馬氏體時效鋼

具有工業應用價值的馬氏體時效鋼，是20世紀60年代初由國際鎳公司(INCO)首先開發出來的。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，通過時效硬化得到屈服強度分別達到1400、1700、1900MPa的18Ni(200)、18Ni(250)和18Ni(300)鋼，並首先將18Ni(200)和18Ni(250)應用於火箭發動機殼體。這類鋼種的出現，立即引起了各國冶金工作者的高度重視。60年代的中、後期是馬氏體時效鋼研究和開發的黃金時代。這期間，國際鎳公司和釩合金鋼公司(VasCo)又研製出了屈服強度達到2400MPa的18Ni(350)。研究工作者們還對馬氏體時效鋼的加工工藝、各種性能和強韌化機理進行了大量工作，同時還探索了屈服強度高達2800和3500MPa的所謂400級和500級馬氏體時效鋼。不過這兩個級別的鋼種由於韌性太低，而且生產工藝過於複雜，沒有得到實際應用。在此期間，馬氏體時效鋼在工模具領域也有了一定市場。與此同時，前蘇聯和聯邦德國等國也開始了馬氏體時效鋼的研究。到了70年代，日本因開發濃縮鈾離心機，對馬氏體時效鋼進行了系統、深入的研究。進入80年代以來，由於鈷價不斷上漲，無鈷馬氏體時效鋼的開發取得了很大進展，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)和前蘇聯的H161~6M6(16Ni一6V一6Mo)均相繼問世。這些鋼不僅使生產成本降低了20%～30%，而且性能也十分接近相應強度水平的含鈷馬氏體時效鋼。

馬氏體時效鋼是超高強度鋼中的一種。這種鋼突出的優點是熱處理工藝簡單方便，固溶後先進行機械加工再進行時效，熱處理變形小，加工性能及焊接性能都很好。馬氏體時效鋼的熱處理工藝及性能見下表。近年來，國外用馬氏體時效鋼製作模具較為廣泛；但在國內，由於馬氏體時效鋼含Ni、Co等貴重金屬元素，且含量高，價格昂貴，尚難以廣泛應用。該類鋼主要用於精密鍛模及塑料模具。

中國從20世紀60年代中期就開始研製馬氏體時效鋼。最初以仿製18Ni(250)和18Ni(300)為主。到70年代中期又開始研究強度級別更高的鋼種和無鈷或節鎳鈷馬氏體時效鋼，還開發出用於高速旋轉體的超高純、高強高韌的馬氏體時效鋼(cM一1鋼)，研製出高彈性的馬氏體時效鋼(TM210等)和低鎳無鈷馬氏體時效鋼(12Ni一3Mn3Mo—TiAlV)。

由於馬氏體時效鋼不是靠碳的過飽和固溶或碳化物沉澱，而是靠某些合金元素在時效時產生金屬間化合物析出而強化的，因此，鋼中的碳，與硫，磷一樣，為有害雜質元素。要求碳含量愈低愈好，一般不應超過0.03%(對於重要用途，應低於0.01%)。鋼中主要合金元素為鎳，鈷，鉬，鈦，

鉻和錳在馬氏體時效鋼中可用來部分代替鎳和鈷，在近期發展的無鈷鋼種中還用鎢代鉬或用釩代鈷。硅為雜質元素，其含量不應超過0.1%。鋁一一般是作為鍊鋼時的脱氧劑而加入的，其殘餘量在0.05%～0.2%範圍。此外還可用硼、鋯、鈣、鎂和稀土元素等進行微量元素處理，以改善鋼的某些性能。

常用的典型馬氏體時效鋼是按強度級別分類的

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

近年來一些國家研製出許多馬氏體時效鋼的變異鋼種，特別是開發出了不少具有良好性能的無鈷馬氏體時效鋼。

既具有高的延性、韌性又能產生超高強度的鋼種是馬氏體時效鋼，研發這種鋼的材料學思路是高純淨、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良的衝擊抗力及斷裂韌性。三種主要馬氏體的時效鋼是：

Nil8馬氏體時效鋼

這種鋼有三種型號，其屈服強度分別為1350MPa、1650MPa和1950MPa，這類鋼的雜質含量很低，需要經一次或二次真空冶煉。並含有0.003%B、0.002%Zr和0.005%Ca以清除雜質並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℃時效3h。除了Co之外，加入的合金元素都降低Ms點，但可保持Mf點高於室温，這樣固溶化後淬冷下來都能完全轉化為馬氏體。時效析出硬化相主要是小片狀

，但也有一些

。嚴重過時效也能生成

，Co的作用是加強

引起析出硬化，而Mo則是時效硬化的主要元素。

調整時效温度、時間，可獲得不同的強度。時效温度過高(>600℃)，因鋼的

點低，會引起奧氏體形成，這種奧氏體由於高度合金化，使Ms點降低到室温以下，而穩定的保留下來。如果需要高強度，可以在時效前對原低碳馬氏體進行50%形變量的冷塑性變形加工。

在高抗拉強度下，這種鋼仍具有優良的衝擊韌性，而且具有強化缺口的作用，其缺口強度與抗拉強度之比在1．35～1．65之間。時效前進行50%的冷變形加工，可將上述名義強度提高到1700 MPa、2000 MPa和2100MPa。

Ni20馬氏體時效鋼

鋼的雜質含量與Nil8鋼相似，但Ni含量較高，時效硬化元素不用Mo和Co，而是用1．5%Ti、0．25%A1和0．5%Nb來產生。這種鋼的Ms點比Nil8鋼低，但固溶處理淬冷到室温後仍可充分發生馬氏體轉變。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Ms點)來完成，這種鋼正常的時效硬化相是

和

。

Ni25馬氏體時效鋼

這種鋼含25%Ni和1．5%Ti、0．25%A1或0．5%Nb(亦可Al、Nb並用)，Ms點低於或接近室温。固溶處理後鋼的組織基本是奧氏體，所以應在時效前將其轉化為馬氏體，為此可以採用兩種方法：

(1)奧氏體時效：加熱到700℃保持4h使其從奧氏體中析出

或

。於是奧氏體合金含量降低，Ms點上升，隨後冷卻時奧氏體大部分轉化為馬氏體。如在時效硬化處理(480℃，3h)之前進行一78℃冷處理，即可保證馬氏體完全轉變。700℃的奧氏體時效，由於形成

，使奧氏體硬化。但

相在

相變時會失去共格性，而且在隨後馬氏體時效硬化時，可以利用的Ti，Al都減小了，所以強度要低些。馬氏體時效處理時的析出相是η-

。

(2)冷塑變形加工加冷處理：奧氏體冷塑變形加工，變形量應大於25%，才能提高Ms—

的温度區段，使該鋼在一78℃(乾冰)或一196℃(液氮)冷處理時完成馬氏體轉變，這種加工處理充分發揮合金元素的析出硬化作用，可獲得強度高於奧氏體的時效處理。

主要生產工藝有冶煉、熱加工、冷加工、焊接、熱處理和表面處理。

一般採用真空感應爐熔鍊加真空自耗爐重熔的雙真空冶煉工藝。對於強度級別在1500MPa以下的鋼種，可以採用非真空冶煉，或非真空冶煉加電渣重熔的工藝。但對高強度級別和用途重要的鋼種，必須採用雙真空冶煉工藝。在真空自耗重熔時，應嚴格控制電流和熔池温度，以免鋼錠產生嚴重的枝狀偏析。

馬氏體時效鋼在高温下具有良好的熱塑性，其熱加工性與1Crl8Ni9Ti大體相同。對於鈦、鉬含量較高的鋼種，鋼錠凝固時容易發生這些元素的微觀偏析，熱加工後形成各向異性的帶狀顯微結構。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進行充分的高温均質化處理。為了防止由於Ti(C，N)等化合物沿奧氏體晶界析出引起的高温緩冷脆性，熱加工後應儘量避免工件在1100～750C温度區間內緩冷或停留。為了獲得細晶粒和較佳力學性能，終鍛應在較低温度下(950～850C)，以較大的變形量(大於25%)完成。

在固溶狀態下冷加工性非常好。拉拔、冷軋、彎曲、深衝等加工都容易進行。鋼的加工硬化指數為0.02～0.03，與普通鋼相比低一個數量級。因此，加工過程中無需軟化退火即可進行90%以上變形量的冷加工。

良好的焊接性是馬氏體時效鋼的優點之一。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，焊前不必預熱，焊後不處理也不會產生裂紋，直接時效後，接頭係數即可超過90%。

熱處理工藝簡單是馬氏體時效鋼的另一重要優點。鋼經熱加工後，在冷加工和時效強化之前應進行固溶處理。目的在於：溶解熱加工後餘留的沉澱物；使基體溶有充足的強化元素；並獲得均勻的高位錯密度的全馬氏體組織。固溶温度通常採用820～840℃，固溶時間為每25ram厚度1h，固溶後空冷，冷卻速度對組織和性能影響不大。馬氏體時效鋼的高強度是通過時效處理得到的。時效温度一般為480℃，強度級別高的鋼種可採用510¨C，時效時間為3～6h，時效後空冷。時效後在馬氏體基體上，析出大量彌散的和超顯微的金屬間化合物質點，使材料強度成倍提高而韌性損失較小。

馬氏體時效鋼的性能還可通過奧氏體形變，或馬氏體形變，或兩者結合得到提高。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，強度大於3500MPa的馬氏體時效鋼。在固溶後和時效前進行的馬氏體形變處理，由於產生更多的位錯，通常可使強度提高200MPa。固溶前的馬氏體形變，能細化奧氏體晶粒並增加鋼時效後的強度。

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

應用馬氏體時效鋼已在包括火箭發動機殼體，導彈殼體，鈾同位素離心分離機的高速轉簡，直升飛機起落架，高壓容器，轉軸，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用。