超高強(qiáng)度馬氏體時(shí)效鋼研究進(jìn)展

徐東東，陳旸，許昊，徐馳，卜春成，鄭功

（先進(jìn)金屬與金屬間化合物材料技術(shù)工業(yè)和信息化部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 材料評價(jià)與設(shè)計(jì)教育部工程研究中心 南京理工大學(xué)，南京 210094）

2020 年我國粗鋼產(chǎn)量為10.35 億t，超過全球粗鋼產(chǎn)量的一半，是名副其實(shí)的鋼鐵大國，但品種不夠齊全，結(jié)構(gòu)不太合理，部分優(yōu)質(zhì)高性能特種鋼仍依賴進(jìn)口。馬氏體時(shí)效鋼是一類特殊的超高強(qiáng)度鋼，以無碳或者超低碳的鐵鎳馬氏體為基，通過時(shí)效處理，在板條馬氏體基體中析出細(xì)小彌散的金屬間化合物來實(shí)現(xiàn)超高強(qiáng)度[1—2]。馬氏體時(shí)效鋼具有強(qiáng)度高、塑韌性好、熱處理簡單、焊接及冷熱加工性優(yōu)異等特點(diǎn)，已在航空航天、機(jī)械制造、精密模具、原子能和軍事等領(lǐng)域獲得了廣泛應(yīng)用[3—5]。

文中將簡述馬氏體時(shí)效鋼的發(fā)展歷史，從成分、組織結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能等方面綜述馬氏體時(shí)效鋼的研究現(xiàn)狀，并對其未來的發(fā)展提出建議。

1 發(fā)展歷程

馬氏體時(shí)效鋼的研究始于20 世紀(jì)60 年代初期，由國際鎳公司（International nickel company，INCO）的Decker 等開發(fā)[2]，他們發(fā)現(xiàn)在Fe-Ni 馬氏體基體中調(diào)整Co，Mo，Ti 含量能使鋼的屈服強(qiáng)度達(dá)到1400，1700，2000 MPa 等不同級別，并分別給這些鋼命名為18Ni（200），18Ni（250），18Ni（300），統(tǒng)稱18Ni系馬氏體時(shí)效鋼[4]，并首次將18Ni（200）和18Ni（250）應(yīng)用于火箭發(fā)動(dòng)機(jī)殼體[5]。

20 世紀(jì)60 年代后期，INCO 和鎢釩高速工具鋼公司（Vanadium alloy steel company，Vasco）共同研制出屈服強(qiáng)度達(dá)到2400 MPa 級別的18Ni（350），同時(shí)探索了2800 MPa 和3500 MPa 級別的18Ni（400）和18Ni（500）馬氏體時(shí)效鋼，后兩種鋼強(qiáng)度雖高但韌性極低，且生產(chǎn)過程復(fù)雜，沒有得到實(shí)際應(yīng)用[4—5]。與此同時(shí)，蘇聯(lián)、日本、德國等也開始研究馬氏體時(shí)效鋼[6—7]。表1[8]是幾種典型18Ni 系馬氏體時(shí)效鋼的化學(xué)成分。

表1 幾種典型的18Ni 系馬氏體時(shí)效鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of several typical 18Ni maraging steels (mass fraction) %

20 世紀(jì)80 年代，由于Co 元素短缺且價(jià)格持續(xù)上漲，研究人員開始研發(fā)無Co 馬氏體時(shí)效鋼，相關(guān)工作也由INCO 和Vasco 領(lǐng)銜，合作開發(fā)了T-250 和T-300 系列無Co 馬氏體時(shí)效鋼[9]，其中T-250 鋼已成功應(yīng)用于美國TOW、Stinger、AMRAAM 導(dǎo)彈，軍用輕型攻擊橋、風(fēng)洞等設(shè)備[10]。早期無Co 馬氏體時(shí)效鋼的發(fā)展側(cè)重于增加Ti 元素含量、降低Mo元素含量，隨后日本、韓國、印度等相繼開發(fā)了無Co 含Cr 型、無Co/Mo 含W 型、無Co 低Ni 型等多種馬氏體時(shí)效鋼[11—13]，這些鋼種的性能接近相同級別含 Co 馬氏體時(shí)效鋼的強(qiáng)度水平，同時(shí)可節(jié)約20%～30%的成本。

我國的馬氏體時(shí)效鋼研究始于20 世紀(jì)60 年代后期，最初以仿制18Ni 系馬氏體時(shí)效鋼為主。到70 年代中期，開始研究強(qiáng)度級別更高的馬氏體時(shí)效鋼，包括無Co 和低Ni、Co 型馬氏體時(shí)效鋼[14—16]。90 年代研制出了T-250 和T-300 馬氏體時(shí)效鋼，用于制造固體火箭發(fā)動(dòng)機(jī)殼體[17]，研發(fā)了TM210A 鋼用于旋轉(zhuǎn)作動(dòng)器的齒輪或受力傳動(dòng)軸。此外，還研發(fā)了馬氏體時(shí)效不銹鋼（00Cr10Ni10Mo2Ti1，00Cr12Ni8Cu2AlNb）以及用于鈾濃縮離心分離機(jī)旋轉(zhuǎn)筒體的超高純、高強(qiáng)韌馬氏體時(shí)效鋼（CM-1）等。雖然我國馬氏體時(shí)效鋼研究起步不算晚，但在冶煉工藝、成形技術(shù)、整體性能等方面與國際先進(jìn)水平還有一定差距。

2 主要研究進(jìn)展

2.1 合金化

馬氏體時(shí)效鋼中的合金元素主要分為兩類：①強(qiáng)化元素，主要起促進(jìn)沉淀相析出的作用，如Mo，Ti，Al 等；②組織穩(wěn)定元素，固溶處理后，得到細(xì)小的全馬氏體組織并促進(jìn)沉淀相的析出，如Ni，Co 等。

Mo，Ti，Al 在馬氏體時(shí)效鋼中主要通過時(shí)效處理析出彌散的Ni3Mo，F(xiàn)e2Mo，Ni3(Ti，Al)等強(qiáng)化相來增強(qiáng)基體。同時(shí)Mo 可以有效阻止Ni3Ti 在晶界上的析出，消除沿晶斷裂的發(fā)生。Al 還可作為脫氧劑束縛鋼中殘余的N 和O，產(chǎn)生一定的硬化作用。此外，由于Mo 和Ti 會降低鋼的Ms點(diǎn)，不利于獲得完全馬氏體組織，需控制其含量在一定范圍，如Ti 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于1.6%時(shí)，過量不均勻分布的Ti 將導(dǎo)致殘余奧氏體帶的產(chǎn)生，Mo的質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過10%時(shí)將產(chǎn)生殘余奧氏體[18]，這些都會造成馬氏體時(shí)效鋼強(qiáng)度急劇下降[19]。

Ni 對馬氏體時(shí)效鋼的韌性和強(qiáng)度均有重要作用，主要體現(xiàn)在：Ni 能擴(kuò)大奧氏體穩(wěn)定區(qū)，固溶處理時(shí)有利于形成單相奧氏體，溶解更多合金元素，促進(jìn)Ni3Ti 與Ni3Mo 等金屬間化合物相的析出，提高強(qiáng)度；Ni 能阻礙全位錯(cuò)分解，促進(jìn)交滑移的產(chǎn)生，提高韌性[20]，但Ni 會降低Ms點(diǎn)，其質(zhì)量分?jǐn)?shù)一般控制在7%～18%。Co 主要與Mo 產(chǎn)生協(xié)作效應(yīng)，降低Mo 在馬氏體中的固溶度，促進(jìn)含Mo 金屬間化合物的析出。同時(shí)Co 可以抑制馬氏體中位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)的回復(fù)，為析出相形成提供更多的形核位置，促使析出相粒子細(xì)小且分布均勻[21]。此外，Co 還可以提高M(jìn)s點(diǎn)，有利于獲得全馬氏體組織并提高馬氏體的穩(wěn)定性，使其結(jié)構(gòu)可以保持到較高的溫度，提高鋼的抗過時(shí)效能力[22]。

C，Si，Mn，S，P 等是馬氏體時(shí)效鋼中的雜質(zhì)元素，容易形成非金屬夾雜，損害鋼的塑韌性，需嚴(yán)格控制其含量[23—24]。

稀土元素能影響夾雜物的組態(tài)，進(jìn)而改善馬氏體時(shí)效鋼的塑韌性[25]。目前關(guān)于稀土元素對馬氏體時(shí)效鋼組織及力學(xué)性能的研究較少，值得進(jìn)一步研究。

綜上，為使馬氏體時(shí)效鋼獲得優(yōu)異的強(qiáng)韌性匹配，應(yīng)盡可能降低雜質(zhì)元素含量，適當(dāng)添加稀土元素控制夾雜物的組態(tài)，獲得細(xì)小的全馬氏體組織，并析出足夠多的沉淀相，但馬氏體時(shí)效鋼中各合金元素之間存在復(fù)雜的交互作用，強(qiáng)韌性的提高不僅僅取決于某一元素的含量，更取決于它們之間的配比關(guān)系。

2.2 組織結(jié)構(gòu)

馬氏體時(shí)效鋼內(nèi)部組織主要包含馬氏體基體、析出相、逆轉(zhuǎn)變奧氏體、殘余奧氏體等。典型的馬氏體時(shí)效鋼組織如圖1 所示，圖1a 顯示了板條馬氏體基體，其中含有高密度的位錯(cuò)（見圖1b），所以又稱位錯(cuò)馬氏體，這些高密度位錯(cuò)能夠?yàn)楹罄m(xù)時(shí)效過程中析出相的產(chǎn)生提供異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)，有利于沉淀相的大量析出，因此馬氏體時(shí)效鋼具有高強(qiáng)度、高硬度[28]。馬氏體時(shí)效鋼中的析出相種類很多，如Ni3Ti，Laves，ω（如圖 1c 和 1d 所示），Ni3Mo[29]，σ-FeTi[30]，σ-FeMo[31]，Ni3V[32]，NiAl[33]，Ni3W[1]等，析出相的形態(tài)有棒狀[31]、針狀[33]、片狀及顆粒狀等[34]。片狀析出相大多在界面處生成，棒狀或者顆粒狀析出相一般在晶粒內(nèi)與基體保持一定位相關(guān)系析出，其中棒狀析出相的最大長度可達(dá)70 nm。Hossein 等[35]用透射電鏡研究馬氏體時(shí)效鋼753 K 等溫時(shí)效析出行為時(shí)，還在原奧氏體晶界處發(fā)現(xiàn)了面心四方θ-NiMn 相的析出。Verdiere 等[36]則通過透射電鏡和原子探針發(fā)現(xiàn)了Fe-Ni-Co-Mo 馬氏體時(shí)效鋼中具有三角晶格結(jié)構(gòu)的球形(Fe,Ni)7Mo2相析出（直徑約為3 nm）。Bodziak 等[37]使用選區(qū)激光熔化制造18Ni（300）馬氏體時(shí)效鋼，還發(fā)現(xiàn)了Fe7Mo6球形沉淀物以及富含Ti，Ni，Mo的球狀和片狀沉淀物。由于析出相大多是亞穩(wěn)態(tài)，在使用過程中受溫度、應(yīng)力、時(shí)間等因素影響可能發(fā)生相變退化，影響材料使用壽命。陳光等[38]研究了18Ni（350）馬氏體時(shí)效鋼析出相的穩(wěn)定性，結(jié)果顯示，在1900 MPa 應(yīng)力下，室溫連續(xù)恒載2 萬h 及120 ℃連續(xù)恒載1 萬h 后，析出相未發(fā)生轉(zhuǎn)變，僅數(shù)量與尺寸略有增加。圖2 為鋼的抗拉強(qiáng)度與析出相尺寸的關(guān)系，可見隨著析出相的尺寸越來越細(xì)小，鋼的抗拉強(qiáng)度逐漸升高。因此，馬氏體時(shí)效鋼中析出相的尺寸越小、分布越均勻彌散，同時(shí)與基體保持良好的共格關(guān)系，綜合力學(xué)性能越好。

圖1 馬氏體時(shí)效鋼典型組織圖[26—27]Fig.1 Typical microstructure of maraging steel

圖2 鋼的抗拉強(qiáng)度和析出相大小的關(guān)系[39]Fig.2 Relationship between tensile strength of steel and size of precipitates

馬氏體時(shí)效鋼中的Fe-Ni 馬氏體基體在As點(diǎn)以下時(shí)效處理時(shí)將向鐵素體和奧氏體轉(zhuǎn)變，產(chǎn)生逆轉(zhuǎn)變奧氏體，其在室溫甚至液氮溫度下均具有很高的穩(wěn)定性[40—41]，這與淬火形成的殘余奧氏體不同。由于逆轉(zhuǎn)變奧氏體可以使裂紋尖端鈍化，將沿晶斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g窩狀穿晶斷裂，同時(shí)可以在析出相粒子表面形成一層逆轉(zhuǎn)變奧氏體膜，阻止孔洞在析出相粒子處形核，提高韌性[42]，因此形成一定量的逆轉(zhuǎn)變奧氏體并保持其穩(wěn)定，對于馬氏體時(shí)效鋼強(qiáng)韌化具有重要意義。提高逆轉(zhuǎn)變奧氏體穩(wěn)定性主要有兩個(gè)途徑：一是提高奧氏體形成元素Ni 的含量[43]，這些元素不僅能促進(jìn)逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形核，而且可以提高其穩(wěn)定性；二是提高位錯(cuò)密度，逆轉(zhuǎn)變奧氏體中高密度的位錯(cuò)纏結(jié)和位錯(cuò)交割可以提高其穩(wěn)定性[44]。

綜上，為使馬氏體時(shí)效鋼獲得最佳的強(qiáng)韌性匹配，最佳的組織應(yīng)為：獲得盡可能多的超低碳位錯(cuò)型板條馬氏體，其間分布著細(xì)小彌散的析出相，同時(shí)保留部分逆轉(zhuǎn)變奧氏體。

2.3 力學(xué)性能

馬氏體時(shí)效鋼最顯著的特征在于其具有超高強(qiáng)度、良好的塑性和韌性，在相同強(qiáng)度級別鋼中韌性最好。典型 18Ni 系馬氏體時(shí)效鋼的力學(xué)性能如表2[45—46]所示。

表2 幾種典型18Ni 系馬氏體時(shí)效鋼的力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of several typical 18Ni maraging steels

馬氏體時(shí)效鋼的超高強(qiáng)度主要來源于以下幾個(gè)方面：固溶強(qiáng)化、相變強(qiáng)化、時(shí)效強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化。馬氏體時(shí)效鋼中含有超過30%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的合金元素，包括Ni，Co，Mo，Ti，Al 等，固溶處理后，這些元素溶入單相奧氏體基體中，形成過飽和固溶體，產(chǎn)生固溶強(qiáng)化。在隨后的時(shí)效處理中，合金元素將以金屬間化合物的形式析出，使基體中的合金元素含量大幅下降，因此固溶強(qiáng)化對馬氏體時(shí)效鋼強(qiáng)度的貢獻(xiàn)有限，為100～250 MPa[47]。馬氏體時(shí)效鋼由奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變過程將產(chǎn)生相變強(qiáng)化，相變強(qiáng)化對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)為650～850 MPa（見圖3，除去固溶強(qiáng)化的部分，固溶處理的抗拉強(qiáng)度為950 MPa）。

圖3 不同熱處理狀態(tài)下馬氏體時(shí)效鋼工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.3 Engineering stress-strain curve of maraging steel under different heat treatment conditions

時(shí)效強(qiáng)化是馬氏體時(shí)效鋼的主要強(qiáng)化手段，如圖3 所示，時(shí)效強(qiáng)化對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)為1000～1300 MPa。不同時(shí)效階段微觀組織各異，強(qiáng)化機(jī)制不同。目前關(guān)于馬氏體時(shí)效鋼的強(qiáng)化機(jī)理仍存在不同觀點(diǎn)。何毅等[48]認(rèn)為，馬氏體時(shí)效鋼通過在高密度位錯(cuò)基體中時(shí)效析出納米尺度沉淀相Ni3（Mo，Ti）等實(shí)現(xiàn)強(qiáng)韌化，強(qiáng)化遵循Orowan 位錯(cuò)繞過機(jī)制，且理論計(jì)算強(qiáng)度與實(shí)測值一致。Li 等[49]的研究也表明，馬氏體時(shí)效鋼的超高強(qiáng)度韌性主要由高密度納米析出物控制位錯(cuò)的切割與繞過產(chǎn)生，且高密度納米析出物有助于彈性變形的增加。Nué 等[50]則認(rèn)為，強(qiáng)化先由沉淀相β-Ni(Al,Ti)顆粒主導(dǎo)，隨后與共沉淀的η-Ni3(Ti,Al)納米相共同作用，帶來較高的屈服強(qiáng)度。Sinha 等[51]認(rèn)為，時(shí)效析出的棒狀六方η-Ni3Ti 相，具有優(yōu)良的抗粗化能力，其產(chǎn)生的強(qiáng)化效果服從修正的Orowan方程，峰值時(shí)效條件下可獲得最佳的強(qiáng)韌性組合。過時(shí)效處理時(shí)，析出相粒子開始粗化，與基體的共格關(guān)系受到破壞，同時(shí)板條間邊界上發(fā)生奧氏體回復(fù)，造成馬氏體時(shí)效鋼強(qiáng)度下降。

除此以外，晶粒度對馬氏體時(shí)效鋼的性能影響也很大，以18Ni（300）鋼為例，隨著晶粒尺寸的減小，抗拉強(qiáng)度呈增加的趨勢，沖擊韌性與斷面收縮率顯著增加，斷裂韌度隨著晶粒尺寸減小而降低（見圖4）[52]。

圖4 晶粒尺寸對18Ni（300）鋼性能的影響[52]Fig.4 Influence of grain size on properties of 18Ni(300) steel

馬氏體時(shí)效鋼除具有超高強(qiáng)度外，其韌性也非常優(yōu)異，圖5 為各種高強(qiáng)鋼屈服強(qiáng)度和斷裂韌度的關(guān)系[39]，可見，隨著屈服強(qiáng)度的逐漸升高，所有鋼的斷裂韌度都不斷降低，但18Ni 系馬氏體時(shí)效鋼的斷裂韌度K1C值高于大部分高強(qiáng)鋼，甚至在屈服強(qiáng)度高于1800 MPa 時(shí)，其K1C值依然很高。

圖5 幾種高強(qiáng)合金的強(qiáng)度和韌性關(guān)系[39]Fig.5 Strength-toughness relationship for various high-strength alloys

目前關(guān)于馬氏體時(shí)效鋼的韌化機(jī)理仍存在不同觀點(diǎn)。一般認(rèn)為，欠時(shí)效條件下的平面滑移模式是斷裂韌度低的主要原因；在最佳時(shí)效條件下，交滑移容易進(jìn)行，強(qiáng)韌性最好；而過時(shí)效時(shí)強(qiáng)度和韌性的降低主要是由于析出物粗大。Li 等[49]研究表明，馬氏體時(shí)效鋼的高韌性主要是由于析出相與基體的晶格錯(cuò)配低（最小晶格失配＜1%），低晶格錯(cuò)配有助于均勻變形的產(chǎn)生。Sinha 等[53]認(rèn)為，馬氏體板條從塊狀到細(xì)脈狀的形態(tài)變化對馬氏體時(shí)效鋼斷裂韌度起積極作用，且原始奧氏體晶粒對韌性也有間接作用。Jha等[54]研究認(rèn)為，馬氏體時(shí)效鋼鍛造后采用合適的熱處理工藝，可以獲得均勻細(xì)小的再結(jié)晶晶粒進(jìn)而得到較高的斷裂韌度。逆轉(zhuǎn)變奧氏體的產(chǎn)生與消失通常伴隨著亞結(jié)構(gòu)的出現(xiàn)與細(xì)化，因而可產(chǎn)生一定的強(qiáng)化效果而不損失韌性；但過時(shí)效條件下，在原奧氏體晶界處析出的逆轉(zhuǎn)變奧氏體容易成為孔洞和微裂紋的形核點(diǎn)，造成韌性降低。此外，馬氏體時(shí)效鋼的斷裂韌度還與熔煉方法、雜質(zhì)元素含量等有關(guān)，如采用超純凈熔煉，其K1C值可提高約15%～30%[55]。

馬氏體時(shí)效鋼具有的超高強(qiáng)度及優(yōu)異的高溫組織穩(wěn)定性，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪軸等高溫部件上具有重要應(yīng)用前景。由于這些部件需要在高溫交變載荷下長期穩(wěn)定服役，因此高溫拉伸、疲勞和蠕變性能是考量馬氏體時(shí)效鋼能否勝任的重要指標(biāo)。El-Aziz 等[56]對馬氏體時(shí)效鋼的高溫拉伸進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)在很寬的溫度范圍內(nèi)材料都表現(xiàn)出高強(qiáng)度，500 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度仍超過1000 MPa；但在～680 ℃拉伸時(shí)，低Ni 無Co 馬氏體時(shí)效鋼的抗拉強(qiáng)度下降到只有室溫的1/3，主要由于溫度的升高導(dǎo)致較大比例的馬氏體回復(fù)成了奧氏體。目前關(guān)于馬氏體時(shí)效鋼疲勞和蠕變性能的研究僅有少量文獻(xiàn)報(bào)道。已有研究表明，載荷性質(zhì)（靜載荷、沖擊載荷、交變載荷）、應(yīng)力狀態(tài)以及環(huán)境、材料表面狀況等是影響18Ni 系馬氏體時(shí)效鋼疲勞性能的主要因素。羅文英等[57]對18Ni 系馬氏體時(shí)效鋼低周疲勞性能的研究結(jié)果表明，隨著加載頻率的增加，鋼的疲勞壽命顯著提高，但當(dāng)頻率增加到一定數(shù)值時(shí)，疲勞壽命開始下降。試樣表面殘余應(yīng)力對疲勞強(qiáng)度的影響體現(xiàn)為：殘余壓應(yīng)力可以提高疲勞強(qiáng)度，殘余拉應(yīng)力則降低疲勞強(qiáng)度。厲鑫洋等[58]研究結(jié)果表明，18Ni（250）馬氏體時(shí)效鋼在480 ℃時(shí)效處理時(shí)具有最佳的力學(xué)性能和低周疲勞性能，循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為呈現(xiàn)出軟化特性，滯后回線幾乎為直線，塑性應(yīng)變量很小。Wei 等[59]研究了2800 MPa 馬氏體時(shí)效鋼的疲勞性能，發(fā)現(xiàn)在高應(yīng)力狀態(tài)下疲勞裂紋主要起源于試樣表面，在低應(yīng)力條件下疲勞裂紋起源于內(nèi)部夾雜物，循環(huán)變形后析出相尺寸增大，極限抗拉強(qiáng)度降低。趙從寶等[60]研究了溫度對18Ni（350）馬氏體時(shí)效鋼蠕變性能的影響，改進(jìn)了蠕變量的測量方法，測得的蠕變速率比過去低一個(gè)數(shù)量級，同時(shí)蠕變第2 階段的速率隨溫度的升高而增加。Li 等[61]指出，馬氏體基體回復(fù)、第二相析出以及長大是影響蠕變性能的關(guān)鍵因素。Reis 等[62]研究了18Ni（300）馬氏體時(shí)效鋼的高溫蠕變行為，結(jié)果表明，鋼的主要蠕變機(jī)理是位錯(cuò)的攀移和滑移，部分馬氏體由于高溫暴露被還原為奧氏體，同時(shí)Ni3（Ti，Mo）析出物粗大，合金強(qiáng)度下降。

2.4 加工工藝與性能

馬氏體時(shí)效鋼具有優(yōu)異的冷、熱加工及焊接性能，主要體現(xiàn)在：①含C 量極低，熱處理時(shí)無脫C危險(xiǎn)；②淬透性好，空冷即可得到馬氏體；③淬火組織硬度低且無淬火變形傾向；④加工性能優(yōu)良，固溶處理后可直接進(jìn)行拉拔、冷軋、彎曲等；⑤ 固溶處理后只需低溫時(shí)效處理即可使用，簡單方便；⑥ 收縮率低，時(shí)效處理時(shí)尺寸變化非常小，可省去精加工步驟；⑦ 焊接性能好，可在最終熱處理狀態(tài)下，不經(jīng)過預(yù)熱直接進(jìn)行焊接。

馬氏體時(shí)效鋼熱加工可采用傳統(tǒng)的鍛造及軋制工藝，均質(zhì)化處理溫度為1100～1250 ℃，終鍛或終軋溫度為820～860 ℃。熱軋或退火后均可進(jìn)行拉拔、彎曲、冷軋等冷加工。韓順等[63]研究了鍛比對 18Ni（250）馬氏體時(shí)效鋼組織及性能的影響，認(rèn)為鍛造能有效細(xì)化18Ni（250）鋼的晶粒尺寸及馬氏體板條塊，且隨著鍛比的增加，抗拉強(qiáng)度與沖擊韌度有明顯提高，為發(fā)動(dòng)機(jī)軸鍛件等的成形工藝提供了理論依據(jù)。Abreu 等[64]研究了不同冷軋量對18Ni（350）馬氏體時(shí)效鋼織構(gòu)的影響，隨著冷軋量的增加，織構(gòu)增強(qiáng)，但奧氏體化過程會破壞部分軋制織構(gòu)。馬氏體時(shí)效鋼固溶處理冷卻后得到的是超低碳板條馬氏體，所以這類鋼的焊接性能較好。Li 等[65—66]研究了激光焊接T250 鋼的力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)隨著時(shí)效溫度的增加，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度先升高后降低，斷裂韌度的變化與之相反，他認(rèn)為析出相及馬氏體板條的形態(tài)尺寸等影響了焊接接頭的抗拉強(qiáng)度，而逆轉(zhuǎn)變奧氏體的析出對韌性產(chǎn)生了顯著影響。Murthy 等[67]研究了不同焊接方式對18Ni（250）鋼異種材料焊接的影響，認(rèn)為激光束和電子束焊接是制造航空航天部件的潛在方法。

馬氏體時(shí)效鋼通常用于航空航天、原子能等尖端和前沿領(lǐng)域的復(fù)雜結(jié)構(gòu)零件，生產(chǎn)工藝復(fù)雜，成本高[68]。對此，人們嘗試將選區(qū)激光熔化（Selective laser melting，SLM）增材制造技術(shù)應(yīng)用到馬氏體時(shí)效鋼的生產(chǎn)制備中。2010 年以來國外科研人員對SLM 成形18Ni（300）鋼進(jìn)行了大量研究[69—71]，通過優(yōu)化工藝參數(shù)，繪制工藝窗口圖，獲得了具有光潔表面的成形件，拉伸強(qiáng)度、硬度等指標(biāo)都達(dá)到鍛件的水平。2014 年國內(nèi)也開始了相關(guān)研究，制備出了致密度達(dá)99.9%的成形件，熱處理后各項(xiàng)力學(xué)性能都能達(dá)到鍛件水平[72—74]。

3 展望

馬氏體時(shí)效鋼已在導(dǎo)彈殼體、鈾濃縮用離心分離機(jī)旋轉(zhuǎn)筒、扭力轉(zhuǎn)動(dòng)軸、飛機(jī)用高強(qiáng)度齒輪、軸承、緊固件、彈簧以及擠壓模和冷沖模等方面獲得了廣泛應(yīng)用。為不斷推廣馬氏體時(shí)效鋼在航空航天、核能、機(jī)械制造、化學(xué)工業(yè)、模具制造等方面的應(yīng)用，今后應(yīng)注重在以下幾方面加大對馬氏體時(shí)效鋼的研究。

1）研發(fā)超純凈馬氏體時(shí)效鋼冶煉工藝，降低合金中氣體、夾雜物及有害元素含量，進(jìn)一步提高馬氏體時(shí)效鋼的強(qiáng)韌性。

2）探究馬氏體時(shí)效鋼在高溫環(huán)境中的應(yīng)用，研究其蠕變、疲勞性能及在高溫環(huán)境使用時(shí)的組織演變和變形機(jī)制等。

3）繼續(xù)開發(fā)低成本無Co 馬氏體時(shí)效鋼，使其抗拉強(qiáng)度σb≥2100 MPa，同時(shí)整體力學(xué)性能得到進(jìn)一步改善，未來能夠完全取代含Co 馬氏體時(shí)效鋼。

4）研究微量稀土元素對夾雜物的形態(tài)、分布等影響，改善馬氏體時(shí)效鋼的塑韌性，進(jìn)而提高馬氏體時(shí)效鋼綜合力學(xué)性能。