馬氏體時(shí)效鋼等溫時(shí)效析出行為

方慧亮， 呼陟宇， 呂 萌， 伍 健， 翟亭亭， 薛春江， 王海燕

(1. 內(nèi)蒙古科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院， 內(nèi)蒙古 包頭 014010；2. 內(nèi)蒙古科技大學(xué) 工程訓(xùn)練中心， 內(nèi)蒙古 包頭 014010)

馬氏體時(shí)效鋼是超高強(qiáng)度鋼中性能最為優(yōu)異的鋼種之一，具有高強(qiáng)度、良好的韌性、成型性及焊接性等特點(diǎn)。目前已廣泛應(yīng)用于火箭與導(dǎo)彈的發(fā)動(dòng)機(jī)、飛機(jī)起落架、超高壓容器、原子能以及模具鋼等領(lǐng)域，其主要通過固溶強(qiáng)化、相變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化的綜合作用來實(shí)現(xiàn)性能提升[1-3]。

為了實(shí)現(xiàn)馬氏體時(shí)效鋼性能的進(jìn)一步提升，目前仍有很多科學(xué)及工程問題亟待解決，其中，時(shí)效過程中沉淀析出相的長大與熱穩(wěn)定性控制是重要研究內(nèi)容[4-5]。因此，本文以馬氏體時(shí)效鋼為研究對(duì)象，通過等溫時(shí)效處理，深入探索了其時(shí)效析出行為及強(qiáng)韌性機(jī)制，為構(gòu)件服役過程的安全性與性能穩(wěn)定性控制提供理論支持與試驗(yàn)依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

馬氏體時(shí)效鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%) 為0.03C、16Ni、8.53Co、4.31Mo、0.65Ti、0.07Al和0.05Nb。將熔煉成鑄錠的試驗(yàn)鋼切割成15 mm×15 mm×15 mm的試樣，然后放入真空管式爐，在氬氣氣氛保護(hù)下于900 ℃保溫1 h，以保證試驗(yàn)鋼充分固溶(空冷)。隨后在500 ℃進(jìn)行等溫時(shí)效處理，時(shí)效時(shí)間分別為0.5、1、6、12、24和48 h。時(shí)效結(jié)束后，試驗(yàn)鋼空冷至室溫。

將固溶和時(shí)效處理后的試樣進(jìn)行磨制、拋光，采用 5 g 氯化銅+30 mL鹽酸+25 mL酒精+40 mL去離子水配置的腐蝕溶液浸蝕，利用Axio Vret.Al型光學(xué)顯微鏡(OM)和Zeiss Sigma 300型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)進(jìn)行顯微組織觀察與析出相分析。同時(shí)，在HV-30型硬度計(jì)上進(jìn)行硬度測(cè)試，載荷砝碼30 kg，加載時(shí)間10 s。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

圖1為試驗(yàn)鋼在500 ℃等溫時(shí)效過程中的硬度變化曲線。從圖1可以看出，試驗(yàn)鋼在500 ℃等溫時(shí)效過程中，隨時(shí)效時(shí)間延長，其硬度呈先增加后降低的趨勢(shì)。僅固溶處理的試驗(yàn)鋼硬度值為329 HV30，時(shí)效0.5 h后硬度迅速增加到518 HV30。時(shí)效時(shí)間達(dá)到12 h后硬度達(dá)到峰值，為585 HV30。進(jìn)一步延長時(shí)效時(shí)間，硬度有所下降，并保持穩(wěn)定。研究表明[6-7]，在馬氏體時(shí)效鋼熱處理過程中，同時(shí)存在著沉淀析出強(qiáng)化、金屬間化合物的析出以及奧氏體回復(fù)軟化3個(gè)方面的強(qiáng)化作用。時(shí)效強(qiáng)化階段，析出強(qiáng)化占主導(dǎo)，經(jīng)過一段時(shí)間的時(shí)效保溫，基體中第二相粒子開始緩慢析出，且大部分析出相分布在晶界等缺陷處，這些大量彌散析出的析出相能夠很好地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，對(duì)位錯(cuò)起到了釘扎作用，使位錯(cuò)遷移變得困難，從而起到了析出強(qiáng)化的作用。隨時(shí)效時(shí)間繼續(xù)延長，基體和析出相界面處的Ni界面偏析會(huì)導(dǎo)致逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形成，從而使反向奧氏體含量增加，導(dǎo)致馬氏體時(shí)效鋼的硬度下降，使軟化占據(jù)主導(dǎo)地位[8-9]，即試驗(yàn)鋼進(jìn)入了過時(shí)效階段。因此，在時(shí)效處理后期，試驗(yàn)鋼出現(xiàn)軟化現(xiàn)象。

圖1 試驗(yàn)鋼在500 ℃等溫時(shí)效過程中的硬度Fig.1 Hardness of the tested steel during isothermal aging at 500 ℃

將等溫時(shí)效處理后的試樣進(jìn)行顯微組織觀察，如圖2所示。從圖2可以看出，試驗(yàn)鋼的基體組織主要為板條馬氏體，每組板條束之間相互取向不同，并且以交叉分布的形式存在。同一個(gè)板條束內(nèi)部，每個(gè)板條的取向基本一致。對(duì)試驗(yàn)鋼的晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析可知，在圖2(a～c)中，隨著時(shí)效時(shí)間的延長，馬氏體板條尺寸從0.5 μm增加到0.8 μm，馬氏體組織有逐漸粗化的趨勢(shì)。圖2(d～f)中馬氏體板條邊界變得越來越模糊。董福元等[10]認(rèn)為，隨著時(shí)效時(shí)間延長，位錯(cuò)激活能增加使得大量位錯(cuò)發(fā)生遷移，遷移過程中由于位錯(cuò)的相互作用，部分位錯(cuò)合并消失，高密度纏結(jié)的位錯(cuò)開始發(fā)生回復(fù)，最終導(dǎo)致位錯(cuò)密度逐漸降低，馬氏體板條開始分解，但整體仍保持板條形態(tài)。

圖2 試驗(yàn)鋼500 ℃等溫時(shí)效過程中的顯微組織變化Fig.2 Microstructure evolution of the tested steel during isothermal aging at 500 ℃(a) 0.5 h; (b) 1 h; (c) 6 h; (d) 12 h; (e) 24 h; (f) 48 h

為了進(jìn)一步分析試驗(yàn)鋼在時(shí)效處理后顯微組織與析出相的變化規(guī)律，利用場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡觀察了試驗(yàn)鋼經(jīng)0.5、1、6和12 h時(shí)效處理后的顯微組織，結(jié)果如圖3所示。由圖3(a,b)可以看出，板條馬氏體基體中存在細(xì)小呈圓形的析出物，析出相尺寸在5～10 nm之間。圖3(c)所示析出相顆粒密度增加，顆粒尺寸也在逐漸增大。這說明在0.5～6 h的短時(shí)間時(shí)效過程中，析出相開始析出并有不斷變化長大的趨勢(shì)。當(dāng)時(shí)效時(shí)間增加到12 h時(shí)，如圖3(d)所示，部分析出相呈細(xì)小短棒狀，此時(shí)的析出相尺寸為20～25 nm。這是因?yàn)闀r(shí)效處理形成的析出物使系統(tǒng)具有很高的界面能，此時(shí)系統(tǒng)仍是不穩(wěn)定的。為了減小總的界面能，析出顆粒將以大顆粒長大和小顆粒溶解的方式粗化，即Ostwald 熟化[11]。

圖3 試驗(yàn)鋼500 ℃等溫時(shí)效過程中析出相的變化Fig.3 Change of precipitated phase in the tested steel during isothermal aging at 500 ℃(a) 0.5 h; (b) 1 h; (c) 6 h; (d) 12 h

研究表明[12-14]，合金的強(qiáng)度取決于析出相的大小、尺寸、數(shù)量、分布、間距及其與基體的位向關(guān)系。當(dāng)位錯(cuò)繞過析出相時(shí)，由于位錯(cuò)線需要發(fā)生彎曲以繞過的方式通過析出相，因此需要更大的外加應(yīng)力才能使位錯(cuò)越過析出相顆粒而繼續(xù)滑移，由此實(shí)現(xiàn)析出強(qiáng)化。析出過程中能量驅(qū)動(dòng)力主要是化學(xué)自由能變化的差值，阻力為克服界面以及析出相形成的應(yīng)變能[15]。

3 結(jié)論

1) 在500 ℃等溫時(shí)效過程中，馬氏體時(shí)效鋼在時(shí)效12 h 達(dá)到峰值硬度，為585 HV30，隨時(shí)效時(shí)間延長，馬氏體時(shí)效鋼硬度略微下降直至平緩。

2) 在500 ℃等溫時(shí)效處理后，馬氏體時(shí)效鋼的顯微組織由板條馬氏體基體和板條之間的殘留奧氏體組成。隨著時(shí)效時(shí)間延長，板條馬氏體尺寸由0.5 μm 增加到0.8 μm。

3) SEM觀察表明，馬氏體時(shí)效鋼中形成的析出相彌散分布在板條馬氏體基體上，時(shí)效時(shí)間由0.5 h增加到12 h，析出相顆粒尺寸由5～10 nm增加到20～25 nm 。