謝 東， 楊西榮， 趙西成， 席 莎

(西安建筑科技大學(xué) 冶金工程學(xué)院，西安710055)

T250 馬氏體時效鋼是一種重要的無鈷馬氏體時效鋼，完全不含有戰(zhàn)略元素Co，其強度與同級別的C250 馬氏體時效鋼相當(dāng)，塑性韌性稍差［1］。馬氏體時效鋼獲得高強度的主要途徑是通過時效處理獲得細(xì)小彌散的析出相。近幾十年來，人們對馬氏體時效鋼的時效過程進(jìn)行了大量的研究。研究認(rèn)為，大量的棒狀析出相優(yōu)先在螺位錯上形核［2］，位錯密度的增加，可以有效地提高時效過程中析出相的彌散度［3］。Vanderwalker［4］認(rèn)為T250 馬氏體時效鋼的時效強化相為Ni3(Mo，Ti)，并且分析了其析出過程:首先在馬氏體基體內(nèi)發(fā)生Ni 元素的偏聚，導(dǎo)致逆轉(zhuǎn)變奧氏體的生成，隨后在逆轉(zhuǎn)變奧氏體上生成Ni3Ti，位向由奧氏體決定;隨后，部分逆轉(zhuǎn)變奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)槎务R氏體。時效后期Mo 元素代替Ti元素，形成Ni3(Mo，Ti)。KIM［5］采用分析電鏡并輔以計算機模擬分析電子衍射譜對C250 和T250 進(jìn)行研究也證明上述觀點。

等徑彎曲通道變形(ECAP)是冷變形工藝的一種，可以獲得高密度的位錯，為材料引入高的應(yīng)變儲能，提高材料的析出相的形核率，降低析出相的析出溫度，進(jìn)而提高時效行為［6，7］。將ECAP 工藝與時效處理相結(jié)合，可以使原奧氏體晶粒和馬氏體板條得到細(xì)化，增加位錯密度，消除部分各向異性。席莎等［8］成功地對T250 馬氏體時效鋼進(jìn)行C 方式2 道次ECAP 變形。楊卓越等［9］研究了時效前后，冷軋變形量對馬氏體時效鋼硬度的影響，認(rèn)為時效引起的強度凈增量是恒定。Blanter 等［10］通過實驗也證明冷變形和時效處理可以同時增加材料的強度。Yang 等［11］對C250 進(jìn)行12 道次ECAP 變形，后在480 ～500℃下進(jìn)行時效，抗拉強度可達(dá)2400 ～2700MPa，比常規(guī)處理的抗拉強度提高了500 ～800MPa。楊沐鑫等［12］研究證明1 道次ECAP 變形可以細(xì)化馬氏體板條，獲得高密度位錯。但關(guān)于T250 馬氏體時效鋼的ECAP 變形后組織性能研究的論文尚未出現(xiàn)，因而本研究將采用多道次室溫ECAP 工藝與時效處理相結(jié)合，研究ECAP 變形中T250 馬氏體時效鋼的組織演變和時效過程中硬度的變化。

1 實驗材料及方法

1.1 實驗材料

實驗材料是鍛態(tài)T250 馬氏體時效鋼，其成分(質(zhì) 量 分 數(shù)/%)為:0. 007C-0. 02Mn-0. 03Si-0.002S-0.004P-19. 0Ni-3. 0Mo-1. 45Ti-0. 10Al，其余是Fe。

1.2 實驗方法

將鍛態(tài)T250 馬氏體時效鋼經(jīng)過920℃/2h 均勻化處理，再經(jīng)過820℃/2h 固溶處理，得到的試樣作為原始試樣，其組織結(jié)構(gòu)如圖1 所示。從圖中可以看出，固溶態(tài)的T250 馬氏體時效鋼顯微組織主要為板條狀馬氏體，板條內(nèi)部有高密度的位錯，寬度約為0.8μm，原奧氏體晶粒約48.3μm。

原始試樣為線切割而成的17.5mm ×17.5mm×70mm 的柱狀試樣，對柱狀試樣進(jìn)行2 道次C 方式的ECAP 室溫變形，即每道次擠完后，試樣旋轉(zhuǎn)180°［13］，再進(jìn)行下道次的變形，試樣的擠壓速率為3.5mm/s。定義:沿試樣長度方向為x 軸，垂直于x軸的面為x 面;寬度方向為y 軸，垂直于y 軸的面為y 面;厚度方向為z 軸，垂直于z 軸的面為z 面。ECAP 設(shè)備是擠壓力為160t 的四柱液壓機和課題組自行設(shè)計的φ=90°，ψ =20°的ECAP 變形模具。潤滑劑采用自制潤滑劑，即二硫化鉬與石墨粉按1∶9混合后，用機油將其調(diào)成糊狀物。

圖1 原始T250 馬氏體時效鋼的顯微組織 (a)金相顯微組織;(b)電鏡顯微組織Fig.1 Microstructure of as-received T250 maraging steel (a)OM;(b)TEM

將原始試樣、1 道次和2 道次的試樣在型號為SX-10-13 的箱式電阻爐中進(jìn)行480℃/(15 ～480min)的時效處理。

將原始試樣、1 道次和2 道次變形試樣及時效后試樣線切割成10mm×10mm×10mm 的方塊，然后在型號為GX51 的金相顯微鏡下觀察顯微組織。組織腐蝕劑配比為KMnO4∶H2SO4∶H2O =1g∶3mL∶90mL。在TH300 洛氏硬度計上測量宏觀硬度。將原始試樣、1 道次和2 道次變形試樣線切割成10mm ×10mm ×0.5mm 的薄片，作為金屬薄膜透射電鏡試樣，經(jīng)過機械減薄到0.08mm 后，進(jìn)行雙噴電解穿孔，在JEM-3010 型透射電子顯微鏡下對試樣的顯微組織進(jìn)行觀察。

2 實驗結(jié)果及分析

2.1 ECAP 變形對T250 馬氏體時效鋼組織的影響

圖2 是經(jīng)過1，2 道次ECAP 變形的T250 馬氏體時效鋼金相顯微組織照片。從圖2a 可以看出，x面經(jīng)過1 道次變形后，原奧氏體晶粒和馬氏體板條破碎，晶界和板條界模糊，難以分辨，組織得到細(xì)化，沒有方向性，隨機分布;x 面經(jīng)過2 道次變形后，馬氏體板條繼續(xù)細(xì)化，而原奧氏體晶粒發(fā)生回復(fù)，晶界趨于明顯，且呈現(xiàn)等軸狀(如圖2b 所示)。y 面經(jīng)過1 道次變形后，原奧氏體晶界消失，組織呈現(xiàn)纖維狀，且具有方向性，與水平面呈30°;經(jīng)過2 道次變形后，原奧氏體晶界逐漸發(fā)生回復(fù)，形成大量的小角度晶界，組織不具有方向性，隨機分布(如圖2c，2d所示)。z 面經(jīng)過1，2 道次變形，馬氏體組織和原奧氏體晶粒得到細(xì)化，原奧氏體晶粒一直保持等軸狀(如圖2e，2f 所示)。

圖3 是經(jīng)過1，2 道次ECAP 變形的TEM 照片。從圖3a 可以看出，經(jīng)過1 道次變形，x 面馬氏體板條發(fā)生碎化，板條界彎曲，板條上位錯密度增加，出現(xiàn)位錯纏結(jié)現(xiàn)象。從衍射花樣可以看出，衍射斑點部分被拉長，呈現(xiàn)環(huán)狀但不連續(xù)，說明組織之間取向差比較大，晶界處于高能量狀態(tài)。經(jīng)過2 道次變形后，x 面馬氏體板條得到進(jìn)一步碎化，板條界模糊難以區(qū)分，位錯密度進(jìn)一步提高，形成大量的位錯胞和少量的亞晶。從衍射花樣可以看出，衍射斑點相對于1 道次變得稀疏，且存在部分拉長現(xiàn)象，說明晶界發(fā)生部分回復(fù)，但仍然處于高能量狀態(tài)(如圖3b 所示)。經(jīng)過1 道次變形后，y 面馬氏體板條發(fā)生細(xì)化，由原始樣的0. 8μm 細(xì)化到0. 4μm，板條內(nèi)部位錯密度增加，大量位錯纏結(jié)在一起(如圖3c 所示)。經(jīng)過2 道次變形后，y 面馬氏體板條進(jìn)一步細(xì)化，在1 道次形成的板條上，生成其他取向的細(xì)小板條，其寬度約為0. 2μm，板條內(nèi)部位錯密度進(jìn)一步提高，尚未形成位錯胞。從衍射花樣可以看出，2 道次衍射斑點相對于1 道次稀疏，但仍呈環(huán)狀，部分衍射斑點被拉長，說明2 道次變形后，y面雖然發(fā)生部分回復(fù)，但晶界處于高能量狀態(tài)(如圖3d 所示)。由此可見，在ECAP 強烈的剪切變形下，隨著真應(yīng)變的增加，x 面主要發(fā)生馬氏體板條的碎化，位錯胞的形成，進(jìn)而形成亞晶;而y 面主要發(fā)生由粗大的馬氏體板條向細(xì)小的馬氏體板條的變化。

圖2 1，2 道次ECAP 后的T250 馬氏體時效鋼的金相顯微組織 (a，b)為1，2 道次的x 面;(c，d)為1，2 道次的y 面;(e，f)為1，2 道次的z 面Fig.2 The OM microstructure of T250 maraging steel for 1，2 passes of ECAP (a，b)x plane of 1and 2 passes;(c，d)y plane of 1 and 2 passes;(e，f)z plane of 1 and 2 passes

圖3 1，2 道次ECAP 變形后的T250 馬氏體時效鋼的電鏡顯微組織(a，b)為1，2 道次的x 面;(c，d)為1，2 道次的y 面Fig.3 The TEM microstructure of T250 maraging steel for 1，2 passes of ECAP(a，b)x plane of the 1 and 2 passes;(c，d)y plane of the 1and 2 passes

2.2 ECAP 變形對組織硬度的影響

表1 為固溶態(tài)和ECAP 后的T250 馬氏體時效鋼的硬度值。從表中可以看出，經(jīng)過1 道次變形后，硬度提高了18.9%，而經(jīng)過2 道次變形后，硬度提高了24.6%。圖4 是原始樣和ECAP 后的試樣在480℃加熱條件下，隨時效時間變化的硬度曲線。由圖4 中原始試樣曲線可以看出，隨著時效時間的變化，硬度急速升高;在90min 時，硬度達(dá)到最大值，約為HRC53.4，相對固溶態(tài)，硬度提高了90.7%;隨后硬度開始緩慢降低。由圖4b 可以看出，規(guī)律與原始試樣基本相同，在45min 時，硬度達(dá)到最大值，約HRC53.9，相對于1 道次ECAP變形，硬度提高了61.9%，相對于固溶態(tài)，硬度提高了92.5%。由圖4c 可以看出，規(guī)律類似原始試樣，在30min 時，硬度達(dá)到最大值，約HRC54.5，相對于2 道次ECAP 變形，硬度提高了56.2%，相對原始試樣，硬度提高了94.6%。由此可以看出，在ECAP 強烈的剪切變形下，隨著真應(yīng)變的增加，硬度逐漸提高，而時效處理對硬度的提升幅度逐漸減小，硬度達(dá)到峰硬度的時間逐漸縮短。這是因為，隨著擠壓道次的增加，真應(yīng)變增加，材料內(nèi)部馬氏體板條碎化，位錯密度增加，生成大量的位錯胞和亞晶，組織之間的取向差增大，使材料的硬度提高;而正是這些缺陷，提高了材料的儲存能，進(jìn)而提高了析出相的形核率，促進(jìn)強化相的析出，強化相的存在可以阻礙位錯的滑移，從而引起位錯的大量塞積，使材料達(dá)到峰硬度的時間明顯縮短;由于材料內(nèi)部合金元素的含量是有限的，能夠生成的析出相也是有限的，因而時效處理對峰硬度提升幅度隨擠壓道次的增加必然減小。

表1 ECAP 變形前后T250 馬氏體時效鋼的硬度Table 1 The hardness of T250 maraging steel for ECAP

圖4 T250 馬氏體時效鋼在480℃時效處理后的硬度Fig.4 The hardness of T250 maraging steel by 480℃aging treatment

3 結(jié)論

(1)固溶態(tài)T250 馬氏體時效鋼經(jīng)過ECAP 變形后，x 面原較均勻整齊的板條狀馬氏體多變成彎曲雜亂的馬氏體，且在馬氏體上出現(xiàn)位錯胞和亞晶;而y 面主要發(fā)生馬氏體板條細(xì)化;z 面組織變化不明顯。

(2)隨著擠壓道次的增加，材料的硬度逐漸增加，2 道次后提高24. 6%;時效處理對峰硬度的提升百分比逐漸降低，由原始試樣的90.7%降低到2 道次的56.2%;時效硬度達(dá)到峰值所需的時間逐漸縮短，由原始試樣的90min 到2 道次的30min。

［1］DECKER R F，F(xiàn)LOREENS S. Maraging steel the first 30 years［C］//Maraging Steel Recent Developments and Plication.Huntingon West Virginia:The Minerals，Metals ＆ Materals Seciaty，1988:1 －38.

［2］蔡其鞏，朱靜，何崇智.馬氏體時效鋼的時效結(jié)構(gòu)［J］.物理學(xué)報，1974，23(3):178 －193.(CAI Q G，ZHU J，HE C Z. Aging structure of maraging steel［J］. Acta Physica Sinica，1974，23(3):178 －193.)

［3］張凌義，楊鋼，黃崇湘，等. ECAP 制備高強高韌馬氏體耐熱鋼［J］.金屬學(xué)報，2008，44(4):409 －413.(ZHANG L Y，YANG G，HUANG C X，et al. High strength and high toughness heat-resistant martensitic steel produced by ECAP［J］. Acta Metallurgica Sinica，2008，44(4):409 －413.)

［4］VANDERWALKER D M. The precipitation sequence of Ni3Ti in Co free maraging steel［J］. Metal Trans:A，1987，18(7):1191 －1194.

［5］KIM S J，VASUDEVAN V K. Precipitation reactions and strengthening behavior in 18wt pct nickel maraging steels［J］. Metal Trans:A，1900，21(11):2655 －2668.

［6］AARONSN H I，SHEKHTER A，et al.Effect of aging and deformation on microstructure and properties of Fe-Ni-Ti maraging steel［J］.Metal and Materials Trans:A，2004，35(3):973 －983.

［7］陳建剛，張建福，盧鳳雙，等.18Ni 馬氏體時效不銹鋼鋼強化方法概述［J］.金屬功能材料，2009，16(4):46 －49.(CHEN J G，ZHANG J F，LU F S，et al. Outline of strengthening ways in 18Ni maraging steel［J］. Metallic Functional Materials，2009，16(4):46 －49.)

［8］席莎，趙西成，楊西榮，等.等徑彎曲通道變形對T250 馬氏體時效鋼的組織和性能的影［J］.熱加工工藝，2014，43(3):27 －30.(XI S，ZHAO X C，YANG X R，et al. Effect of equal channel angular pressing on microstructure and properties of T250 maraging steel［J］. Hot Working Technology，2014，43(3):27 －30.)

［9］楊卓越，蘇杰，陳嘉硯.預(yù)先冷變形對馬氏體時效鋼強化的影響［J］，鋼鐵，2008，43(4):66 －69.(YANG Z Y，SU J，CHEN J Y. Effect of prior rolling deformation on strengthening of maraging steel［J］. Iron and Steel，2008，43(4):66 －69.)

［10］BLANTER M E，KOVALEVA L A，TISKOVICH N L.Combined treatment of maraging steel［J］. Metallovedenie i Termicheskaya Obrabotka Metallov，1969，4(3):16 －18.

［11］YANG M X，YANG G，LIU Z D，et al. Significant enhancement of strength in a lamellar-type nanostructured maraging steel subjected to equal-channel angular pressing for 12 passes［J］. Materials Science and Engineering:A，2012，550:429 －433.

［12］楊沐鑫，楊鋼，劉正東，等. 室溫等徑轉(zhuǎn)角擠壓對18Ni(C-250)馬氏體時效鋼微觀組織和拉伸性能的影響［J］. 金屬學(xué)報，2012.48(2):164 －169.(YANG M X，YANG G，LIU Z D，et al. Effect of equal channel angular pressing on the microstructures and tensile properties of 18Ni(C-250)maraging steel［J］. Acta Metallurgica Sinica，2012，48(2):164 －169.)

［13］SHIN D H，KIM B C，PARK K T，et al. Microstructural changes in equal-channel angular pressed low carbon steel by static annealing［J］. Acta Materialia，2000，48(12):3245 －3252.