馬氏體時效不銹鋼具有良好的強韌性匹配和耐腐蝕性能，已經應用在航空航天、海洋建設和壓力容器制造等領域[1,2]。這類鋼的高強度歸因于多種復合強化，包括析出強化、馬氏體強化和固溶強化等，其中析出強化最有效 [3,4]。但是，不同合金體系其析出相的種類、結構及與基體之間的位向關系對強韌性有不同的影響。常見的析出相，有β-NiAl相[5]、富Mo的R′相[6]以及η-Ni3Ti相[7]。這些有序相在基體中的彌散析出對位錯釘扎，使屈服強度顯著提高。在時效過程中析出相的結構、尺寸和形貌均發生變化而影響力學性能，其中時效溫度是關鍵的影響參數之一[8]。另外，這類鋼在時效過程中還伴有馬氏體的逆轉變，在馬氏體板條邊界或原奧氏體晶界生成逆變奧氏體。時效溫度對該相的含量和穩定性起關鍵作用，從而影響沖擊韌性[9]。因此，研究時效溫度對馬氏體時效不銹鋼組織與性能的影響極為重要。00Cr12Ni10MoTi是一種具有良好強韌性匹配的低溫用馬氏體時效不銹鋼，主要用于制造液化氣體儲存容器和低溫環境構件。以往關于該鋼的研究主要關注預固溶處理對力學性能的影響[10,11]，本文研究時效溫度對00Cr12Ni10MoTi室溫強度及沖擊韌性的影響，并揭示其力學性能與相組成的關系。

1 實驗方法

用真空感應熔煉的實驗用00Cr12Ni10MoTi鋼的化學成分，列于表1。將鋼錠在1200℃均勻化處理后鍛造成截面為70 mm×70 mm的棒材，并沿縱向切取熱處理試樣。所有試樣均在750℃固溶1 h并水冷，分別在350℃、400℃、450℃、500℃、550℃時效處理2 h后空冷至室溫。另取固溶態試樣以作對比。

表1   實驗用鋼的化學成分

將上述熱處理試樣加工成M10標準拉伸試樣，并根據GB/T228-2010要求用Instron 5887萬能材料試驗機測試室溫拉伸性能。另外加工標準夏比V型缺口試樣，并在ZBC 230全自動沖擊試驗機上進行室溫和低溫（-196℃）沖擊試驗，參考標準為GB/T229-2007。

將從熱處理試樣棒上切取的樣品磨拋后用5 g氯化銅+30 mL鹽酸+25 mL酒精+40 mL水配置的腐蝕液侵蝕，利用S-3400N型場發射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察經不同溫度時效后基體的微觀組織，并對低溫沖擊試樣進行斷口形貌表征。在室溫拉伸試樣螺紋端切取500 μm厚的金屬圓片，將其機械打磨至50 μm，隨后經沖孔得到直徑為3 mm的薄片。采用10%（體積分數）高氯酸+90%酒精的混合溶液對其進行化學雙噴減薄處理，溫度為-25℃，電壓為35 V。用Oxford型掃描電鏡對時效態基體進行電子背散射衍射（EBSD）表征，觀察逆變奧氏體形貌及分布特征。用FEI Tecnai F20透射電子顯微鏡（TEM）對固溶及時效態試樣微觀組織進行觀察表征。用X射線衍射技術（XRD）分析固溶態及不同時效態試樣的物相，并根據衍射峰強度并參考GB 8362-87計算奧氏體相的體積分數。

2 結果和討論

2.1 時效溫度對力學性能的影響

圖1給出了固溶態（ST）和在不同溫度時效的試樣的室溫拉伸和沖擊實驗結果。由圖1a可以看出，與固溶態相比，在350℃時效的試樣強度大幅提高。隨著時效溫度的升高，試樣的強度不斷提高，直至500℃達到峰值，對應屈服強度1072 MPa，抗拉強度1093 MPa。但是，將時效溫度進一步升高到550℃，試樣的強度明顯下降。上述結果表明，在所選的時效溫度范圍內，00Cr12Ni10MoTi鋼的室溫強度表現出“先增后減”的規律，在500℃時效實現了實驗鋼的高強性能。另外，如圖1b所示，隨著時效溫度的升高，試樣的斷后伸長率和斷面收縮率呈現出先降低后升高的規律，在500℃時效后兩者分別為15%和76%。在不同溫度時效的試樣其沖擊功變化如圖1c所示，可見室溫和低溫沖擊功均表現出與拉伸強度相反的變化規律。首先，固溶態試樣的室溫和低溫沖擊功數值最大。隨著時效溫度的升高，試樣的沖擊韌性明顯降低，在450℃時效時沖擊功達到最低值。當時效溫度升高到500℃及以上時，沖擊韌性又有所提高。在500℃時效試樣的室溫和低溫沖擊功分別為209 J和69 J。

圖1   時效溫度對實驗鋼力學性能的影響

2.2 低溫沖擊斷口的形貌

圖2給出了試樣低溫沖擊斷口的微觀形貌。觀察350℃時效態試樣斷口（圖2a），可見其呈現出明顯的韌性斷裂特征，在斷口上分布著大量的等軸狀韌窩。這表明，試樣在斷裂時發生了劇烈的塑性變形，并吸收了較多裂紋擴展能，宏觀上表現出良好的低溫沖擊韌性。當時效溫度升高到400℃時，如圖2b所示，韌窩數量減少且變淺，并出現撕裂棱和少量解理面，表明在該條件下沖擊韌性有所衰減。在450℃時效試樣斷口（圖2c）上基本沒有韌窩而是出現了大量的解理面，在解理面內可觀察到河流狀花樣，表現出明顯的準解理斷裂特征，這種試樣的低溫沖擊功也是最低的。從圖2d可見，在500℃時效試樣的斷口上又出現明顯撕裂棱和韌窩群，說明低溫沖擊韌性出現回升。與500℃時效的試樣相比，在550℃時效試樣的斷口（圖2e）上韌窩所占的面積增加且尺寸增大，解理平面減少，韌性斷裂特征較為明顯。上述實驗結果表明，隨著時效溫度的升高試樣的低溫沖擊韌性先減弱后增強，與圖1c給出的-196℃沖擊功的測試結果一致。

圖2   時效溫度不同的實驗鋼的低溫沖擊斷口形貌

2.3 時效溫度對組織的影響

2.3.1 XRD物相分析

為了分析時效溫度組織對力學性能的影響，圖3給出了固溶態和在不同溫度時效試樣的XRD圖譜和奧氏體相體積分數計算結果。由圖3a可見，固溶態試樣基體為BCC結構馬氏體，并出現了（111）γ衍射峰，說明固溶處理后奧氏體相未完全轉變，基體中保留了部分殘余奧氏體，體積分數為5%。在時效溫度低于500℃的試樣的衍射譜中，兩相特征衍射峰的位置和強度沒有明顯的變化。圖3b表明，試樣中奧氏體相的體積隨著時效溫度的升高而略有增加，體積分數為5%~10%。但是，當時效溫度升高到500℃時，從圖3a可見（111）γ峰明顯增強，并出現（200），（220），（311）及（222）等奧氏體特征衍射峰，說明試樣中的奧氏體相明顯增加。計算結果表明，在該溫度時效的試樣基體中的奧氏體含量達到21%，比固溶態增加5倍以上。這表明，在500℃時效的試樣中，馬氏體基體發生顯著的逆轉變，生成了大量的逆變奧氏體。時效溫度為550℃的試樣奧氏體特征衍射峰強度均增強，體積分數進一步增加到28%。

圖3   固溶態和在不同溫度時效試樣的XRD圖譜和奧氏體的體積分數

2.3.2 00Cr12Ni10MoTi鋼的微觀組織

圖4給出了固溶態和500℃時效態試樣的OM和SEM微觀組織形貌。從圖4a可見，固溶態試樣的基體為典型板條馬氏體結構。由于固溶溫度為750℃，晶粒尺寸未發生明顯的變化，原奧晶界并不清晰。從圖4b可見，在奧氏體晶粒內部分布著若干馬氏體區域，盡管不同區域之間存在位向差，但是區域邊界并不明顯。同時，馬氏體區域內板條的邊界也不清晰，如圖中箭頭所示。由于分辨率有限且殘余奧氏體含量較少，從圖4a~b中并不易辨別出該相。在500℃時效處理后板條馬氏體發生明顯的回復，區域之間的襯度變弱但是仍能看出板條束的方向性，如圖4c所示。在圖4d中可清晰觀察到馬氏體板條輪廓，但是大部分板條已分解并在長度方向上不連續分布，板條的間距也隨之增大。根據500℃時效試樣的XRD結果分析，該現象可能與馬氏體板條界或原奧晶界上基體中存在較多的新生奧氏體相有關，其形成必然“侵蝕”周圍的馬氏體，從而產生上述板條分布特征。另外，在板條束邊界上逐漸形成一些亮白色“鏈狀”區域，如圖4d中箭頭所示，這些區域的形成可能與馬氏體分解過程中碳元素在板條界的富集有關[12]。

圖4   00Cr12Ni10MoTi鋼試樣的微觀組織

2.3.3 逆轉變奧氏體的形成

500℃時效態試樣兼具強韌性，與在該溫度下基體的組織有密切的關系。首先，通過EBSD表征了固溶態和500℃時效態試樣的相組成和分布。由圖5a可知，在750℃固溶處理后馬氏體板條界和原奧氏體晶界處均存在殘余奧氏體（圖5b），其尺寸和外形各異，且分布不均勻，平均寬度小于2 μm。在500℃時效后基體中分布著大量長條和塊狀奧氏體，其尺寸和數量均比固溶態的大。這表明，在該溫度下馬氏體發生了明顯的逆轉變，奧氏體化元素的擴散和富集促進了逆變奧氏體相在馬氏體板條界形核長大，并逐漸取代周圍的馬氏體組織，原板條束被分割使其間距增大。該結果佐證了圖4d中馬氏體板條的形貌特征。

圖5   不同狀態實驗鋼的EBSD結果

逆變奧氏體為韌化相，可鈍化裂紋或使其分叉、轉向，從而提高材料的韌塑性[13,14]。本文的結果表明，盡管在基體中有較多的逆變奧氏體，但是低溫沖擊韌性和及室溫拉伸塑性的提高有限。從圖5b可見，部分逆變奧氏體呈塊狀連續分布。這種形貌相尺寸較大而不能有效抑制裂紋擴展，但是分布在馬氏體板條間的條帶狀奧氏體能緩解位錯前端應力集中并改善材料的韌性[15,16,17]。上述結果表明，在500℃時效過程中逆變奧氏體的形成是圖1c中試樣沖擊功回升的主要原因。

2.3.4 析出相的表征

為了分析析出相對實驗鋼的強化，圖6給出了固溶態和500℃時效態試樣的TEM結果。從圖6a可見，固溶態試樣基體為具有高密度位錯的板條馬氏體，說明固溶態試樣主要依靠馬氏體相變和高合金元素固溶強化。在500℃時效后，如圖6b所示，馬氏體板條內的亞結構發生轉變，位錯重新排列，總體位錯密度減少，形成位錯胞結構，馬氏體板條界融合并沿板條邊界生成了長條形逆變奧氏體，其寬度小于200 nm。在這種細小逆變奧氏體相中Ni元素的富集，提高了熱穩定性從而使其低溫沖擊韌性良好[17]。進一步觀察基體（圖6c）可見，經回復后的馬氏體板條內部分布有平直位錯線，在其周圍可觀察到析出相。由于明場下析出相的襯度不明顯，圖6d給出了[011]M晶帶軸上基體的暗場成像結果，并確定該析出相為棒狀且彌散分布，長度為10~30 nm，直徑小于5 nm。通過對圖6e電子衍射花樣標定可知，該析出相屬于密排六方結構，a=b=0.831 nm，c=0.823 nm。根據圖6f給出的衍射斑點示意圖[18]可確認該析出相與馬氏體基體的位向關系為：（011）M//（0001）p，[11?1]M//[112?0]p。參考圖7所示實驗鋼的熱力學平衡相圖，在低于610℃時效，鋼中會析出Ni3Ti金屬間化合物，其晶格結構及與基體之間的位向均符合上述結果。據此可判斷，η-Ni3Ti為本實驗鋼中主要的析出強化相。在拉伸過程中，這些細小彌散分布的析出相與位錯發生交互作用，增大了位錯運動的阻力，從而保證了實驗鋼的高強度。

圖6   不同狀態實驗鋼的TEM照片

圖7   00Cr12Ni10MoTi鋼的平衡相圖

根據上述組織和性能的結果，這種實驗鋼在750℃固溶處理后得到低碳板條馬氏體和少量殘余奧氏體組織。合金組成中較多的Ni元素使螺型位錯不易分解，從而保證交滑移的發生[1]。因此，固溶態試樣具有良好的室溫和低溫沖擊韌性，而室溫強度較低。在時效過程中，過飽和固溶態馬氏體基體中的合金元素易于偏聚、富集在位錯及板條界等處。當這些位置的成分起伏達到析出相臨界形核條件時析出相開始形核長大，呈高度彌散分布的納米級析出相使材料得到強化[19,20]。當時效溫度低于500℃時，強化效果受析出相生長動力學的限制，但是與固溶態相比，強度仍明顯提高，這可能與在該過程中形成的細小Ni-Ti團簇有關[21]。當時效溫度升高到500℃后，析出相明顯長大并與基體存在共格關系，從而使強化效果最為顯著。同時，該溫度基體中生成大量的逆變奧氏體，從而在一定程度上彌補了析出相長大對沖擊韌性的影響。當時效溫度為550℃時，鋼中形成了更多的逆變奧氏體，使強度明顯降低。綜上，在500℃時效不僅能最大程度地實現該實驗鋼的析出強化效應，而且逆變奧氏體的生成也保證了沖擊韌性，從而使實驗鋼具有良好的強韌性能。

3 結論

（1） 隨著時效溫度的升高，00Cr12Ni10MoTi鋼的室溫拉伸強度先提高后降低，沖擊韌性的變化規律與之相反。在500℃時效后試樣的強度達到峰值，屈服和抗拉強度分別為1051 MPa和1081 MPa，對應的室溫和低溫（-196℃）沖擊吸收功分別為209 J和69 J。

（2） 時效溫度低于500℃時，馬氏體基體的組織結構沒有明顯的變化，當時效溫度升高到500℃及以上時，在馬氏體基體中生成約20%的逆變奧氏體，分布在板條界的條帶狀奧氏體有改善沖擊韌性的作用。

（3） 00Cr12Ni10MoTi鋼的主要析出強化相為η-Ni3Ti，與基體的位向關系為（011）M//（0001）η，[11?1]M//[112?0]η。在500℃時效可最大程度地發揮η相的強化效果并實現逆變奧氏體的韌化，從而保證了實驗鋼的綜合強韌性。