）計劃［J］.中國核電，2009，2（3）：212-219.

［10］張小鋒，劉維良，郭雙全，等.聚變堆中面向等離子體材料的研究進展［J］.科技創新導報，2010（3）：118-119.

［11］SAKASEGAWA H，TANIGAWA H，KANO S，et al.Precipitation behavior in F82Hduring heat treatments of blanket fabrication［J］.Fusion Engineering and Design，2011，86：2541-2544.

［12］李艷芬，黃群英，吳宜燦.CLAM鋼沖擊和拉伸性能測試與研究［J］.原子核物理評論，2006，23（2）：151-154.

［13］RAJU S，JEYA G B，KUMAR R A，et al.A study on martensitic phase transformation in 9Cr-1W-0.23V-0.063Ta-0.56Mn-0.09C-0.02N （wt.%）reduced activation steel using differential scanning calorimetry［J］.Journal of Nuclear Materials，2010，405：59-69.

［14］馮既，蔣大鳴，洪班德.低碳雙相鋼斷口分析［J］.機械工程材料，1992，16（3）：57-60.

［15］CAHN R W.物理金屬學［M］.北京：科學出版社，1984.

［16］施正，張弛，夏志新，等.低活化鋼中 MX相析出行為研究［J］.原子能科學技術，2011，45（2）：200-205.