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(shí)效不銹鋼是由低碳馬氏體相變強(qiáng)化和時(shí)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(dòng)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(shí)效處理，固溶溫度和時(shí)效溫度對(duì)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(duì)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(shí)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(shí)效溫度對(duì)Custom 465鋼性能和組織的影響，確定了時(shí)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(duì)PH13-8Mo鋼中不同時(shí)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(duì)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(cuò)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(huì)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(jì)了一種以Al作為主要強(qiáng)化元素的新型馬氏體時(shí)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(duì)新型馬氏體時(shí)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(shí)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(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為課題組自主設(shè)計(jì)的新型馬氏體時(shí)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(shí)效溫度對(duì)實(shí)驗(yàn)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(shí)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(shí)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(yàn)機(jī)對(duì)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(jì)測試顯微硬度，實(shí)驗(yàn)載荷為4.9N，硬度值取5個(gè)點(diǎn)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(duì)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(duì)得到的選區(qū)電子衍射花樣進(jìn)行標(biāo)定。

表1 實(shí)驗(yàn)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(duì)力學(xué)性能的影響

選取不同的溫度對(duì)試樣進(jìn)行固溶處理，經(jīng)-70℃冷處理2h+540℃時(shí)效處理4h后的力學(xué)性能如圖1所示。由圖1可知，實(shí)驗(yàn)鋼在800～860℃范圍內(nèi)進(jìn)行固溶+冷處理+時(shí)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(shí)達(dá)到峰值后略有下降。這是因?yàn)殡S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(shí)效處理后強(qiáng)度略有上升，但總體來說固溶溫度對(duì)強(qiáng)度水平的影響并不明顯。不同的固溶溫度對(duì)實(shí)驗(yàn)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(shí)，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(shí)，奧氏體晶粒會(huì)長大粗化，同樣會(huì)降低材料的韌性。因而隨著固溶溫度的升高，實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(duì)實(shí)驗(yàn)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(duì)微觀組織的影響

圖2為實(shí)驗(yàn)鋼在不同溫度下進(jìn)行固溶處理，經(jīng)-70℃冷處理2h+540℃時(shí)效處理4h后的光學(xué)顯微組織。圖2中顯示實(shí)驗(yàn)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(shí)固溶溫度較低，保溫時(shí)間較短，使得實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(diǎn)(b)Fig.4 Morphology of martensite lath boundaries (a) and SAED pattern (b)

實(shí)驗(yàn)鋼在540℃時(shí)效處理過程中，基體上會(huì)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(shí)效溫度相同時(shí)，不同的固溶溫度對(duì)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(shí)效不銹鋼的強(qiáng)化機(jī)理主要是NiAl析出相的時(shí)效強(qiáng)化，因而固溶溫度對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼強(qiáng)度水平影響不大，這與圖1的實(shí)驗(yàn)結(jié)果相符。

圖5 實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度固溶，540℃時(shí)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(shí)效溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)820℃固溶以及-70℃冷處理，在不同溫度下時(shí)效處理后的力學(xué)性能如圖6所示。由圖6可知，實(shí)驗(yàn)鋼的σb和σp0.2隨著時(shí)效溫度的升高呈現(xiàn)先增后減的趨勢：在300℃以下時(shí)效處理時(shí)，強(qiáng)度增長較為緩慢；時(shí)效溫度超過300℃后，隨著溫度的升高，實(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)度迅速增大，并在520℃時(shí)達(dá)到峰值；當(dāng)時(shí)效溫度高于520℃時(shí)，σb和σp0.2隨著時(shí)效溫度的升高而下降。實(shí)驗(yàn)鋼不經(jīng)過時(shí)效處理時(shí)的σb和σp0.2分別為1162MPa和869MPa；而在540℃時(shí)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(shí)效強(qiáng)化是馬氏體時(shí)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(shí)效溫度對(duì)二者的影響并不明顯。實(shí)驗(yàn)鋼沖擊韌度(aku)隨溫度的變化趨勢與強(qiáng)度正好相反：時(shí)效溫度低于300℃時(shí)，aku緩慢下降；時(shí)效溫度超過300℃后，實(shí)驗(yàn)鋼的aku急劇下降并在520℃時(shí)出現(xiàn)最低值；超過520℃進(jìn)行時(shí)效處理，aku又開始回升。顯微硬度隨時(shí)效溫度的變化趨勢與強(qiáng)度基本一致，即先增后減，在520℃時(shí)達(dá)到峰值，超過520℃后硬度迅速下降，發(fā)生了“過時(shí)效”現(xiàn)象。

圖6 時(shí)效溫度對(duì)實(shí)驗(yàn)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(shí)效溫度對(duì)微觀組織的影響

實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)820℃固溶以及-70℃冷處理，不同溫度時(shí)效處理后的光學(xué)顯微組織如圖7所示?？梢钥吹?，時(shí)效后的基體組織主要是細(xì)小的板條馬氏體組織，時(shí)效溫度對(duì)馬氏體束的形態(tài)與尺寸影響不大。

圖8 實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)820℃固溶，500℃時(shí)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(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)820℃固溶，580℃時(shí)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(shí)驗(yàn)鋼在400℃以下進(jìn)行時(shí)效處理時(shí)，在TEM下未觀察到NiAl析出相的存在。有學(xué)者認(rèn)為時(shí)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(shí)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(shí)驗(yàn)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(diǎn)。實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)400℃時(shí)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(shí)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(shí)效溫度為540℃時(shí)，NiAl析出相已增大至5～7nm，顆粒分布彌散均勻(圖10(d))。當(dāng)時(shí)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(shí)效溫度為560℃時(shí)馬氏體基體和NiAl析出相的TEM暗場像與對(duì)應(yīng)的兩相電子衍射圖。實(shí)驗(yàn)鋼基體為馬氏體，體心立方結(jié)構(gòu)，衍射圖的電子束方向?yàn)閇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?yàn)閇011]。由標(biāo)定結(jié)果計(jì)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(diǎn)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(duì)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(duì)時(shí)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(duì)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(diǎn)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(huì)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(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)820℃固溶，不同溫度時(shí)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(shí)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(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)，使實(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)度迅速增加。當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到520～540℃時(shí)，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(shí)材料強(qiáng)度達(dá)到峰值。隨著時(shí)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(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)度下降，這與圖6的力學(xué)性能實(shí)驗(yàn)結(jié)果相符。

3 結(jié)論

(1)實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)過820℃固溶+(-70℃)冷處理+540℃時(shí)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(shí)驗(yàn)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(cuò)，為實(shí)驗(yàn)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(shí)效處理過程中，馬氏體基體上會(huì)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(shí)效強(qiáng)化效果，可使實(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)度、硬度大幅度提高，沖擊韌度下降。隨著時(shí)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(shí)效”現(xiàn)象，強(qiáng)度也隨之下降。

(4)時(shí)效處理過程中會(huì)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(shí)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。