3 GPa超高强度马氏体时效钢组织性能

航空航天系统的小型化、轻量化发展趋势对动力轴材料的强塑性提出了更高的要求。为了开发3 GPa级的马氏体时效钢,设计一种高Co、Ni、Mo的马氏体时效钢,其成分为14Ni-15Co-9Mo-0.86Ti-0.35Al-Fe。通过锻比大于10的高温大塑性变形尽可能细化晶粒,并结合预拉伸变形及深冷+时效的热处理工艺调控,实验钢抗拉强度达到3.076 GPa,断后伸长率5.5%,表现出了优异的强塑性。通过对其显微组织进行分析表征,发现其基体组织为高位错密度的板条马氏体结构,平均晶粒尺寸为0.47μm。透射电镜及3DAP结果表明,基体中分布着大量的Ni3(Mo,Ti),析出相平均直径为6~7 nm。析出强化、细晶强化及位错强化是其主要的强化机制,保证了合金超过3 GPa的超高强度,同时极细的亚微米级晶粒保证了材料良好的塑性。

固溶温度对电弧增材马氏体时效钢组织和性能的影响

研究了固溶温度对电弧增材制造马氏体时效钢显微组织和力学性能的影响。结果表明:经过固溶和时效处理后,电弧增材制造马氏体时效钢枝晶间偏析区域形成了逆变奥氏体。随着固溶温度升高,时效处理后产生的逆变奥氏体面积分数减少,尺寸减小,这是由于固溶温度升高加快了枝晶间合金元素的扩散,从而降低了枝晶间奥氏体稳定化元素的偏析程度。与堆积态相比,经过固溶和时效处理后电弧增材制造马氏体时效钢强度大幅增加的同时断后伸长率几乎不变。这是由于单个逆变奥氏体晶粒内从心部到边缘机械稳定性梯度分布、不同逆变奥氏体晶粒之间机械稳定性存在差异,在拉伸应变增加过程中,不同机械稳定性的逆变奥氏体晶粒从边缘到心部依次发生形变诱导马氏体相变,产生“广谱的”相变诱导塑性效应,协调塑性变形。固溶温度增加,时效处理后的电弧增材制造马氏体时效钢强度和断后伸长率略微降低,这是由于固溶温度增加导致逆变奥氏体面积分数和机械稳定性降低,延长加工硬化阶段的能力下降,造成强度降低;同时逆变奥氏体面积分数降低在拉伸载荷下产生的相变诱导塑性效应减弱,导致断后伸长率略微降低。

热处理对激光熔化沉积18Ni300马氏体时效钢微观组织和力学性能的影响

目的提高18Ni300马氏体时效钢在工业应用中的力学性能,研究不同热处理对激光熔覆制备18Ni300合金的影响。方法采用固溶处理(840℃/1 h)和固溶处理(840℃/1 h)+时效处理(490℃/6 h)2种热处理方法,利用扫描电子显微镜、X射线衍射仪和拉伸试验机对激光熔化沉积(LMD)制备18Ni300合金的微观组织、力学性能进行研究,根据不同处理方法下的拉伸断口形貌、性能表征及元素偏析行为,分析热处理对力学性能的影响。结果经固溶处理后,熔池边界消失,在高温保温过程中杂质相与合金元素充分溶解在奥氏体中,冷却后形成了均匀的马氏体组织,与沉积态相比,抗拉强度由662.1 MPa变为611.5 MPa,降低了约7.64%,伸长率由12.328%变为13.832%,提升了约12.20%;经固溶+时效处理后枝晶形貌基本消失,各元素分布均匀,并在基体中弥散分布着Ni_(3)Mo、Ni_(3)Ti型第二相沉淀,抗拉强度达到1404.6 MPa,提升了约112.14%,伸长率为7.80%,降低了约36.72%,在断口中观察到亚微米级第二相沉淀呈球状或颗粒状,并大量分布于枝晶间。结论沉积态18Ni300合金主要由马氏体和少量奥氏体组成,致密度良好,拉伸性能表现为强度较低但塑性良好;经固溶处理后,物相均由马氏体组成,元素分布均匀,抗拉强度略微下降,塑性提升;固溶+时效处理对合金起到了弥散强化的作用,抗拉强度大幅提升,塑性显著减弱。在热处理前后试样的断裂机制均属于韧性断裂,第二相弥散强化为热处理后合金力学性能提升的主要原因。

钴含量对马氏体时效钢时效组织的影响研究

马氏体时效钢以其超高的强度及优良的综合力学性能广泛应用于宇航结构钢、火箭发动机外壳等航空航天领域。该材料可以通过在中等温度下进行时效处理析出纳米级的析出相来实现组织强化,具有超高强度、高延展性和高韧性。不同钴含量对马氏体时效钢的时效组织具有较大影响,但目前钴元素在材料时效组织的作用机制目前仍存在争议,相关方面研究较少。本文设计并制备了成分为6%~12%(质量分数)钴含量的马氏体时效钢,并对其时效组织进行测试和表征。实验结果表明,随着钴含量的升高,时效组织的马氏体板条宽度减小,位错密度升高,材料内部的纳米析出相由富Mo相逐渐转变为Ni3Ti相。

马氏体时效钢蒸汽氧化膜的组织与性能

马氏体时效钢的热处理是实现其优异综合力学性能的关键工序,将时效工艺中的空气替换为水蒸气,有助于形成保护性氧化膜提高其耐蚀性。对T-250(00Ni18Mo3Ti1Al)和00Ni12Cr5Mo3TiAlV两种马氏体时效钢进行高温蒸汽氧化试验,采用X射线衍射仪、扫描电子显微镜及能谱仪对氧化膜进行表征,使用拉伸法测试膜层与基体的结合性能。结果表明:两种钢的蒸汽氧化膜外层均由Fe_(3)O_(4)和少量Fe_(2)O_(3)组成。T-250钢的内氧化层为连续的Fe_(3)O_(4)层和少量楔入基体的非连续层,Ti和Mo元素富集;00Ni12Cr5Mo3TiAlV钢的内氧化层为楔入基体的(Fe,Cr)_(3)O_(4)非连续层,不含连续层,这种结构特征使其蒸汽氧化膜与基体的结合性能优于T-250钢。

马氏体时效钢的研究现状

马氏体时效钢具有很高的强度和优良的加工性能,在航空航天、军工装备、汽车动力、精密仪器等领域有广泛应用。介绍了马氏体时效钢的发展历史、成分与性能特点、强韧化机理、制造工艺等,并重点分析了马氏体时效钢的疲劳性能与影响因素。马氏体时效钢以析出强化为主,屈服强度可以超过2 GPa,但超高强马氏体时效钢在一些情况下会发生疲劳强度随抗拉强度提高而降低的情况。提高钴含量,降低钛和铝含量,表面氮化、喷丸处理能够有效提高马氏体时效钢的疲劳强度。为满足耐超高周疲劳器件的制造需求,通过调整合金元素含量,严格控制杂质元素,结合适当的热处理调控析出物,抑制疲劳裂纹萌生,从而进一步提升高强马氏体时效钢的超高周疲劳性能,这是未来的一个发展趋势。

含铜时效钢气体保护焊热影响区的组织与性能

研究了含铜时效钢气体保护焊热影响区的组织与性能。结果表明,在试验所用热输入范围内(1.2—2.3kJ/mm),含铜时效钢具有良好的焊接性能。焊接接头的拉伸强度同母材相比没有明显差异,且HAZ拉伸强度对热输入变化不敏感;焊接热影响区具有较高的冲击韧性,熔合线是HAZ中韧性最差的部位;和传统调质型船体用钢相比,含铜时效钢HAZ硬化和软化现象不明显;热输入对含铜时效钢粗晶区组织影响显著,随着热输入的增大,粗晶区组织由细板条贝氏体向粗大的粒状贝氏体转变。

超高强度18Ni无钴马氏体时效钢的力学性能

研究了2000MPa级18Ni无钴马氏体时效钢的热处理对微观结构和力学性能的影响,并对无钴马氏体时效钢的强韧化机理进行了探讨.结果表明,固溶态18Ni无钴马氏体时效钢的硬度几乎不受固溶温度和固溶时间的影响;峰时效时屈服强度达到2000MPa以上,δ和KIc分别为9％,70Ma·m1/2,强度和韧性达到最佳配合.TEM观察表明,18Ni无钴马氏体时效钢通过在高密度位错基体中时效析出纳米尺度沉淀相Ni3（Mo,Ti）而实现强韧化,沉淀强化遵循Orowan位错绕过机制.

Cu、Ni在含铜时效钢表面氧化层中的富集

研究了Cu、Ni在含铜时效钢表面氧化层中的富集规律。研究发现,无Ni含铜钢在1 100-1 200℃会形成液态富铜相,并向奥氏体晶界渗透,成为表面裂纹源。而在1 000℃和1 300℃均不形成液态富铜相。Ni加入到含铜钢中,改变了氧化层中富铜相的结构,促进了Ni-Cu富集相以颗粒状保留在氧化层内,抑制了Cu向基体中的渗透,从而改善了含铜时效钢的热脆性问题。

粒状贝氏体对超低碳含铜时效钢粗晶热影响区冲击韧性的影响

研究了粒状贝氏体对超低碳含铜时效钢粗晶热影响区(CGHAZ)冲击韧性的影响。结果表明,粒状贝氏体中M A岛的含量和尺寸对超低碳含铜时效钢CGHAZ的冲击韧性有显著影响。当 M- A岛的数量少、尺寸小(其体积分数小于3%,尺寸小于1μm)时,粒状贝氏体对CGHAZ的冲击韧性影响不大;当 M -A岛的数量多、尺寸大(其体积分数大于3%,尺寸大于1μm)时,CGHAZ的冲击韧性显著下降。通过降低钢中的碳及碳化物形成元素的含量可减少CGHAZ中粒状贝氏体的数量,从而提高钢的CGHAZ的冲击韧性。

超纯净18Ni马氏体时效钢的晶粒尺寸及其对拉伸性能的影响

研究了不同固溶处理温度下超纯净 １８Ｎｉ（２２００ ＭＰａ级）马氏体时效钢晶粒尺寸及分布的变化，以及原奥氏体晶粒尺寸对马氏体时效钢在固溶和时效状态下拉伸性能的影响，初步探讨了其影响机理． 结果表明，原奥氏体晶粒随固溶温度的升高而均匀持续地正常长大；晶粒尺寸对固溶态马氏体时效钢的强度和塑性影响微弱．有害元素含量的大幅度降低避免了Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）等夹杂物在晶界偏聚而引起的高温固溶下的“热脆”现象；时效状态马氏体时效钢的屈眼强度与原奥氏体晶粒尺寸之间符合 Ｈａｌｌ－Ｐｅｔｃｈ关系；随着原奥氏体晶粒尺寸的增大，马氏体时效钢出现“时效脆性”是由干时效析出相在晶界偏聚所致．

晶粒尺寸对18Ni马氏体时效钢力学性能的影响

为解决我国某国防用高精密弹性件材料强韧性不足的问题 ,研究了不同尺寸对 1 8Ni(1 75 0MPa级 )马氏体时效钢力学性能的影响 .通过循环相变细化奥氏体晶粒到不同尺寸 ,在相同时效处理规程下进行时效处理 ,机械性能测试表明 ,晶粒细化是同时提高 1 8Ni马氏体时效钢强度和塑性的一种有效手段 ,在晶粒比较粗大时 ,晶粒细化对强度的贡献不是很大 ,随着晶粒的进一步细化 ,晶粒细化对 1 8Ni马氏体时效钢的强度贡献逐渐增加 ,时效处理对这一影响有放大作用 .

超纯净化18Ni(350)马氏体时效钢的研究

采用超纯净化冶炼工艺将１８Ｎｉ（３５０）型马氏体时效钢中的主要有害元素降低到１０－５的极限低水平，并适当调整了主要强化合金元素含量，达到了有效提高马氏体时效钢强韧性的目的．实验结果表明，超纯净化马氏体时效钢的断裂韧性在同一强度级别下较现有普通马氏体时效钢提高 １０％－３０％，最高达到 ６１ＭＰａ·ｍ１／２．显微组织结构分析表明，在超纯净化条件下，ＴｉＮ是钢中的主要夹杂物，其体积和数量都大幅度降低 同时钢中Ｔｉ等合金元素的利用率也显著提高，有助于提高马氏体时效钢的强韧化水平．

18Ni(200)马氏体时效钢的循环相变晶粒细化新工艺

研究了一种 18Ni (2 0 0 )马氏体时效钢的晶粒细化热处理新工艺。将高温固溶后具有粗大原始奥氏体晶粒的试样在不同温度短时保温 ,通过金相观察确定再结晶温度点。将试样加热到此点以上不同温度后冷却至室温 ,进行 α′ γ循环相变以细化晶粒 ,结合相变精细微观组织分析 ,开发出变温循环相变晶粒细化新工艺 ,达到了较好的细化效果。并较大幅度地提高了 18Ni (2 0 0 )

高强度无钴马氏体时效钢的晶粒长大及其力学性能研究

在光学显微镜下,通过LeicaMetalWork软件研究了一种高强度无钴马氏体时效钢(00Ni18Mo4Ti)的再结晶晶粒长大行为及其对力学性能的影响。结果表明,在1073～1473K固溶温度范围内,再结晶晶粒表现出正常长大行为;晶粒增长指数随着温度的升高而增加,晶粒长大激活能保持在170～210kJmol-1;屈服强度与晶粒尺寸符合良好的Hall Petch关系,KIC随着晶粒长大而增加。该无钴马氏体时效钢的屈服强度达到2050MPa时,KIC达到70MPa·m1/2,延伸和面缩率分别达到9%和50%以上,实现了强韧性的良好配合。

18Ni马氏体时效钢时效机理的研究

采用小角Ｘ射线散射、Ｍｏｓｓｂａｕｅｒ谱、透射电镜方法研究了１８Ｎｉ马氏体时效钢的时效过程．结果表明，１８Ｎｉ合金在固溶处理５００℃等温时效过程中，首先发生调幅分解．然后在调幅组织的Ｎｉ－Ｍｏ－Ｔｉ富集区以原位形核方法式析出含Ｆｅ的Ｎｉ３（Ｍｏ，Ｔｉ）型金属间化合物．随时效时间延长，Ｎｉ３Ｍｏ和Ｎｉ３Ｔｉ粒子聚集长大并部分溶解，同时析出球形Ｆｅ２Ｍｏ金属间化合物．并形成逆转变奥氏体．

超高强度马氏体时效钢的发展

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Ni Co Mo Ti Al马氏体时效钢和Ni Mo Ti( Cr Al)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 4 0 0～ 5 0 0℃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。

马氏体时效钢的强韧化设计

马氏体时效钢是用途最为广泛的超高强度钢,其强韧化设计是研究的主要内容。在回顾超高强度钢至马氏体时效钢的强韧化发展历程和总结马氏体时效钢的强韧化元素的作用与强韧化机制的基础上,提出了一些马氏体时效钢的强韧化设计原理,并对马氏体时效钢未来的强韧化设计进行了展望。

马氏体时效钢循环相变的EBSD分析

利用电子背散射衍射(EBSD)技术和金相实验方法研究了循环相变处理对马氏体时效钢显微组织、晶粒取向及晶界分布特征的影响。结果表明,随着循环处理次数的增加,马氏体时效钢的晶粒逐渐细化,小角度晶界逐渐转变为大角度晶界,经过3次循环相变处理,小角度晶界向大角度晶界的转变达动态平衡,晶粒最细约为5μm,之后晶粒又开始长大;马氏体时效钢的强度随着小角度晶界所占比例的减少而逐渐降低,冲击韧性则随着大角度晶界所占比例的增加而提高,3次循环相变处理后马氏体时效钢的强韧性配合最佳。

含铜时效钢焊接粗晶区组织与韧性分析

研究了含铜时效钢焊接粗晶区的组织与韧性,并测定了含铜时效钢焊接粗晶区连续冷却转变曲线(SHCCT曲线)。结果表明,冷却速度对含铜时效钢焊接粗晶区的组织和韧性有显著影响。随着冷却速度的增加,粗晶区的组织由粗大的粒状贝氏体转变为细小的板条贝氏体;当t85≤40s时,焊接粗晶区无塑性转变温度低于-50℃,可获得良好的低温韧性。当t85>40s时,焊接粗晶区冲击韧度显著降低,大尺寸M-A组元的增多是导致含铜时效钢韧性恶化的重要原因。