18Ni马氏体时效钢强化方法概述_陈建刚
18ni(300)马氏体时效钢的特点及应用
18Ni(300)马氏体时效钢的特点及应用摘要从18Ni马氏体时效钢的化学成分对该材料的的物理性能、、抗拉强度、拉伸性能、断裂韧性、疲劳强度、耐腐蚀性、焊接性、磁滞特性、时效机理、时效组织以及力学性能的特点进行的分析。
同时18Ni马氏体时效钢具有优良的特性，用途很广，本文对它的应用进行简单的总结。
关键词：18Ni马氏体时效钢，机械性能，磁滞特性、时效机理、力学性能FEATURES AND APPLICATION OF18Ni(300)MARAGING STEELAbstractBy the chemical composition of 18Ni maraging steel, the physical properties, tensile strength, tensile properties, fracture toughness, fatigue strength, corrosion resistance, eldability, hysteresis characteristics, mechanism of aging, aging and mechanical properties are analysd. At the same time, 18Ni maraging steel has excellent properties and uses widely. It，s applications are summarized briefly in this articleKey word：18Nimaraging steel,Mechanical properties,Hysteresis properties,Aging Mechanism,mechanical property马氏体时效钢自问世以来，以其高强度、高韧性和良好的工艺性能在航天航空等领域得到了广泛的研究和应用，与AISI4340高强钢和17-7PH不锈钢相比，它具有更高的强度和优良的韧性，制造加工容易，焊接性能优良等诸多的优点胜于其他超高强钢。
超高强度18Ni无钻马氏体时效钢的力学性能
效钢 吐 通＝在高密度位 错基体中时 效析出 足度沉淀相 ＮａＭｏ Ｔ ） 纳米 ｉ ， ｉ而实现强 （ 韧化． 强化遵循 Ｏ Ｏ ａ 沉淀 ｒ ｎ位膏绕过帆 Ｗ ■．
关ｔ调 ｌ Ｎｉ ８ 无钴马氏体时散钢、杭淀强化，力学性睨 文献标识码 Ａ 文章鳙号 ０ １ —１６ （０ ２０ — ２ ８ ０ ４ ２ ９ １２ ０ ）３ ０ ７ － ５ 中田法分类号 ＴＧｌ ３２ ｌ ．５
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马 氏体时效钢 的力学性 船
船
到时效峰值； 超过峰时效后， 硬度缓慢下捧； ３０ ｎ 刊 ０ ｏｍｉ 时，硬度分别下降到 ５ ４和 ５ Ｒ ．在 ８ ３Ｋ 置度下 ２Ｈ Ｃ １ 时效， 硬度在 １ —３ ｉ ５ ０ｒ ｎ内达到诙时效温度下的最高值 ａ ５ ． ＨＲ 随后便急剧下降，在 ３ ＠ ｎ时巳下降到 ３ Ｃ， ５ ００ ｍｉ
超高强度 １Ｎｉ ８ 无钻马氏体时效钢的力学性镌
何 毅 杨 柯 孔 凡 亚 曲文 生 苏 国跃
（ 中国科学院金属研究所．沈阳 １０ １） １０６
摘 蔓 研究丁 ２ ０ ａ缎 １ Ｎｉ ０ ０ＭＰ ８ 无钴马氏体时效钢的热处理对微观结构和力学性盹的髟响，并对无钴马氏体时麓■粕 韧
‘收到初稿 日 ：２ ０ － ８ ２ ． 期 ０ １ ０ － ９ 收到修改稿 日期 ：２ ０ １ ９ ０ １ １－ ０ 作者俺舟 ： 何 毂．男 １７ ９ ４年生．博士生
１ 实验 方法
实验 用 料 采用 工业 纯 Ｆ ， 电解纯 度 的 Ｎ ，Ｍ ｏ ｅ ｉ ， Ｔ 等．经过 真 空感 应和 真 空 电弧 重熔 精炼 而成 ，钢 锭重 ｉ
ｏ ０ ０ Ｍ Ｐａｇ ａ ｅ Ｃｃ ｆｅ ８ ｒ ｇｎ ｔｅ ａ ｅ ｎ ｉｖ ｓ ａ ｅ ， ｎ ｈ ｔｅ ｇｈ ｎ ｎ ｄ ｆａ２ ０ ｒ ｄ ￣ ｒｅ １ Ｎｉｍａ ａ ｉ ｇｓｅ ｌｈ ｓｂ ｎ ｅｔ ｔ ｄ ａ ｄ ｔ ｅｓｒｎ ｔ ｅ ｉｇ ａ ｎ ｔ ｕ ｈ ｎ ｎ ｅ ｈ ｉ ｓｗｅ ｉ ｕ ｓ ｄ．Ｔｂ ｘ ｅ ｉ ｅ ｔ ｌ ｅ ｕ ｔ ｈ ｗ ｔ ａ ｈ ａ ｄ ｅ Ｓｏ ｅ ｓ ｅ ｌ ｏ ｇ ｅ ｉｇ ｍ ｃ ａ ｓ ｒ ｄ ｓ ｓ ｅ ｎ ｍ ｅ ｃ ｅｅ ｐ ｒ ｍ ｎ ａ ｓ ｌｓｓ ｏ ｈ ｔｔ ｅ ｈ ｒ ｈ Ｓ ｆｔ ｔ ｅ ｒ ｈ
18Ni马氏体时效钢强化方法概述_陈建刚
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。
18Ni（1700MPa）型马氏体时效钢时效工艺研究_时雨_卫广智_赵飞
18Ni（1700MPa）型马⽒体时效钢时效⼯艺研究_时⾬_卫⼴智_赵飞22⽽原位析出细⼩沉淀相［2-3］。
在时效过程中，马⽒体时效钢的基体中析出⼤量的Ni 3Mo ，Ni 3Ti 等弥散、细⼩的⾦属间化合物，这些第⼆相颗粒会和位错、层错等缺陷发⽣强烈的交互作⽤，从⽽提⾼材料的强度［4］。
随着时效析出，马⽒体时效钢的硬度也随析出物的增加⽽呈现增⾼的趋势。
因此，针对18Ni （1700MPa ）型马⽒体时效钢进⾏了不同温度和时间的时效处理实验，研究不将试验材料先在820℃进⾏1h 固溶处理后⽤电⽕花线切割机切割成10mm×10mm×10mm 的试样，再分别在460~520℃进⾏10~300min 时效处理，热处理实验在箱式电炉中进⾏，到温装炉加热，到温计时，空冷。
利⽤HR-150A 型洛⽒硬度计测量硬度值，载荷为1470N ，在试样表⾯取5个点测量，取平均值。
利⽤18Ni （1700MPa ）型马⽒体时效钢时效⼯艺研究时⾬，卫⼴智，赵飞（贵州⼤学材料与冶⾦学院，贵州贵阳550025）摘要研究不同时效温度和时间对820℃×1h 固溶处理后的18Ni 马⽒体时效钢硬度的影响规律。
研究了480℃时效3h 和4h 的拉伸性能，并利⽤⾦相显微镜、扫描电镜对时效后的组织和断⼝进⾏观察分析。
结果表明：当时效温度较低（460℃），时效3h 达到峰值的98%左右；在较⾼温度（520℃）时效，10min 左右即可达到该⽔平；最优时效⼯艺为480℃×3h ；两种时效⼯艺下的断⼝有明显的延伸和缩颈，中⼼存在⼤量韧窝，为典型的韧性断裂。
关键词18Ni 马⽒体时效钢；时效；⼒学特性；Ni 3Mo ；Ni 3Ti 收稿⽇期：2013-01-16；修回⽇期：2013-01-28基⾦项⽬：贵州省⼯业攻关项⽬（黔科合GY 字（2011）3025）作者简介：时⾬，男，硕⼠研究⽣；从事⾦属材料热处理⼯艺的研究。
_金属功能材料_2009年第16卷总目次
《金属功能材料》2009年第16卷总目次・试验研究・快淬态纳米晶Fe 2Cu 2Ta 2Si 2B 软磁金属薄带的制备胡季帆,等(1-1)…………………………………………机械合金化法制备Ni -Zr 非晶软磁合金粉末的研究张 静,等(1-4)………………………………………电磁屏蔽涂料用非晶粉末偶联处理研究冯 猛,等(1-9)………………………………………………………基于选区激光烧结(SL S )技术成形多孔金属材料的工艺研究牛爱军,等(1-13)……………………………大型钛滤板的生产工艺研究南海娟,等(1-17)…………………………………………………………………机械高能球磨法制备表面多孔金属铝练绵炎,等(1-20)………………………………………………………Ni 415+x Mn 4115-x Sn 1311(x =0,115,310)合金的结构和磁熵变研究王大伟,等(2-1)……………………………Gd 、Y 含量对烧结钕铁硼永磁体磁性能的影响王发立,等(2-5)………………………………………………放电等离子烧结技术制备La 017Mg 013Ni 215Co x 贮氢合金性能研究曾彩霞,等(2-10)………………………低温熔盐电化学制备CoNi Fe 磁性合金膜刘文峰,等(2-14)…………………………………………………电化学沉积法制备Co Pt 纳米线/纳米管李东栋,等(2-17)……………………………………………………Al 2O 3弥散强化铜基复合材料的制备及性能研究王东里,等(2-21)…………………………………………自生复合Cu 2Cr 合金的制备方法研究刘志平,等(2-26)………………………………………………………Ni -P 镀层磷含量对Ni 2P/TiO 2复合膜耐蚀性能的影响林万舟,等(2-29)…………………………………稀土镧对Sn 315Ag 015Cu 钎料组织性能的影响吴 敏(2-34)…………………………………………………超声在电沉积锡基碳纳米管复合材料中应用李昌明,等(2-37)………………………………………………第一性原理方法研究Cr Te 电子结构性质程唤龄,等(2-41)…………………………………………………Fe 2Cr 2Co 永磁合金的激光辐照效应研究纪楗煜,等(3-1)……………………………………………………Nd 60Fe 30M 10(M =Al ,Si ,Ga )系非晶永磁的性能与组织结构汪 洁,等(3-5)………………………………Fe 85-x Nb 618B 717Cu x (x =0,1,3)快淬态纳米晶薄带的制备与磁性张中利,等(3-9)…………………………p H 值对电沉积FeNi/Cu 复合丝巨磁阻抗性能的影响雍树军,等(3-12)……………………………………利用磁力显微镜观察铁镍合金丝的磁畴结构夏 天,等(3-16)………………………………………………Bi 2O 32MoO 3复合掺杂对高磁导率MnZn 铁氧体磁特性的影响迟煜頔,等(3-21)…………………………矿用碳钢罐道表面超声速喷涂不锈钢涂层研究沈承金,等(3-25)……………………………………………SrAl 2O 4∶Eu 2+,Dy 3+材料发光性能的影响因素的研究邱 冬,等(3-31)……………………………………不同工艺烧结钕铁硼磁体的脆性分析惠英林,等(4-1)…………………………………………………………Fe 88Zr 7B 4Co 1软磁纳米晶薄带的巨磁阻抗效应黎 伦,等(4-4)………………………………………………低硅无取向电工钢退火过程中晶粒组织变化对磁性的影响王峰涛,等(4-8)…………………………………三层电磁屏蔽复合材料结构设计蔡迎波,等(4-13)……………………………………………………………Fe 2B/Fe 3O 4纳米复合粒子的吸波性能研究李 婷,等(4-16)…………………………………………………结构弛豫对Cu 5811Zr 3519Al 6块状非晶合金弹性性能的影响李 萍,等(4-20)………………………………碳包覆坡莫合金纳米粒子磁流体制备及表征李 儒,等(4-23)………………………………………………钢包底吹氩对电热合金Cr 20Ni 35非金属夹杂物的影响王传玉,等(4-26)……………………………………共晶反应定向凝固工艺制备多孔材料气孔形成和长大机理陈文革,等(4-30)………………………………泡沫镍的宏观拉伸断裂行为刘培生,等(4-33)…………………………………………………………………NdDyFeAlCuB 合金的显微结构和磁性能的研究秦春段,等(5-1)……………………………………………陀螺电机用钐钴永磁合金稳定性研究李泽江,等(5-4) (Ⅰ)第6期 《金属功能材料》2009年第16卷总目次贮氢合金La 0165Mg 0135Ni x (x =310～315)高温电化学性能的研究春 林,等(5-8)…………………………非晶态合金填充氯化聚乙烯的电磁屏蔽性能研究曾 敏,等(5-12)…………………………………………应变率和应变历史对β-α双相铜基形状记忆合金力学行为的影响王国平,等(5-16)………………………电场激活合成Mg 2Si 的热电性能研究李柏松,等(5-19)………………………………………………………热处理对双液双金属复合铸造颚板齿尖材质的影响荣守范,等(5-22)………………………………………硅油基镝铁氧体磁流体研制及表征吴凤义,等(5-27)…………………………………………………………Cu 2018Cr 2012Zr 合金固溶时效后的组织与性能研究姜 伟,等(5-31)………………………………………Sr 4Al 14O 25∶Eu 2+,Dy 3+材料的制备及发光性能影响因素研究鲁道荣,等(5-35)……………………………FeSiBC 非晶纳米晶合金材料的腐蚀行为研究陈智慧,等(6-1)………………………………………………热机械循环训练对Fe 215Mn 24Si 28Cr 24Ni 形状记忆合金耐腐蚀性能和低温应力松弛的影响 杨 军,等(6-5)…………………………………………………………………………………………………磁性液体的等离子体制备及表面张力系数研究李艳琴,等(6-8)………………………………………………高强阻尼铝合金轧制板材的组织与性能李 伟,等(6-11)……………………………………………………热电池用导电镍带的高温硫化行为研究王 辉,等(6-15)……………………………………………………铜铅轴承材料减摩耐磨性能及其温度的影响尹延国,等(6-20)………………………………………………Zn 、Si 共掺杂纳米TiO 2的制备及其光催化性能康 华,等(6-25)……………………………………………氧化锆基固体电解质价电子结构研究石 敏,等(6-30)………………………………………………………尖晶石LiMn 2O 4材料的高温固相合成及性能表征蒙冕武,等(6-35)…………………………………………・综合述评・HDDR 各向异性NdFeB 研究进展罗 阳,等(1-24)…………………………………………………………3∶29富铁金属间磁性化合物的研究现状和趋势徐志斌,等(1-29)…………………………………………非晶、纳米晶软磁材料退火工艺研究进展周 磊,等(1-32)……………………………………………………Cu 基非晶合金的最新研究进展司 颐,等(1-37)………………………………………………………………EBSD 技术及其在取向硅钢研究中的作用孙 颖,等(1-41)…………………………………………………稀土RE 2Pt 材料的应用与研究进展徐成福,等(1-45)…………………………………………………………多主元高熵合金的研究进展郭卫凡,等(1-49)…………………………………………………………………锂离子电池正极材料LiNi 1/3Co 1/3Mn 1/3O 2的研究进展陈小丽,等(1-54)……………………………………电子封装SiCp/Al 复合材料导热性能研究与进展余志华,等(1-59)…………………………………………La 2Mg 2Ni 系贮氢合金的研究进展王利伟,等(2-46)……………………………………………………………高能球磨中纳米亚稳相的合成戴乐阳,等(2-51)………………………………………………………………锡基无铅电子焊料的研究进展与发展趋势闵文锦,等(2-55)…………………………………………………低膨胀钨酸锆(ZrW 2O 8)复合材料的研究现状王 鑫,等(2-60)………………………………………………快淬工艺制备钕铁硼纳米复合稀土永磁材料井浩宇,等(3-35)………………………………………………LiAl H 4作为储氢合金的研究现状郑雪萍,等(3-39)……………………………………………………………AB 5型稀土贮氢合金负极材料研究进展及发展趋势许 进,等(3-43)………………………………………大块非晶合金的研究历程郭金柱,等(3-49)……………………………………………………………………Mo 2Si 2B 合金的制备及性能研究现状刘应超,等(3-56)………………………………………………………泡沫钛材料国内外研究现状及展望白珍辉,等(3-62)…………………………………………………………双连通结构铝基复合材料及其应用雷 杰,等(3-67)…………………………………………………………26502T8铝合金材料耐热性能的研究进展王国军,等(3-73)…………………………………………………Ni 2Mn 2Ga 铁磁性形状记忆合金的最新研究进展边 疆,等(4-38)…………………………………………高纯铁制备技术综述孙 辉,等(4-42)…………………………………………………………………………18Ni 马氏体时效钢强化方法概述陈建刚,等(4-46)……………………………………………………………Ⅱ金属功能材料 2009年高性能高硅铝基合金研究展望安建军,等(4-50)………………………………………………………………(Ba ,Sr )TiO 3薄膜制备技术新进展单志强,等(4-53)…………………………………………………………Cu 215Ni 28Sn 合金的开发与应用现状祁红璋,等(4-57)………………………………………………………镁合金作为生物医用植入材料的研究进展余 琨,等(4-61)…………………………………………………镁基储氢合金的最新研究进展章燕青,等(5-38)………………………………………………………………储氢合金电化学性能影响因素的研究进展丰洪微,等(5-42)…………………………………………………铜铟镓硒薄膜太阳能电池的研究进展及发展前景马光耀,等(5-46)…………………………………………质子交换膜燃料电池双极板的研究现状与展望杨丽军,等(5-50)……………………………………………高磁感取向硅钢(Hi 2B )中Al 抑制剂的固溶析出行为李建军,等(5-55)……………………………………日本改善Hi 2B 硅钢性能的新举措卢凤喜,等(5-59)…………………………………………………………铝基非晶态合金研究进展尹志其,等(6-40)……………………………………………………………………FeCuNbSiB 系列纳米晶软磁合金应力敏感性的研究概况张宁娜,等(6-45)…………………………………层状LiMnO 2正极材料的新型碳热还原制备与性能表征李学良,等(6-50)…………………………………表面纳米化处理对铝、镁合金性能的影响郭卫凡(6-55)………………………………………………………金属细化方法的研究现状高晓龙,等(6-60)..............................................................................W 2WC 混杂增强铜基块状非晶复合材料的研究进展寇生中,等(6-66).............................................Al H 3张 斌,等(6-71) (Ⅲ)第6期 《金属功能材料》2009年第16卷总目次。
微量元素对18ni系马氏体时效钢力学性能和微观组织影响论文
论 文 独 创 性 声 明本人声明所呈交的学位论文是我本人在导师指导下进行的研究工作及取得的研究成果。
尽我所知，除了文中特别加以标注和致谢的地方外，论文中不包含其他人已经发表或撰写过的研究成果，也不包含为获得江苏科技大学或其它教育机构的学位或证书而使用过的材料。
与我一同工作的同志对本研究所做的任何贡献均已在论文中作了明确的说明并表示谢意。
学位论文作者签名：日期：学 位 论 文 使 用 授 权 声 明江苏科技大学有权保存本人所送交的学位论文的复印件和电子文稿，可以将学位论文的全部或部分上网公布，有权向国家有关部门或机构送交并授权其保存、上网公布本学位论文的复印件或电子文稿。
本人电子文稿的内容和纸质论文的内容一致。
除在保密期内的保密论文外，允许论文被查阅和借阅。
研究生签名：导师签名：日期：日期：第1章绪论第1章绪论1.1引言马氏体时效钢是以无碳、超低碳Fe-Ni马氏体为基体，经过400~550℃时效可以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[2~5]。
在20世纪60年代初，国际镍公司（INCO）首先开发出具有工业应用价值的马氏体时效钢[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、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、1900 MPa的18Ni（200）、18Ni（250）和18Ni（300）的18Ni系马氏体时效钢[3,4]，并首先将18Ni（200）和18Ni（250）应用于火箭发动机壳体[5]。
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2400MPa的18Ni（350）。
研究工作者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2800MPa和3500MPa 的所谓400级和500级马氏体时效钢[4,6]。
18Ni(1700MPa)型马氏体时效钢时效工艺研究
ｔ ｙ ｐ ｉ ｃ ａ ｌ ｄ ｕ ｃ ｔ ｉ ｌ ｅ ｆ ｒ ａ ｃ ｔ ｕ ｒ ｅ ｕ ｎ ｄ ｅ ｒ ｔ ｗｏ ｋ ｉ ｅ ｓ ｓ ．
Ｋｅ ｙ ｗｏ ｒ ｄ ｓ １ ８ Ｎｉ ｍａ ｒ ａ ｇ ｉ ｎ ｇ ｓ ｔ ｅ ｅ ｌ ； ａ ｇ ｉ ｎ ｇ； ｍｅ ｃ ｈ ａ ｎ ｉ ｃ ａ ｌ ｐ ｒ ｏ ｐ ｅ ｒ ｔ ｉ ｅ ｓ ； Ｎｉ ３ Ｍｏ ； Ｎｉ ３ Ｔ ｉ
１ ８ Ｎ ｉ （ １ ７ ０ ０ ＭＰ ａ ） 型马 氏体 时效 钢时效工艺研 究
时雨 ， 卫 广智 ， 赵 飞
（ 贵州 大学 材料与冶金学院 ， 贵州 贵 阳 ５ ５ ０ ０ ２ ５ ） 摘 要 研究不 同时效温度 和时间对 ８ ２ ０￣ Ｃ ｘ ｌ ｈ 固溶处理后 的 １ ８ Ｎ ｉ 马 氏体时效 钢硬度 的影 响规 律 。研究 了４ ８ ０ 时效 ３ ｈ和 ４ ｈ 的拉 伸性能 ， 并 利用金 相显微 镜 、 扫描 电镜对 时效后 的组织 和断 口进 行观察分 析 。结果表 明 ： 当时效温度 较低 （ ４ ６ ０ ｏ Ｃ ） ， 时效 ３ ｈ 达到峰值 的 ９ ８ ％左右 ； 在较高温度 （ ５ ２ ０ ｏ ｃ ） 时效 ， １ ０ ａｉ ｒ ｎ 左右 即可达到该水平 ； 最优时效工艺为 ４ ８ ０￣ Ｃ ｘ ３ ｈ ； 两种时效工艺下 的断 口有 明显的延伸和缩颈 ， 中心存在 大量 韧窝 ， 为典型 的韧性断裂 。
TAM210A时效钢18Ni1900马氏体时效钢 双真空冶炼工艺
TAM210A时效钢18Ni1900马氏体时效钢双真空冶炼工艺TAM210A时效钢18Ni1900马氏体时效钢双真空冶炼工艺TM210A钢为18Ni系列新型300级超高强度马氏体时效钢,具有较高的强韧性指标。
国内多采用VIM+VAR工艺冶炼，双真空熔炼(VIM+VAR)：用VIM法生产的钢作VAR的电极，该电极自耗重熔后其纯净度又一次提高，同时改善内部组织结构使之更均匀。
其氧含量达8×10-6以下，与脱气钢比，它的材料致密度高，晶粒细小均匀，大大提高了力学性能。
以上是优先，缺点就是成本高了。
以无碳（或微碳）马氏体为基体的，时效时能产生金属间化合物沉淀硬化的超高强度钢。
与传统高强度钢不同，它不用碳而靠金属间化合物的弥散析出来强化。
这使其具有一些的性能：高强韧性，低硬化指数，良好成形性，简单的热处理工艺，时效时几乎不变形，以及很好的焊接性能。
因而马氏体时效钢已在需要此种特性的部门获得广泛的应用。
TM210A钢是冶金部钢铁研究总院研制出的目前强韧性能的马氏体时效钢，本钢种的研制成功为我国18Ni马氏体时效钢的系列化提供了新品种。
该材质的锻件都为重要受力件，主要以齿轮为主，因此对这种材料内部质量要求很高。
由于TM210A这种材料价格昂贵，所以锻件加工余量一般比较小。
先要求原材料合格，故对原材料钢棒也进行超声波探伤，按照标准HB／Z59超声波检验质量等中的AA验收，不允许有线形缺陷存在。
原材料表面光洁度差，但验收等高，这要求超声波探伤仪及探头的综合灵敏度高、分辨力高，仪器水平线性、垂直线性好，定性定量准确。
TM210A马氏体时效钢化学成分：碳C: ≤0.015;镍Ni: 17.50~18.50;钴Co: 9.50~10.50;钼Mo: 4.20~4.80;钛Ti: 0.82~1.02;铝Al: 0.05~0.15;铁Fe: 余量。
钢突出的优点是热处理工艺简单方便，固溶后先进行机械加工再进行时效，热处理变形小，加工性能及焊接性能都很好。
18ni马氏体钢的锻造工艺
18ni马氏体钢的锻造工艺
18Ni马氏体钢是一种高强度钢，在工业领域中很受欢迎。
然而，为了获得22级以上的冷却硬化效果，必须采用特定的锻造工艺。
下面将介绍18Ni马氏体钢的锻造工艺。
第一步：预热
将18Ni马氏体钢加热到750摄氏度，使其表面变得容易切削并平整。
这是为了减少损伤和提高钢材的可加工性。
第二步：锻造
采用热锻或冷锻来制造18Ni马氏体钢。
在热锻期间，钢材被加热到1100摄氏度，以使钢材具有更高的韧性和可塑性，从而更容易锻造。
在冷锻期间，钢材则被加热到800摄氏度，然后以较慢的速度冷却。
这种方法在不需要高温度的情况下进行锻造。
第三步：淬火
由于已经加热过的18Ni马氏体钢已失去颗粒的稳定性，所以必须进行淬火，以使其变为马氏体。
淬火过程是将钢材加热到870摄氏度，然后迅速浸入水中，以降低钢材的温度。
这使得钢材具有更高的硬度和更强的弹性。
第四步：回火
在淬火后，18Ni马氏体钢变得非常脆，需要经过回火以增加其韧性。
回火的过程是将钢材加热到350至500摄氏度，然后在加热过程中让其热处理一段时间。
这将减少钢材的硬度，并增加其可塑性，从而使其更容易加工。
总结
锻造18Ni马氏体钢是一项具有挑战性的工艺，需要经验丰富的技术人员和高度准确的操作。
通过预热、锻造、淬火和回火四个步骤，可以生产出高质量和高性能的18Ni马氏体钢。
选区激光熔化马氏体时效钢(18Ni300)工艺参数研究
第58卷第5期2018年9月大连理工大学学报J o u r n a l o fD a l i a nU n i v e r s i t y o f T e c h n o l o g yV o l .58,N o .5S e pt .2018文章编号:1000-8608(2018)05-0471-08选区激光熔化马氏体时效钢(18N i 300)工艺参数研究程 博1, 张 璧2, 白 倩*1, 乔国文1(1.大连理工大学精密与特种加工教育部重点实验室,辽宁大连 116024;2.南方科技大学机械与能源工程系,广东深圳 518055)摘要:采用单因素条件变量分析方法,研究选区激光熔化(S L M )增材制造过程中激光功率和扫描速度对马氏体时效钢成形件表面质量㊁相对致密度和硬度的影响规律.结果表明,随着激光扫描速度增大,试件表面熔道球化效应增强,内部缺陷增多,试件相对致密度和硬度逐渐降低;随着激光功率增大,试件表面熔道重熔区域变大,但试件的相对致密度和硬度无明显变化.本研究可为马氏体时效钢选区激光熔化工艺参数的合理选择提供参考.关键词:选区激光熔化(S L M );增材制造;马氏体时效钢;球化效应;工艺参数中图分类号:T G 665文献标识码:Ad o i :10.7511/d l l gx b 201805005收稿日期:2018-03-15; 修回日期:2018-07-28.基金项目:国家自然科学基金资助项目(51605077);中央高校基本科研业务费专项资金资助项目(D U T 17J C 01).作者简介:程博(1991-),男,硕士生,E -m a i l :517909515@q q .c o m ;张璧(1957-),男,教授,博士生导师,E -m a i l :z h a n g b @s u s t c .e d u .c n ;白倩*(1982-),女,博士,副教授,硕士生导师,E -m a i l :b a i qi a n@d l u t .e d u .c n ;乔国文(1993-),男,博士生,E -m a i l :q i a o gu o w e n @m a i l .d l u t .e d u .c n .0 引 言增材制造(a d d i t i v em a n u f a c t u r i n g,AM )技术是通过C A D 设计数据采用材料逐层累加的方法对实体试件进行制造的技术,与传统的切削加工(即减材)技术相比,该方法为自上而下的材料累加制造方法[1].金属增材制造方式主要分为选区激光烧结(S L S )㊁选区激光熔化(S L M )㊁激光近净成形(L E N S )㊁电子束熔覆(E B M )等.其中S L M 方法以其尺寸精度较高㊁成形零件力学性能好等优点受到广泛关注.由于S L M 技术是由激光逐点逐层地熔化粉末材料,成形零件内部不可避免地存在气孔㊁未熔化粉末等缺陷,导致致密度降低,严重限制了该技术的实际应用[2].影响S L M 试件成形质量的参数众多[3],目前已知的主要有粉末(粉末成分㊁粒径分布等)㊁激光(光斑大小㊁扫描速度㊁激光功率等)和扫描策略[4],其中激光功率和扫描速度是S L M 成形过程中直接影响零件成形质量(如致密度和表面质量等)的参数.B a i 等[5]对马氏体18N i 300粉末进行了块体成形实验研究,结果表明,采用160W 激光功率和400m m /s 扫描速度时,成形件的相对致密度达到99.19%;H u等[6]进行了17-4P H 不锈钢的S L M 增材实验并分析了熔池和缺陷,发现激光扫描速度对成形件的密度有显著影响;Z h a n g 等[7]对316L 不锈钢粉末进行了单道实验,发现较小的激光功率和较大的扫描速度能使基板和熔道间产生较大接触夹角,从而导致熔道的毛细不稳定性增大;L i 等[8]对增材熔池的形成进行了仿真模拟,发现低扫描速度和高激光功率能获得更大尺寸的熔池,同时能穿透更深的基板;王迪[9]对不同激光线能量密度下加工的零件表面进行了观测,并分析了粒球状㊁条带状㊁细线状等6种典型表面特征的形成原因.现有文献对S L M 增材制造工艺的研究主要集中在100~300W 的激光功率条件下,为获得成形质量优良的零件,需要保证激光线能量密度进而采用较小的扫描速度,从而导致零件成形效率降低.本文为提高成形加工效率,对马氏体时效钢18N i 300粉末进行激光功率340~500W ㊁扫描速度800~1400m m /s 条件下的选区激光熔化实验,研究激光功率和扫描速度对成形零件致密度㊁硬度㊁表面形貌及内部微观组织的影响,为增材制造工艺参数的优化提供参考.1 实验方法1.1 实验材料激光选区熔化实验采用日本O P M 研究所提供的18N i 300马氏体时效钢合金粉末,粉末形貌如图1所示,粉末粒径在10~90μm 呈R o s i n -R a m m l e r 分布,平均直径为35μm.粉末的实体密度为6.43g /c m 3,松装密度在3.5~4.0g /c m 3.粉末的成分及质量分数如表1所示.实验中基板材料为45号钢,尺寸为125m mˑ125m mˑ15m m.为使得加工过程中粉末均匀分布,降低刮板铺粉时的阻力,控制基板的平面度小于40μm.(a )S E M图像(b)粒径分布图1 18N i 300粉末S E M 图像及粒径分布F i g .1 S E Mi m a ge a n d s i z e d i s t r i b u t i o nof 18N i 300po w d e r s 表1 18N i 300粉末元素分析1.2 成形参数本文中的实验设备为日本S o d i c k 公司的O P M 250L 机床,该机床采用500W 功率Y b 光纤激光,激光的光斑直径为200μm ;采用氮气保护气从而保证成形腔中的氧含量低于3%.在增材过程中,试件扫描策略如图2(a )所示,每层的铺粉厚度为40μm ,相邻两层采用正交扫描策略,同时扫描方向与试件边缘呈45ʎ.所有试件均采用带状扫描策略进行扫描,扫描带的最小带宽设置为10m m ,打印试件时,机床系统将10m mˑ10m m 的扫描区域自动分为两部分进行扫描,如图2(b )所示,区域①扫描结束后,对区域②进行扫描.打印试件的成形尺寸如图3(a )所示,为10m mˑ10m mˑ15m m.O P M 250L 机床针对马氏体时效钢建议采用激光功率420W 和扫描速度1000m m /s 的增材工艺参数.本文为研究不同工艺参数对制造质量的影响,在激光功率340~500W 以及扫描速度800~1400m m /s 条件下对马氏体时效钢粉末进行增材制造.为了研究线能量密度不变条件下,同步改变激光功率和扫描速度对成形质量的影响,采用激光功率420W 和扫描速度1000m m /s 条件下,即线能量密度0.42J /m m 对制造质量进行研究.具体实验参数如表2所示,其中实验编号1㊁2㊁3㊁4㊁5为固定激光扫描速度,用于分析激光功率在340~500W 改变对试件成形质量的影响;实验编号3㊁7㊁9㊁10为固定激光功率,用于分析激光扫描速度v 在800~1400m m /s 改变对试件成形质量的影响;图2 S L M 试件扫描策略F i g .2 S c a n s t r a t e g i e s o f S L M e dw o r k pi e c e s 图3 增材制造试件F i g .3 A d d i t i v em a n u f a c t u r i n g w o r k pi e c e s 274大连理工大学学报第58卷实验编号1㊁6㊁7㊁8以线能量密度作为参数耦合评价指标,研究在相同线能量密度条件下同时改变激光功率和扫描速度对试件成形质量的影响.表2S L M试件成形参数T a b.2 P r o c e s s p a r a m e t e r s o f S L M e dw o r k p i e c e s实验编号功率/W扫描速度/(m m㊃s-1)线能量密度/ (J㊃m m-1)13408100.4223808100.4734208100.5244608100.5755008100.6263809050.42742010000.42846010950.42942012000.35 1042014000.301.3质量表征与分析内部孔隙缺陷会导致S L M零件的拉伸强度㊁疲劳强度等力学性能降低,从而限制了其实际应用.零件的相对致密度能反映其内部缺陷的数量,可以对其成形质量进行定量评价[10].本文采用阿基米德方法对成形件的相对致密度进行测量:R=ρmρˑ100%=A/[A-(B-C)]Eρˑ100%(1)式中:ρm为马氏体时效钢增材试件的实测密度,ρ为马氏体模具钢的密度(8.02g/c m3),A为测试样件在空气中的质量,B为测试样件和试件支撑物在水中的质量,C为试件支撑物在水中的质量, E为测量条件下水的密度.采用V H X-600E光学显微镜观测增材试件表面形貌;沿试件增材方向剖开,从试件底部至顶部依次采用H R-45A表面洛氏硬度计测量试件内部的洛氏硬度(150k g,10s),每个试件测量5个点;打磨抛光剖面后,使用腐蚀液(V(C2H5O H)ʒV(H N O3)=100ʒ3)对试件进行10~15s的腐蚀,用光学显微镜观测试件内部熔道结合状态和缺陷特征;之后使用F E I扫描电镜对试件的微观组织进行观测.2实验结果与讨论2.1致密度与硬度图4(a)为当激光扫描速度为810m m/s时试件相对致密度随激光功率变化的结果,从图中可以看出试件的相对致密度基本保持在98.5%左右;通过对激光功率进行单因素方差分析计算得到P值为0.2897,远大于相关系数0.01,因此可以推断出保持激光扫描速度810m m/s不变,激光功率在340~500W改变时,激光功率对试件的致密度没有显著的影响.图4(b)为当激光功率为420W时试件相对致密度随扫描速度变化的结果,从图中可以看出工件致密度显著下降;对扫描速度进行单因素方差分析,计算得到P值为7.274ˑ10-13,远小于0.01,因此激光功率为420W时,激光扫描速度对致密度有显著的影响.(a)激光功率(b)扫描速度图4激光功率和扫描速度对试件相对致密度的影响F i g.4 E f f e c t o f l a s e r p o w e r a n d s c a n n i n g s p e e do nr e l a t i v e d e n s i t y o f t h ew o r k p i e c e s剖开试件后,其增材方向的内部形貌如图5所示,从图中可以清晰看到熔道和熔道之间的交界面.从图5(a)~(c)可知,当激光扫描速度固定时,随着激光功率增大,熔道深度也随之增大;而固定激光功率㊁增大激光扫描速度时(图5(b)㊁(d)),粉末单位时间内吸收激光能量降低,单条熔道宽度变窄,导致相邻熔道的实际搭接率变小,熔道之间会有部分未熔化粉末存留,同时由于凝固时金属收缩及保护气困于金属当中等原因,最终导致粉末填充缺陷和孔洞缺陷的产生.而10号试件之所以还能保持较好的成形致密度(96.5%),主要是由于采用上下两层方向相互垂直的扫描方374第5期程博等:选区激光熔化马氏体时效钢(18N i300)工艺参数研究式,避免了缺陷的延续生长.(a )试件1(340W ,810m m /s)(b )试件3(420W ,810m m /s)(c )试件5(500W ,810m m /s)(d )试件10(420W ,1400m m /s)图5 S L M 试件增材方向截面光学照片F i g .5 O p t i c a l c r o s s s e c t i o n i m a g e s o f S L M e dw o r k pi e c e s f r o mb u i l d i n g di r e c t i o n 增材制造试件的硬度随激光功率和扫描速度的变化如图6所示.与马氏体时效钢铸件相比[11],增材制造试件硬度整体上增加了10H R C左右,这与增材制造特殊的熔化凝固过程有关.当激光扫描到铺粉层时,温度快速升高到奥氏体形成温度(A c 1)以上,粒状奥氏体晶粒的半径对数与其等温转变时间的对数存在线性关系[12],即r =K t 1/2(2)式中:r 为粒状奥氏体半径,K 为粒状奥氏体的长大参数,t 为等温转变时间.在激光快速加热条件下,粒状奥氏体的等温转变时间t 极短,不利于奥氏体长大,进而形成的粒状奥氏体半径也极小.根据H a l l -P e t c h 定律可知,晶粒的尺寸越小,材料的屈服强度越大.T a b o r [13]提出屈服应力和硬度之间的简单关系,即H =c σy (3)其中H 为材料硬度,c 为限制因子,σy 为屈服应力.材料的屈服应力越大,材料的硬度也越大.而在冷却过程中,在成形腔内气体和已凝固的熔道共同影响下,成形零件以103~108K /s [14]的冷却速率快速冷却到马氏体开始形成温度(M s )以下,形成马氏体组织.晶粒细化和马氏体形成两方面的作用使增材试件的硬度得到提高.(a)激光功率 (b)扫描速度图6 激光功率和扫描速度对试件硬度的影响F i g .6 E f f e c t o f l a s e r p o w e r a n d s c a n n i n g s pe e do n h a r d n e s s of t h ew o r k pi e c e s 增材制造试件硬度与致密度表现出相同的规律:激光功率改变时,试件硬度稳定在40H R C 左右,并没有显著的变化(图6(a ));改变激光扫描速度时,如图6(b )所示,试件的硬度随着扫描速度的增大而降低.从试件剖面图可知,随着激光扫描速度增大,试件的内部缺陷也随之增加,采用压痕法进行硬度测量时,压头更容易侵入试件,进而引起试件的硬度测量值变小.474大连理工大学学报第58卷激光功率和扫描速度共同对试件的成形质量产生影响,在一定的线能量密度和激光功率范围内,熔化粉末可以获得完好的成形熔道[4].本文固定激光线能量密度为0.42J /m m ,研究激光功率和扫描速度对致密度和硬度的影响(图7).在相同激光线能量密度的条件下,随着激光功率和扫描速度组合的改变,试件的相对致密度和硬度并没有显著的变化,这表明功率在340~460W ㊁保持0.42J /m m 的线能量密度,马氏体时效钢试件均能实现较好的成形质量.因此可以采用较大激光功率和较快扫描速度进行增材制造,从而提高加工效率.(a)相对致密度(b)硬度图7 线能量密度0.42J /m m 条件下激光功率和扫描速度对试件相对致密度与硬度的影响F i g .7 E f f e c to fl a s e r p o w e ra n ds c a n n i n g s pe e do n r e l a t i v e d e n s i t y a n dh a r d n e s s of t h ew o r k pi e c e s a t l i n e e n e r g y d e n s i t y of 0.42J /m m 2.2 表面质量与球化机理图8所示为不同激光功率和扫描速度时试件的表面形貌.熔池的宽度随着激光功率的增大而增大;从表面熔道边缘处重熔区域可知(图8(a )~(c)),相邻两条熔道的搭接部分变大,即实际的加工搭接率变大.在带状扫描交界处,低功率条件下相邻带扫描区域分界处的间隙较为明显(图8(a)),而高功率条件下由于熔池体积增大,相邻带扫描区域的熔道相互融合,分界线不明显(图8(c )).从表面的颜色状态可以看出,激光功率增大时表面的氧化程度也逐渐增大.当激光扫描速度固定为810m m /s ㊁改变激光功率时,试件表面形成较为完整的熔道(图8(a )~(c));而激光扫描速度为1400m m /s ㊁激光功率为420W 时,试件表面出现球化现象,导致产生不连续的熔道(图8(d )).(a )试件1(340W ,810m m /s)(b )试件3(420W ,810m m /s)(c )试件5(500W ,810m m /s)(d )试件10(420W ,1400m m /s )图8 试件表面形貌特征F i g .8 S u r f a c e t o p o g r a p h y o fw o r k pi e c e s 试件10中的球化现象主要由激光照射粉床上的能量大小和停留时间决定[15],根据P l a t e a u -R a y l e i gh 不稳原理可知,当液体圆柱轴向谐波干扰的波长λ小于圆柱的周长时液体圆柱能保持稳574 第5期程博等:选区激光熔化马氏体时效钢(18N i 300)工艺参数研究定.在S L M 制造过程中,由于基板对熔道的限制,熔道与基板之间会有接触平面产生,接触平面的特征可以用角度Φ来表征,经过简单的几何关系变换可知,Φ即为熔道与基板之间的润湿角.当熔道参数满足式(4)时,熔道可以保持稳定.当Φ>π/2时,不等式右边数值随着Φ的增大而增大,即Φ越大,熔道越难稳定;而在Φ<π/2时,式(4)右边数值趋近于0,熔道能保持稳定状态[16].πD λ>2Φ(1+c o s 2Φ)-s i n2Φ2Φ(2+c o s 2Φ)-3s i n2Φ(4)为研究S L M 加工过程中同种材料层间传热和已成形表面质量对熔道润湿特性的影响,事先在基板上增材出2m m 高的平台.在此平台上进行功率为420W ,扫描速度为800㊁1000㊁1200㊁1400m m /s 的单熔道增材实验,熔道截面的几何形貌如图9所示.由于增材出的平台表面不平,本文选取单道熔池与上一熔覆层重熔交点的连线作为润湿角测量的平面基准.当激光线能量密度足够大时(图9(a )㊁(b)),扫描过程中激光穿透粉末层,重熔前一层凝固熔道.随着扫描速度的增加,即随着激光线能量密度的降低,激光重熔区域逐渐减小,所形成的角度Φ由保持熔道稳定的44ʎ和59ʎ,逐渐过渡到如图9(c )㊁(d )所示的103ʎ和131ʎ,熔道不稳定性逐步增大,球化现象更加明显,使得相对致密度降低(图4(b )).熔道产生球化现象后,会造成已成形表面几何形貌凹凸不平,进一步加剧影响下一层熔道的成形质量.同时,液体的动力黏度(η,P a ㊃s )如下式所示[17]:η=1615m k Tσ(5)式中:m 为原子的质量,k 为玻尔兹曼常数,T 为温度,σ为液体的表面张力.当线能量密度较小时,熔池的温度也相对较低,液体的动力黏度较大,熔道的流动性较差,金属溶液更容易聚集从而形成球形表面.2.3 微观组织特征为避免基板和试件顶部由于传热条件不同带来的影响,本文选取的微观组织观测位置为试件生长方向的中间部位,如图10所示,图中可以明显地看到熔池与熔池的边界.由于每层的扫描方向不同,上层熔道对下层熔道进行了重熔,熔道之间的结合并未呈现出均匀的形态,但熔道之间具有良好的冶金结合[18].改变激光参数,试件整体(a )420W ,800m m /s(b )420W ,1000m m /s(c )420W ,1200m m /s(d )420W ,1400m m /s图9 单熔道熔池特征及润湿角F i g .9 F e a t u r e a n d c o n t a c t a n g l e o f s i n gl e t r a c k m o l t e n p o o l微观组织特征并未有明显的区别.由于马氏体切变型相变形成的机理,低碳马氏体时效钢(w (C )<0.03%)的试件表面出现了明显的凸起板条马氏体组织(图10㊁11).层间结合处组织与焊接过程类似,上层的柱状晶未重新形核,而是在下层未熔化的柱状晶的取向上继续生长,形成所谓的联生结晶(图11).柱状晶的取向为熔池内最大温度梯度方向,如图10中虚线箭头所示,绝大多数的柱状晶都沿着熔道边界的法向方向上继续生长,但与熔道的法向线并不是完全的重合.这是因为枝状晶生长方向是由温度梯度和晶体结构最优生长方向共同决定的,最大温度梯度决定了柱状晶总体的生长方向,而晶体结构最674大连理工大学学报第58卷优生长法向导致了柱状晶方向微小的偏移[19].(a )试件1(340W ,810m m /s)(b )试件5(500W ,810m m /s)图10 激光功率对试件微观组织的影响F i g.10 E f f e c t o f l a s e r p o w e r o n t h em i c r o s t r u c t u r e o f t h ew o r k pi e c es 图11 试件5(500W ㊁810m m /s)联生结晶S E M 图F i g .11 S E M d i a g r a mo f e pi t a x i a l s o l i d i f i c a t i o no f w o r k pi e c e 5(500W ,810m m /s )3 结 语本文通过马氏体时效钢S L M 增材实验,研究了不同激光功率和扫描速度对其致密度和硬度的影响.固定扫描速度为810m m /s㊁激光功率在340~500W 改变时,试件的相对致密度为98.5%左右,硬度为40H R C 左右;随着扫描速度由810m m /s 增加到1400m m /s ,试件的相对致密度也由98.5%下降到了96.4%,硬度下降到37H R C .固定激光线能量密度在0.42J /m m 时,试件的相对致密度可以维持在98%以上,硬度维持在39.5H R C 左右.当表面熔道连续㊁熔道之间存在一定重熔时,试件内部缺陷较少;当表面的熔道出现球化效应㊁成形不连续时会出现孔洞和未熔化粉末等缺陷.在340~500W 激光功率条件下,试件的微观组织总体形貌没有明显区别,道间与层间结合为冶金结合.本研究可为马氏体时效钢选区激光熔化工艺参数的合理选择提供参考.参考文献:[1]卢秉恒,李涤尘.增材制造(3D 打印)技术发展[J ].机械制造与自动化,2013,42(4):1-4.L U B i n g h e n g ,L I D i c h e n .D e v e l o pm e n t o f t h e a d d i t i v em a n u f a c t u r i n g (3D p r i n t i n g )t e c h n o l o g y [J ].M a c h i n eB u i l d i n g &Au t o m a t i o n ,2013,42(4):1-4.(i nC h i n e s e)[2]Z HA N G B i ,L I Y o n gt a o ,B A I Q i a n .D e f e c t f o r m a t i o nm e c h a n i s m s i ns e l e c t i v el a s e r m e l t i n g:a r e v i e w [J ].C h i n e s e J o u r n a l o f M e c h a n i c a l E n g i n e e r i n g ,2017,30(3):515-527.[3]王迪,杨永强.能量输入对S L M 成形金属零件致密度的影响[J 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H a i h o n g ,Z HA N G H u ,e t a l .E x p e r i m e n t a l i n v e s t i g a t i o n o n s e l e c t i v e l a s e rm e l t i n go f17-4P H s t a i n l e s ss t e e l [J ].O pt i c sa n d L a s e r T e c h n o l o g y ,2017,87:17-25.[7]Z HA N G B a i c h e n g,D E M B I N S K IL ,C O D D E T C .T h e s t u d y o f t h e l a s e r p a r a m e t e r sa n de n v i r o n m e n t v a r i a b l e se f f e c to n m e c h a n i c a l p r o p e r t i e s o f h i g h c o m p a c t p a r t se l a b o r a t e db y s e l e c t i v e l a s e rm e l t i n g316L p o w d e r [J ].M a t e r i a l s S c i e n c e a n dE n g i n e e r i n g A -S t r u c t u r a lM a t e r i a l sP r o p e r t i e sM i c r o s t r u c t u r ea n d P r o c e s s i n g ,2013,584(6):21-31.[8]L IY i n gl i ,Z H O U K u n ,T O R S B ,e ta l .H e a t t r a n s f e ra n d p h a s et r a n s i t i o ni nt h es e l e c t i v el a s e rm e l t i n gpr o c e s s [J ].I n t e r n a t i o n a lJ o u r n a lo fH e a t a n dM a s sT r 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r y s t a l g r o w t h m e c h a n i s m d u r i n g s e l e c t i v e l a s e r m e l t i n g a n d m e c h a n i c a l p r o p e r t yc h a r a c t e r i z a t i o no f316Ls t a i n l e s ss t e e l p a r t s [J ].M a t e r i a l s a n dD e s i gn ,2016,100:291-299.S t u d y o f p r o c e s s p a r a m e t e r s o fm a r a g i n g st e e l (18N i 300)m a n u f a c t u r e d b y s e l e c t i v e l a s e rm e l t i n gC H E N G B o 1, Z H A N G B i 2, B A I Q i a n *1, Q I A O G u o w e n1(1.K e y L a b o r a t o r y f o r P r e c i s i o na n dN o n -t r a d i t i o n a lM a c h i n i n g T e c h n o l o g y o fM i n i s t r y o f E d u c a t i o n ,D a l i a nU n i v e r s i t y o f T e c h n o l o g y,D a l i a n 116024,C h i n a ;2.D e p a r t m e n t o fM e c h a n i c a l a n dE n e r g y E n g i n e e r i n g ,S o u t h e r nU n i v e r s i t y o f S c i e n c ea n dT e c h n o l o g y ,S h e n z h e n 518055,C h i n a )A b s t r a c t :T h e s i n g l ev a r i a b l ea n a l y s i sm e t h o d i sa d o pt e dt oe v a l u a t e t h ee f f e c t so f l a s e r p o w e ra n d s c a n n i n g s p e e do nt h es u r f a c et o p o g r a p h y ,r e l a t i v ed e n s i t y a n dh a r d n e s so fm a r a g i n g st e e l p a r t s i n s e l e c t i v e l a s e rm e l t i n g (S L M )a d d i t i v em a n u f a c t u r i n gpr o c e s s .T h e r e s u l t s h o w s t h a tw i t h a n i n c r e a s e i n t h e l a s e r s c a n n i n g s p e e d ,b a l l i n g e f f e c t i n c r e a s e s a n db o t h r e l a t i v e d e n s i t y an dh a r d n e s s o f t h e p a r t a r ed e c r e a s e db e c a u s eo f t h e i n c r e m e n to f i n t e r n a l d e f e c t s ,a n dw i t ha n i n c r e a s e i nt h e l a s e r p o w e r ,r e m e l t z o n e o f t r a c ko nw o r k p i e c es u r f a c e i s i n c r e a s e d ,b u tn e i t h e r r e l a t i v ed e n s i t y n o rh a r d n e s sa r e a f f e c t e d .T h i ss t u d y c a n p r o v i d er e f e r e n c ef o r d e t e r m i n i n g l a s e r p r o c e s s p a r a m e t e r s o f S L M e d m a r a g i n g st e e l s .K e y wo r d s :s e l e c t i v e l a s e rm e l t i n g (S L M );a d d i t i v e m a n u f a c t u r i n g ;m a r a g i n g s t e e l ;b a l l i n g e f f e c t ;pr o c e s s p a r a m e t e r s 874大连理工大学学报第58卷。
马氏体时效钢(18Ni300)增减材复合制造工艺研究
马氏体时效钢（18Ni300）增减材复合制造工艺研究增减材复合制造是一种集增材制造和减材加工优点的绿色快速制造方式。
该方式可实现高精度、高质量复杂结构零件一次性成形制造,在航空航天、模具制造等领域有着广泛的应用前景。
本文选取商业用马氏体时效钢18Ni300金属粉末作为研究材料,选择激光选取熔化作为其增材方式,轴向超声振动铣削作为其减材方式,对该种材料的增减材复合制造工艺进行了探索研究。
研究了激光功率和扫描速度对18Ni300增材单熔道几何特征的影响;改变激光功率、扫描速度和扫描间距,对两熔道实际搭接率进行了测量,同时通过对搭接粗糙度的测量评价了相邻熔道搭接质量;从表面张力角度对熔道的球化效应成形机理进行了分析,并利用有限体积仿真研究了激光功率和扫描速度对Marangoni对流速度和熔池熔融状态保持时间的影响。
将试件的致密度和硬度作为增材零件成形质量评价标准,使用单因素分析方法分别研究了激光功率和扫描速度对18Ni300增材试件成形质量的影响。
同时观测了不同激光参数下增材试件表面形貌和内部组织。
综合考虑能量利用率、表面质量和成形质量,选用了激光功率340W、扫描速度810mm/s作为后续减材实验中增材零件制造参数。
对比其他干切削条件下刀具寿命延长方法,选择轴向超声振动铣削作为增减材复合制造的减材方式。
对轴向超声振动铣刀进行运动学和有限元仿真分析,得到当铣削速度、刀具刃倾角、共振频率和刀具振幅满足一定条件时,刀具和工件分离从而实现超声分离切削效果的结论。
通过初步超声铣削实验,证明了轴向超声振动可以降低刀具磨损,并能有效降低铣削表面粗糙度值。
18Ni_2450MPa级_马氏体时效钢细化晶粒工艺
试验研究18N i(2450M Pa级)马氏体时效钢细化晶粒工艺闰春波(黑龙江黑化集团有限公司,齐齐哈尔161041)周维龙(中国第一重型机械集团有限责任公司,齐齐哈尔161042)摘 要 研究了18N i(2450M Pa级)马氏体时效钢逆转变奥氏体再结晶规律及细化晶粒工艺。
将原始组织为板条状马氏体和线状马氏体的逆转变奥氏体在一定温度下保温,观察其再结晶规律。
将原始组织为“线状”马氏体的18N i马氏体时效钢进行Α′ΩΧ循环相变以细化晶粒,通过金相观察确定最佳细化晶粒工艺。
关键词 18N i马氏体时效钢 细化晶粒 再结晶T he G rain R efin ing P rocess fo r18N i(2450M Pa)M arten site A ged SteelYan Chunbo Zhou W e ilongAbstract T h is article has described the re-grain regulati on fo r18N i(2450M Pa)m artensite aged steel reversing into austenitic and its grain refining p rocess.T he o riginal structure of lath m artensite and line fo r m m artensite w h ich is reversed into austenitic shall be kep t in a certain temperature fo r heat p reservati on in o rder to observe the graining regulati on.18N i m artensite aged steel w ith the o riginal structure of“line fo r m”m artensite shall be circularly m etallograph ic changed w ithΑ′ΩΧin o rder to observe the refining grain and define the op ti m ized refining grain p rocess by the m etallograph ical observati on.Key W ords 18N iM artensite A ged Steel,R efining Grain,R e-grain.1 前言随着我国机械行业及尖端技术、特别是航天事业的快速发展,对高强度材料有了更高的要求。
Ni（_18）CO－9Mo_5Ti马氏体时效钢的金相组织与性能
Ni（_18）CO－9Mo_5Ti马氏体时效钢的金相组织与性能姜树田
【期刊名称】《固体火箭技术》
【年(卷),期】1995(18)1
【摘要】论述了Ｎｉ１８ＣＯ９Ｍｏ５Ｔｉ马氏体时效钢时效热处理时的相变规律及金相组织与机械性能的关系，提出了最佳的热处理工艺参数。
【总页数】8页(P69-76)
【关键词】马氏体时效钢;金相组织;材料性能;热处理
【作者】姜树田
【作者单位】西安四院七四一四厂
【正文语种】中文
【中图分类】TG142.24
【相关文献】
1.微量元素对18Ni马氏体时效钢显微组织和力学性能的影响 [J], 徐玉松;李国一;张伟;郑莉芬
2.Ni18Co9Mo5Ti马氏体时效钢的金相组织与性能 [J], 姜树田
3.时效处理对18Ni马氏体时效钢电子束焊缝微观组织和力学性能的影响 [J], 王艳芳;赵征
4.深冷处理对18Ni马氏体时效钢性能及组织的影响 [J], 李俊琳;刘志坚;陈远星
5.热处理对SLM 18Ni300马氏体时效钢组织及腐蚀性能的影响 [J], 赖莉;徐震霖;何宜柱
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马氏体时效钢——适当的热处理是保证模具使用性能的关键
马氏体时效钢——适当的热处理是保证模具使用性能的关键李艳秋
【期刊名称】《国外金属热处理》
【年(卷),期】1995(16)3
【摘要】马氏体时效钢比普通工具钢显示了长的模具寿命和简单的热处理程序,而提供的由之而来的热处理工艺是精确的。
马氏体时效钢——由“马氏体”和“时效”得名,早在60年代,因生产潜水艇体用钢研制而成。
但在那时,并未成功地应用,不久,这些高镍。
【总页数】2页(P62-63)
【关键词】马氏体钢;时效钢;热处理;模具
【作者】李艳秋
【作者单位】北满特殊钢股份有限公司
【正文语种】中文
【中图分类】TG161
【相关文献】
1.马氏体时效钢适当的热处理是制造模具的关键 [J], Dors.,CJ;陆大魁
2.马氏体时效钢氩焊填补模具钢焊件后热处理之研究 [J], 韩丽龙;林永定
3.含Ce的马氏体时效钢时效强化的真空热处理工艺 [J], 陈勇;杨爱廉
4.马氏体时效钢—适当的热处理是保证具使用的关键 [J], 李艳秋
5.T250马氏体时效钢晶粒细化热处理 [J], 袁钰坤;葛莉娜;张鹏博;朱伟强;郭刚
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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]。