馬氏體時效鋼等溫時效析出行為

方慧亮， 呼陟宇， 呂 萌， 伍 健， 翟亭亭， 薛春江， 王海燕

(1. 內蒙古科技大學 材料與冶金學院， 內蒙古 包頭 014010；2. 內蒙古科技大學 工程訓練中心， 內蒙古 包頭 014010)

馬氏體時效鋼是超高強度鋼中性能最為優異的鋼種之一，具有高強度、良好的韌性、成型性及焊接性等特點。目前已廣泛應用于火箭與導彈的發動機、飛機起落架、超高壓容器、原子能以及模具鋼等領域，其主要通過固溶強化、相變強化和時效強化的綜合作用來實現性能提升[1-3]。

為了實現馬氏體時效鋼性能的進一步提升，目前仍有很多科學及工程問題亟待解決，其中，時效過程中沉淀析出相的長大與熱穩定性控制是重要研究內容[4-5]。因此，本文以馬氏體時效鋼為研究對象，通過等溫時效處理，深入探索了其時效析出行為及強韌性機制，為構件服役過程的安全性與性能穩定性控制提供理論支持與試驗依據。

1 試驗材料與方法

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

將固溶和時效處理后的試樣進行磨制、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型光學顯微鏡(OM)和Zeiss Sigma 300型場發射掃描電鏡(SEM)進行顯微組織觀察與析出相分析。同時，在HV-30型硬度計上進行硬度測試，載荷砝碼30 kg，加載時間10 s。

2 試驗結果與分析

圖1為試驗鋼在500 ℃等溫時效過程中的硬度變化曲線。從圖1可以看出，試驗鋼在500 ℃等溫時效過程中，隨時效時間延長，其硬度呈先增加后降低的趨勢。僅固溶處理的試驗鋼硬度值為329 HV30，時效0.5 h后硬度迅速增加到518 HV30。時效時間達到12 h后硬度達到峰值，為585 HV30。進一步延長時效時間，硬度有所下降，并保持穩定。研究表明[6-7]，在馬氏體時效鋼熱處理過程中，同時存在著沉淀析出強化、金屬間化合物的析出以及奧氏體回復軟化3個方面的強化作用。時效強化階段，析出強化占主導，經過一段時間的時效保溫，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運動，對位錯起到了釘扎作用，使位錯遷移變得困難，從而起到了析出強化的作用。隨時效時間繼續延長，基體和析出相界面處的Ni界面偏析會導致逆轉變奧氏體的形成，從而使反向奧氏體含量增加，導致馬氏體時效鋼的硬度下降，使軟化占據主導地位[8-9]，即試驗鋼進入了過時效階段。因此，在時效處理后期，試驗鋼出現軟化現象。

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

將等溫時效處理后的試樣進行顯微組織觀察，如圖2所示。從圖2可以看出，試驗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。同一個板條束內部，每個板條的取向基本一致。對試驗鋼的晶粒尺寸進行統計分析可知，在圖2(a～c)中，隨著時效時間的延長，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。圖2(d～f)中馬氏體板條邊界變得越來越模糊。董福元等[10]認為，隨著時效時間延長，位錯激活能增加使得大量位錯發生遷移，遷移過程中由于位錯的相互作用，部分位錯合并消失，高密度纏結的位錯開始發生回復，最終導致位錯密度逐漸降低，馬氏體板條開始分解，但整體仍保持板條形態。

圖2 試驗鋼500 ℃等溫時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

為了進一步分析試驗鋼在時效處理后顯微組織與析出相的變化規律，利用場發射掃描電鏡觀察了試驗鋼經0.5、1、6和12 h時效處理后的顯微組織，結果如圖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的短時間時效過程中，析出相開始析出并有不斷變化長大的趨勢。當時效時間增加到12 h時，如圖3(d)所示，部分析出相呈細小短棒狀，此時的析出相尺寸為20～25 nm。這是因為時效處理形成的析出物使系統具有很高的界面能，此時系統仍是不穩定的。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 試驗鋼500 ℃等溫時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]，合金的強度取決于析出相的大小、尺寸、數量、分布、間距及其與基體的位向關系。當位錯繞過析出相時，由于位錯線需要發生彎曲以繞過的方式通過析出相，因此需要更大的外加應力才能使位錯越過析出相顆粒而繼續滑移，由此實現析出強化。析出過程中能量驅動力主要是化學自由能變化的差值，阻力為克服界面以及析出相形成的應變能[15]。

3 結論

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

2) 在500 ℃等溫時效處理后，馬氏體時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。隨著時效時間延長，板條馬氏體尺寸由0.5 μm 增加到0.8 μm。

3) SEM觀察表明，馬氏體時效鋼中形成的析出相彌散分布在板條馬氏體基體上，時效時間由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 。