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user: 3. 结果与讨论 图1(a)和图2(a)分别显示了热时效后18Cr-5Al ODS钢和18Cr-7Al ODS钢中纳米氧化物的接近“双束 图1. (a) 热时效后18Cr-5Al ODS钢的TEM明场像，(b) EFTEM分析区域的TEM明场像，厚度为32.52 nm，(c) Cr M 2，3 EFTEM元素图，(d) Cr L 2，3 EFTEM元素图 图2. (a) 热时效后18Cr-7Al ODS钢的TEM明场像，(b) EFTEM分析区域的TEM明场像，厚度为30.41 nm，(c) Cr M 2，3 EFTEM元素图，(d) Cr L 2，3 EFTEM元素图 动力学条件”的明场像。图1(a)中有若干相对较大的粒子和许多相当小的纳米氧化物。图1(a)右上部的相对较大的粒子上附着的形状不规则的明亮衬度显示加工制备过程中形成的Ar气泡，这是因为机械合金化是在Ar保护气氛中进行的。图1(b)的右下部的出现氧化物团聚，该现象是偶然发现的，实际上非常少见。 图1(a)和图1(b)及图2(a)和图2(b)均为利用相位衬度机制的离焦像，不仅显示较稀疏分布的尺寸较大纳米氧化物，还显示密集分布的超细α′相粒子。由图1(b)及图2(a)和图2(b)可见，热时效后18Cr-5Al ODS钢和18Cr-7Al ODS钢中存在许多具有核–壳结构的粒子，其特征如下：相对于超细粒子而言，尺寸较大的粒子容易具有核–壳结构；即使对于尺寸较大的粒子，有的具有核–壳结构，而有的则不具有核–壳结构。没有核–壳结构的超细粒子可能是纳米氧化物，也可能是α′相，这需利用原子探针形貌学技术 [ 62 ]澄清。 图1(c)和图1(d)分别显示热时效后18Cr-5Al ODS钢中图1(b)所示区域的Cr M 2，3 “跃比图”和Cr L 2，3 “定量元素分布图”。图2(c)和图2(d)分别显示热时效后18Cr-7Al ODS钢中图2(b)所示区域的Cr M 2，3 “跃比图”和Cr L 2，3 “定量元素分布图”。在上述所有EFTEM图像中，明亮衬度表示此处Cr元素富集。显然，由图1(c)和图1(d)及图2(c)和图2(d)可见，热时效后18Cr-5Al ODS钢和18Cr-7Al ODS钢中Cr元素分布并不均匀，形成大量α′相粒子，这意味着两种Al添加高铬ODS钢在475℃经9000 h热时效后发生了显著的Fe-Cr相分离。 在475℃经9000 h热时效后，18Cr-5Al ODS钢中发生了显著的α→α + α′相分离行为。这意味着Cr含量为16.78 wt.%时，4.46 wt.%的Al不足以抑制Fe-Cr-Al ODS钢的Fe-Cr相分离行为。参考文献 [ 39 ]的图5所示的Fe-Cr-Al三元合金相图显示：18Cr-5Al ODS钢能发生Fe-Cr相分离而形成α′相。这与本研究结果一致。 在475℃经9000 h热时效后，18Cr-7Al ODS钢中发生了显著的α→α + α′相分离行为。这意味着当Cr含量为16.73 wt.%时，6.28 wt.% Al仍不足以抑制Fe-Cr-Al ODS钢的Fe-Cr相分离行为。然而，根据参考文献 [ 39 ]的图5所示的Fe-Cr-Al三元合金相图推断：18Cr-7Al ODS钢中不会发生Fe-Cr相分离行为而形成α′相。Han等 [ 39 ]研究发现，在475℃经9000 h时效后，18Cr-7Al ODS钢出现了显著的热时效硬化现象，他们据此推测：在475℃经9000 h热时效后，18Cr-7Al ODS钢中会发生Fe-Cr相分离行为而形成α′相。本研究结果证实了其推测。在475℃经9000 h热时效后18Cr-7Al ODS钢中形成了大量的颗粒状α′相(见图2(c)和图2(d))，这在一定程度上解释了18Cr-7Al ODS钢的显著的热时效硬化现象(见文献 [ 39 ]中的图2(c)和图3(b))。 在等温热时效的18Cr-5Al ODS钢和18Cr-7Al ODS钢的上述EFTEM图像(图1(c)和图1(d)及图2(c)和图2(d))中，出现一些“暗衬度”区域，表示这些区域的Cr的浓度显著低于其它区域。通过对比图1(b)和图1(d)以及图2(b)和图2(c)与图2(d)的衬度特征可知，这些Cr含量低的区域即为尺寸较大的氧化物粒子所在的位置。 前已述及，在等温热时效的18Cr-5Al ODS钢和18Cr-7Al ODS钢中出现许多有核–壳结构的粒子(图1(b)及图2(a)和(b))。18Cr-5Al ODS钢在475℃经5000h热时效出现核–壳结构粒子的现象曾被报道 [ 39 ]。由图1(d)、图2(c)与图2(d)以及参考文献 [ 39 ]中的图4(b)可见，核–壳结构的粒子是由周围的富Cr的“壳”和中心的贫Cr的氧化物“核”组成的。对于未进行热时效处理的18Cr-5Al ODS钢和18Cr-7Al ODS钢，虽拍摄大量利用相位衬度机制的离焦像，也未发现核–壳结构，这意味着核–壳结构是在475℃经长期热时效形成的。 图3(a)和图3(b)以及图4(a)显示了热时效后18Cr-9Al ODS钢中纳米氧化物的接近“双束动力学条件”的明场像。可见18Cr-9Al ODS钢的基体中有若干尺寸较大的粒子及许多尺寸相当小的纳米氧化物。图3(a)和图3(b)的上部及右上部及图4(a)的左上部的较大纳米氧化物上附着的形状不规则的明亮衬度显示加工制备过程中形成的Ar气泡，这同样是因为机械合金化是在Ar保护气氛中进行的。虽拍摄了大量利用相位衬度机制的离焦像，也未探测到有核–壳结构粒子的存在。 图3(c)和图3(d)分别显示热时效后18Cr-9Al ODS钢中图3(b)所示区域的Cr M 2，3 “跃比图”和Cr L 2，3 “定量元素分布图”。图4(b)显示热时效后18Cr-9Al ODS钢中图4(a)所示区域的Cr M 2，3 “跃比图”。显然，由图3(c)和图3(d)以及图4(b)可见，热时效后18Cr-9Al ODS钢中Cr元素分布均匀，并未形成α′相，这意味着这种Al添加高铬ODS钢在475℃经9000 h热时效后未发生Fe-Cr相分离。这表明当Cr含量为16.84 wt.%时，8.16 wt. % Al足以抑制Al添加高铬ODS钢中的α→α + α′相分离行为。图3(a)和(b)以及图4(a)显示的粒子全部为纳米氧化物。 在等温热时效的18Cr-9Al ODS钢的EFTEM图像(图3(c)和图3(d)以及图4(b))中，出现一些“暗衬度”区域，表示这些区域的Cr的浓度显著低于其它区域。通过对比图3(c)、图3(d)和图3(b)以及图4(a)和图4(b)的衬度特征可知，这些Cr含量低的区域即为尺寸较大的氧化物粒子所在的位置。 在475℃经9000 h热时效后，未发生α→α + α′相分离的18Cr-9Al ODS钢中未探测到具有核–壳结构的粒子的存在；而发生相分离的18Cr-5AlODS钢和18Cr-7Al ODS钢中发现了大量的具有核–壳结构的粒子。可以推断这种核–壳结构的形成与Fe-Cr相分离行为密切相关。由于核–壳结构粒子是由纳米氧 图3. (a) 热时效后18Cr-9Al ODS钢的TEM明场像，(b) EFTEM分析区域的TEM明场像，厚度为30.73 nm，(c) Cr M 2，3 EFTEM元素图，(d) Cr L 2，3 EFTEM元素图 图4. (a) EFTEM表征区域的TEM明场像，厚度为46.20 nm，(b) Cr M 2，3 EFTEM元素图 化物内核 + 富Cr外壳组成的，这意味着在长期热时效发生相分离的过程中Cr元素由铁素体钢基体扩散至氧化物/基体的异质界面处。 由图1(b)及图2(a)和图2(b)可见，热时效后18Cr-5Al ODS钢和18Cr-7Al ODS钢中只有一部分粒子具有核–壳结构；凡是具有核–壳结构的粒子，其尺寸均较大，而超细粒子呈现核–壳结构的倾向性较小；即使较大的粒子，有些呈现核–壳结构，有些则没有核–壳结构。这意味着Cr元素自基体向氧化物/基体的异质界面扩散的行为以及随后在异质界面处附着的行为可能与纳米氧化物的尺寸及基体/氧化物界面结构(如“共格性”、晶格错配度和错配应变等)有关。