Fe-Al/Al2O3阻氚涂層熱處理條件對HR-2不銹鋼力學性能影響

胡 立，張桂凱，向 鑫，楊飛龍，宋雅琪，唐 濤

中國工程物理研究院 材料研究所，四川 綿陽 621908

氚滲透控制直接決定了氘氚聚變堆的氚自持及環境放射性氚安全[1-2]，即使是在“不涉及放射性氚”的清潔氫能系統中，高溫條件下不加控制的氫滲透也會因氫同位素易燃、易爆而引發整個系統的非核安全問題[1, 3]。因此，防止聚變能/氫能系統中鋼結構材料的氫同位素滲透是國內外長期聯合攻關的關鍵技術問題之一。在鋼結構材料表面制備阻氚涂層是降低氚(氫)滲透最有效的技術途徑[1]之一。

有報道[12]表明低活性鐵素體/馬氏體鋼(RAFM鋼)在經過高溫熱處理之后，出現晶粒粗大化、組織不均勻、從而導致了力學性能下降的現象。因此，鑒于基體材料顯微組織及力學性能的服役要求，需要關注涂層熱處理過程對基體材料產生的影響。本工作擬采用氚系統典型的結構材料奧氏體HR-2不銹鋼，研究涂層制備工藝“基體滲鋁+熱氧化”法對HR-2不銹鋼基體顯微組織及力學性能的影響，為現行的涂層制備工藝對基體結構材料性能影響的評價提供依據和基礎數據。

1 試驗部分

1.1 試驗材料及儀器

本試驗所用HR-2不銹鋼取自500 mm×300 mm×20 mm的鍛板，由四川長鋼集團提供，其主要化學成分列于表1。

表1 HR-2不銹鋼的主要化學成分

SJG-12T型真空管式爐，洛陽神佳窯業有限公司；WDW-200型萬能力學拉伸試驗機，長春新特試驗機有限公司；BXFM型光學顯微鏡，Olympus公司；TIME6610M型顯微硬度計，北京時代之峰科技有限公司；TD-3500型X射線衍射儀(XRD)，遼寧丹東通達公司；FEI-Sirion 200型掃描電子顯微鏡(SEM)，荷蘭FEI公司。

1.2 試驗方法

采用真空管式爐對HR-2不銹鋼進行熱處理，為更好地反映HR-2不銹鋼基體力學性能，本試驗省去電鍍鋁環節，直接對原始試樣進行熱處理，且均在空氣中進行熱處理。按照“熱處理+選擇性氧化”工藝路線[7-10]，滲鋁工藝過程熱處理條件為750 ℃/4 h，隨爐冷卻。選擇性氧化工藝過程中，熱處理溫度為700 ℃時(γ-Al2O3生成溫度)[7-10]，熱處理時間分別為50、80、120、150 h，隨爐冷卻；熱處理溫度為980 ℃時(α-Al2O3生成溫度)[11]，熱處理時間分別為30、60、100、180 min，隨爐冷卻。

拉伸試驗按照GB/T 228.1-2010進行[13]，采用萬能拉伸試驗機進行力學性能測試，掃描電鏡觀察拉伸斷口形貌。采用顯微硬度計進行硬度測試，載荷為100 g，保載時間為11 s。將拋光后的金相試樣在草酸溶液中進行電化學腐蝕后，金相顯微鏡下進行表面微觀組織觀察。物相分析由X射線衍射儀進行。

2 結果與討論

2.1 700 ℃下HR-2不銹鋼顯微組織與力學性能

圖1為HR-2不銹鋼700 ℃下不同時間熱處理后的X射線衍射圖譜。如圖1所示，700 ℃熱處理溫度下，得到的HR-2不銹鋼XRD圖譜衍射峰位置與未經熱處理的原始試樣保持一致，只是其奧氏體相衍射面(1 1 1)γ、(2 0 0)γ、(2 2 0)γ的衍射峰峰強發生了變化。相結構仍然為γ相，說明相結構未發生轉變，試樣的主要組織仍然為奧氏體。這種單一的奧氏體組織保證了其高溫抗氧化性、優良的抗腐蝕及抗氫脆性能[14-16]。

圖1 HR-2不銹鋼700 ℃下不同時間熱處理后的X射線衍射圖譜

700 ℃、不同熱處理時間下的HR-2不銹鋼顯微組織示于圖2。如圖2所示，未經熱處理的原始試樣呈現單一的奧氏體組織，原始試樣的晶粒尺寸在25 μm左右。經過了50～150 h的熱處理后，晶粒尺寸相較于未經熱處理原始試樣明顯增大，達到45～50 μm，并且隨著熱處理時間的延長，存在晶粒團聚的現象，導致部分晶界的消失，晶粒變大。

圖2 HR-2不銹鋼在700 ℃下經不同熱處理時間后的顯微組織圖

未經熱處理的原始試樣晶界以及晶內組織均清晰可見，無任何第二相析出，而隨著熱處理時間的延長，在晶界處逐步出現了黑色析出物，表明已有第二相析出。通過對黑色析出物進行X射線能譜分析(EDS)(圖3)，可以確定這些黑色析出物為M23C6型析出物。

(a)——析出物SEM圖，(b)——析出物EDS譜圖

文獻[17]也報道了奧氏體不銹鋼存在敏化區間(450～900 ℃)，在此區間內，晶界處容易析出第二相M23C6型碳化物，析出的碳化物會導致不銹鋼的抗腐蝕性能下降。并且，隨著熱處理時間延長，析出的碳化物增多，這歸因于隨著熱處理時間的延長，溶質原子容易在晶界附近發生偏聚，為晶界處的形核提供能量，從而促進了第二相的大量析出[18-19]。當熱處理時間達到150 h后，黑色析出物減少，呈現向晶粒內部生長的趨勢。這主要歸因于碳化物在晶界處析出時，與晶界處高指數晶面側晶粒為共格關系，與另一面則為非共格關系，常態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長得更快[18]。

圖4為700 ℃、不同熱處理時間下的力學拉伸曲線。由圖4可知，試樣在拉伸過程中首先出現一段彈性階段，之后進入塑性階段，最后發生緊縮現象后斷裂。表2為相關力學性能參數。由表2可知，經過滲鋁熱處理后，試樣的抗拉強度有所增強。當熱處理時間從50 h延長至150 h時，抗拉強度的變化趨勢為先增大再減小，熱處理時間為80 h時，抗拉強度達到最大為623.53 MPa，熱處理時間達到150 h后，抗拉強度為616.47 MPa，相較于未經熱處理的原始試樣(618.85 MPa)，變化幅度為0.04%，表明試樣在700 ℃熱處理條件下，其抗拉強度幾乎不發生變化。

圖4 HR-2不銹鋼在700 ℃熱處理條件下的力學拉伸曲線

由表2可知，原始樣品的斷后伸長率為67.70%，經過滲鋁熱處理后，試樣的伸長率有所減小，隨后隨著氧化熱處理時間的延長(50～150 h)，伸長率先減小后增大，熱處理150 h后，伸長率為63.32%，下降了6.47%，與抗拉強度的變化趨勢相反。結合拉伸試樣的斷口形貌(圖5)可知，未經熱處理的原始試樣斷口形貌呈現韌窩狀，為韌性斷裂，韌窩數量越多表明其塑韌性越好，即伸長率越大(表2)。隨著熱處理時間的增長，開始出現少量的河流花樣，因此不銹鋼的塑韌性有所下降。在熱處理150 h后，試樣斷口形貌主要以韌窩為主，并存在極少量的河流花樣，表現為準解離斷裂，呈現出良好的塑韌性。

圖5 HR-2不銹鋼在700 ℃熱處理條件下拉伸試樣斷口形貌

表2 HR-2不銹鋼在700 ℃熱處理條件下的力學拉伸性能

圖6為700 ℃不同熱處理時間下HR-2不銹鋼的維氏硬度值。由圖6看出，隨著氧化熱處理時間從50 h延長至150 h，硬度值先增大后下降，變化趨勢與抗拉強度相似(表2)。熱處理時間達到150 h時，硬度值為213.34 HV，相較于未處理原始樣品的212.35 HV，提高了0.46%。結合抗拉強度及塑韌性，可以認為當熱處理溫度為700 ℃時，涂層制備工藝對基體力學性能幾乎沒有影響。

圖6 HR-2不銹鋼在700 ℃熱處理條件下硬度值

結合圖2可知，在700 ℃熱處理條件下，長時間服役將在晶界/晶內上析出碳化物，從而影響奧氏體不銹鋼性能。從表2可知，相較于滲鋁熱處理過程，基體經50 h氧化熱處理后，其抗拉強度下降，下降原因為晶粒長大(圖2)，從而使得抗拉性能降低，伸長率增大，硬度值降低。隨熱處理時間延長，碳化物在晶界析出，形成了第二相強化，此時的抗拉強度呈現上升趨勢，由于第二相的存在，也導致了硬度值變大(圖6)。而后隨著熱處理時間延長至150 h，碳化物不斷在晶界處聚集長大，這種碳化物的粗大化導致抗拉性能及硬度下降。

2.2 980 ℃下HR-2不銹鋼顯微組織與力學性能

圖7為HR-2不銹鋼在980 ℃下不同時間熱處理后的X射線衍射圖譜，與700 ℃熱處理溫度下相同，在980 ℃熱處理溫度下，奧氏體相結構未發生轉變，僅僅是衍射峰的峰強發生變化，且隨著熱處理時間的增加，峰強度增強。由此可見，HR-2不銹鋼屬于穩定的奧氏體不銹鋼，無論是高溫熱處理還是低溫熱處理，均可以保持單一的奧氏體組織。

圖7 HR-2不銹鋼在980 ℃下不同時間熱處理后的X射線衍射圖譜

圖8為HR-2不銹鋼在980 ℃下經不同熱處理時間后的顯微組織圖，隨著熱處理時間的增加，晶粒尺寸呈現小幅增大趨勢，這是由于熱處理時間較短，晶粒來不及長大，熱處理180 min后，平均晶粒尺寸為35 μm。從圖8中可以看到，在奧氏體組織中出現極少量的板條狀組織，結合XRD結果(圖7)可知，這些板條狀組織并非馬氏體組織，認為這些少量的板條狀組織為熱處理過程中出現的孿晶組織。而與700 ℃熱處理時大量析出碳化物不同，980 ℃熱處理條件下，晶界處的黑色碳化物析出相分布不連續，并且數量極少。可能是因為在980 ℃的熱處理條件下，溫度較高，有利于第二相析出物固溶進入奧氏體中[20]。

圖8 HR-2不銹鋼在980 ℃下經不同熱處理時間后的顯微組織圖

圖9為980 ℃熱處理溫度下HR-2不銹鋼不同熱處理時間下的拉伸試驗結果。由圖9可知，該熱處理條件下HR-2不銹鋼同樣發生了彈性階段、塑性階段及緊縮階段。其相關力學性能參數列于表3。由表3可知，抗拉強度隨著熱處理時間的增長呈現緩慢下降趨勢，抗拉強度由原始樣品的618.85 MPa下降至580.48 MPa(熱處理180 min后)，下降幅度為6.20%。

圖9 HR-2不銹鋼在980 ℃熱處理條件下的力學拉伸曲線

表3 HR-2不銹鋼在980 ℃熱處理條件下的力學拉伸性能

伸長率變化如表3所示，伸長率由67.70%(未經處理的原始試樣)上升至79.43%(熱處理180 min)，增加了17.32%，塑韌性明顯變好。結合斷口形貌圖(圖10)，可以發現不同于700 ℃熱處理溫度下斷口形貌出現少量河流花樣的現象，在980 ℃熱處理溫度下，斷口形貌一直為韌窩狀，同時還出現較為規整的等軸韌窩(熱處理時間為30 min及60 min)，且韌窩較深，從而在宏觀上體現出了優異的塑韌性。說明在980 ℃熱處理溫度下，其斷裂形式為標準的韌窩斷裂，具有優異的塑韌性。

圖10 HR-2不銹鋼在980 ℃熱處理條件下拉伸試樣斷口形貌

圖11為980 ℃熱處理條件下HR-2不銹鋼的維氏硬度值。由圖11可知，硬度值的變化趨勢與抗拉強度變化趨勢一致，經過高溫熱處理后，其硬度值由212.35 HV下降到了177.92 HV，下降了16.21%。

圖11 HR-2不銹鋼在980 ℃熱處理條件下的硬度值

結合力學性能變化趨勢(表3)及顯微組織(圖8)，認為在980 ℃高溫、短時間處理條件下，HR-2不銹鋼雖有極少量的碳化物析出物，但影響力學性能的主要原因來自于晶粒尺寸的變化，隨著熱處理時間的增加，晶粒尺寸逐步增大，從而導致了抗拉強度、硬度下降，而塑韌性明顯變好。

3 結 論

(1) 經700 ℃長時間熱處理后，HR-2不銹鋼保持奧氏體組織。隨著熱處理時間增加，晶界處析出碳化物，力學性能先上升后下降，變化幅度僅為0.04%，呈現良好的塑韌性。

(2) 經980 ℃短時間熱處理后，HR-2不銹鋼保持奧氏體組織。熱處理時間由30 min增加到180 min過程中，晶粒尺寸小幅增大，力學性能及硬度值均緩慢下降，塑韌性明顯變好。

(3) HR-2不銹鋼力學性能在經過熱處理之后變化不大，“基體滲鋁+熱氧化”法制備工藝對HR-2不銹鋼影響較小，經熱處理后的HR-2不銹鋼滿足力學性能設計指標。