第16卷 第4期2009年8月金属功能材料M etallic Functional M aterialsVol 16, No 4Augu st, 200918Ni 马氏体时效钢强化方法概述陈建刚,张建福,卢凤双,张敬霖,张建生(钢铁研究总院,北京 100081)摘 要:18N i 马氏体时效钢是以无碳(或超低碳)铁镍马氏体为基体的,主要是经时效产生时效强化的高强度钢。

本文简要概述了18N i 马氏体时效钢的发展过程,介绍了固溶强化、相变强化、时效强化、细晶强化、形变强化方法和发展趋势。

关键词:马氏体时效钢;强化方法;固溶强化;相变强化;时效强化;细晶强化;形变强化中图分类号:T G 142 7 文献标识码:A 文章编号:1005-8192(2009)04-0046-04Outline of Strengthening Waysin 18Ni Maraging SteelCH EN Jian g ang,ZH A N G Jian fu,LU Feng shuang,ZH A N G Jing lin,ZH A N Jian sheng(Centra l Ir on &Steel R esear ch Institute,Beijing 100081,China)Abstract:18Ni marag ing steel is a kind of high strength steel strengthened by ageing precipitation hardening of intermetal lics in carbon free o r ex tre low carbon ferronickel martensite matrix T he main strengthening ways of 18N i mar ag ing steel,such as solution strengthening,transfo rmation streng thening ,aging strengthening,fine g rain strengthening,deformation strengthening,are include in the review T he development trend of 18N i maraging steel ar e also presentedKey words:ma rag ing steel;st rengthening w ay;so lutio n str eng thening ;tr ansfo rmation st rengthening ;ag ing strength ening;fine gr ain strengthening;defo rmatio n str eng thening作者简介:陈建刚(1978-),男,主要从事金属功能材料的研究。

1 前 言18Ni 马氏体时效钢是以无碳(或超低碳)铁镍马氏体为基体,500 左右时效能产生金属间化合物时效强化的高强度钢[1],广泛应用于航空、航天、原子能等领域[2~5]。

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Fe Ni 马氏体合金中同时加入Co 、M o 可使马氏体时效强化效果显著提高,并通过调整Co 、M o 、T i 含量得到屈服强度分别达到1400M Pa 、1700M Pa 、1900M Pa 的18Ni (200)、18Ni(250)、18Ni(300)的马氏体时效钢[4],并首先将18N i(200)和18Ni(250)应用于火箭发动机壳体[5]。

它的出现,立即引起各国材料工作者的高度重视。

20世纪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2400M Pa 的18Ni(350)钢。

表1列出了典型18Ni 马氏体时效钢的标称化学成分和屈服强度。

表1 典型18Ni 马氏体时效钢的标称化学成分与屈服强度[4]Table 1 Nominal chemical compositions and yieldstrength of typical maraging steels [4]合金化学成分/%(质量)Ni Co M o Al T i 屈服强度/M Pa 18Ni(200)18 08 53 30 10 2140018Ni(250)18 08 55 00 10 4170018Ni(300)18 09 05 00 10 7200018Ni(350)17 512 54 20 11 62400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2800M Pa和3500M Pa的所谓400级和500级马氏体时效钢[4,6]。

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[6]。

与此同时,前苏联和联邦德国等国也开始了18Ni马氏体时效钢的研究。

20世纪70年代,日本因开发浓缩铀离心机的需要,对该钢也进行了系统、深入的研究。

20世纪80年代以后,Co 资源短缺和价格上涨,促使材料工作者研制无钴马氏体时效钢来代替高钴马氏体时效钢。

我国从20世纪60年代后期开始,最初以仿制18Ni系马氏体时效钢为主。

到20世纪70年代中期又开始研制强度级别更高的钢种和无钴或节镍钴马氏体时效钢,开发出用于高速旋转体的超高纯、高强韧性马氏体时效钢(CM-1)等钢种。

本文将重点介绍18Ni马氏体时效钢的固溶强化、相变强化、时效强化、细晶强化、形变强化。

2 18Ni马氏体时效钢的强化2 1 固溶强化在基体中加入合金元素一般都能起到一定的强化作用。

这是由于加入的合金元素与基体元素原子尺寸及电子结构不同,产生溶质原子的长程内应力和位错与溶质相遇时的短程作用力,从而产生强化效果。

Pickering发现,置换型溶质对强度总的贡献为 C12,其中C为溶质浓度, 为错配度。

可以看出,在溶质浓度相同的条件下,错配度大的元素强化效果较好。

溶质原子还有一种非均匀强化作用,即溶质原子偏聚在位错周围形成原子团,如Co ttrell气团、Sno ek气团、Suzuiki气团,对位错产生钉扎作用,阻碍位错运动而强化。

一种元素的固溶强化效果往往不如两种以上元素的复合强化效果大,因此,常常采用复合固溶强化。

18Ni马氏体时效钢通过固溶处理后可以获得单一均匀、细小的马氏体组织,为在时效过程中充分发挥合金元素的作用做好组织上的准备。

该钢的成分为Fe Ni Co M o Ti Al,固溶处理后,Ni,Co,M o 等合金元素溶入基体形成过饱和固溶体,引起固溶强化。

但由于时效后,大部分合金元素又以沉淀强化相析出,固溶在基体中的合金元素含量又大幅度下降,所以固溶强化对整个强度的贡献并不大,约为100~250M Pa。

2 2 相变强化马氏体时效钢由奥氏体向马氏体转变过程发生相变冷作硬化,由相变冷作硬化引起的强度增加约为500~600M Pa。

在光学显微镜下,基体呈现块状的马氏体,实际上由若干细小的条晶构成,每一个条晶的宽度约为数千至一万nm,条晶之间存在一个小角度的相间界。

由于块状的马氏体不存在点阵弹性畸变,所以具有高强度的特点。

2 3 时效强化时效强化对最终的强度起着决定性的作用,一般情况下,时效强化可使马氏体时效钢强度值增加1000~2000M Pa。

文献[7]认为,马氏体时效钢时效处理过程可分为3个阶段:马氏体回复、析出相反应和富镍奥氏体形成。

Floreen和Decker[8]认为,马氏体时效钢的时效处理过程通常不存在孕育期,其强化速度极快。

关于这种现象,人们提出了两种不同的观点。

一种观点认为[9~18]在时效初期,马氏体时效钢中形成了溶质原子富集区。

研究人员[9]认为置换式合金元素可以在马氏体内产生应变强化,置换元素集中于位错附近,是马氏体时效钢时效分解的第一步。

在位错附近的原子可能呈有序分布状态。

蔡其巩等[10,11]认为,由于Fe N i马氏体中的位错常以螺型位错的形式存在,位错线平行于布氏矢量或 111 方向。

由于沿着位错线富集合金元素的结果,在时效初期沿 111 方向形成细长条状预沉淀区。

Kirienko等[12]采用场离子显微镜研究了Fe 16Ni (l 2~4 5)M o(w t%)马氏体时效钢的时效初期反应,发现在500 时效30s的钢中,M o不均匀分布,M o倾向于在位错和界面处富集,其不均匀程度随钢中M o量的降低而下降。

研究人员[13]采用小角X射线散射发现,Fe 18 28%Ni 8 8%Co 2 93%Mo(at%)马氏体时效钢在固溶处理冷却过程中便有富M o区形成,说明已有相分解发生。

Ge nin等[14]通过穆斯堡尔谱研究发现,在Fe 12 2% Ni 6 2%M o(at%)和Fe 17 3Ni% 8 4%Co 2 1% M o(at%)马氏体时效钢时效初期形成富M o区,在富M o区贫Fe。

沙维等[15]采用场离子显微镜原子探针对C 300马氏体时效钢的时效初期反应进行了研究,发现N i、M o和T i同时偏聚。

其中,Ni偏聚更强一些。

电子衍射结果表明[16],18Ni(350)马氏体时效钢在时效初期有Fe Co短程有序区形成,其余区域为Ni、M o和Ti富集区。

研究人员[17,18]认为,溶质原子富集区与基体之间保持共格关系,但关于溶质原子富集区结构的认识尚不统一。

47第4期 陈建刚等:18Ni马氏体时效钢强化方法概述另一种观点认为:时效处理初期,马氏体时效钢中发生了调幅分解。

调幅分解发生在同一点阵构造中,分解时溶质原子分布规律呈正弦曲线状态分布。

虽然高浓度部分和低浓度部分均处于共格状态,但两者之间存在共格畸变,使调幅分解组织的强度得到有效的提高。

文献[19]推测,马氏体时效钢时效处理时可能发生了调幅分解,但未得到实验证实;1983年,研究人员[20]在18Ni马氏体时效钢的时效组织中发现了调幅组织,提出这是调幅分解的结果,并且认为时效初期的调幅分解对组织的强化起了很大作用。

通过在调幅组织基础上原位析出金属间化合物,得到马氏体时效钢强化析出相,调幅分解组织越细密,即成分波动越小,析出相弥散均匀且数量多,就越能得到更佳的组织与性能。

此外,为了进一步提高合金的综合性能,文献[21]将分级时效工艺应用于马氏体时效钢的处理工艺中。

分级时效是指合金固溶处理后,在某一温度保温一段时间,再在另一温度下进行时效的复合工艺[22]。