熱處理溫度對新型馬氏體時效不銹鋼微觀組織和性能的影響

王飛云，金建軍，江志華，王曉震，胡春文

(中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095)

馬氏體時效不銹鋼是由低碳馬氏體相變強(qiáng)化和時效強(qiáng)化兩種強(qiáng)化效應(yīng)疊加的超高強(qiáng)度不銹鋼[1-2]，目前已用于飛機(jī)的襟翼導(dǎo)軌、縫翼導(dǎo)軌、傳動裝置以及引擎支架等航空關(guān)鍵構(gòu)件的制造[3-5]。高強(qiáng)度不銹鋼的熱處理工藝主要為固溶處理+冷處理+時效處理，固溶溫度和時效溫度對材料的微觀組織與力學(xué)性能的影響尤為重要[6-7]。目前針對高強(qiáng)度不銹鋼的熱處理工藝及微觀組織的研究工作主要集中于Custom 465等以Ti為主要強(qiáng)化元素的馬氏體時效不銹鋼以及PH13-8Mo等沉淀硬化不銹鋼。已有學(xué)者研究了時效溫度對Custom 465鋼性能和組織的影響，確定了時效過程中的析出相的種類以及析出相與基體的位向關(guān)系[8-10]。張良等[11]對PH13-8Mo鋼中不同時效溫度下析出相的種類及演變過程進(jìn)行了研究，結(jié)果表明析出相主要為NiAl相和Ni3Al相。Jiang等[12]對超高強(qiáng)度鋼中與基體完全共格的Ni(Al,Fe)顆粒的形貌、尺寸與精細(xì)結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征，發(fā)現(xiàn)極小的晶格錯配度與高密度的納米沉淀相是其獲得優(yōu)良力學(xué)性能的關(guān)鍵因素。強(qiáng)化元素種類和含量的差異，會造成析出相的類型、形貌和尺寸發(fā)生變化，從而影響材料的力學(xué)性能。

本課題組自主設(shè)計了一種以Al作為主要強(qiáng)化元素的新型馬氏體時效不銹鋼，克服了傳統(tǒng)強(qiáng)化元素Ti的弊端，降低了鋼材的熔煉難度。其綜合力學(xué)性能優(yōu)于國外同類鋼種，滿足了航空領(lǐng)域?qū)Ω弑葟?qiáng)度鋼的要求。本工作主要研究熱處理溫度對新型馬氏體時效不銹鋼微觀組織和力學(xué)性能的影響，確定最佳熱處理制度，探究時效過程中微觀組織的變化規(guī)律以及析出強(qiáng)化相的種類、形貌和顆粒尺寸，為該材料后續(xù)的研究與應(yīng)用工作提供一定的依據(jù)。

1 實驗材料與方法

實驗材料為課題組自主設(shè)計的新型馬氏體時效不銹鋼，采用真空感應(yīng)冶煉，化學(xué)成分見表1。鋼錠經(jīng)開坯鍛造成φ20mm棒材，根據(jù)GB/T 228-2002和GB/T 229-2007分別從棒材上截取φ10mm×50mm標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣和帶U型缺口的10mm×10mm×55mm的標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣。為探究固溶溫度和時效溫度對實驗鋼組織與力學(xué)性能的影響，熱處理制度為：(1)固溶溫度分別選取800,820,840℃和860℃，保溫0.5h，油冷，然后-70℃冷處理2h，空氣中回溫。時效溫度540℃，4h，空冷。(2)820℃固溶處理0.5h，油冷，然后-70℃冷處理2h，空氣中回溫。時效溫度分別選取不回火，300,400,500,520,540,560,580℃，保溫4h，空冷。

利用Instron 1196萬能試驗機(jī)對不同熱處理狀態(tài)的試樣進(jìn)行力學(xué)性能測試；采用FM-ARS9000型顯微硬度計測試顯微硬度，實驗載荷為4.9N，硬度值取5個點的硬度平均值；試樣經(jīng)硝酸水溶液電解腐蝕后使用Leica DMLM圖像儀觀察試樣的金相顯微組織形貌；采用JEM-2010透射電子顯微鏡對電解雙噴減薄的樣品進(jìn)行基體組織和析出相形貌的高倍觀察；根據(jù)電子衍射圖矩陣分析法[13-14]對得到的選區(qū)電子衍射花樣進(jìn)行標(biāo)定。

表1 實驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of tested steel (mass fraction/%)

2 結(jié)果與分析

2.1 固溶溫度對力學(xué)性能的影響

選取不同的溫度對試樣進(jìn)行固溶處理，經(jīng)-70℃冷處理2h+540℃時效處理4h后的力學(xué)性能如圖1所示。由圖1可知，實驗鋼在800～860℃范圍內(nèi)進(jìn)行固溶+冷處理+時效處理后，抗拉強(qiáng)度σb為1777～1876MPa，屈服強(qiáng)度σp0.2為1686～1762MPa。隨著固溶溫度的升高，σb小幅度增大，σp0.2在840℃時達(dá)到峰值后略有下降。這是因為隨著固溶溫度的提高，C及其他合金元素能夠充分固溶于面心立方的γ-Fe中，材料的奧氏體化過程更加充分，從而使其在時效處理后強(qiáng)度略有上升，但總體來說固溶溫度對強(qiáng)度水平的影響并不明顯。不同的固溶溫度對實驗鋼的塑性指標(biāo)影響不大，斷后伸長率δ5和斷面收縮率Ψ分別穩(wěn)定在13%和53%附近。當(dāng)固溶溫度較低時，合金元素的固溶過程并不充分且奧氏體化均勻性較差，因而材料韌性較低；當(dāng)固溶溫度過高時，奧氏體晶粒會長大粗化，同樣會降低材料的韌性。因而隨著固溶溫度的升高，實驗鋼的沖擊韌度aku先增大后減小，在820℃達(dá)到峰值后迅速減小。綜上所述，實驗鋼在820℃進(jìn)行固溶處理，能夠獲得良好的綜合力學(xué)性能。

圖1 固溶溫度對實驗鋼強(qiáng)度(a)與塑韌性(b)的影響Fig.1 Effect of solution temperature on strength (a) and toughness (b) of tested steel

2.2 固溶溫度對微觀組織的影響

圖2為實驗鋼在不同溫度下進(jìn)行固溶處理，經(jīng)-70℃冷處理2h+540℃時效處理4h后的光學(xué)顯微組織。圖2中顯示實驗鋼的基體組織為不同取向的馬氏體束和馬氏體板條。由于該鋼中添加了Nb元素，具有顯著細(xì)化材料組織的作用；同時固溶溫度較低，保溫時間較短，使得實驗鋼在固溶處理后能夠獲得分布均勻且十分細(xì)小的馬氏體組織，為材料獲得超高強(qiáng)度水平及良好的綜合力學(xué)性能提供了優(yōu)良的組織基礎(chǔ)。隨著固溶溫度的提高，馬氏體組織有逐漸粗化的趨勢，這也間接反映了母相奧氏體晶粒的長大。

圖2 不同固溶溫度下實驗鋼的顯微組織(a)800℃；(b)820℃；(c)840℃；(d)860℃Fig.2 Microstructures of tested steel at different solution temperatures(a)800℃；(b)820℃；(c)840℃；(d)860℃

圖3 不同固溶溫度下實驗鋼基體的TEM明場像(a)800℃；(b)820℃；(c)840℃；(d)860℃Fig.3 TEM bright field images of tested steel at different solution temperatures(a)800℃；(b)820℃；(c)840℃；(d)860℃

圖4 馬氏體板條邊界形貌(a)及選區(qū)電子衍射斑點(b)Fig.4 Morphology of martensite lath boundaries (a) and SAED pattern (b)

實驗鋼在540℃時效處理過程中，基體上會彌散析出B2型結(jié)構(gòu)的NiAl有序相。由于析出相細(xì)小彌散分布，因而在明場像中的觀察并不清晰。圖5為不同固溶溫度下NiAl析出相的TEM暗場像，可以看出NiAl析出相近似呈球狀顆粒，顆粒尺寸隨固溶溫度的變化并不明顯。本研究表明，當(dāng)時效溫度相同時，不同的固溶溫度對析出相的種類、分布、尺寸和取向并無顯著影響。有關(guān)析出相種類的確定以及和基體的位向關(guān)系將在2.4節(jié)中予以論述。馬氏體時效不銹鋼的強(qiáng)化機(jī)理主要是NiAl析出相的時效強(qiáng)化，因而固溶溫度對實驗鋼強(qiáng)度水平影響不大，這與圖1的實驗結(jié)果相符。

圖5 實驗鋼經(jīng)不同溫度固溶，540℃時效處理后NiAl析出相的TEM暗場像(a)820℃；(b)840℃；(c)860℃Fig.5 TEM dark field images of NiAl precipitated phase in tested steel at different solution temperatures and aged at 540℃(a)820℃；(b)840℃；(c)860℃

2.3 時效溫度對力學(xué)性能的影響

實驗鋼經(jīng)820℃固溶以及-70℃冷處理，在不同溫度下時效處理后的力學(xué)性能如圖6所示。由圖6可知，實驗鋼的σb和σp0.2隨著時效溫度的升高呈現(xiàn)先增后減的趨勢：在300℃以下時效處理時，強(qiáng)度增長較為緩慢；時效溫度超過300℃后，隨著溫度的升高，實驗鋼的強(qiáng)度迅速增大，并在520℃時達(dá)到峰值；當(dāng)時效溫度高于520℃時，σb和σp0.2隨著時效溫度的升高而下降。實驗鋼不經(jīng)過時效處理時的σb和σp0.2分別為1162MPa和869MPa；而在540℃時效處理4h后σb和σp0.2分別為1832MPa和1750MPa，兩者分別上升了57.7%和101.4%，因而時效強(qiáng)化是馬氏體時效不銹鋼最主要的強(qiáng)化機(jī)制。塑性指標(biāo)δ5和Ψ變化趨勢較為接近，時效溫度對二者的影響并不明顯。實驗鋼沖擊韌度(aku)隨溫度的變化趨勢與強(qiáng)度正好相反：時效溫度低于300℃時，aku緩慢下降；時效溫度超過300℃后，實驗鋼的aku急劇下降并在520℃時出現(xiàn)最低值；超過520℃進(jìn)行時效處理，aku又開始回升。顯微硬度隨時效溫度的變化趨勢與強(qiáng)度基本一致，即先增后減，在520℃時達(dá)到峰值，超過520℃后硬度迅速下降，發(fā)生了“過時效”現(xiàn)象。

圖6 時效溫度對實驗鋼強(qiáng)度(a)、塑韌性(b)與顯微硬度(c)的影響Fig.6 Effect of aging temperature on strength (a),toughness (b) and microhardness (c) of tested steel

2.4 時效溫度對微觀組織的影響

實驗鋼經(jīng)820℃固溶以及-70℃冷處理，不同溫度時效處理后的光學(xué)顯微組織如圖7所示。可以看到，時效后的基體組織主要是細(xì)小的板條馬氏體組織，時效溫度對馬氏體束的形態(tài)與尺寸影響不大。

圖8 實驗鋼經(jīng)820℃固溶，500℃時效處理后的奧氏體形貌(a)明場像;(b)暗場像;(c)選區(qū)電子衍射圖Fig.8 Austenite morphologies in tested steel after solution treatment at 820℃ and aging treatment at 500℃(a)bright field image;(b)dark field image;(c)SAED pattern

圖9 實驗鋼經(jīng)820℃固溶，580℃時效處理后的奧氏體形貌(a)明場像;(b)暗場像;(c)選區(qū)電子衍射圖Fig.9 Austenite morphologies in tested steel after solution treatment at 820℃ and aging treatment at 580℃(a)bright field image;(b)dark field image;(c)SAED pattern

實驗鋼在400℃以下進(jìn)行時效處理時，在TEM下未觀察到NiAl析出相的存在。有學(xué)者認(rèn)為時效初期發(fā)生了Ni,Al原子的偏聚現(xiàn)象[17-18]，形成了溶質(zhì)原子聚集區(qū)(GP區(qū))或過渡相。此時各元素濃度不符合NiAl的標(biāo)準(zhǔn)化學(xué)配比，即富NiAl團(tuán)簇處于亞穩(wěn)狀態(tài)。這一階段實驗鋼顯微硬度和強(qiáng)度的上升說明了NiAl析出相已經(jīng)開始形成，但由于尺寸小、數(shù)量少且形成分布并不均勻，因而無法獲得其衍射斑點。實驗鋼經(jīng)400℃時效處理后，便能夠在TEM暗場像中清晰地觀察到細(xì)小彌散的NiAl析出相(圖10(a))；隨著時效溫度的提高，NiAl析出相進(jìn)一步長大，呈近似球狀，顆粒尺寸大多在1～3nm之間(圖10(b),(c))。當(dāng)時效溫度為540℃時，NiAl析出相已增大至5～7nm，顆粒分布彌散均勻(圖10(d))。當(dāng)時效溫度進(jìn)一步提高，NiAl析出相進(jìn)一步粗化且均勻性變差，顆粒尺寸可達(dá)10～12nm，在明場像下能夠清晰地觀察到其形貌和分布(圖10(e),(f))。

圖11(a)，(b)分別為時效溫度為560℃時馬氏體基體和NiAl析出相的TEM暗場像與對應(yīng)的兩相電子衍射圖。實驗鋼基體為馬氏體，體心立方結(jié)構(gòu)，衍射圖的電子束方向為[011]；析出相為NiAl有序相，簡單立方結(jié)構(gòu)，衍射圖電子束方向為[011]。由標(biāo)定結(jié)果計算分析可知：NiAl相是與馬氏體基體具有良好共格關(guān)系的超點陣相，兩者的位向關(guān)系為：(001)M∥(001)NiAl，[100]M∥[100]NiAl。

為了更加準(zhǔn)確地對馬氏體基體和NiAl析出相的晶體結(jié)構(gòu)以及位向關(guān)系進(jìn)行分析，利用高分辨透射電子顯微鏡對時效溫度為540℃的樣品進(jìn)行觀察。圖12為入射電子束沿馬氏體[001]方向觀察的高分辨電子顯微像(HREM)、傅里葉變換圖(FFT)及局部的過濾放大像。對圖12(a)方框區(qū)域進(jìn)行傅里葉變換處理， 可得到圖12(b)所示的FFT圖。由FFT圖得出的馬氏體基體與NiAl相的位向關(guān)系與圖11中得出的完全一致，從而證明本工作求解的位向關(guān)系正確。圖12(c)為圖12(a)方框區(qū)域的過濾放大像，可以看到，α-Fe的晶格常數(shù)(a=0.2866nm)和NiAl的晶格常數(shù)(a=0.2887nm)非常接近且點陣類型相似，因而大部分區(qū)域兩者幾乎完全共格，但晶面間距的差異會造成一定的晶格畸變，且發(fā)生畸變的程度并不均勻。

圖10 實驗鋼經(jīng)820℃固溶，不同溫度時效處理后NiAl析出相的形貌(a)400℃;(b)500℃;(c)520℃;(d)540℃;(e)560℃;(f)580℃Fig.10 Morphologies of NiAl precipitated phase in tested steel after solution treatment at 820℃ and aging treatmentat different temperatures (a)400℃;(b)500℃;(c)520℃;(d)540℃;(e)560℃;(f)580℃

圖11 馬氏體基體與NiAl析出相的TEM暗場像(a)與兩相電子衍射圖(b)Fig.11 TEM dark field image (a) and two-phase electron diffraction pattern (b) ofmartensite matrix and NiAl precipitated phase

圖12 馬氏體基體與NiAl析出相的高分辨電子顯微像(a)，傅里葉變換圖(b)與局部過濾放大像(c)Fig.12 HREM image (a),FFT image (b) and locally filtered magnified image (c) ofmartensite matrix and NiAl precipitated phase

隨著時效溫度的升高，馬氏體基體上析出的彌散細(xì)小的NiAl相產(chǎn)生強(qiáng)烈的時效強(qiáng)化效應(yīng)，使實驗鋼的強(qiáng)度迅速增加。當(dāng)時效溫度達(dá)到520～540℃時，析出相顆粒尺寸達(dá)到臨界尺寸，第二相強(qiáng)化效果最好，此時材料強(qiáng)度達(dá)到峰值。隨著時效溫度進(jìn)一步提高，Orowan機(jī)制起主要作用，析出相尺寸和顆粒間距增大，第二相彌散度及均勻性變差，使得實驗鋼的強(qiáng)度下降，這與圖6的力學(xué)性能實驗結(jié)果相符。

3 結(jié)論

(1)實驗鋼經(jīng)過820℃固溶+(-70℃)冷處理+540℃時效處理后能夠獲得良好的綜合力學(xué)性能。其抗拉強(qiáng)度達(dá)到1832MPa，屈服強(qiáng)度達(dá)到1750MPa，強(qiáng)度水平優(yōu)于國內(nèi)外同類鋼種。

(2)實驗鋼經(jīng)固溶處理后得到的基體為細(xì)小均勻的板條馬氏體組織。馬氏體板條尺寸較小，內(nèi)含高密度位錯，為實驗鋼的超高強(qiáng)度提供了優(yōu)良的組織基礎(chǔ)。隨著固溶溫度的提高，馬氏體組織有逐漸粗化的趨勢，但NiAl析出相的尺寸及分布變化不大。

(3)在時效處理過程中，馬氏體基體上會析出彌散細(xì)小的NiAl有序相。NiAl析出相與基體保持共格關(guān)系，產(chǎn)生強(qiáng)烈的時效強(qiáng)化效果，可使實驗鋼的強(qiáng)度、硬度大幅度提高，沖擊韌度下降。隨著時效溫度的提高，析出相顆粒尺寸變大，數(shù)量增多，強(qiáng)化效果在520℃達(dá)到峰值。超過520℃后，發(fā)生“過時效”現(xiàn)象，強(qiáng)度也隨之下降。

(4)時效處理過程中會發(fā)生馬氏體→奧氏體的逆轉(zhuǎn)變，逆轉(zhuǎn)變奧氏體與母相馬氏體的位向關(guān)系符合K-S關(guān)系。隨著時效溫度的提高，逆轉(zhuǎn)變奧氏體的數(shù)量增多、尺寸變大，且分布位置和形貌都有所改變。