权薛玲, 侯廷平, 张 东, 尹朝朝, Tsepelev Vladimir，吴开明

(1.武汉科技大学理学院，湖北 武汉，430065；2.武汉科技大学冶金工业过程系统科学湖北省重点实验室，湖北 武汉，430081；3.武汉科技大学省部共建耐火材料与冶金国家重点实验室，湖北 武汉，430081；4.武汉科技大学高性能钢铁材料及其应用省部共建协同创新中心，湖北 武汉，430081；5.俄罗斯乌拉尔联邦大学液态金属物理研究中心，乌拉尔联邦区 叶卡捷琳堡，620002)

低活化马氏体/铁素体钢由于具有良好的抗中子辐照性能、低活化特性以及相对成熟的工业生产基础，是未来核聚变示范堆和第一座商用核聚变电站的首选结构材料[1]。托卡马克装置是实现可控核聚变反应的主要器件[2]，其包层结构材料需在高温(325～550 ℃)和强磁场(2.2～6.5 T)条件下服役[3]。W具有熔点高、热导率高、蒸汽压低、膨胀率低、物理溅射系数低和氢及其同位素滞留量低等优点，是该类结构钢中主要的合金元素之一[4]。另外，磁场作为影响材料相变的重要因素之一[5]，Fe基低活化马氏体钢会对强磁场产生强烈响应，进而影响包层结构材料的性能。

目前，关于强磁场作用下Fe基合金中马氏体转变行为已有大量研究报道[6-10]，结果发现，磁场可明显提高马氏体转变开始温度，增加马氏体转变量[6-8]。Titenko等[9]研究了强磁场作用下时效处理对Cu-Al-Mn钢马氏体转变行为的影响，结果显示，磁场使得纳米级析出相沿磁场方向生长并诱导马氏体转变。

另一方面，由于组织应力和热应力作用，钢铁材料发生马氏体相变时会产生大量位错，位错密度约在1014～1015m-2范围[11-12]，位错密度可以通过TEM、EBSD和XRD等测试手段得到。Wu等[13]通过TEM分析，发现Fe-0.1C-9.63Cr钢在700 ℃回火过程中施加12 T强磁场时，钢中位错密度增大。Hou等[14]利用EBSD测定了Cr4Mo4V钢在不同强度脉冲磁场作用下的位错密度，结果显示，在1.0、1.3 T等低强度磁场作用下，钢中位错密度较小，而在2.0、2.5 T等较强磁场作用下，钢中位错密度相对较高。通过TEM和EBSD手段得到的位错密度会受到选区等因素影响，而对于非均质系统，利用XRD得到位错密度的宏观平均值会更加准确[15]。修正Williamson-Hall法是由Ungr等[16]在传统Williamson-Hall法[17]的基础上提出的利用XRD技术计算材料位错密度的方法，目前已广泛应用于各类金属材料位错密度的计算[18-20]，但迄今为止的研究中，尚未考虑到磁场因素的影响。

为此，本文通过SEM、TEM、XRD等手段，研究了在有、无强磁场作用下低温回火Fe-0.1C-2W钢中微观组织(马氏体、位错以及碳化物)演变，并分析了位错密度变化规律，同时将磁场因素引入修正Williamson-Hall方法，对钢中位错密度进行理论计算，从热力学角度探讨了回火过程中碳化物的析出规律，分析了强磁场促进马氏体回复的原因。

1 实验和理论计算

1.1 材料制备及表征方法

试验钢冶炼在50 kg真空感应炉中进行，随后将铸锭热锻成棒材，其化学成分如表1所示。将棒材于1200 ℃下保温48 h进行均匀化处理后，加工成7 cm×7 cm×10 cm的试样。将试样加热至950 ℃保温30 min，之后迅速置于冰盐水中淬火，获得淬火态试样(标记为Q)。借助附带JMTD-12T100型超导强磁场系统的真空加热炉，分别在0 T和12 T强磁场条件下对淬火态试样进行回火处理，条件为200 ℃×2 h，得到淬火-回火试样和淬火-强磁场回火试样，依次标记为QT和M-QT。

表1 试验钢的化学成分(wB/%)

热处理试样经过磨抛、侵蚀(4%的硝酸酒精)处理后，采用Olympus BM51型光学显微镜和Nova 400 Nano型场发射扫描电镜观察其组织形貌；利用线切割手段得到厚度为0.5 mm的薄片样品，经机械研磨至60 μm打磨后用离子减薄至穿孔，用JEM-2100F型透射电镜对组织形貌、位错和碳化物分布进行表征；采用THV-1MD型维氏硬度仪测定试样的显微硬度，载荷为0.1 kg，加载时间为10 s；采用SmartLab SE型X射线衍射仪对钢中位错密度进行定量分析，扫描角2θ范围为30°～120°，扫描步长为0.01°，采用Cu靶，入射束波长为0.154 059 nm，工作电压为30 kV，工作电流为50 mA。

1.2 修正的Williamson-Hall法及其扩展方程

假设应变完全由位错引起，基于各XRD衍射峰的半高宽，可利用修正后Williamson-Hall法[16]近似计算材料的位错密度，即：

(1)

(2)

(3)

q=a[1-exp(-Ai/b)]+cAi+d

(4)

ΔK(B)=ΔKexp(B)-ΔKinstru

(5)

2 结果与分析

图1所示为不同工艺热处理后Fe-0.1C-2W钢的微观组织。由图1可见，试验钢淬火态组织为铁素体+板条马氏体，并且马氏体板条上有少量碳化物；经200 ℃回火2 h处理后，QT试样组织为铁素体+回火马氏体，同时在回火马氏体板条中发现大量弥散分布的碳化物；施加12 T强磁场回火处理的M-QT试样中，马氏体板条界呈现不连续分布的特点，与QT试样相比，M-QT试样中马氏体板条有一定程度的分解，板条上碳化物数量增多。

(a)Q试样，OM (b)Q试样，SEM

图2所示为不同工艺热处理后Fe-0.1C-2W钢的TEM照片及选区电子衍射图。由图2(a)和图2(b)可见，Fe-0.1C-2W钢淬火态组织为板条马氏体，位错密度较高，试样中未观察到碳化物析出相；由图2(c)～图2(f)可知，QT试样马氏体板条位错密度仍相对较高，这与回火温度低有关，外加12 T强磁场后，M-QT试样马氏体板条位错密度相对较低，同时该试样中马氏体板条合并，板条间亚晶界逐渐消失，马氏体板条变宽甚至分解；结合选区电子衍射分析可知，QT和M-QT试样中弥散分布的析出相均为Fe3C。对于薄膜样品，碳化物析出相的体积分数Vv为[23]：

(6)

另外，从QT和M-QT试样的选区TEM照片中各选10张来统计Fe3C碳化物的数量，计算得到QT和M-QT试样中Fe3C数密度平均值分别为(1.13±0.02)×106、(1.64±0.05)×106个/mm2。由此可见，相比于回火态组织，施加12 T强磁场处理后，Fe-0.1C-2W钢中碳化物析出相数量增多，马氏体板条中位错密度下降，马氏体板条开始分解。

对不同工艺热处理后Fe-0.1C-2W钢中铁素体和马氏体的显微硬度进行测定，得到Q和QT试样中铁素体显微硬度HV0.1分别为228±2和232±3，马氏体显微硬度HV0.1分别为330±5和331±10，两种条件下各相显微硬度差异不明显；而M-QT试样中铁素体、马氏体显微硬度HV0.1分别为186±4和226±3，相比于QT试样，M-QT试样中两相的显微硬度均有所下降。

(a)Q试样，低倍TEM (b)Q试样，高倍TEM

不同工艺热处理后Fe-0.1C-2W钢的XRD图谱如图3(a)所示。由图3(a)可见，各试样的衍射峰均为(110)、(200)、(211)、(220)、(310)，均是马氏体的特征峰；另外，XRD图谱中峰位变化由Lorentz拟合获得[19]，施加12 T强磁场后，各衍射峰均向右移。为便于观察，以(110)衍射峰为例，其单峰放大图如图3(b)所示，峰位所对应的2θ关系为：Q

a=a0±Δa=a0±bf(θ)

(7)

式中：a0为晶格常数精确值，a为晶格常数实测值，Δa为系统误差，f(θ)为Nelson外推函数，可表示为：

(8)

式中：θ表示各峰位的衍射角，当θ=90°时，Δa=bf(θ)=0，系统误差为0，即可得到材料精确的晶格常数。

(a)XRD 图谱 (b)(110)单峰放大图

基于XRD图谱，利用上述外推法对各试样晶格常数a进行拟合，如图4(a)所示，得到Q、QT、M-QT试样a值依次为0.28704±0.00000483、0.28700±0.0000193、0.28695±0.0000175 nm，并且晶格常数随着f(θ)的增大而增大。不同热处理工艺得到试样的拟合关系(f(θ)-a)趋于平行，但M-QT试样的晶格常数始终低于其他两试样的相应值，表明强磁场作用会导致试验钢晶格常数减小。

(a)晶格常数 (b)位错密度

3 讨论

位错作为钢铁材料中的线缺陷，其形核、增殖和运动对材料力学性能有着重要影响[26]。相比于淬火试样，Fe-0.1C-2W钢在200 ℃等温回火2 h后，位错密度由(2.403±0.079)×1014m-2降至(2.115±0.011)×1014m-2，这是由于回火过程中原子活动能力增强，位错开始运动，同一滑移面上的异号位错相互吸引最终抵消，导致位错密度降低[27]。在回火过程中施加12 T强磁场，钢中位错密度进一步降低,这是因为外加磁场导致位错钉扎区的能量改变，加速成键电子对从单重激发态转变成三重激发态，使共价键更易断裂[14]，导致原子迁移率增大，并促进了与原子迁移相关的过程[20]，因此，空位或杂质原子的迁移率增大，使得在原始应力场下就可能发生位错脱钉并导致位错运动[14]。同时，回火过程中，C原子易在位错区偏聚形成柯氏气团，对位错进行钉扎[28-29]，施加强磁场后，Fe3C析出数量增加，抑制柯氏气团的形成，减弱柯氏气团对位错运动的钉扎作用[28]，导致钢中位错密度降低。

Fe-0.1C-2W钢在200 ℃有/无磁场下等温回火2 h后，Fe3C析出数密度增加，类似结果也发生在含Mo合金钢中[30]。含Mo合金钢在低温200 ℃回火并施加12 T强磁场时，M2C型碳化物面积分数大大增加，磁场促进了M2C碳化物的析出。基于经典形核理论[31]，磁场作用下Fe3C形核率计算式为[32]：

(9)

(10)

式中：C为常数，σ为碳化物与基体之间的界面能，ΔGV代表化学自由能改变量，ΔGM代表磁自由能的改变量(ΔGM=GM(T,B)-GM(T,0))，两者均为负值[33]。

4 结论

(1)在回火过程中施加12 T强磁场处理后，Fe-0.1C-2W钢组织为回火马氏体和铁素体，相比于未施加外磁场的回火组织，钢中马氏体板条发生回复，Fe3C碳化物析出数量增多，其数密度由(1.13±0.02)×106个/mm-2增加至(1.64±0.05)×10-6个/mm-2。该过程的热力学机制为：强磁场作用影响了Fe3C的磁自由能改变量，碳化物形核势垒降低，使得Fe3C形核率增加，进而促进了合金碳化物Fe3C的析出。

(2)将磁场因素引入修正的Williamson-Hall法中，理论计算得到，无磁场和施加12 T强磁场回火处理后，钢基体位错密度依次为(2.115±0.011)×1014、(1.125±0.007)×1014m-2，强磁场作用显著降低了钢位错密度，这是由于强磁场对基体中原子迁移起到促进作用，同时也削弱了柯氏气团对位错的钉扎。

(3)基于XRD图谱结合外推法，拟合得到无磁场和12 T强磁场回火处理后Fe-0.1C-2W钢基体的晶格常数a依次为0.28700±0.0000193、0.28695±0.0000175 nm，表明强磁场作用会导致试验钢晶格常数减小。