1高强度钢中马氏体时效钢的综述

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课程名称：汽车刚强度钢板研究课程编号：101101909 论文题目: 高强度钢中马氏体时效钢的综述

研究生姓名: 尹学号: 10721

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评阅日期: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 strength

steel -Maraging steel

Abstract 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-free maraging steel are reviewed，and the ageing structure and strengthening mechanism of mass intermetallics precipitation phases produced in martensite matrix of maraging steel ageing at

400-500℃ 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 Steel; Precipitation; Strengthening Mechanism;Mechanical 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1600-1900MPa。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1375-2410MPa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，AISI4130、4140、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AMS34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 ]。1961～1962 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1400、1700、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分解，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分解，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 < 15 时位错切过析出相粒子;当R/ b ≥15 时位错绕过析出相粒子。强化效果与位错切过共格区和沉淀相所需应力密切相关，此时共格应力和沉淀相内部有序化应力起主要作用。随着沉淀相长大并与基体保持半共格关系，位错切过它们所需应力逐步增加，因此屈服强度上升，当沉淀相进一步长大，其半径达到临界尺寸15b 时，位错会绕过沉淀相而无法切过。当沉淀相颗粒间距达到某一临界值时，强度达到最高值。

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

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