馬氏體時(shí)效鋼簡史

具有工業(yè)應(yīng)用價(jià)值的馬氏體時(shí)效鋼，是20世紀(jì)60年代初由國際鎳公司(INCO)首先開發(fā)出來的。1961～1962年間該公司B0.F0.Decker等人，在鐵鎳馬氏體合金中加入不同含量的鈷、鉬、鈦，通過時(shí)效硬化得到屈服強(qiáng)度分別達(dá)到1400、1700、1900MPa的18Ni(200)、18Ni(250)和18Ni(300)鋼，并首先將18Ni(200)和18Ni(250)應(yīng)用于火箭發(fā)動(dòng)機(jī)殼體。這類鋼種的出現(xiàn)，立即引起了各國冶金工作者的高度重視。60年代的中、后期是馬氏體時(shí)效鋼研究和開發(fā)的黃金時(shí)代。這期間，國際鎳公司和釩合金鋼公司(VasCo)又研制出了屈服強(qiáng)度達(dá)到2400MPa的18Ni(350)。研究工作者們還對(duì)馬氏體時(shí)效鋼的加工工藝、各種性能和強(qiáng)韌化機(jī)理進(jìn)行了大量工作，同時(shí)還探索了屈服強(qiáng)度高達(dá)2800和3500MPa的所謂400級(jí)和500級(jí)馬氏體時(shí)效鋼。不過這兩個(gè)級(jí)別的鋼種由于韌性太低，而且生產(chǎn)工藝過于復(fù)雜，沒有得到實(shí)際應(yīng)用。在此期間，馬氏體時(shí)效鋼在工模具領(lǐng)域也有了一定市場。與此同時(shí)，前蘇聯(lián)和聯(lián)邦德國等國也開始了馬氏體時(shí)效鋼的研究。到了70年代，日本因開發(fā)濃縮鈾離心機(jī)，對(duì)馬氏體時(shí)效鋼進(jìn)行了系統(tǒng)、深入的研究。進(jìn)入80年代以來，由于鈷價(jià)不斷上漲，無鈷馬氏體時(shí)效鋼的開發(fā)取得了很大進(jìn)展，如美國的T一250(18Ni一3Mo一10.4Ti—0.1A1)、日本的14Ni一3Cr一3Mo一10.5Ti合金、韓國的w一250(18Ni一40.5w一10.4Ti—0.1A1)和前蘇聯(lián)的H161~6M6(16Ni一6V一6Mo)均相繼問世。這些鋼不僅使生產(chǎn)成本降低了20%～30%，而且性能也十分接近相應(yīng)強(qiáng)度水平的含鈷馬氏體時(shí)效鋼。

馬氏體時(shí)效鋼是超高強(qiáng)度鋼中的一種。這種鋼突出的優(yōu)點(diǎn)是熱處理工藝簡單方便，固溶后先進(jìn)行機(jī)械加工再進(jìn)行時(shí)效，熱處理變形小，加工性能及焊接性能都很好。馬氏體時(shí)效鋼的熱處理工藝及性能見下表。近年來，國外用馬氏體時(shí)效鋼制作模具較為廣泛；但在國內(nèi)，由于馬氏體時(shí)效鋼含Ni、Co等貴重金屬元素，且含量高，價(jià)格昂貴，尚難以廣泛應(yīng)用。該類鋼主要用于精密鍛模及塑料模具。

中國從20世紀(jì)60年代中期就開始研制馬氏體時(shí)效鋼。最初以仿制18Ni(250)和18Ni(300)為主。到70年代中期又開始研究強(qiáng)度級(jí)別更高的鋼種和無鈷或節(jié)鎳鈷馬氏體時(shí)效鋼，還開發(fā)出用于高速旋轉(zhuǎn)體的超高純、高強(qiáng)高韌的馬氏體時(shí)效鋼(cM一1鋼)，研制出高彈性的馬氏體時(shí)效鋼(TM210等)和低鎳無鈷馬氏體時(shí)效鋼(12Ni一3Mn3Mo—TiAlV)。

由于馬氏體時(shí)效鋼不是靠碳的過飽和固溶或碳化物沉淀，而是靠某些合金元素在時(shí)效時(shí)產(chǎn)生金屬間化合物析出而強(qiáng)化的，因此，鋼中的碳，與硫，磷一樣，為有害雜質(zhì)元素。要求碳含量愈低愈好，一般不應(yīng)超過0.03%(對(duì)于重要用途，應(yīng)低于0.01%)。鋼中主要合金元素為鎳，鈷，鉬，鈦，

鉻和錳在馬氏體時(shí)效鋼中可用來部分代替鎳和鈷，在近期發(fā)展的無鈷鋼種中還用鎢代鉬或用釩代鈷。硅為雜質(zhì)元素，其含量不應(yīng)超過0.1%。鋁一一般是作為煉鋼時(shí)的脫氧劑而加入的，其殘余量在0.05%～0.2%范圍。此外還可用硼、鋯、鈣、鎂和稀土元素等進(jìn)行微量元素處理，以改善鋼的某些性能。

常用的典型馬氏體時(shí)效鋼是按強(qiáng)度級(jí)別分類的

18Ni(200)、18Ni(250)、18Ni(300)和18Ni(350)是得到廣泛實(shí)際應(yīng)用的鋼種。

近年來一些國家研制出許多馬氏體時(shí)效鋼的變異鋼種，特別是開發(fā)出了不少具有良好性能的無鈷馬氏體時(shí)效鋼。

既具有高的延性、韌性又能產(chǎn)生超高強(qiáng)度的鋼種是馬氏體時(shí)效鋼，研發(fā)這種鋼的材料學(xué)思路是高純凈、高鎳、超低碳的鋼。這樣，即使在較小的冷卻速度下也能淬火獲得馬氏體組織和具有優(yōu)良的沖擊抗力及斷裂韌性。三種主要馬氏體的時(shí)效鋼是：

Nil8馬氏體時(shí)效鋼

這種鋼有三種型號(hào)，其屈服強(qiáng)度分別為1350MPa、1650MPa和1950MPa，這類鋼的雜質(zhì)含量很低，需要經(jīng)一次或二次真空冶煉。并含有0.003%B、0.002%Zr和0.005?以清除雜質(zhì)并幫助改善熱塑變加工性能。

熱處理工藝包括850℃～870℃固溶處理，空冷或水淬，再在480℃時(shí)效3h。除了Co之外，加入的合金元素都降低Ms點(diǎn)，但可保持Mf點(diǎn)高于室溫，這樣固溶化后淬冷下來都能完全轉(zhuǎn)化為馬氏體。時(shí)效析出硬化相主要是小片狀

調(diào)整時(shí)效溫度、時(shí)間，可獲得不同的強(qiáng)度。時(shí)效溫度過高(>600℃)，因鋼的

在高抗拉強(qiáng)度下，這種鋼仍具有優(yōu)良的沖擊韌性，而且具有強(qiáng)化缺口的作用，其缺口強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度之比在1．35～1．65之間。時(shí)效前進(jìn)行50%的冷變形加工，可將上述名義強(qiáng)度提高到1700 MPa、2000 MPa和2100MPa。

Ni20馬氏體時(shí)效鋼

鋼的雜質(zhì)含量與Nil8鋼相似，但Ni含量較高，時(shí)效硬化元素不用Mo和Co，而是用1．5%Ti、0．25?和0．5%Nb來產(chǎn)生。這種鋼的Ms點(diǎn)比Nil8鋼低，但固溶處理淬冷到室溫后仍可充分發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。如果相變不完全，可在一78℃下冷卻處理或通過冷塑性變形(冷塑性變形可提高M(jìn)s點(diǎn))來完成，這種鋼正常的時(shí)效硬化相是

Ni25馬氏體時(shí)效鋼

這種鋼含25%Ni和1．5%Ti、0．25?或0．5%Nb(亦可Al、Nb并用)，Ms點(diǎn)低于或接近室溫。固溶處理后鋼的組織基本是奧氏體，所以應(yīng)在時(shí)效前將其轉(zhuǎn)化為馬氏體，為此可以采用兩種方法：

(1)奧氏體時(shí)效：加熱到700℃保持4h使其從奧氏體中析出

(2)冷塑變形加工加冷處理：奧氏體冷塑變形加工，變形量應(yīng)大于25%，才能提高M(jìn)s—

主要生產(chǎn)工藝有冶煉、熱加工、冷加工、焊接、熱處理和表面處理。

馬氏體時(shí)效鋼冶煉

一般采用真空感應(yīng)爐熔煉加真空自耗爐重熔的雙真空冶煉工藝。對(duì)于強(qiáng)度級(jí)別在1500MPa以下的鋼種，可以采用非真空冶煉，或非真空冶煉加電渣重熔的工藝。但對(duì)高強(qiáng)度級(jí)別和用途重要的鋼種，必須采用雙真空冶煉工藝。在真空自耗重熔時(shí)，應(yīng)嚴(yán)格控制電流和熔池溫度，以免鋼錠產(chǎn)生嚴(yán)重的枝狀偏析。

馬氏體時(shí)效鋼熱加工

馬氏體時(shí)效鋼在高溫下具有良好的熱塑性，其熱加工性與1Crl8Ni9Ti大體相同。對(duì)于鈦、鉬含量較高的鋼種，鋼錠凝固時(shí)容易發(fā)生這些元素的微觀偏析，熱加工后形成各向異性的帶狀顯微結(jié)構(gòu)。減輕或消除微觀偏析的有效措施，是選擇合適的鋼錠尺寸和熱加工時(shí)進(jìn)行充分的高溫均質(zhì)化處理。為了防止由于Ti(C，N)等化合物沿奧氏體晶界析出引起的高溫緩冷脆性，熱加工后應(yīng)盡量避免工件在1100～750C溫度區(qū)間內(nèi)緩冷或停留。為了獲得細(xì)晶粒和較佳力學(xué)性能，終鍛應(yīng)在較低溫度下(950～850C)，以較大的變形量(大于25%)完成。

馬氏體時(shí)效鋼冷加工

在固溶狀態(tài)下冷加工性非常好。拉拔、冷軋、彎曲、深沖等加工都容易進(jìn)行。鋼的加工硬化指數(shù)為0.02～0.03，與普通鋼相比低一個(gè)數(shù)量級(jí)。因此，加工過程中無需軟化退火即可進(jìn)行90%以上變形量的冷加工。

馬氏體時(shí)效鋼焊接

良好的焊接性是馬氏體時(shí)效鋼的優(yōu)點(diǎn)之一。幾乎所有的焊接工藝都能適用。焊絲成分與被焊鋼成分基本相同，焊前不必預(yù)熱，焊后不處理也不會(huì)產(chǎn)生裂紋，直接時(shí)效后，接頭系數(shù)即可超過90%。

馬氏體時(shí)效鋼熱處理

熱處理工藝簡單是馬氏體時(shí)效鋼的另一重要優(yōu)點(diǎn)。鋼經(jīng)熱加工后，在冷加工和時(shí)效強(qiáng)化之前應(yīng)進(jìn)行固溶處理。目的在于：溶解熱加工后余留的沉淀物；使基體溶有充足的強(qiáng)化元素；并獲得均勻的高位錯(cuò)密度的全馬氏體組織。固溶溫度通常采用820～840℃，固溶時(shí)間為每25ram厚度1h，固溶后空冷，冷卻速度對(duì)組織和性能影響不大。馬氏體時(shí)效鋼的高強(qiáng)度是通過時(shí)效處理得到的。時(shí)效溫度一般為480℃，強(qiáng)度級(jí)別高的鋼種可采用510¨C，時(shí)效時(shí)間為3～6h，時(shí)效后空冷。時(shí)效后在馬氏體基體上，析出大量彌散的和超顯微的金屬間化合物質(zhì)點(diǎn)，使材料強(qiáng)度成倍提高而韌性損失較小。

馬氏體時(shí)效鋼的性能還可通過奧氏體形變，或馬氏體形變，或兩者結(jié)合得到提高。奧氏體形變處理使奧氏體晶粒尺寸減小到10um以下，從而得到具有一定延性的，強(qiáng)度大于3500MPa的馬氏體時(shí)效鋼。在固溶后和時(shí)效前進(jìn)行的馬氏體形變處理，由于產(chǎn)生更多的位錯(cuò)，通常可使強(qiáng)度提高200MPa。固溶前的馬氏體形變，能細(xì)化奧氏體晶粒并增加鋼時(shí)效后的強(qiáng)度。

馬氏體時(shí)效鋼表面處理

如果不進(jìn)行表面處理，馬氏體時(shí)效鋼的耐磨性和疲勞強(qiáng)度并不比普通高強(qiáng)鋼好。因此對(duì)于這種用途的零件，必須進(jìn)行表面處理(氣體滲氮、離子氮化或離子注入等)。離子氮化可使18Ni(250)鋼滾動(dòng)軸承的接觸疲勞壽命提高1倍以上。

應(yīng)用馬氏體時(shí)效鋼已在包括火箭發(fā)動(dòng)機(jī)殼體，導(dǎo)彈殼體，鈾同位素離心分離機(jī)的高速轉(zhuǎn)簡，直升飛機(jī)起落架，高壓容器，轉(zhuǎn)軸，齒輪，軸承，高壓傳感器，緊固件，彈簧，以及鋁合金擠壓模和鑄件模，精密模具，冷沖模等工模具等方面獲得廣泛的應(yīng)用。

由低碳馬氏體相變強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化兩種強(qiáng)化效應(yīng)疊加而強(qiáng)化的高強(qiáng)度不銹鋼。是20世紀(jì)60年代中期發(fā)展起來的新鋼類。它具有馬氏體時(shí)效鋼的全部優(yōu)點(diǎn)，又具有馬氏體時(shí)效鋼所不具備的不銹性，同時(shí)還對(duì)沉淀硬化不銹鋼的某些性能進(jìn)行了改進(jìn)。因而用馬氏體時(shí)效不銹鋼逐步代替沉淀硬化不銹鋼是高強(qiáng)度不銹鋼發(fā)展的重要趨勢(shì)。

> 1.6~2.4mm 焊后HRC 30~32 500℃ 2H較硬化,硬度HRC 48~50 馬氏體時(shí)效鋼系,鋁壓鑄模,低壓鑄造模,鍛造模,沖裁模,注塑模的堆焊。特殊硬化高韌度合金,非常適用于鋁重力壓鑄模、澆口、延長使用壽命的2~3倍,可制作非常精密之模具、超鏡面（澆口補(bǔ)焊,使用不易熱疲勞裂痕）。

高合金超高強(qiáng)度鋼是合金元素含量大于10%的超高強(qiáng)度鋼。常見的有二次硬化鋼、沉淀硬化不銹鋼和馬氏體時(shí)效鋼等。

中文名稱

高合金超高強(qiáng)度鋼

英文名稱

high alloy ultra-high strength steel

定　　義

合金元素含量大于10%的超高強(qiáng)度鋼。常見的有二次硬化鋼、沉淀硬化不銹鋼和馬氏體時(shí)效鋼等。

應(yīng)用學(xué)科

材料科學(xué)技術(shù)（一級(jí)學(xué)科），金屬材料（二級(jí)學(xué)科），鋼鐵材料（三級(jí)學(xué)科），鋼鐵材料品種（四級(jí)學(xué)科）