鍛態粉末冶金鐵基合金的顯微組織和力學性能

劉東華，劉詠，趙大鵬，劉祖銘

(中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，湖南 長沙，410083)

鐵基氧化物彌散強化高溫合金是以鐵素體/馬氏體系耐熱鋼為對象發展起來的一類新材料。這類耐熱鋼與奧氏體系耐熱鋼和耐熱合金相比具有熔點高、耐高溫腐蝕性好、傳熱性好、熱脹系數小(有利于耐熱疲勞性)、抗快中子輻照等優點[1-4]，目前，多采用多種粉末單質與 Y2O3粉末進行機械合金化制備預合金粉末。Ramar等[5]采用高能球磨對ODS EUROFER 97粉末顯微硬度進行研究，但沒有進行后續熱加工；Sakasegawa等[6-7]則通過對球磨粉末熱擠等熱加工工藝，所獲得鐵基合金性能優良，但浪費大，成本高，不利于工業生產。在此，本文作者擬采用氣霧化工藝制備預合金粉末，經燒結和熱鍛成形[8-9]這一較簡單的工藝路線，獲得與熱擠或熱等靜壓鐵基高溫合金相接近的力學性能，并主要研究鍛態鐵基合金材料力學性能和顯微組織的變化；通過金相、能譜分析、相成分分析和硬度測定分析鍛態鐵基合金顯微組織和力學性能演變的規律。

1 試驗過程

本試驗采用的霧化鐵基合金粉末，其名義成分為Fe-12Cr-2.5W-0.4Ti-0.3Y-0.3O (質量分數，%)。鐵基合金粉末制備采用惰性氣體霧化方法制備[10]，將所有合金原料直接熔化，然后采用氬氣霧化。熔化溫度為1 650 ℃，霧化壓力為3.5 MPa，金屬熔液流量為6.0 kg/min，霧化介質為氬氣。為了減小成分誤差，對Ti和Y等易揮發性元素，待溫度升高至接近霧化溫度時再加入，溶解均勻后立即進行霧化。霧化粉末化學成分如表1所示。霧化粉末在鋼模中通過模壁潤滑壓制成直徑×高度為20 mm×25 mm的生坯[11]。在臥式鉬發熱體真空燒結爐中于1 350 ℃燒結2 h，然后進行1 200 ℃等溫鍛造，總變形量為80%。鍛造樣分別在1 300，1 350，1 400和1 450 ℃ 4個溫度點熱處理1 h、空冷，將上述樣品在700 ℃退火1 h、空冷。

表1 鐵基合金粉末的化學成分Table 1 Compositions of iron-based powder w/%

將鍛造樣、熱處理樣以及退火樣置于德國LEICA公司的MEF3A金相顯微鏡上進行顯微組織觀察，腐蝕劑為FeCl3酒精溶液。采用JM-6360LV掃描電子顯微鏡觀察試樣的顯微組織形貌，同時，用EDAX公司的能譜分析儀對部分區域進行能譜分析，采用D8-Advance型全自動X線衍射儀進行物相分析，試樣的硬度用洛氏硬度(HRC)表示，每個試樣測量 3～5個點，然后取平均值。

2 試驗結果

2.1 顯微組織

圖1所示為鍛造態粉末冶金鐵基合金的顯微組織及成分分析。從圖 1(a)可以看出：顆粒邊界由原來的霧化粉末的球形邊界轉變成多邊形，部分原始顆粒界面消失，顆粒內部的晶粒尺寸小，發生了明顯的塑性變形，且存在定向排列趨勢；在鍛造的過程中，已經開始發生再結晶，所形成的再結晶晶核較少，再結晶不完全。對鍛造樣進行成分分析(圖 1(b)和(c))，發現晶界A和晶粒內部B這2點處有第二相析出，析出相成分主要為Ti，Y和O。

圖1 鍛造樣品的顯微組織及成分分析Fig.1 Microstructure and composition analysis of hot-forging samples

圖2 熱處理樣品的顯微組織Fig.2 Microstructures of samples heat treated at different temperatures

在不同熱處理溫度下所獲得的顯微組織如圖2所示。圖2(a)所示是退火溫度為1 300 ℃時的顯微組織，其發生了再結晶，晶粒尺寸小。隨著熱處理溫度的提高，再結晶晶粒變化不明顯。對熱處理態樣品的晶界和晶內進行成分分析，未發現明顯的成分差異，鍛造樣品晶界處的Ti-Y-O相經過高溫退火后無法觀察到。

熱處理樣品(熱處理溫度為1 300 ℃)在700 ℃退火1 h的顯微組織如圖3所示，可見：樣品晶粒細小、均勻，晶粒尺寸為5～10 μm，熱處理樣品經低溫退火后沒有發生明顯的長大。對退火樣品進行成分分析，發現晶界和晶內均出現Ti-Y-O析出相，且分布均勻。

圖3 于700 ℃退火時樣品的顯微組織Fig.3 Microstructure of sample annealed at 700 ℃

2.2 物相分析

鐵基合金鍛造樣品、1 300 ℃高溫退火樣品和低溫退火樣品的相成分分析結果如圖4所示。可見：鍛造樣品、高溫退火樣品和低溫退火樣品的相組成基本相同，只是低溫退火樣品和高溫退火樣品的衍射峰相對鍛造樣品的衍射峰向右發生偏移，衍射峰強度也逐漸提高。

圖4 不同樣品的XRD譜Fig.4 XRD patterns of different samples

2.3 力學性能

鐵基合金鍛造態洛氏硬度為27.6，鐵基合金經不同溫度退火后的洛氏硬度如圖5所示。可見：熱處理溫度為1 300 ℃時材料的硬度最高為54.8；隨著退火溫度的升高，洛氏硬度下降；在1 450 ℃時，鐵基合金的洛氏硬度為34.3，但均高于鍛造態材料的洛氏硬度。將高溫退火合金進行低溫退火，低溫退火合金的洛氏硬度比原高溫退火后的洛氏硬度低，且其洛氏硬度基本一致，變化不大。

圖5 鐵基合金經不同溫度退火后的硬度Fig.5 Hardness of Fe-based alloy annealed at different temperatures

3 分析與討論

鐵基合金在熱鍛過程中，主要受孔隙變形、晶體塑性變形、顆粒間位移和變形等因素的影響[12]。熱鍛開始時，在輕微的變形破壞、壓制燒結過程中，樣品內形成的部分顆粒間聯結，隨著變形程度的增大，顆粒間晶界很容易產生滑移和塑性流動區域，宏觀塑性流動使顆粒間接觸面增大，聯結增強，從而阻礙顆粒晶界的相對移動、轉動和變形，由原始霧化粉末顆粒近球形變形為多邊形，在原孔隙周圍形成較小的孔隙，小孔隙又變成更小的孔隙，鍛造坯的致密度提高，硬度提高。

將鍛造樣進行高溫退火，使形變晶粒重新結晶為均勻的等軸晶，消除形變強化和局部殘余應力，既可使鐵素體晶粒細化，又便于成分均勻化。在鍛造樣中，位于晶界處的 Ti-Y-O析出相隨溫度升高而固溶在晶內，使洛氏硬度提高。從圖2(a)的顯微組織可以看出：熱處理溫度1 300 ℃，晶粒發生了再結晶，且比較完全；隨著熱處理溫度的提高，鍛造樣坯的再結晶晶粒尺寸變化不明顯，洛氏硬度隨溫度的提高而降低。文獻[13-14]報道ODS鐵素體合金在700～800 ℃附近能夠抵抗再結晶軟化，當超過1 100 ℃時，屈服強度才開始大幅度下降。而在本實驗中觀察到：在超過1 300 ℃后硬度明顯下降，這一現象可以通過回復-再結晶行為來理解，即合金中的彌散相能夠通過對位錯的釘扎效應來延緩回復與再結晶的發生；當溫度進一步升高到1 300 ℃以上時，ODS合金中氧化物彌散相開始粗化，釘扎作用減弱，從而發生軟化。

高溫退火材料經700 ℃退火后，顯微組織變化不明顯，在熱處理狀態下彌散分布的第二相均勻分布在晶內和晶界處，洛氏硬度明顯下降。這是由于700 ℃時Cr在α-Fe中的固溶度較1 300 ℃時降低，隨著Cr固溶度的下降[15-16]，退火樣品的強度也有所降低。圖4所示結果也表明低溫退火后，衍射峰向右偏移。

衍射峰的寬化量與晶格畸變程度關系如下：

式中：ε為由晶格畸變引起的衍射峰寬化量；W為晶格畸變程度；θ為衍射角。

當1個Cr原子進入鐵素體晶格中后，就會使原來的原子間距發生變化，這種間距變化出現在這個異類原子位置或附近，即發生晶格畸變。這種晶格畸變的程度與異類原子Cr的加入量成正比。隨著晶格畸變的發生，衍射峰位偏離原來的位置。反之，根據 Fe-Cr相圖，高溫退火樣品在低溫退火后，當退火溫度為700 ℃時，Cr的固溶度下降，從原來的鐵素體晶格中析出，晶格常數變小，衍射角增大，從而導致衍射峰向右偏移。

4 結論

(1) 鐵基合金鍛造樣品經1 300～1 450 ℃高溫退火發生再結晶，細晶強化和第二相彌散強化共同作用下，強度明顯提高。

(2) 于1 300 ℃熱處理的樣品再結晶完全，晶粒細小，洛氏硬度最高；隨熱處理溫度的提高，由于強化相顆粒長大，導致洛氏硬度下降。

(3) 經低溫退火處理后，由于材料中Cr的固溶度降低，鐵基合金晶格常數變小，衍射角增大，衍射峰向右偏移，洛氏硬度下降。

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