室温ECAP变形对T250马氏体时效钢组织和性能的影响

谢 东， 杨西荣， 赵西成， 席 莎

(西安建筑科技大学 冶金工程学院，西安710055)

T250 马氏体时效钢是一种重要的无钴马氏体时效钢，完全不含有战略元素Co，其强度与同级别的C250 马氏体时效钢相当，塑性韧性稍差［1］。马氏体时效钢获得高强度的主要途径是通过时效处理获得细小弥散的析出相。近几十年来，人们对马氏体时效钢的时效过程进行了大量的研究。研究认为，大量的棒状析出相优先在螺位错上形核［2］，位错密度的增加，可以有效地提高时效过程中析出相的弥散度［3］。Vanderwalker［4］认为T250 马氏体时效钢的时效强化相为Ni3(Mo，Ti)，并且分析了其析出过程:首先在马氏体基体内发生Ni 元素的偏聚，导致逆转变奥氏体的生成，随后在逆转变奥氏体上生成Ni3Ti，位向由奥氏体决定;随后，部分逆转变奥氏体转变为二次马氏体。时效后期Mo 元素代替Ti元素，形成Ni3(Mo，Ti)。KIM［5］采用分析电镜并辅以计算机模拟分析电子衍射谱对C250 和T250 进行研究也证明上述观点。

等径弯曲通道变形(ECAP)是冷变形工艺的一种，可以获得高密度的位错，为材料引入高的应变储能，提高材料的析出相的形核率，降低析出相的析出温度，进而提高时效行为［6，7］。将ECAP 工艺与时效处理相结合，可以使原奥氏体晶粒和马氏体板条得到细化，增加位错密度，消除部分各向异性。席莎等［8］成功地对T250 马氏体时效钢进行C 方式2 道次ECAP 变形。杨卓越等［9］研究了时效前后，冷轧变形量对马氏体时效钢硬度的影响，认为时效引起的强度净增量是恒定。Blanter 等［10］通过实验也证明冷变形和时效处理可以同时增加材料的强度。Yang 等［11］对C250 进行12 道次ECAP 变形，后在480 ～500℃下进行时效，抗拉强度可达2400 ～2700MPa，比常规处理的抗拉强度提高了500 ～800MPa。杨沐鑫等［12］研究证明1 道次ECAP 变形可以细化马氏体板条，获得高密度位错。但关于T250 马氏体时效钢的ECAP 变形后组织性能研究的论文尚未出现，因而本研究将采用多道次室温ECAP 工艺与时效处理相结合，研究ECAP 变形中T250 马氏体时效钢的组织演变和时效过程中硬度的变化。

1 实验材料及方法

1.1 实验材料

实验材料是锻态T250 马氏体时效钢，其成分(质 量 分 数/%)为:0. 007C-0. 02Mn-0. 03Si-0.002S-0.004P-19. 0Ni-3. 0Mo-1. 45Ti-0. 10Al，其余是Fe。

1.2 实验方法

将锻态T250 马氏体时效钢经过920℃/2h 均匀化处理，再经过820℃/2h 固溶处理，得到的试样作为原始试样，其组织结构如图1 所示。从图中可以看出，固溶态的T250 马氏体时效钢显微组织主要为板条状马氏体，板条内部有高密度的位错，宽度约为0.8μm，原奥氏体晶粒约48.3μm。

原始试样为线切割而成的17.5mm ×17.5mm×70mm 的柱状试样，对柱状试样进行2 道次C 方式的ECAP 室温变形，即每道次挤完后，试样旋转180°［13］，再进行下道次的变形，试样的挤压速率为3.5mm/s。定义:沿试样长度方向为x 轴，垂直于x轴的面为x 面;宽度方向为y 轴，垂直于y 轴的面为y 面;厚度方向为z 轴，垂直于z 轴的面为z 面。ECAP 设备是挤压力为160t 的四柱液压机和课题组自行设计的φ=90°，ψ =20°的ECAP 变形模具。润滑剂采用自制润滑剂，即二硫化钼与石墨粉按1∶9混合后，用机油将其调成糊状物。

图1 原始T250 马氏体时效钢的显微组织 (a)金相显微组织;(b)电镜显微组织Fig.1 Microstructure of as-received T250 maraging steel (a)OM;(b)TEM

将原始试样、1 道次和2 道次的试样在型号为SX-10-13 的箱式电阻炉中进行480℃/(15 ～480min)的时效处理。

将原始试样、1 道次和2 道次变形试样及时效后试样线切割成10mm×10mm×10mm 的方块，然后在型号为GX51 的金相显微镜下观察显微组织。组织腐蚀剂配比为KMnO4∶H2SO4∶H2O =1g∶3mL∶90mL。在TH300 洛氏硬度计上测量宏观硬度。将原始试样、1 道次和2 道次变形试样线切割成10mm ×10mm ×0.5mm 的薄片，作为金属薄膜透射电镜试样，经过机械减薄到0.08mm 后，进行双喷电解穿孔，在JEM-3010 型透射电子显微镜下对试样的显微组织进行观察。

2 实验结果及分析

2.1 ECAP 变形对T250 马氏体时效钢组织的影响

图2 是经过1，2 道次ECAP 变形的T250 马氏体时效钢金相显微组织照片。从图2a 可以看出，x面经过1 道次变形后，原奥氏体晶粒和马氏体板条破碎，晶界和板条界模糊，难以分辨，组织得到细化，没有方向性，随机分布;x 面经过2 道次变形后，马氏体板条继续细化，而原奥氏体晶粒发生回复，晶界趋于明显，且呈现等轴状(如图2b 所示)。y 面经过1 道次变形后，原奥氏体晶界消失，组织呈现纤维状，且具有方向性，与水平面呈30°;经过2 道次变形后，原奥氏体晶界逐渐发生回复，形成大量的小角度晶界，组织不具有方向性，随机分布(如图2c，2d所示)。z 面经过1，2 道次变形，马氏体组织和原奥氏体晶粒得到细化，原奥氏体晶粒一直保持等轴状(如图2e，2f 所示)。

图3 是经过1，2 道次ECAP 变形的TEM 照片。从图3a 可以看出，经过1 道次变形，x 面马氏体板条发生碎化，板条界弯曲，板条上位错密度增加，出现位错缠结现象。从衍射花样可以看出，衍射斑点部分被拉长，呈现环状但不连续，说明组织之间取向差比较大，晶界处于高能量状态。经过2 道次变形后，x 面马氏体板条得到进一步碎化，板条界模糊难以区分，位错密度进一步提高，形成大量的位错胞和少量的亚晶。从衍射花样可以看出，衍射斑点相对于1 道次变得稀疏，且存在部分拉长现象，说明晶界发生部分回复，但仍然处于高能量状态(如图3b 所示)。经过1 道次变形后，y 面马氏体板条发生细化，由原始样的0. 8μm 细化到0. 4μm，板条内部位错密度增加，大量位错缠结在一起(如图3c 所示)。经过2 道次变形后，y 面马氏体板条进一步细化，在1 道次形成的板条上，生成其他取向的细小板条，其宽度约为0. 2μm，板条内部位错密度进一步提高，尚未形成位错胞。从衍射花样可以看出，2 道次衍射斑点相对于1 道次稀疏，但仍呈环状，部分衍射斑点被拉长，说明2 道次变形后，y面虽然发生部分回复，但晶界处于高能量状态(如图3d 所示)。由此可见，在ECAP 强烈的剪切变形下，随着真应变的增加，x 面主要发生马氏体板条的碎化，位错胞的形成，进而形成亚晶;而y 面主要发生由粗大的马氏体板条向细小的马氏体板条的变化。

图2 1，2 道次ECAP 后的T250 马氏体时效钢的金相显微组织 (a，b)为1，2 道次的x 面;(c，d)为1，2 道次的y 面;(e，f)为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

图3 1，2 道次ECAP 变形后的T250 马氏体时效钢的电镜显微组织(a，b)为1，2 道次的x 面;(c，d)为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 变形对组织硬度的影响

表1 为固溶态和ECAP 后的T250 马氏体时效钢的硬度值。从表中可以看出，经过1 道次变形后，硬度提高了18.9%，而经过2 道次变形后，硬度提高了24.6%。图4 是原始样和ECAP 后的试样在480℃加热条件下，随时效时间变化的硬度曲线。由图4 中原始试样曲线可以看出，随着时效时间的变化，硬度急速升高;在90min 时，硬度达到最大值，约为HRC53.4，相对固溶态，硬度提高了90.7%;随后硬度开始缓慢降低。由图4b 可以看出，规律与原始试样基本相同，在45min 时，硬度达到最大值，约HRC53.9，相对于1 道次ECAP变形，硬度提高了61.9%，相对于固溶态，硬度提高了92.5%。由图4c 可以看出，规律类似原始试样，在30min 时，硬度达到最大值，约HRC54.5，相对于2 道次ECAP 变形，硬度提高了56.2%，相对原始试样，硬度提高了94.6%。由此可以看出，在ECAP 强烈的剪切变形下，随着真应变的增加，硬度逐渐提高，而时效处理对硬度的提升幅度逐渐减小，硬度达到峰硬度的时间逐渐缩短。这是因为，随着挤压道次的增加，真应变增加，材料内部马氏体板条碎化，位错密度增加，生成大量的位错胞和亚晶，组织之间的取向差增大，使材料的硬度提高;而正是这些缺陷，提高了材料的储存能，进而提高了析出相的形核率，促进强化相的析出，强化相的存在可以阻碍位错的滑移，从而引起位错的大量塞积，使材料达到峰硬度的时间明显缩短;由于材料内部合金元素的含量是有限的，能够生成的析出相也是有限的，因而时效处理对峰硬度提升幅度随挤压道次的增加必然减小。

表1 ECAP 变形前后T250 马氏体时效钢的硬度Table 1 The hardness of T250 maraging steel for ECAP

图4 T250 马氏体时效钢在480℃时效处理后的硬度Fig.4 The hardness of T250 maraging steel by 480℃aging treatment

3 结论

(1)固溶态T250 马氏体时效钢经过ECAP 变形后，x 面原较均匀整齐的板条状马氏体多变成弯曲杂乱的马氏体，且在马氏体上出现位错胞和亚晶;而y 面主要发生马氏体板条细化;z 面组织变化不明显。

(2)随着挤压道次的增加，材料的硬度逐渐增加，2 道次后提高24. 6%;时效处理对峰硬度的提升百分比逐渐降低，由原始试样的90.7%降低到2 道次的56.2%;时效硬度达到峰值所需的时间逐渐缩短，由原始试样的90min 到2 道次的30min。

［1］DECKER R F，FLOREENS 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］蔡其巩，朱静，何崇智.马氏体时效钢的时效结构［J］.物理学报，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］张凌义，杨钢，黄崇湘，等. ECAP 制备高强高韧马氏体耐热钢［J］.金属学报，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］陈建刚，张建福，卢凤双，等.18Ni 马氏体时效不锈钢钢强化方法概述［J］.金属功能材料，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，赵西成，杨西荣，等.等径弯曲通道变形对T250 马氏体时效钢的组织和性能的影［J］.热加工工艺，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］杨卓越，苏杰，陈嘉砚.预先冷变形对马氏体时效钢强化的影响［J］，钢铁，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］杨沐鑫，杨钢，刘正东，等. 室温等径转角挤压对18Ni(C-250)马氏体时效钢微观组织和拉伸性能的影响［J］. 金属学报，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.