《马氏体时效钢》_优秀范文十篇 www.fanwen99.cn
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范文一：马氏体时效钢二、马氏体时效钢发展简史具有工业应用价值的马氏体时效钢，是20世纪60年代初由国际镍公司(INCO)首先开发出来的。年间该公司B0.F0.Decker等人，在铁镍马氏体合金中加入不同含量的钴、钼、钛，通过时效硬化得到屈服强度分别达到、1900MPa的18Ni(200)、18Ni(250)和18Ni(300)钢，并首先将18Ni(200)和18Ni(250)应用于火箭发动机壳体。这类钢种的出现，立即引起了各国冶金工作者的高度重视。60年代的中、后期是马氏体时效钢研究和开发的黄金时代。这期间，国际镍公司和钒合金钢公司(VasCo)又研制出了屈服强度达到2400MPa的18Ni(350)。研究工作者们还对马氏体时效钢的加工工艺、各种性能和强韧化机理进行了大量工作，同时还探索了屈服强度高达MPa的所谓400级和500级马氏体时效钢。不过这两个级别的钢种由于韧性太低，而且生产工艺过于复杂，没有得到实际应用。在此期间，马氏体时效钢在工模具领域也有了一定市场。与此同时，前苏联和联邦德国等国也开始了马氏体时效钢的研究。到了70年代，日本因开发浓缩铀离心机，对马氏体时效钢进行了系统、深入的研究。进入80年代以来，由于钴价不断上涨，无钴马氏体时效钢的开发取得了很大进展，如美国的T一250(18Ni一3Mo一10.4Ti--0.1A1)、日本的14Ni一3Cr一3Mo一10.5Ti合金、韩国的w一250(18Ni一40.5w一10.4Ti--0.1A1)和前苏联的H161~6M6(16Ni一6V一6Mo)均相继问世。这些钢不仅使生产成本降低了20％～30％，而且性能也十分接近相应强度水平的含钴马氏体时效钢。为改善马氏体时效钢的耐腐蚀性能，在20世纪60年代后期又开发了马氏体时效不锈钢，它具有马氏体时效钢的全部优势，又具备马氏体时效钢所不具备的耐蚀性，同时还对沉淀硬化型不锈钢的某些性能进行了改进，因此用马氏体时效不锈钢逐步代替沉淀硬化型不锈钢是超高强度不锈钢一个重要的发展方向，是超高强度不锈钢最有潜力的钢种。中国的发展中国从20世纪60年代中期就开始研制马氏体时效钢。最初以仿制18Ni(250)和18Ni(300)为主。到70年代中期又开始研究强度级别更高的钢种和无钴或节镍钴马氏体时效钢，还开发出用于高速旋转体的超高纯、高强高韧的马氏体时效钢(cM一1钢)，研制出高弹性的马氏体时效钢(TM210等)和低镍无钴马氏体时效钢(12Ni一3Mn3Mo--TiAlV)。三、 马氏体时效钢的性能特点3.1 高强韧性和强疲劳强度马氏体时效钢是钢中强度最高的钢类。其强度虽高，但比同强度级的其它种超高强度钢的韧性都高, 是现有材料中具有最高强韧性的钢种。马氏体时效钢的抗拉强度远远高于一般传统钢种，其抗拉强度在1000Mpa至2500Mpa范围内，并随加工参数的变化而有所不同。这些钢的断裂韧性很高，在90～200Mpa√m范围内。马氏体时效钢的疲劳性能极好，其疲劳强度值可与其它高强度钢的相媲美。通过喷丸韧化处理和氮化处理，还可进一步提高马氏体时效钢的疲劳强度。表2是
标准18Ni马氏体时效钢的典型力学性能。表 2 典型18Ni马氏体时效钢的典型力学性能 有降低。因此，冷加工是一种有效的强化手段。冷变形后直接时效，强度明显提高，而韧性下降不多。任何传统的加工工艺都可以用于固溶退火状态的这类钢的冷加工。这类钢具有很低的加工硬化速率，可以承受很大的压缩量，其硬度仅稍有提高。马氏体时效钢的应变硬化指数和拉伸率都比较小。因此，其冷成形加工量取决于在产生缩颈之前的均匀拉伸应变（例如深冲加工），通常只限于中等程度的变形。通过过时效处理，可以大大改善钢的均匀延伸。对于大变形量的冷加工组织，可以通过在高于815℃的温度下奥氏体化热处理来软化。大变形量预冷加工会降低直接时效处理后的韧性；在单向加工组织中可能存在显著的弹性模量和韧性的各向异性。3.5 在相同强度下，与其它钢种相比，耐应力腐蚀性能好Fe-Ni低碳马氏体能抵制流动海水的应力腐蚀，与淬火，回火钢相比，马氏体时效钢显示出优越的抗应力腐蚀性能。马氏体时效钢在大气中的腐蚀约每年0.mm, 是普通合金钢的一半，在腐蚀性溶液中耐蚀性也比低合金钢稍好些。因此，在腐蚀水环境下使用必须进行表面保护。马氏体时效钢较之高强度低合金钢具有更好的耐蚀性能。在工业大气中和在海洋大气中，马氏体时效钢的腐蚀速率大约为普通钢的一半左右。在静止的和流动的海水中，马氏体时效钢和普通钢大致具有同等的腐蚀速率。马氏体时效钢在含盐水溶液中和在酸溶液中具有比较好的耐蚀性；而且耐高温氧化性要比低合金钢好得多。马氏体时效钢在大多数水介质中容易发生应力腐蚀破裂。当屈服强度较低时，其抗应力腐蚀破裂性能显著提高。能改善韧性的一些处理工艺参数（例如采取真空熔炼、热加工以及减少钢中杂质含量等）也能够提高钢的抗应力腐蚀破裂性。涂漆、喷丸硬化等表面处理，均已成功地用来提高钢的抗应力腐蚀性。阴极保护措施也能有效的提高钢的抗应力腐蚀破裂性，但是必须慎重地使用以免导致裂纹的渗氢。马氏体时效钢通常可以用于水环境中；但是，像使用所有的高强度钢一样，也必须注意采取适当措施来避免应力腐蚀破裂。3.6 马氏体时效钢的优越性和不足处概括起来马氏体时效钢有下列优异性能：超高强度（达3500Mpa）；到500℃还保持高的强度；在退火状态下有好的成型性；简单、低成本的硬化处理（低温、空气中）；硬化处理时畸变很小；对淬火裂纹敏感性小；马氏体时效过程不脱碳；马氏体时效过程可以碳氮共渗；即使在时效状态下也有好的焊接性（不需预热）；钎焊时不降低性能；可用普通方法冷、热加工。马氏体时效钢也存在下列不足之处：在水环境下对氢脆和应力腐蚀裂纹敏感；时效状态下低的加工硬化率；高的屈强比；对各种强度水平要求用不同的钢种（单一钢种不能热处理成宽范围的强度）；成本高；如果不表面处理，耐磨性和疲劳抗力不比普通钢好。四、马氏体时效钢的应用以及发展趋势马氏体时效钢已在包括火箭发动机壳体，导弹壳体，捆绑带，导弹陀螺仪表内，外挠性接头，铀浓缩用离心分离机的旋转筒，直升飞机起落架，水翼船支柱，高压容器，扭力转动轴，飞机用高强度齿轮，高强度轴承，高压传感器，紧固件，弹簧，以及铝合金压件模和挤压模，精密模具等方面获得广泛的应用。具体实例如：马氏体时效钢在时效前就具有高强度和塑性，可以制成火箭与导弹的薄壳，在保持满足应用要求的强度前提下提高有效载荷。马氏体时效钢具有非常稳定的显微组织性能，即使在温度过高而发生过时效后，软化过程也非常缓慢。这些合金在适当高的工作温度下保持良好的性能，最高工作温度超过400℃。保证火箭或弹头外薄壳在飞行的过程中保持良好的强度。马氏体时效钢适合用作引擎零件如曲柄、轴与齿轮，以及用作自动武器的撞针。撞针是在相当高的载荷与冲击作用而同时冷热反复交替的环境下工作。由于均匀膨胀，并且在时效前易切削加工，使得马氏体时效钢可用于装配线上的高磨损单元以及用作模具制造。而其他超高强度钢，如二次硬化“Aermet”钢，由于基体内的碳化物颗粒一直呈弥散分布，因此很难加工处理。在击剑运动中，由国际击剑协会或FIE主办的竞赛中使用的剑刃通常由马氏体时效钢制作而成。马氏体时效钢剑刃要求是金属薄片的形式，因为裂纹在马氏体时效钢中的扩展速率比在碳钢中慢10倍。这降低了剑刃的破损，给人的伤害机会更少。这类剑刃设计成平齐折断，这样就会“帮对手一个大忙”。马氏体时效钢越来越多地用在体育行业。英国与美国的雷诺自行车已经采用新型不锈马氏体时效钢钢管制造自行车车架。不锈马氏体时效钢用于制作高尔夫球杆球头、外科手术器械以及皮下注射器等。该钢种不适合用作解剖刀刃，因为钢中几乎不含碳，做不成锋利的刀刃。一些国家在马氏体时效钢的生产、进出口方面受到国际社会的密切监控。马氏体时效钢用于制造铀浓缩用气体离心分离机，这利用了该钢种的极高强度、良好的加工性能以及优异的尺寸稳定性等特点，很少有其它材料能胜任这一用途。 高强度轴承
火箭外壳 高强度自行车车架
飞机起落架
五、 结语马氏体时效钢自发明以来，由于其高韧性高强性和特殊性能，各国对其进行了大力开发和研制。而马氏体时效不锈钢是在马氏体时效钢基础上发展起来的超高强度不锈钢它具有马氏体时效钢全部优点并且具有良好的耐腐蚀性能，更受到人们的青睐，正在发展成为新一代不锈钢和超高强度钢中的新兴宠儿。为了使马氏体时效钢得到广泛的应用，特别是在冷变形量很大的旋压薄壁零件的生产、
应用中，应深入研究其固溶、时效工艺及强化机理；进行马氏体时效钢循环相变处理工艺及影响因素的研究，探索进一步提高其强韧性的途径，为开发性能更好的新型马氏体时效钢奠定理论基础。 六、参考文献[1]戴启勋，程晓农. 《金属材料学》，2011[2] 姜越, 尹钟大. 无钴马氏体时效钢的研究现状. 材料科学与工艺, 2004[3] M Abdelshehid, KMahmodieh, KMori, et al. On the correlation betweenfracture toughness and p recipitation hardening heat treatments in 15 -5PH Stainless Steel[ J ]. Engineering Failure Analysis, 2007[4] 王昆林.材料工程基础（M).北京：清华大学出版社，2003[5]姜越，尹钟大，朱景川，等.马氏体时效不锈钢的研究进展（J）.特殊钢，2003.[6]雷廷权傅家骥.金属热处理工艺方法500种（M).北京：机械工业出版社，2008[7]刘天模，张喜燕，黄维刚.材料学基础（M）.北京：机械工业出版社，2004.[8]李恒德，师昌绪主编.中国材料发展现状及迈入新世纪对策.济南：山东科学技术出版社，2009
目录0、摘要.............................................................1一、概述............................................................1二、马氏体时效钢发展史..............................................2三、马氏体时效钢的性能特点..........................................2
3.1 高强韧性和强疲劳强度...........................................23.2 热处理工艺简单.................................................33.3 焊接性能好，焊接时不需要预热...................................33.4 良好的冷、热加工性能...........................................33.5 在相同强度下，与其它钢种相比，耐应力腐蚀性能好.................43.6 马氏体时效钢的优越性和不足处...................................4四、马氏体时效钢的应用以及发展趋势..................................4五、结语............................................................6六、参考文献........................................................6马氏体时效钢的研究现状与应用进展 课程：金属材料学学院：材料科学与工程学院专业：热处理班级：料103姓名：汪强强学号： 指导老师：斯松华
范文二：马氏体时效钢综述 马氏体时效钢前言：以无碳(或微碳)马氏体为基体的，时效时能产生金属间化合物沉淀硬化的超高强度钢。与传统高强度钢不同，它不用碳而靠金属间化合物的弥散析出来强化。这使其具有一些独特的性能：高强韧性，低硬化指数，良好成形性，简单的热处理工艺，时效时几乎不变形，以及很好的焊接性能。因而马氏体时效钢已在需要此种特性的部门获得广泛的应用。 超高强度钢简介 超高强度钢是在普通结构钢基础上发展起来的一种超高强度高韧性合金结构钢。在现代工业中占有重要地位。超高强度钢的主要特点是具有很高的强度硬度和足够的韧性。用于制造承受高应力的重要部件。一般认为屈服强度σ0.2>=1350MPa的钢为超高强度钢。按照合金化程度及显微组织，超高强度钢可分为低合金、中合金和高合金超高强度钢三类。在高合金超高强度钢中又有马氏体时效钢和沉淀硬化不锈钢等。低合金超高强度钢是由调质结构钢发展起来的，含碳量一般在0.3～0.5％，合金元素总含量小于5％,其作用是保证钢的淬透性，提高马氏体的抗回火稳定性和抑制奥氏体晶粒长大，细化钢的显微组织。常用元素有镍、铬、硅、锰、钼、钒等。通常在淬火和低温回火状态下使用，显微组织为回火板条马氏体，具有较高的强度和韧性。如采用等温淬火工艺，可获得下贝氏体组织或下贝氏体与马氏体的混合组织，也可改善韧性。这类钢合金元素含量低，成本低,生产工艺简单,广泛用于制造飞机大梁、起落架构件、发动机轴、高强度螺栓、固体火箭发动机壳体和化工高压容器等。中合金超高强度钢热作模具钢的改型钢，典型钢种有4Cr5MoSiV钢。这类钢的含碳量约0.4％，合金元素总含量约8％,具有较高的淬透性，一般零件经高温奥氏体化后，空冷即可获得马氏体组织，500～550℃回火时，由于碳化物沉淀产生二次硬化效应，而达到较高的强度。这类钢的特点是回火稳定性高,在500℃左右条件下使用，仍有较高的强度，一般用于制造飞机发动机零件。高合金超高强度钢高合金超高强度钢合金元素总含量大于10%，其中18Ni马氏体时效钢合金元素总含量超过30%。 马氏体时效钢简介 马氏体时效钢是高合金超高强度钢的一个典型钢种，是以无碳(或微碳)马氏体为基体的，时效时能产生金属间化合物沉淀硬化的超高强度钢。与传统高强度钢不同，它不用碳而靠金属间化合物的弥散析出来强化。这使其具有一些独特的性能：高强韧性，低硬化指数，良好成形性，简单的热处理工艺，时效时几乎不变形，以及很好的焊接性能。因而马氏体时效钢已在需要此种特性的部门获得广泛的应用。而马氏体时效不锈钢是在马氏体时效钢基础发展起来的超高强度不锈钢，它具有马氏体时效钢的全部优点，并建有一定的耐腐蚀性能，成为正在发展中的新一代高强度不锈钢。 国内各种马氏体时效不锈钢的主要化学成分（元素质量分数）% 马氏体时效不锈钢的合金化特点马氏体时效不锈钢中的合金化元素主要有三类，一类是与抗腐蚀性能有关的元素如Gr；一类是形成沉淀硬化相的强化元素，如Mo,Cu,Ti等；一类是平衡组织以保证钢中不出现或控制δ-铁素体元素，如Ni,Co等。铬是不锈钢的主要元素，对腐蚀性能起决定性作用。在氧化性介质中，Cr能使钢表面生成稳定而致密的氧化薄膜，以此产生钝化效应防止进一步腐蚀。随着铬含量增加，不锈钢在氧化性介质中耐腐蚀能力相应增加。马氏体时效不锈钢中铬一般为10.5%-18%。为使马氏体时效不锈钢具有满意耐腐蚀性，至少加入12%铬，铬使强铁素体形成元素和缩小奥氏体元素，如果铬含量过高则固溶后将得不到全马氏体组织，而铁素体存在会影响钢的热塑性，降低钢的强度并恶化钢的横向韧性和耐腐蚀性。另一方面，铬使降低Ms温度必需元素，因此铬一般控制在10.5%-12.5%。镍是奥氏体相形成元素，扩大奥氏体稳定区。在马氏体时效不锈钢中镍的质量分数一般为4%-20%，但是镍同样会降低Ms温度，并且比铬作用还要强烈。若镍含量过高Ms降低，冷却时会导致残余奥氏体产生，从而得不到全马氏体组织，时效后强度降低，因此镍含量一般为5.6%-10%，最高达12%。镍一方面固溶与基体中使基体有良好的韧性，一方面形成金属间化合物而强化。镍和铬含量要保持在恰当的范围内一伙的最佳的强度与韧性的配合。一般来说，镍和铬总量不少于17%，以保证韧性，但为了保证强度也不能大于21%。钼对马氏体时效不锈钢强度，韧性，耐腐蚀性都有利，马氏体时效不锈钢中钼的存在，可以组织析出相沿元奥氏体晶界析出，congress避免沿晶断裂提高了断裂韧性。在某些还原性介质中，钼能促进铬的敦化作用故钼能提高耐蚀性，并能有效抑制氯离子的点蚀倾向提高钢的抗晶间腐蚀能力，但过量添加钼同样也会生产残留奥氏体。当钼大于3%时，在淬火组织可能会出现δ-铁素体，因为提高钼会导致单相马氏体区缩小，在马氏体时效不锈钢中钼 应在5%以下。钴在马氏体时效不锈钢中的作用主要是扩大γ相区作用，还能升高Ms点。铜是一种较弱的奥氏体形成元素。在马氏体时效不锈钢加入铜能提高钢在盐酸和硫酸中的抗腐蚀能力，也可以提高耐应力腐蚀能力。但铜含量过多引起热加工时的铜脆。钛在马氏体时效不锈钢常常使用，作为一种强化元素常加入镍在3%以上的钢中，以便能形成金属间化合物NiTi。适量的钛具有时效强化作用。铝是铁素体形成元素，在马氏体时效不锈钢主要作用是时效强化作用。同时能在钢的表面形成一层致密的氧化膜，提高不锈钢抗氧化能力，但是铝一般是作为脱氧剂加入到钢中的，以束缚残余的氧和氮。
稀土元素加入马氏体时效不锈钢中能提高钢的抗腐蚀性能。
上述合金元素对钢的作用不是简单的叠加也不是相互抵消，他们之间有时会发生，新的物理化学作用，往往会引起强化力学性能作用。各种合金元素对马氏体时效不锈钢组织结构和性能的影响如下表所示。 各种合金元素对对马氏体时效不锈钢组织结构性能影响
注：□----强作用；○----中等作用；△----弱作用 马氏体时效钢性能特点为：----室温下具有超高强度----简单热处理，保证最小的热处理变形----与处于同一强度水平的淬火钢相比具有优异的疲劳韧性----低碳含量，从而消除脱碳问题----截面尺寸是硬化过程中一个重要的影响因素
----易于加工
----好的焊接性能
----具有高强度与高韧性
----易切削加工，低的加工变形量
----热处理过程中收缩均匀稳定
----易渗氮----具有好的抗腐蚀与裂纹扩展能力
----抛光光洁度高由于具有以上优点，因而马氏体时效钢已在需要此种特性的部门获得广泛的应用。 马氏体时效钢发展简史 具有工业应用价值的马氏体时效钢，是20世纪60年代初由国际镍公司(INCO)首先开发出来的。年间该公司B0.F0.Decker等人，在铁镍马氏体合金中加入不同含量的钴、钼、钛，通过时效硬化得到屈服强度分别达到、1900MPa的18Ni(200)、18Ni(250)和18Ni(300)钢，并首先将18Ni(200)和18Ni(250)应用于火箭发动机壳体。这类钢种的出现，立即引起了各国冶金工作者的高度重视。60年代的中、后期是马氏体时效钢研究和开发的黄金时代。这期间，国际镍公司和钒合金钢公司(VasCo)又研制出了屈服强度达到2400MPa的18Ni(350)。研究工作者们还对马氏体时效钢的加工工艺、各种性能和强韧化机理进行了大量工作，同时还探索了屈服强度高达MPa的所谓400级和500级马氏体时效钢。不过这两个级别的钢种由于韧性太低，而且生产工艺过于复杂，没有得到实际应用。在此期间，马氏体时效钢在工模具领域也有了一定市场。与此同时，前苏联和联邦德国等国也开始了马氏体时效钢的研究。到了70年代，日本因开发浓缩铀离心机，对马氏体时效钢进行了系统、深入的研究。进入80年代以来，由于钴价不断上涨，无钴马氏体时效钢的开发取得了很大进展，如美国的T一250(18Ni一3Mo一10.4Ti--0.1A1)、日本的14Ni一3Cr一3Mo一10.5Ti合金、韩国的w一250(18Ni一40.5w一10.4Ti--0.1A1)和前苏联的H161~6M6(16Ni一6V一6Mo)均相继问世。这些钢不仅使生产成本降低了20％～30％，而且性能也十分接近相应强度水平的含钴马氏体时效钢。为改善马氏体时效钢的耐腐蚀性能，在20世纪60年代后期又开发了马氏体时效不锈钢，它具有马氏体时效钢的全部优势，又具备马氏体时效钢所不具备的耐蚀性，同时还对沉淀硬化型不锈钢的某些性能进行了改进，因此用马氏体时效不锈钢逐步代替沉淀硬化型不锈钢是超高强度不锈钢一个重要的发展方向，是超高强度不锈钢最有潜力的钢种。
中国的发展中国从20世纪60年代中期就开始研制马氏体时效钢。最初以仿制18Ni(250)和18Ni(300)为主。到70年代中期又开始研究强度级别更高的钢种和无钴或节镍钴马氏体时效钢，还开发出用于高速旋转体的超高纯、高强高韧的马氏体时效钢(cM一1钢)，研制出高弹性的马氏体时效钢(TM210等)和低镍无钴马氏体时效钢(12Ni一3Mn3Mo--TiAlV)。马氏体时效钢工艺流程冶炼 → 热加工 → 冷加工 → 焊接 → 热处理 → 表面处理 生产工艺主要生产工艺有冶炼、热加工、冷加工、焊接、热处理和表面处理。 冶炼超高强度钢最重要的指标是断裂韧性，夹杂物含量对断裂韧性有很大的影响，碳硫磷氧氮是对韧性有害的元素，为了减少杂质含量，在原料选取上，必须精选原材料，避免有害元素的过多带入，把住原材料的污染关。其次，在冶炼方法上一般采用真空感应炉熔炼加真空自耗炉重熔的双真空冶炼工艺。对于强度级别在1500MPa以下的钢种，可以采用非真空冶炼，或非真空冶炼加电渣重熔的工艺。但对高强度级别和用途重要的钢种，必须采用双真空冶炼工艺，这样可以明显改善塑性。在真空自耗重熔时，应严格控制电流和熔池温度，以免钢锭产生严重的枝状偏析。热加工马氏体时效钢在高温下具有良好的热塑性与热加工性能，铸锭热加工一般在870-1120℃进行在高于1120℃时有可能产生过量氧化。对于钛、钼含量较高的钢种，钢锭凝固时容易发生这些元素的微观偏析，热加工后形成各向异性的带状显微结构。减轻或消除微观偏析的有效措施，是选择合适的钢锭尺寸和热加工时进行充分的高温均质化处理。为了防止由于Ti(c，N)等化合物沿奥氏体晶界析出引起的高温缓冷脆性，热加工后应尽量避免工件在C温度区间内缓冷或停留。为了获得细晶粒和较佳力学性能，终锻应在较低温度下(950～850C)，以较大的变形量(大于25％)完成。 不同热变形方法下的马氏体时效钢的力学性能变化
冷加工，马氏体时效钢在固溶状态下很软，因此在固溶状态下冷加工性非常好。拉拔、冷轧、弯曲、深冲等加工都容易进行。利用其良好的塑性加工到所需的形状，然后通过时效进行强化。钢的加工硬化指数为0.02～0.03，与普通钢相比低一个数量级。因此，加工过程中无需软化退火即可进行90％以上变形量的冷加工。焊接良好的焊接性是马氏体时效钢的优点之一。几乎所有的焊接工艺都能适用。焊丝成分与被焊钢成分基本相同，焊前不必预热，焊后不处理也不会产生裂纹，直接时效后，接头系数即可超过90％。热处理热处理工艺简单是马氏体时效不锈钢的另一重要优点。热处理工艺一般为固溶处理+时效处理。1.固溶处理马氏体不锈钢经热加工后，在冷加工和时效强化之前应进行固溶处理。固溶处理是将马氏体不锈钢加热到较高的温度，保温一定时间，其目的一个在于：溶解热加工后余留的沉淀物。另一个是使钢中的合金元素充分溶解到奥氏体中，并获得均匀的高位错密度的全马氏体组织，为时效强化做准备。传统固溶处理工艺一般是将马氏体时效不锈钢加热到870-1100℃，保温1-2小时；随后空冷或水冷，冷却速度对组织和性能影响不大。由于马氏体时效不锈钢中含有较多的合金元素，马氏体转变开始温度Ms一般为180-200℃。对于马氏体最终转变点Mf比较低的马氏体时效不锈钢，淬火冷渠道试问会残留大量的奥氏体，钢中残留较多的奥氏体会降低马氏体时效不锈钢的强度。因此，为了最大限度减少残留奥氏体，以进一步提高钢的强度，固溶后需在-70℃进行深冷处理。2.时效处理马氏体时效钢的高强度是通过时效处理得到的。时效温度一般为480℃，强度级别高的钢种可采用510¨C，时效时间为3～6h，时效后空冷。时效后在马氏体基体上，析出大量弥散的和超显微的金属间化合物质点，使材料强度成倍提高而韧性损失较小。马氏体时效钢的性能还可通过奥氏体形变，或马氏体形变，或两者结合得到提高。奥氏体形变处理使奥氏体晶粒尺寸减小到10um以下，从而得到具有一定延性的，强度大于3500MPa的马氏体时效钢。在固溶后和时效前进行的马氏体形变处理，由于产生更多的位错，通常可使强度提高200MPa。固溶前的马氏体形变，能细化奥氏体晶粒并增加钢时效后的强度。 马氏体时效钢在马氏体组织冷变形后时效的力学性能
马氏体时效钢的回火处理回火作为一种热处理工艺从中世纪时代就开始应用，用于淬火马氏体合金的处理。而目前回火工艺仅用于对钢进行处理，因为钢占所有马氏体硬化合金中的绝大多数。马氏体时效钢是不含碳的Fe-Ni合金，并添加了钴、钼、钛与其它一些元素。典型的钢种如铁基中含17%～19% Ni，7%～9% Co，4.5%～5% Mo和0.6%～0.9% Ti。这类合金经淬火成马氏体，然后在480～500℃回火。在回火过程中，由于合金元素在马氏体中过饱和，从而从马氏体中沉淀析出形成金属间析出物，导致强的沉淀强化效果。根据铝、铜以及其它非铁合金的沉淀强化类推，可将该工艺过程称作时效处理。并且由于最初的组织为马氏体，因此该类钢被称作马氏体时效钢。商业化马氏体时效钢在最大的硬化处理阶段，组织中可含有部分中间过渡亚温相Ni3Mo与Ni3Ti的共生析出物。Ni3Ti相类似于碳钢中的六边形ε-碳化物。在马氏体时效钢中，这些中间过渡金属间析出物颗粒由于在位错处析出，因而分布极其弥散，这一组织特点具有特别的实际应用价值。马氏体时效钢的组织具有高密度位错，在板条（非孪生）马氏体中，位错密度达到/cm2数量级，也就是与强应变硬化金属处于同一范围。在这方面，马氏体时效钢（硬化态）的亚结构明显不同于铝、铜和其它合金，它们在淬火时不会出现多态性变化。
假设马氏体时效钢在回火过程中，中间相的析出是由于合金元素的原子在位错线上的偏聚，则在位错上形成的产物可以作为合金元素在过饱和马氏体中的富集分层。马氏体时效钢在马氏体转变过程中形成的位错结构，在随后的加热过程中保持非常稳定，实际上在回火温度范围内（480～500℃）未发生变化。在整个的回火过程中，出现如此高密度的位错，很可能在很大程度上是由于弥散分布的析出物钉扎住位错。在高温（550℃甚至更高）条件下，长的回火时间可能会导致析出物粗化，并增大颗粒间距，而位错密度同时也在下降。在长的保温时间下，就不出现半共生的中间过渡金属间析出物，取而代之的是稳定相如Fe2Ni或Fe2Mo形成的粗大共生析出物。将回火温度提高到超过500℃，马氏体时效钢可能会发生马氏体向奥氏体***转变，于是在奥氏体形成的过程表面处理如果不进行表面处理，马氏体时效钢的耐磨性和疲劳强度并不比普通高强钢好。因此对于这种用途的零件，必须进行表面处理(气体渗氮、离子氮化或离子注入等)。离子氮化可使18Ni(250)钢滚动轴承的接触疲劳寿命提高1倍以上。马氏体时效钢的应用以及发展趋势马氏体时效钢已在包括火箭发动机壳体，导弹壳体，捆绑带，导弹陀螺仪表内，外挠性接头，铀浓缩用离心分离机的旋转筒，直升飞机起落架，水翼船支柱，高压容器，扭力转动轴，飞机用高强度齿轮，高强度轴承，高压传感器，紧固件，弹簧，以及铝合金压件模和挤压模，精密模具等方面获得广泛的应用。具体实例如：马氏体时效钢在时效前就具有高强度和塑性，可以制成火箭与导弹的薄壳，在保持满足应用要求的强度前提下提高有效载荷。马氏体时效钢具有非常稳定的显微组织性能，即使在温度过高而发生过时效后，软化过程也非常缓慢。这些合金在适当高的工作温度下保持良好的性能，最高工作温度超过400℃。保证火箭或弹头外薄壳在飞行的过程中保持良好的强度。马氏体时效钢适合用作引擎零件如曲柄、轴与齿轮，以及用作自动武器的撞针。撞针是在相当高的载荷与冲击作用而同时冷热反复交替的环境下工作。由于均匀膨胀，并且在时效前易切削加工，使得马氏体时效钢可用于装配线上的高磨损单元以及用作模具制造。而其他超高强度钢，如二次硬化“Aermet”钢，由于基体内的碳化物颗粒一直呈弥散分布，因此很难加工处理。在击剑运动中，由国际击剑协会或FIE主办的竞赛中使用的剑刃通常由马氏体时效钢制作而成。马氏体时效钢剑刃要求是金属薄片的形式，因为裂纹在马氏体时效钢中的扩展速率比在碳钢中慢10倍。这降低了剑刃的破损，给人的伤害机会更少。这类剑刃设计成平齐折断，这样就会“帮对手一个大忙”。马氏体时效钢越来越多地用在体育行业。英国与美国的雷诺自行车已经采用新型不锈马氏体时效钢钢管制造自行车车架。不锈马氏体时效钢用于制作高尔夫球杆球头、外科手术器械以及皮下注射器等。该钢种不适合用作解剖刀刃，因为钢中几乎不含碳，做不成锋利的刀刃。一些国家在马氏体时效钢的生产、进出口方面受到国际社会的密切监控。马氏体时效钢用于制造铀浓缩用气体离心分离机，这利用了该钢种的极高强度、良好的加工性能以及优异的尺寸稳定性等特点，很少有其它材料能胜任这一用途 注意事项为了提高马氏体时效钢的韧性和塑性，必须严格控制钢中的杂质含量。首先控制碳含量是关键。碳与钼，钛，铌形成稳定的碳化物在晶界析出，使韧性和缺口强度ζN降低，并减少其有效含量，使强化效应减少。若碳固溶于马氏体中，就会钉扎位错，降低马氏体范性。氮在钢中形成TiN和NbN，是裂纹源。少量硅对韧性有害，硅的总量控制在0.1%以下。硫和磷也控制得很低，硫在0.008%以下，磷在0.005%以下。铬和锰可用来部分代替镍的作用。另外，微合金元素硼，锆，钙镁和稀土金属可以改善马氏体时效钢的性能。总结：马氏体时效钢自发明以来，由于其高韧性高强性和特殊性能，各国对其进行了大力开发和研制。而马氏体时效不锈钢是在马氏体时效钢基础上发展起来的超高强度不锈钢它具有马氏体时效钢全部优点并且具有良好的耐腐蚀性能，更受到人们的青睐，正在发展成为新一代不锈钢和超高强度钢中的新兴宠儿。因此在未来马氏体时效钢有以下这样几个发展趋势：马氏体时效钢的发展趋势为：对现有钢种来说，必须进一步降低钢中气体，夹杂物和有害元素含量，生产超纯净马氏体时效钢，改进马氏体时效钢组织结构的均匀性，这是提高现有钢。进一步研究晶粒超细化工艺。通过改善合金化，控制轧制及形变热处理，在洗出强化的同时，充分发挥形变，相变和细晶强化的综合作用，提高钢的综合力学性能。增加铬钼等耐腐蚀元素的含量，进一步改善马氏体时效不锈钢的耐腐蚀性能，使高的强韧性与优良的耐腐蚀性能融为一体。尤其是无钴超高强度（ζb>=1800MPa）马氏体时效不锈钢以及高强度（ζ0.2>=1200MPa)耐海水服饰马氏体时效不锈钢的开发及强韧化机理研究。进一步研究高度弥散金属间化合物的形貌，组分，结构以及残留奥氏体数量，形貌，分布状态对马氏体时效不锈钢性能的影响。稀土元素在马氏体时效钢中的作用机理研究。包括稀土元素对马氏体时效不锈钢的组织和性能均匀性的影响以及作用机理，稀土元素对马氏体时效不锈钢晶粒度及析出相的影响及作用机理，稀土元素对马氏体时效不锈钢耐蚀性能的影响。 参考文献：（1）刘天模，张喜燕，黄维刚.材料学基础（M）.北京：机械工业出版社，2004.（2）王昆林.材料工程基础（M).北京：清华大学出版社，2003（3）张树松，仝爱莲.钢的强韧化机理与技术途径（M).北京：兵器工业出版社，1995.（4）姜越，尹钟大.无钴马氏体时效钢的研究现状（J）.材料科学与工艺，）:108-112.（5）姜越，尹钟大，朱景川，等.超高强度马氏体时效钢的发展和应用（J）.特殊钢，）：1-5（6）姜越，尹钟大，朱景川，等.马氏体时效不锈钢的研究进展（J）.特殊钢，）：1-5.（7）姜越.马氏体时效不锈钢成分优化设计及组织结构与性能（D）.哈尔滨：哈尔滨工业大学材料科学与工程学院，2004（8）雷廷权傅家骥.金属热处理工艺方法500种（M).北京：机械工业出版社，1998（9）李泉华.热处理实用技术（M）.2版.北京：机械工业出版社2007
范文三：马氏体时效钢文献综述文献综述马氏体时效钢是利用淬火后的时效处理，是金属间化合物在低Ｃ的高Ｎｉ马氏体中弥散析出强化的一类高合金超高强度钢，由于其具有高强度、高断裂韧性，热处理工艺简单，可焊性和冷、热加工性能良好等优点，广泛应用于航空、航天和精密模具等领域。马氏体时效钢是以无碳(或超低碳)铁镍马氏体为基体，加入适当比例的Co 、Mo、Ti 、Al等元素，通过固溶空冷获得高位错密度、高韧性的单相 Fe-Ni 板条马氏体组织，再经400～550℃时效析出Ni3Mo、Ni3Ti、Fe2Mo、Fe2 (Mo、Ti)等纳米量级金属间化合物相共同强化的高强度、高断裂韧性的超高强度钢[1,2]。马氏体时效钢的主要强化元素是以Ni为主的合金元素，形成具有良好韧性的Fe-Ni马氏体基体，这种马氏体是晶格类型和α铁的晶格类型一致，内部组织含有高密度位错的“软马氏体”[3]，其高强度主要来源于时效过程中在板条马氏体基体上沉淀出细小的金属间化合物，这些沉淀强化相具有高稳定性，弥散分布的特点，并与基体保持共格关系，而C不是用来起强化作用的，又由于马氏体时效钢不是靠碳的过饱和固溶或碳化物沉淀，而是靠某些合金元素在时效时产生金属间化合物析出而强化的，因此，钢中的碳，与硫，磷一样，为有害杂质元素。要求碳含量愈低愈好，一般不应超过00.03%(对于重要用途，应低于0.01%)，使其成为微C或者超低C钢[4]，使得马氏体时效钢在具有较高强度的同时还保持较好的韧性。钢中主要合金元素为镍，钴，钼，钛。铬和锰在马氏体时效钢中可用来部分代替镍和钴，在近期发展的无钴钢种中还用钨代钼或用钒代钴。硅为杂质元素，其含量不应超过0.1%。铝一一般是作为炼钢时的脱氧剂而加入的，其残余量在0.05%～0.2%范围。此外还可用硼、锆、钙、镁和稀土元素等进行微量元素处理，以改善钢的某些性能。马氏体时效钢于上个世纪六十年代研制成功，其力学性能及加工性能优于各类型超高强度钢，还具有良好的塑性和韧性，广泛应用于航空、航天以及军事等各种超高强度结构和飞行器壳体[5-7]，如火箭发动机壳体，导弹壳体、铀浓缩用离心分离机的旋转筒、水翼船支柱、精密模具、冷冲模、 潜艇动力装置等[8]。特别是无钴马氏体时效钢的开发，使得马氏体时效钢的价格下降，马氏体时效钢更加得到人们的重视。经过几十年的发展，根据不同的用途已经开发出的不同强度级别不同种类的马氏体时效钢达几十种，例如马氏体时效不锈钢。目前，应用最广泛的是18Ni型含钴或者无钴马氏体时效钢。具有工业应用价值的马氏体时效钢，是20世纪60年代初由国际镍公司(INCO)首先开发出来的。年间该公司B0.F0.Decker等人，在铁镍马氏体合金中加入不同含量的钴、钼、钛，通过时效硬化得到屈服强度分别达到、1900MPa的18Ni(200)、18Ni(250)和18Ni(300)钢，并首先将18Ni(200)和18Ni(250)应用于火箭发动机壳体。这类钢种的出现，立即引起了各国冶金工作者的高度重视。60年代的中、后期是马氏体时效钢研究和开发的黄金时代。这期间，国际镍公司和钒合金钢公司(VasCo)又研制出了屈服强度达到2400MPa的18Ni(350)。研究工作者们还对马氏体时效钢的加工工艺、各种性能和强韧化机理进行了大量工作，同时还探索了屈服强度高达MPa的所谓400级和500级马氏体时效钢。不过这两个级别的钢种由于韧性太低，而且生产工艺过于复杂，没有得到实际应用。在此期间，马氏体时效钢在工模具领域也有了一定市场。与此同时，前苏联和联邦德国等国也开始了马氏体时效钢的研究。到了70年代，日本因开发浓缩铀离心机，对马氏体时效钢进行了系统、深入的研究。进入80年代以来，由于钴价不断上涨，无钴马氏体时效钢的开发取得了很大进展，如美国的T一250(18Ni一3Mo一10.4Ti--0.1A1)、日本的14Ni一3Cr一3Mo一10.5Ti）合金、韩国的w一250(18Ni一40.5Ｗ一10.4Ti--0.1A1)和前苏联的H161~6M6(16Ni一6V一6Mo)均相继问世。这些钢不仅使生产成本降低了20%～30%，而且性能也十分接近相应强度水平的含钴马氏体时效钢。常见的热处理工艺：1． 正火：将钢材或钢件加热到临界点AC3或ACM以上的适当温度保持一定时间后在空气中冷却，得到珠光体类组织的热处理工艺。2． 退火annealing：将亚共析钢工件加热至AC3以上20--40度，保温一段时间后，随炉缓慢冷却（或埋在砂中或石灰中冷却）至500度以下在空气中冷却的热处理工艺。3． 固溶热处理：将合金加热至高温单相区恒温保持，使过剩相充分溶解到固溶体中，然后快速冷却，以得到过饱和固溶体的热处理工艺。4． 时效：合金经固溶热处理或冷塑性形变后，在室温放置或稍高于室温保持时，其性能随时间而变化的现象。5． 固溶处理：使合金中各种相充分溶解，强化固溶体并提高韧性及抗蚀性能，消除应力与软化，以便继续加工成型。6． 时效处理：在强化相析出的温度加热并保温，使强化相沉淀析出，得以硬化，提高强度。7． 淬火：将钢奥氏体化后以适当的冷却速度冷却，使工件在横截面内全部或一定的范围内发生马氏体等不稳定组织结构转变的热处理工艺。8． 回火：将经过淬火的工件加热到临界点AC1以下的适当温度保持一定时间，随后用符合要求的方法冷却，以获得所需要的组织和性能的热处理工艺。9． 钢的碳氮共渗：碳氮共渗是向钢的表层同时渗入碳和氮的过程。习惯上碳氮共渗又称为氰化，目前以中温气体碳氮共渗和低温气体碳氮共渗（即气体软氮化）应用较为广泛。中温气体碳氮共渗的主要目的是提高钢的硬度，耐磨性和疲劳强度。低温气体碳氮共渗以渗氮为主，其主要目的是提高钢的耐磨性和抗咬合性。10． 调质处理（quenching and tempering）：一般习惯将淬火加高温回火相结合的热处理称为调质处理。调质处理广泛应用于各种重要的结构零件，特别是那些在交变负荷下工作的连杆、螺栓、齿轮及轴类等。调质处理后得到回火索氏体组织，它的机械性能均比相同硬度的正火索氏体组织为优。它的硬度取决于高温回火温度并与钢的回火稳定性和工件截面尺寸有关，一般在HB200--350之间。11． 钎焊：用钎料将两种工件粘合在一起的热处理工艺。热处理的工艺特点：金属热处理是机械制造中的重要工艺之一，与其他加工工艺相比，热处理一般不改变工件的形状和整体的化学成分，而是通过改变工件内部的显微组织，或改变工件表面的化学成分，赋予或改善工件的使用性能。其特点是改善工件的内在质量，而这一般不是肉眼所能看到的。为使金属工件具有所需要的力学性能、物理性能和化学性能，除合理选用材料和各种成形工艺外，热处理工艺往往是必不可少的。钢铁是机械工业中应用最广的材料，钢铁显微组织复杂，可以通过热处理予以控制，所以钢铁的热处理是金属热处理的主要内容。另外，铝、铜、镁、钛等及其合金也都可以通过热处理改变其力学、物理和化学性能，以获得不同的使用性能。热处理的工艺工程：热处理工艺一般包括加热、保温、冷却三个过程，有时只有加热和冷却两个过程。这些过程互相衔接，不可间断。加热是热处理的重要工序之一。金属热处理的加热方法很多，最早是采用木炭和煤作为热源，进而应用液体和气体燃料。电的应用使加热易于控制，且无环境污染。利用这些热源可以直接加热，也可以通过熔融的盐或金属，以至浮动粒子进行间接加热。金属加热时，工件暴露在空气中，常常发生氧化、脱碳(即钢铁零件表面碳含量降低)，这对于热处理后零件的表面性能有很不利的影响。因而金属通常应在可控气氛或保护气氛中、熔融盐中和真空中加热，也可用涂料或包装方法进行保护加热。加热温度是热处理工艺的重要工艺参数之一，选择和控制加热温度，是保证热处理质量的主要问题。加热温度随被处理的金属材料和热处理的目的不同而异，但一般都是加热到相变温度以上，以获得高温组织。另外转变需要一定的时间，因此当金属工件表面达到要求的加热温度时，还须在此温度保持一定时间，使内外温度一致，使显微组织转变完全，这段时间称为保温时间。采用高能密度加热和表面热处理时，加热速度极快，一般就没有保温时间，而化学热处理的保温时间往往较长。冷却也是热处理工艺过程中不可缺少的步骤，冷却方法因工艺不同而不同，主要是控制冷却速度。一般退火的冷却速度最慢，正火的冷却速度较快，淬火的冷却速度更快。但还因钢种不同而有不同的要求，例如空硬钢就可以用正火一样的冷却速度进行淬硬。 相关领域的研究进展及成果：a.超纯净化马氏体时效钢的研究18Ni(350)型马氏体时效钢在强度达到2400MPa级别时，其断裂韧性(磁)急剧下降到50MPa．M（1/2）以下，如何提高该强度级别马氏体时效钢的韧性和塑性是一个重要的研究方向。多年来，人们通过各种途径来提高马氏体时效钢的韧性和塑性，并取得了一定的效果。例如，采用双真空冶炼工艺减少钢中有害元素及气体含量；控制夹杂物形态；采用特殊加工和热处理工艺调整晶粒度及组织结构；加入微量合金元素(如B，Nb，Zr等)与未再结晶固溶处理相结合；加入微量稀土元素(La等)控制夹杂物形态等［８］”。在以上各种强韧化措施中，纯净化冶炼是提高马氏体时效钢塑韧性的有效途径。当冶炼工艺由常压与真空相结合时，可使同一强度级别的马氏体时效钢的K1c提高约30％；如果采用双真空冶炼，可使其K1c提高79％。但由于目前真空冶炼技术水平的限制，马氏体时效钢中各有害元素含量仍在0．003～0．005％较高范围水平。这些有害元素易形成各种夹杂物，严重危害马氏体时效钢的断裂韧性［８］。中国科学院金属研究所开发的超纯净化冶炼工艺将18Ni(350)型马氏体时钢中的主要有害元素降低到10(-5)的极限水平，并适当调整主要强化合金元素含量，达到了有效提高马氏体时效钢强韧性的目的。超纯净马氏体时效钢的断裂韧性在同一强度级别下较普通马氏体时效钢提高10～30％，最高达到61MPa．m(1/2)。超纯净化条件下，TiN是钢中的主要夹杂物，其体积和数量都大幅度降低，同时钢中的Ti等合金元素的利用率也显著提高，有助于提高马氏体时效钢的强韧化水平［８］。现代热处理工艺：将材料放在一定介质内加热、保温、冷却，通过改变材料表面或内部组织结构来控制其性能的一种综合工艺过程。分为整体热处理、表面热处理和化学热处理。 马氏体时效钢的强韧化机理及热处理工艺特征：马氏体时效钢的强韧化机理：马氏体时效钢高强度的来源主要有以下几个方面：固溶强化、相变强化及时效强化。这三种强化对马氏体时效钢强度贡献如图1-1[9]： 图1-1 各种强化对马氏体时效钢强度贡献示意图Fig 1-l Diagramatic sketch of contribuhon of various strengtheningon strength ofmaraging steel(1)合金元素溶入α-Fe引起固溶强化,在马氏体时效钢中含有大量的Ni、Mo、Co、A1等合金元素，但由于在时效后，大部份的合金元素又以沉淀析出相析出，所以固溶在仅α-Fe中的合金元素含量又大幅度下降。因而在固溶强化效果方面，其贡献较小，仅为100~250MPa左右。(2)马氏体时效钢在奥氏体向马氏体转变的过程中发生相变冷作硬化。对于这种不含碳的铁合金来说，由相交冷作硬化所引起的强度增值，可以达到500～600MPa。同时相变得到的马氏体中含有密度很大的位错，这对马氏体时效钢的韧性及随后的沉淀强化都是很有利的。(3)与上述两种强化机制相比较，在18Ni马氏体时效钢中，经过固溶处理之后的时效强化起着决定性的作用。一般情况下时效强化可使其强度增值为l 000~2000MPa。正如前述，马氏体时效钢的强化主要来源是马氏体时效过程中的沉淀强化。主要的析出强化元素Mo、Ti、A1等的含量对时效后的强韧性有着一定的影响[9][10]。在时效时，起着沉淀强化作用的主要是含Mo、Ti的金属间化合物[11]。当钢中所含的合金元素及含量不同时，它们对时效行为也有不同的影响，同时它们对时效的贡献也不同[12]。除了合金元素的种类和含量影响时效强度之外，时效温度和时间也是一个很重要的因素。往往对应不同的参数存在着合会元素形成的偏聚区、弥散析出相等，这些缺陷的分布、大小都直接影响着时效强化效果。马氏体时效钢不仅具有高的强度，同时还有较高的抵抗脆性断裂性能。有关其高的抵抗脆性断裂的原因一直未下定论。不过下面的说法得到了较多工作者的承认[13]。马氏体时效钢含有大量的Ni和Co，这两种合金元素均降低位错与杂质原子之间的相互作用能。另外，由于马氏体中的C、N原子的浓度很低，使被钉扎的位错数目减少到最少，也就是说仍然存在有大量活动位错，同时位错活动的自由路程也较大。在产生应力集中的时候，通过局部的范性形变使应力松驰。因此这种具有良好范性的基体可以抵抗比较大的应力集中。另外，通过马氏体相变，基体获得了高密度的位错，从而使时效时核心的数目大大增加，为弥散析出创造了良好的条件，而高密度的弥散析出阻碍了位错的长程运动。但是，金属间化合物并不象间隙C、N原子及碳化物那样将位错紧紧钉轧死，而是仅降低了位错运动的“路程”，仅起到了一个阻碍作用。在400～500C℃之间时效后，由于马氏体时效钢的马氏体相变时引起的显微应力又被大大松驰，这也是使钢的脆断抗力提高的原因之一[14]。 马氏体时效钢的热处理工艺特征：由上述马氏体时效钢的强韧化机理不难看出，其热处理工艺应保证：(1)使台会元素充分地溶解有基体中，以便时效时能得到应有的强度。(2)获得比较细小的晶粒及弧组织。(3)得到比较弥散、细小的析出相。这些结果对不同类型的材料获得方法有所不同，这里仅把前人对马氏体时效钢的热处理工艺的分类列入图1-2[15]。从图可知，它们有所不同，但其目的是相同的，即要获得细小的奥氏体晶粒及高位错密度的马氏体组织，还有弥散析出的金属间化合物。固溶处理：材料或工件加热到适当温度并保温足够的时间，使可溶相充分溶解，然后快速冷到室温，一获得过饱和过熔体的热处理工艺时效处理：指合金工件经固溶处理，冷塑性变或铸造锻造后，在较高温度放置或室温保持其性能，形状，尺寸随时间变化的热处理参考文献：[1] Decker R F,Eash J T,Goldman AJ . 18 %Nickel Maraging Steels[J]. 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范文四：1高强度钢中马氏体时效钢的综述上海大学 2010～ 2011学年 冬季学期研究生课程考试小论文 课程名称：
汽车刚强度钢板研究
课程编号：
高强度钢中马氏体时效钢的综述 研究生姓名:
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高强度钢中马氏体时效钢的综述摘 要 马氏体时效钢是以无碳( 或超低碳) 铁镍马氏体为基体的经时效生产金属间化合物沉淀硬化的。超高强度钢。该钢在高强度时效处理前具有良好的成形性，时效处理几乎不变形，时效处理后有高强韧性。文中论述了典型Ni2Co2Mo2Ti2Al 马氏体时效钢和Ni2Mo2Ti(2Cr2Al) 无钴马氏体时效钢的化学成分和力学性能，阐述了马氏体时效钢在400～500 ℃时效时马氏体基体内产生大量强化效果极高、韧性损失极小的金属间化合物沉淀相的时效结构和强化机制，以及Ni、Co、Mo、Cr、Mn、Ti 等元素在马氏体时效钢中的合金化作用。概述了马氏体时效钢的生产工艺，应用和发展趋向。关键词 马氏体时效钢；沉淀析出；强化机制；力学性能The description of ultrahigh strengthsteel -Maraging steelAbstract Maraging steel is a kind of ultrahigh strength steel strengthened by ageing precipitation hardening of intermetallics in carbon2free or extra2low carbon ferronickel martensite matrix. It has excellent formability before ageing treatment and almost non2deforming during ageing , after ageing the steel has high strength and toughness. The chemical compositions and mechanical properties of typical Ni2Co2Mo2Ti2Al maraging steel and Ni-Mo-Ti (-Cr-Al) cobalt-freemaraging steel are reviewed， and the ageing structure and strengthening mechanism of mass intermetallics precipitation phases produced in martensite matrix of maraging steel ageing at400-500℃ which has high strengthening effect and minimal toughness loss and the alloying effect of alloy elements such as Ni ,Co ,Mo ,Cr ,Mn and Ti in maraging steel are presented in this article.The production process, application and developing trend of maraging steel are also summarized.Keyword：Maraging S P Strengthening MMechanical Properties一、引言1.1超高强度钢的背景超高强度钢一般是指屈服强度大于1380MPa的高强度结构钢。20世纪40年代中期，美国用AISI4340结构钢通过降低回火温度，使钢的抗拉强度达到MPa。马氏体时效钢强化作用是通过马氏体相变和等温时效析出金属间化合物 Ni3Mo来达到的。马氏体时效钢的基本化学成分是18％Ni-8％Co-5％Mo。随着钛含量从0.20％提高到1.4％，屈服强度可以在MPa之间变化。为了获得高韧性，应尽量降低钢中的磷、硫、碳和氮含量。除了广泛应用的AF1410等二次硬化超高强度钢之外，为了获得更高的强度和韧性配合，美国 SRG在二次硬化钢的物理冶金学研究基础上，开发了高洁净度的 AerMet钢。高洁净度保证Aer-Metl00钢 (0.23％C-3％Cr-11.1％Ni-13.4％Co-1.2％Mo)具备目前最佳的强度和韧性配合。AerMet310(0.25％C-2.4％Cr-11％Ni-15％Co-1.4％Mo)是最近Carpenter公司在 AerMetl00的基础上开发的高强高韧钢。与 AerMetl00相同，AerMet310也是双真空冶炼的含镍钴钢，它具有良好的韧性和塑性。AerMet310的抗拉强度是 2172MPa，比 AerMetl00高出 200MPa。与 Marage300相比，AerMet310的屈强比较小，因而可在断裂前吸收较多的塑变能量。AerMet310的比强度高于AerMetl00和Malage300，甚至高于Ti-6AI4V钛合金。超高强度钢将向高性能和低成本方向发展。为了达到高强度和高韧性，除了设计新型合金之外，提高洁净度是一个重要手段。影响马氏体喇效钢广泛应用的主要因素是其高合金含量带来的高价格，开发经济型的无钴马氏体时效钢是超高强度钢的又一重要发展方向。1.2超高强度钢的分类根据钢中合金含量，将超高强度钢分为低合金超高强度钢、中合金超高强度钢和高合金超高强度钢。据合结钢的物理冶金学特点可以将超高强度钢分为低合金超高强度钢、二次硬化超高强度钢和马氏体时效钢。AISI4340是最早出现的低合金超高强度钢。通过淬火和低温回火处理，AISI、4330或 4340钢的屈服强度可以超过 1500MPa，然而缺口冲击韧性降低。在钢中添加 l％~2％的硅可以抑制回火时ε-碳化物生长及 Fe3C形成，提高回火温度(260~315℃)采消除热应力和相变应力以提高韧性，同时又可避免马氏体回火脆性。坩埚熔炼和 300M便是利用上述原理开发的高硅低合金超高强度钢。1952年美国国际镍公司开发的 300M钢是在 4340钢中添加硅和钒元素。300M钢在 300℃回火可获得最佳的强度和韧性配合。通过调整碳含星和添加钒，开发了 AMS6434和 LadishD6AC钢。通过对 AI-SI4330的改进，我国开发了高性能685和686装甲钢。在 AISI4340的基础上，我国还研制了高硬度695装甲钢，其抗穿甲弹防护系数达到 1.3以上。值得注意的是，尽管以4340和 300M钢为代表的低合金超高强度钢具有高强度，但它们的断裂韧性和抗应力腐蚀能力较差。二、超高强度钢时效马氏体的概述马氏体时效钢以无碳(或超低碳) 铁镍马氏体为基体，400～550 ℃时效时能产生金属间化合物沉淀硬化的超高强度钢[1 ]，广泛应用于航空、航天以及军事等尖端领域[2 ]文从马氏体时效钢开发、成分、性能、时效结构、强化机制等多方面反映马氏体时效钢目前的研究与应用概况。2.1 马氏体时效钢的开发、成分与力学性能具有工业应用价值的马氏体时效钢，是20 世纪60 年代初由国际镍公司( INCO) 首先开发出来的[1 ]。 年间该公司Decker 等人发现，在Fe2Ni 马氏体合金中同时加入Co 、Mo 可使马氏体时效硬化效果大大提高，并通过调整Co 、Mo 、Ti含量得到屈服强度分别达到、1900MPa的18Ni (200) 、18Ni (250) 和18Ni (300)的18Ni系马氏体时效钢[3]，并首先将18Ni (200) 和18Ni(250) 应用于火箭发动机壳体[4 ]。这类钢种的出现，立即引起了各国材料工作者的高度重视。60年代后期国际镍公司( INCO) 和钨钒高速工具钢公司(Vasco) 又研制出了屈服强度达到2 400 MPa的18Ni (350) 。研究工作者们还对马氏体时效钢的加工工艺、各种性能和强韧性机理进行了研究，同时还探索了屈服强度高达2 800 MPa 和3 500MPa 的所谓400 级和500 级马氏体时效钢[4]。不过这两个级别的钢种由于韧性太低，而且生产工艺过于复杂，没有得到实际应用[5 ]。与此同时，前苏联和联邦德国等国也开始了马氏体时效钢的研究。到了70 年代，日本因开发浓缩铀离心机，对马氏体时效钢进行了系统、深入的研究[6 ,7]。进入80 年代以来，作为战略元素Co 的资源短缺、价格不断上涨，促使各国材料工作者研制无钴马氏体时效钢来代替马氏体时效钢。无钴马氏体时效钢的研制始于美国，国际镍公司( INCO) 与钨钒高速工具钢公司(Vasco) 合作，开发了T225无钴马氏体时效钢(前缀T 表示Ti 强化钢) 。与18Ni 马氏体时效钢相比较，其成分特点是完全去掉了Co ，降低了Mo 的含量，增加了Ti 的含量。在T2250 基础上通过调整Ti 含量，又开发了T2200和T2300 无钴马氏体时效钢，其性能相当于相应级别的含钴18Ni 马氏体时效钢。同样，日本的浅山行昭也报道了无钴含铬马氏体时效钢，不仅去掉了钴，镍含量也降低到14 % 。此外，韩国开发了无钴、钼而含钨的马氏体时效钢，印度开发了低镍无钴马氏体时效钢。这些钢不仅使生产成本降低了20 %～30 %，而且性能也十分接近相应强度水平的含钴马氏体时效钢。为改善马氏体时效钢耐蚀性能，在20 世纪60年代后期又开发了马氏体时效不锈钢[2]。它具有马氏体时效钢的全部优点，又具有马氏体时效钢所不具备的不锈性，同时还对沉淀硬化不锈钢的某些性能进行了改进。因而用马氏体时效不锈钢逐步代替沉淀硬化不锈钢是高强度不锈钢发展的重要趋势，是超高强度不锈钢最具有发展前途的钢种。我国从20 世纪60 年代后期开始研制马氏体时效钢。最初以仿制18Ni 系马氏体时效钢为主。到70 年代中期又开始研究强度级别更高的钢种和无钴或节镍钴马氏体时效钢，还开发出用于高速旋转体的超高纯、高强韧性马氏体时效钢(CM21)，研制出高弹性马氏体时效钢(TM210 等) 和马氏体时效不锈钢(如00Cr13Ni8Mo2NbTi) 。2.2 马氏体时效钢中合金元素的作用马氏体时效钢的合金化元素主要有三类，一类是形成沉淀硬化相的强化元素，如Mo 、Ti 等;一类是平衡组织以保证钢中不出现或控制δ2铁素体元素，如Ni 、Co 、Mn 等，一类是与抗腐蚀性能有关的元素，如Cr 等。在含钴马氏体时效钢中，钴虽固溶于基体中但并不形成金属间化合物，而与钼产生协作效应{synergistic effect}[1]。其作用在于减少钼在马氏体中的固溶度，从而促进含钼金属间化合物(如Ni3Mo 、Fe2Mo) 的析出；同时，钴可以抑制马氏体中位错亚结构的回复，为随后的析出相形成提供出更多的形核位置，因而使析出相粒子更为细小而又分布均匀，减少析出相粒子间距。然而这并不说明钴钼的交互作用对韧性有贡献，至今还没有实验数据证明钴在提高强度的同时具有改善韧性的作用。因此，马氏体时效钢中钴的作用并不是不可以替代的，即使不含钴，也不一定会导致塑、韧性恶化。另外，钴可以提高马氏体的Ms 温度，部分弥补了镍的反作用，保证钢固溶后获得全马氏体组织，这是其它元素无法替代的。 材料韧性取决于塑性变形时位错交滑移的难易程度。镍能使螺型位错不易于发生***，保证交滑移的发生，提高钢的韧性，因此马氏体时效钢具有良好韧性是由于基体有较多镍存在的缘故。在马氏体时效钢中对强度和韧性都有利的合金元素是钼。时效初期析出的富钼析出物，在强化的同时保持钢的韧性中起着重要作用。马氏体时效钢中合金元素Mo 的存在，也可以阻止析出相沿原奥氏体晶界析出，从而避免了沿晶断裂、提高了断裂韧性。但过量(超过10 %)添加钼同过量添加镍一样，也会生成残留奥氏体。对于无钴马氏体时效钢，由于失去了钴、钼的交互作用，富钼析出物的析出量相对降低，使强化效果减弱。在无钴马氏体时效钢中， 当钼含量超过3 %时，每添加1 %的钼，强度将增加56 MPa。2.3马氏体时效钢的时效结构对常规使用的Fe2Ni2 (Co) 2Mo2Ti 马氏体时效钢已进行了大量的研究。在马氏体时效钢中主要的沉淀物为:Ni3M(M = V ，Mo ，Nb ，W) 、η2Ni3Ti 、Fe2Mo Laves 相、不同类型的ζ2相( FeMo 、FeTi) 、μ2Fe7Mo6 和χ2相，三角晶系的R2相也有发现但不常见[4 ]。η2Ni3Ti 在含钴和无钴钢中都是重要的沉淀相。Fe2Mo 相在低钴合金中、μ2Fe7Mo6 相在含钴和无钴钢中都有发现。除此之外，在含Cr 马氏体时效钢还观察到ω2相和Ti6Si7Ni16硅化物。Vanderwalker研究了T2250 钢的时效析出过程，发现析出过程中首先产生镍偏析，由于镍偏析，导致富镍区出现逆转变奥氏体，最后Ni3Ti 在逆转变奥氏体上成核大，Ni3Ti 析出的形状和取向由逆转变奥氏体决定，Ni3Ti 析出后，部分逆转变奥氏体可能重新转变成马氏体。在位错和晶界上也发生同样的非均匀析出过程。在长大的最终阶段，Ni3Ti 析出相中又溶入了一部分钼，因此实际上析出相是Ni3 (Ti ，Mo) 。沙维等采用原子探针场离子显微镜、TEM 分析研究了含钴的C2300、无钴的T2300和含铬的马氏体时效钢在时效过程中的相变。发现在C2300 和T2300 马氏体时效钢中析出相与基体保持共格或半共格的关系，原子探针成分分析表明，这两种钢中都是Ni3 (Mo 、Ti) 和Fe7Mo6 两种析出相产生时效强化。这两种钢时效行为的区别为:在无钴的T2300 钢中高钼的Fe7Mo6 仅在时效后期形成，而且在T2300 钢中的Ni3 (Ti,Mo) 相的含钼量比在C2300 钢中低得多。同时，T2300 钢中基体的钼浓度却比C2300 钢中要高。这说明钴在马氏体时效钢中的作用是降低钼在马氏体基体内的固溶度。研究表明[8 ]，Ni3Mo 和Ni3Ti 均呈细长的棒状，而Fe2Mo 和Fe7Mo6 则为球形。2.4 马氏体时效钢的强化机制时效初期，马氏体时效钢首先发生调幅***，溶质原子通过上坡扩散形成Ni2Mo2Ti 富集区，进而原位析出细小沉淀相[9,10]。当有金属间化合物析出时，析出相粒子的尺寸不同，其强化机制也不同，位错切过还是绕过析出相粒子决定于粒子半径R 和位错的布氏矢量模b ，当R/ b 三、马氏体时效钢的应用与发展趋势目前，在各类马氏体时效钢中，使用最广泛的是18N i( 200)、18N i( 250) 18N i( 300)钢，其中300型的强度为2100MPa， 也是目前在综合性能方面都能满足使用要求的最高强度钢，其他更高强度钢如18N i( 350)强度达到2300 MPa， 但其塑韧性偏低，也有更高强度达到2800MPa级别的但塑韧性极低，不能使用。也就是说，目前在马氏体时效钢中存在的主要问题是：在强度进一步提高的同时，其塑韧性明显下降而导致材料无法使用。如何能够在大幅度提高钢材强度的同时保证其具有良好的韧性是目前困扰的问题之一。解决这个问题的途径之一就是通过调节钢材中合金元素的含量， 让它们能够在发挥自身作用的同时， 通过各元素的相互作用而获得想要的性能; 其二，通过从冶炼工艺到轧制整个过程的控制来控制结构组织(细化晶粒)来获得良好的性能。据此，专家提出一种解决方案: 因为提高金属材料的纯净度是提高塑韧性的重要途径之一。马氏体时效钢是体心立方结构， 而体心立方结构类型的金属材料的塑韧性是对材料所含杂质元素含量极为敏感的结构[ 11]。因而，尽量降低马氏体时效钢中杂质元素C、P、S、O、H 的含量是提高其塑韧性的有效途径， 当然这也涉及到冶炼过程。马氏体时效钢已在包括火箭发动机壳体，导弹壳体、捆绑带，导弹陀螺仪表内、外挠性接头，铀浓缩用离心分离机的旋转筒，直升飞机起落架，水翼船支柱，高压容器，扭力转动轴，飞机用高强度齿轮，轴承，高压传感器，紧固件，弹簧，以及铝合金挤压模和压件模，精密模具，冷冲模等方面获得广泛的应用。马氏体时效钢的发展趋向为：(1) 生产超纯净马氏体时效钢，改进马氏体时效钢组织结构的均匀性；(2) 进一步研究晶粒超细化工艺；(3) 无钴超高强度马氏体时效钢开发及强韧化机理研究；(4) 高度弥散金属间化合物的形貌、组分、结构以及残留奥氏体的数量、形貌、分布状态对马氏体时效钢性能的影响；(5) 稀土元素在马氏体时效钢中作用机理研究。 参考文献Decker R F ,Eash J T and Goldman AJ . 18 %Nickel Maraging Steels.Trans. 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范文五：马氏体时效钢强化工艺特点马氏体时效钢是一种以超低碳马氏体为基体，通过时效产生金属间化合物沉淀硬化的超高强度钢。与传统的高强度钢不同，它不是用碳而是靠金属间化合物的弥散析出来强化，这使其具有一个突出的优点：热处理工艺简单方便，这是由于马氏体转变不受冷却速度的影响，不会出现像淬火回火钢中常出现的淬透性问题，热处理变形小，加工性能及焊接性能都很好。马氏体时效钢的显著特点是在超高强度下仍具有良好的塑性和优异的断裂韧性，这使它不仅可以取代传统的高强度钢，而且在一些重要领域内获得别的材料难以替代的应用。如可用于制备火箭与导弹的薄壳，在保持满足应用要求的强度前提下提高有效载荷；它具有非常稳定的组织性能，即使在温度过高而发生过时效后，软化过程也非常缓慢。这些合金在相当高的工作温度下仍保持良好的性能，最高工作温度超过400℃。这可以保证火箭或弹头外薄壳在飞行的过程中保持良好的强度。马氏体时效钢的强化工艺是固溶强化、相变强化、时效强化等因素综合作用的结果。固溶强化使马氏体时效钢的强度提高100~250MPa，贡献较小。但通过固溶处理可以消除锻轧的残余应力和成分偏析，同时溶解沉淀相，为随后的时效强化打下基础。相变强化，即组织发生奥氏体向马氏体的转变时所发生的硬化，可使强度提高500~600MPa，相变得到的马氏体组织中具有极高密度的位错亚结构，是提高强度的主要原因，同时也为随后的沉淀强化创造了有利条件。时效强化是提高马氏体时效钢强度最主要的手段，可使其强度提高约1100MPa。在热处理过程中通过Co，Mo，Ti等合金元素从过饱和固溶体(马氏体)中析出金属间化合物作为第二相质点来实现强韧化。在时效过程中，在晶界、相界及位错线等缺陷处析出细小弥散的金属间化合物。特别应该指出的是，细晶强化是一种对马氏体时效钢既能提高强度又能改善韧性的强化方法。在晶粒细化的方式上，主要有循环相变细化工艺和形变热处理工艺。循环相变热处理工艺是将奥氏体转变产物反复加热、重结晶、奥氏体化、循环相变，使奥氏体晶粒充分细化，进而转变得到细小的板条马氏体组织，从而提高强度、塑性和韧性。例如，对3J33马氏体时效钢进行4次循环热处理后，晶粒尺寸由220μm减小到15μm左右，形成细小的马氏体组织。实验证明，在相同的时效规程下，将高温固溶+时效处理的合金与经过高温固溶+变温循环相变+时效处理的合金进行性能比较，后者的力学特性明显优于前者。马氏体形变处理可在固溶和时效处理之间进行，也可在固溶处理之前进行，前者增加了位错密度，后者能细化奥氏体晶粒。据报道，对18Ni7Co5Mo0.1Ti进行90％冷轧变形再时效处理可使屈服强度提高约547MPa，同时保持材料的韧塑性。