擠扭變形對低活化馬氏體鋼組織及蠕變性能的影響

李 萍，王亞軍，代記仁，田文春，薛克敏

(合肥工業大學 材料科學與工程學院，安徽 合肥 230009)

核聚變能具有資源豐富、無碳排放和清潔安全等突出優點，是人類未來理想的清潔能源之一，可為實現碳中和作出重要貢獻[1-3]。聚變堆包層是實現氚燃料增殖、能量轉換及輸出的關鍵部件，包層結構材料長期在高溫高壓、等離子體輻照等惡劣的環境下服役，這對包層結構材料的選擇提出了重大挑戰。低活化馬氏體鋼因其組織特征而具有優異的蠕變性能，其設計服役溫度范圍為250～550 ℃，被廣泛用作聚變堆包層第一壁材料[4]。通常采用正火和高溫回火來獲得回火馬氏體組織，M23C6相和MX相是低活化馬氏體鋼高溫回火后的主要析出相，對低活化馬氏體鋼的高溫組織穩定性有重要作用[5]。未來核聚變堆將在更高溫度下安全、長期運行，如何提高低活化馬氏體鋼的高溫蠕變強度是材料發展的重要課題。

大量研究表明，通過大塑性變形(SPD)方法可有效提升材料的力學性能[6-7]。許多研究人員通過等徑角擠壓(ECAP)[8-9]、高壓扭轉(HPT)[10]、冷旋鍛[11]等SPD方法來調整低活化鐵素體/馬氏體鋼的微觀組織，進而提高其力學性能。研究發現，低活化鐵素體/馬氏體鋼在SPD過程中，馬氏體板條被細化成位錯胞和亞晶粒，碳化物得到有效細化且彌散程度得到提高[12-14]。值得注意的是，與粗晶材料相比，SPD制備的細晶鐵素體/馬氏體鋼也表現出更優異的高溫蠕變性能和抗輻照性能。盡管通過SPD能有效改善其性能，但也存在一些不可避免的問題，如等徑角擠壓過程中存在高偏心載荷，易導致沖頭斷裂，模具磨損大；高壓扭轉變形難以制備大尺寸試樣，很難將其應用于大規模生產。與傳統SPD工藝相比，擠扭變形(TE)工藝產生的應變量相對較大，變形過程中材料的流動呈渦旋狀，能有效細化晶粒尺寸[15-16]。同時擠扭變形工藝克服了高壓扭轉工藝難以制備大尺寸試樣的缺點，也克服了等徑角擠壓工藝高偏心載荷等缺點。因此，擠扭變形工藝具有細化低活化馬氏體鋼碳化物尺寸及改善其分布，進而提高其高溫蠕變性能的潛力。基于此，本文擬采用金相顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM)等方法研究擠扭變形前后低活化馬氏體鋼的微觀組織。并對擠扭變形試樣進行高溫蠕變性能測試，分析高溫蠕變行為和蠕變強化機理，以期為低活化馬氏體鋼SPD改性提供一定的理論依據。

1 方法

1.1 試驗材料

1.2 擠扭變形試樣制備

將熱處理后的板材按如下過程進行擠扭變形：1) 用BMG-HP45CNC電火花線切割機將熱處理后的板材切割成φ24 mm×60 mm的圓棒狀試樣；2) 用加熱線圈將模具加熱到400 ℃，保溫30 min，同時將第1步切割的圓棒狀試樣用井氏爐加熱到600 ℃，保溫30 min，此為未變形試樣；3) 將第2步所得試樣在630 t壓力機(設備型號YDZFEM-630T液壓機)上進行擠扭變形，擠扭變形過程如圖1a所示，擠扭模具由兩半模芯瓣合而成，模芯內徑為25 mm，正擠通道高度為5 mm，扭轉通道高度為16 mm，扭轉角為90°，擠扭變形過程中試樣橫截面的變化示于圖1b。從圖1b可知，在軸向壓力作用下，試樣通過正擠通道進入扭轉通道，試樣橫截面發生由1-1截面至5-5截面的變化過程。通過有限元模擬軟件Deform-3D得到正擠階段等效應變量為0.54，扭轉階段等效應變量為1.78。

a——擠扭模具；b——試樣橫截面變化

1.3 試樣的高溫拉伸蠕變

在擠扭變形試樣的中心沿軸線切取試樣，按GB/T 2039—2012加工標準蠕變試樣，標距為25 mm,直徑為5 mm。高溫拉伸蠕變試驗在CSS-3902系列電子蠕變試驗機上進行，蠕變溫度為550 ℃，蠕變應力取3個水平，分別為0.65σs、0.7σs、0.75σs，σs為高溫下試樣的屈服強度，總蠕變時間大于1 000 h。目前不同狀態的鋼材蠕變性能的比較多采用在相同溫度和應力條件下鋼材的蠕變性能[17]。但由于不同狀態的鋼材的屈服強度不同，該比較方法有一定的局限性。本文引入應力比(α)的概念，其定義為施加的應力(σ)與蠕變溫度下屈服強度(σs)的比[18]，即：

(1)

該比較方法在對比不同狀態鋼材的蠕變性能時，充分考慮到了不同狀態的鋼材屈服強度不同。

1.4 微觀組織表征

在蠕變變形后的試樣斷口3～5 mm處截取樣品，打磨拋光后采用腐蝕劑(1 g C6H3N3O7+5 mL HCL+100 mLC2H6O)腐蝕20 s，然后采用XJP-6A光學顯微鏡進行觀察。利用Tecnai G2F200場發射透射電子顯微鏡觀察變形前后的納米結構，利用Sigma500場發射掃描電鏡對蠕變斷裂試樣進行微觀組織觀察和斷口形貌分析，借鑒文獻[12,19-20]中統計析出相的方法，采用Image-Pro Plus軟件對高倍SEM圖像中M23C6相和MX相的尺寸、數量和面積進行統計，為盡可能減小統計誤差，每個樣品各統計10幅圖像，將統計得到的析出相粒子數之和與圖像面積之和的比定義為析出相的數密度，將統計得到的析出相面積之和與圖像面積之和的比定義為析出相的體積分數。

2 結果及分析

2.1 擠扭變形前后的組織演化

低活化馬氏體鋼變形前后的顯微組織示于圖2。從圖2a可看出，未變形試樣的晶界特征明顯，晶粒較為粗大。從圖2b可看出，未變形試樣原奧氏體晶界清晰可見，且沿原奧氏體晶界有許多析出相呈鏈狀分布，基體中也有許多細小彌散的析出相。對其進行EDS分析，結果示于圖3。由圖3可知，低活化馬氏體鋼基體中主要有兩種析出相：富Cr的M23C6相、富V的MX相。M23C6相的尺寸明顯大于MX相。從圖2c可看出，未變形試樣為典型的回火馬氏體組織，馬氏體板條的平均寬度約為340 nm，沿馬氏體板條界分布著長棒狀M23C6相，板條內部存在一定密度的位錯及少量細小的析出相。從圖2d可看出，變形試樣的晶粒出現了明顯的拉長和扭曲現象，晶粒發生了一定的變形。從圖2e可看出，變形試樣原奧氏體晶界形貌很難分辨，M23C6相斷續分布于基體中，且分布更加均勻，基體出現了明顯的扭曲特征，這是擠扭變形典型的特征形貌[15]。從圖2f可看出，變形試樣基體中的位錯密度明顯增加，形成了位錯纏結和高密度位錯墻，馬氏體板條被分割成大量的亞晶/位錯胞，亞晶/位錯胞的平均尺寸約為250 nm。

a、b、c——變形試樣；d、e、f——未變形試樣

a——EDS圖像；b—— M23C6相的EDS譜；c——MX相的EDS譜

借助圖像處理軟件統計得到擠扭變形前后M23C6相的尺寸分布直方圖，如圖4所示。從圖4可看出，未變形試樣中M23C6相尺寸主要分布范圍為125～150 nm，平均尺寸約為137 nm，其體積分數和數密度分別約為4.93%和9.91×106mm-2；變形試樣中M23C6相尺寸主要分布在90～120 nm之間，平均尺寸減小到約112 nm，其體積分數和數密度分別增大到約6.89%和2.19×107mm-2，表明擠扭變形后M23C6相得到細化。另外，統計得到未變形試樣中MX相平均尺寸約為35 nm，體積分數為0.67%，而擠扭變形后其平均尺寸減小為約18 nm，其體積分數為0.54%。這是由于在擠扭變形過程中，較大的塑性應變會導致位錯不斷向界面處運動，位錯在界面處產生塞積和纏結，進而形成位錯墻和位錯胞等高能缺陷，處于不穩定狀態。由于系統總的能量趨于最小化，位錯胞將轉變為亞晶，從而將馬氏體板條分成亞晶粒，高能位錯和亞晶界給碳化物的析出提供了有利的位置，基體內的析出相形成元素在這些位置上析出。此外，變形過程中馬氏體板條內部的析出相也會被位錯纏結。通常，板條內部孤立的析出相因為其滑移系有限，通常被認為是脆性的[11]。因此，當變形所產生的位錯與析出相的切應力高于其變形臨界應力時，析出相會發生變形，從而導致析出相在位錯切應力作用下破碎，使析出相細化的同時數密度增大。

1986年，我在山東師范大學教育系讀研究生時，就系統地研究了捷克教育家喬治·洛扎諾夫（Georgi Lozanov）的暗示教學法及蘇聯教育家沙塔洛夫的綱要信號圖示教學法。1990年下半年，我與山東省鄒平縣教研室和淄博市臨淄區教研室合作，首先在初中生物、歷史、地理、數學教學中推廣綱要信號圖示教學法，在中小學的語文、英語、數學教學中推廣暗示教學法，簡稱“兩種愉快教學法實驗”。

圖4 低活化馬氏體鋼變形前后M23C6相的尺寸分布Fig.4 Size distribution of M23C6 phase before and after deformation of low activation martensitic steel

2.2 擠扭變形前后的蠕變行為

低活化馬氏體鋼擠扭變形前后在不同高溫應力比α(0.65、0.7、0.75)下的蠕變曲線示于圖5，對圖5中的蠕變曲線作一級求導，得到相應的蠕變速率曲線，根據蠕變速率曲線的特征可將每條蠕變曲線的3個階段的分界進行標定，即認為蠕變速率曲線下降段為初始蠕變階段(階段Ⅰ)，蠕變速率曲線保持平穩段為穩態蠕變階段(階段Ⅱ)，蠕變速率迅速上升段為加速蠕變階段(階段Ⅲ)。需要指出的是，3個階段之間沒有明確的分界點，因此分界標定可能并不唯一。

從圖5a可看出，當高溫應力比為0.65時，擠扭變形試樣的穩態蠕變速率僅為1.20×10-5h-1，斷裂應變為22.90%，蠕變時間長達985.5 h，蠕變進行緩慢,顯示出良好的蠕變抗性。從圖5b可知，當高溫應力比為0.7時，擠扭變形試樣的穩態蠕變速率增大到1.56×10-4h-1，斷裂應變為25.76%，蠕變時間降為187 h。從圖5c可知，當高溫應力比增大到0.75時，穩態蠕變速率明顯增大，蠕變時間顯著縮短。由此可知，在相同蠕變溫度下，擠扭變形試樣的蠕變斷裂時間隨高溫應力比的增大而縮短。從圖5d可知，當高溫應力比為0.7時，未變形試樣的穩態蠕變速率為6.24×10-4h-1，斷裂應變為24.8%，蠕變時間為98.5 h。即在相同高溫應力比下，擠扭變形試樣的蠕變時間大于未變形試樣，穩態蠕變速率低于未變形試樣，且擠扭變形試樣的斷裂應變與未變形試樣相當。由此可知，擠扭變形試樣在高溫蠕變抗性增強的同時能保持良好的蠕變延性，擠扭變形對低活化馬氏體鋼的高溫蠕變性能有積極影響。

a——變形試樣，α=0.65；b——變形試樣，α=0.7；c——變形試樣，α=0.75；d——未變形試樣，α=0.7

2.3 蠕變后的顯微組織演化

低活化馬氏體鋼蠕變后的SEM圖像示于圖6。從圖6a可看出，未變形試樣在應力比為0.7時，蠕變后原奧氏體晶界清晰可見，M23C6相主要沿原奧氏體晶界分布，且尺寸和數量有所增加。從圖6c可看出，變形試樣在應力比為0.7時，蠕變后變形試樣晶界上的M23C6相數量和尺寸也有所增加，同時晶界上M23C6相的尺寸明顯大于晶內的M23C6相。與蠕變前的組織相比，短時蠕變后，兩種樣品的組織形貌均沒有明顯變化。從圖6d可看出，變形試樣在應力比為0.65時，蠕變后變形試樣中晶界上的M23C6相尺寸進一步增加，且觀察到少量蠕變孔洞。

a——未變形試樣，α=0.7；b——變形試樣，α=0.75；c——變形試樣α=0.7；d——變形試樣，α=0.65

低活化馬氏體鋼蠕變后的M23C6相尺寸分布示于圖7。研究[21-22]表明，MX相碳氮化物具有很高的熱穩定性，在短期的蠕變過程中不會發生明顯的粗化。因此，本研究中析出相的粗化分析主要集中于M23C6相。從圖7a可看出，未變形試樣在應力比為0.7時，蠕變后M23C6相平均尺寸約為146 nm，粗化率為6.6%，體積分數為5.32%。從圖7b可看出，變形試樣在應力比為0.7時，蠕變后M23C6相平均尺寸約為126 nm，粗化率為12.5%，體積分數為7.12%，即在相同高溫應力下，變形試樣短時蠕變后M23C6相的粗化率大于未變形試樣。從圖7c可看出，變形試樣在應力比為0.65時，長時間蠕變后，M23C6相平均尺寸增大到139 nm,粗化率為24.1%，體積分數僅為7.79%，表明變形試樣在長時間蠕變過程中，M23C6相并沒有發生明顯的粗化。

a——未變形試樣，α=0.7；b——變形試樣，α=0.7；c——變形試樣，α=0.65

通常，蠕變過程中M23C6相的生長主要受控于合金元素的擴散速率，而元素在晶界上的擴散速率高于晶內，位錯密度的增大也會加速元素的擴散[23]。在應力比為0.7的蠕變過程中，未變形試樣中的位錯密度較低，可供元素擴散的界面數量有限。同時，其界面上存在連續排列的M23C6相，可能會阻礙元素的沿晶擴散。因此，未變形試樣中M23C6相的沿晶長大速率相對較慢。而在變形試樣中，其晶界數量較多，位錯密度較大，能加速合金元素的擴散，且晶界上M23C6相呈斷續分布，M23C6相有足夠的生長空間，使得M23C6相沿晶界方向生長速度較快，因而短時蠕變后變形試樣中M23C6相的粗化率大于未變形試樣。但當應力比為0.65時，蠕變時間相對很長，隨著蠕變過程的進行，變形所引入的高密度位錯會發生大量湮滅，位錯加速元素擴散的作用顯著減弱，因而在長時間蠕變后，M23C6相沒有發生明顯粗化。

2.4 擠扭變形對蠕變應力指數的影響

研究表明,在金屬及合金的高溫蠕變過程中，穩態蠕變階段是主要變形階段，該階段持續時間最長且蠕變速率最小[24]。通過蠕變曲線的穩態蠕變階段可得到穩態蠕變速率εm，穩態蠕變速率一般為溫度和應力的函數，可用Norton公式[24]表示：

(2)

式中：A為與材料相關的常數；σ為施加的應力；n為應力指數；Q為蠕變激活能；R為摩爾氣體常數；T為蠕變溫度。

在溫度T恒定的情況下，應力指數n可用下式表示：

(3)

由式(3)可知，應力指數n即為曲線lnεm-lnσ的斜率。根據式(3)得到的lnεm-lnσ曲線如圖8所示。對該曲線擬合得到蠕變應力指數n=28.3，與表1[25-27]中未變形低活化馬氏體鋼的應力指數相比，變形后低活化馬氏體鋼的蠕變應力指數明顯增大。應力指數和蠕變機制密切相關，通常，晶界滑移和晶界擴散蠕變的應力指數為1～3，位錯蠕變的應力指數n為4～7[8-9,12]。當材料由析出相彌散強化時，應力指數n會顯著增大[28]。而本研究中擠扭變形試樣的蠕變應力指數明顯高于未變形試樣，主要原因是擠扭變形后試樣中析出相細化的同時分布更加均勻，使得晶界的穩定性增強和位錯運動的阻力增大，從而導致高的蠕變應力指數。

圖8 擠扭變形試樣的ln εm-ln σ曲線Fig.8 ln εm-ln σ curve of twist extrusion deformation specimen

表1 低活化馬氏體鋼的蠕變應力指數Table 1 Creep stress index of low activation martensitic steel

2.5 微觀組織變化對蠕變性能的影響

對于析出相和位錯強化的合金，蠕變變形行為與微觀組織的關系可通過引入閥值應力(σth)[11]來解釋：

(4)

式中：A為常數；D為擴散系數；E為彈性模量；b為伯格斯矢量；k為玻爾茲曼常數；σth為閥值應力；d為晶粒尺寸；p為反晶粒尺寸指數。

低活化馬氏體鋼中的位錯與析出相對閥值應力σth有重要影響，σth的增大能降低蠕變應力，從而起到強化作用[11]。由于鋼中的析出相尺寸和分布的不同，所起到的作用有所差異。M23C6相對界面的釘扎力PB[29]可表示為：

(5)

式中：γ為析出相與基體之間的界面能，γ取0.75 J/m2[30]；D為亞結構尺寸(本文中取由EBSD測得的亞晶尺寸)[31]；fb為M23C6相體積分數；d為M23C6相尺寸。

馬氏體板條內的MX相對位錯運動的阻力PZ可表示為[29]：

(6)

式中：f為MX相體積分數；d為MX相尺寸。

通過XRD測試得到未變形試樣中位錯密度約為2.37×1014m-2,變形后試樣中的位錯密度約為4.9×1014m-2[32]。位錯強化可用Bailey-Hirsch公式[20]表示：

σd=MαGbρ1/2

(7)

式中：M為泰勒系數；α為材料性能常數；G為剪切模量；ρ為位錯密度。在bcc結構Fe中，b=0.274 nm、G=59.7 GPa、αM=0.5。

根據式(5)～(7)計算得到未變形試樣中M23C6相對界面的釘扎力PB和MX相對位錯運動的阻力PZ分別為0.38 MPa和0.041 MPa，變形后PB和PZ分別增大到0.51 MPa和0.065 MPa，而變形前后位錯強化σd分別為165 MPa和237 MPa，可見位錯強化起主要作用，而位錯是通過與析出相發生交互作用而起到強化效應的。因此可合理推測，變形試樣中析出相的細化和位錯密度的增大有利于提升閥值應力σth，從而降低蠕變速率，起到強化作用。

2.6 擠扭變形對蠕變斷裂機理的影響

低活化馬氏體鋼擠扭塑性變形前后的蠕變斷口形貌示于圖9。由圖9可知，變形前后低活化馬氏體鋼蠕變斷口均有大量的韌窩，表現出典型的韌性斷裂特征。未變形試樣蠕變斷口韌窩直徑大且深，在較大的韌窩底部可發現碳化物。相比之下，變形試樣蠕變斷口上的韌窩細小、均勻，且深度較淺，韌窩數量更多。韌窩是由蠕變空洞的形核、長大、聚集直至斷裂造成的，而空洞通常在夾雜物及第二相粒子處形核，第二相的形狀、尺寸、分布對韌窩的尺寸和形狀有顯著的影響[33]。通常，當第二相質點的尺寸均一且基體金屬的塑性變形能力較強時，將生成更多的顯微空洞或通過剪切斷裂而連接，因此導致韌窩變小、變淺[34]。

a——未變形試樣，α=0.7；b——變形試樣，α=0.75；c——變形試樣，α=0.7；d——變形試樣，α=0.65

未變形試樣的原奧氏體晶界和馬氏體板條界被連續分布的鏈狀M23C6相所占據，起到強化奧氏體晶界的作用，但由于所施加的蠕變應力過高，鏈狀的M23C6相未能有效阻礙晶界的滑動，且各晶粒被鏈狀M23C6相束縛不易發生變形，嚴重破壞晶粒間變形的協調性，惡化蠕變試樣的塑性，因而蠕變斷口呈現出大且深的韌窩特征。而擠扭塑性變形改變了原材料析出相沿界面的鏈狀分布形態，變形試樣中析出相大多呈短棒狀斷續分布在晶界上，這種M23C6相分布形式在發揮強化晶界作用的同時并未破壞晶粒間的結合力，各晶粒之間的協調變形能力較好，能通過均勻的塑性變形共同分擔較大的變形量，使擠扭變形試樣在長時間蠕變過程中具有良好的持久塑性，因而其蠕變斷口呈現出韌窩細小均勻且深度較淺的特征。

3 結論

1) 擠扭變形對低活化馬氏體鋼的馬氏體板條和析出相有細化作用，平均寬度約為340 nm的馬氏體板條變形后被分割成約250 nm的亞晶/位錯胞，M23C6相和MX相平均尺寸分別從約137 nm和約35 nm減小到約112 nm和約18 nm，M23C6相體積分數和數密度從變形前的4.93%和9.91×106mm-2增大到變形后的6.89%和2.19×107mm-2，變形前沿界面鏈狀分布的M23C6相變形后呈斷續的短棒狀彌散分布于基體中。

2) 在應力比為0.7蠕變時，變形試樣的穩態蠕變速率(1.56×10-4h-1)低于未變形試樣(6.24×10-4h-1)，表明擠扭變形對低活化馬氏體鋼的高溫蠕變性能有積極影響；變形試樣的蠕變應力指數為28.3，蠕變斷口呈現出韌窩細小均勻且深度較淺的特征，變形試樣中析出相的細化和位錯密度的增大能引起蠕變速率的降低，起到強化作用。

3) 在應力比為0.7短時蠕變后，未變形試樣M23C6相平均尺寸約為146 nm，粗化率為6.6%，體積分數為5.32%；變形試樣M23C6相平均尺寸約為126 nm，粗化率為12.5%，體積分數為7.12%，即在相同高溫應力下，變形試樣短時蠕變后M23C6相的粗化率大于未變形試樣。在應力比為0.65長時蠕變后，變形試樣M23C6相平均尺寸增大到約139 nm，粗化率為24.1%，體積分數僅為7.79%，表明變形試樣在長時蠕變過程中，M23C6相沒有發生明顯的粗化。