马氏体时效不锈钢

马氏体时效不锈钢（精选五篇）

马氏体时效不锈钢 篇1

近年来, 金属材料的发展可以说是空前的, 出现了超硬硬质合金、超硬铝合金、超高强度钢等冠以超字头的形形色色的金属材料。这些性能优良的材料使制造新型装置和具有更高性能的机器成为可能, 但加工这些材料时, 却会出现刀具急剧磨损、工件表面质量恶化、生产率极低、有时甚至无法加工等现象。尤其是在航空航天领域里, 一些难加工材料 (如不锈钢、钛合金、高温合金、超高强度钢等) 的相继采用使常规的刀具已无能为力, 传统的切削刀具受到了强有力的挑战。因此, 探索难加工材料的切削性能及变形机理, 研制更合适的切削刀具材料是非常重要的。

马氏体时效钢属于超高强度钢, 是以超低碳 (一般碳的质量分数为0.02%～0.03%) 的Fe-Ni系合金为基础, 加入Mo、Co、Al、Ti等合金元素的合金钢。由于其力学性能优于其它超高强度钢, 尤其是强韧性的配合较好, 因此正日益广泛地用于弹、箭、宇航、压力容器、精密模具以及大负荷工作的结构件中。由于该钢的力学性能与化学成分决定了其具有切削抗力大、切削温度高、切屑长、断屑困难、刀具磨损快等特点, 故可切削性差, 属于难切削材料, 因而对该类钢的切削性能进行研究和探索显得尤为重要。

本文即对18Ni马氏体时效钢热处理后的性能进行了研究, 进一步探究了马氏体时效钢难加工的原因。

1 马氏体时效钢概述

马氏体时效钢是目前强度级别最高的金属材料之一, 它以超低碳马氏体为基体, 以弥散析出的金属间化合物为强化相, 因而可以在保持较高塑性和韧性的基础上达到超高强度。到目前为止, 以18Ni型为主要代表的马氏体时效钢在国内外航空航天及其它运载工具上得到了广泛应用, 达到了减轻结构重量、提高整体性能的目的。

18Ni型马氏体时效钢具有高强度和高韧性的良好配合, 其中18Ni (200) 、18Ni (250) 、18Ni (300) 已在军事和商业中得到了广泛应用。虽然18Ni (350) 在强度超过2 300 MPa时其塑韧性偏低, 但仍具有较大的应用范围。

2 18Ni钢的热处理和力学性能分析

2.1 18Ni马氏体时效钢的热处理

2.1.1 固溶处理

采用长度为250mm、直径为Φ25mm的锻造棒料, 先在820℃保温1h后空冷, 获得含固溶合金元素较多的超低碳板条马氏体, 测得硬度为HRC32。

2.1.2 时效处理

首先, 将固溶处理后的试样分别放于450℃、510℃和550℃的炉中保温3h进行时效, 时效处理就是让固溶在马氏体中的合金元素脱溶, 析出金属间化合物Ni3Ti、Ni3Al、Fe2Mo等, 弥散地分布在马氏体中, 并与马氏体保持共格关系, 产生时效硬化效果, 分别测得硬度为HRC56.0、HRC58.2和HRC56.0, 由此得出18Ni钢在510℃时效的硬度最高。然后, 再将固溶处理后的几个试样分别在510℃进行1h、2h、3h、4h时效处理, 分别测得硬度为HRC57.5、HRC57.9、HRC58.2、HRC58.9。将时效后的样品制成金相样品, 腐蚀后在大型光学显微镜上进行观察, 发现随着时效温度的升高和时效时间的加长, 深色马氏体束中的白点增多, 即时效产物增多。18Ni钢510℃时效1h、3h显微组织分别见图1、图2。

2.1.3 时效处理后的力学性能

通过拉伸和冲击试验测得18Ni钢在510℃加热时效3h后的力学性能, 见表1。

表1中, σb为材料的抗拉强度;σ0.2为材料的屈服点;δ5为材料的断后伸长率;ψ为材料的断面收缩率;aK为材料的V形缺口冲击韧度。

容易看出马氏体时效钢在力学性能方面的优越性。这种优越性不仅表现在马氏体时效钢具有高强度, 而且更主要的是, 马氏体时效钢在有足够强度的情况下仍然具有良好的韧性和缺口强度值, 这意味着马氏体时效钢在高强度状态下使用时仍有良好的安全可靠性, 同时也表明马氏体时效钢在继续提高强度方面还有很大的潜力。马氏体时效钢的σb为2 423MPa, HRC58.2, 可切削性达9级, 因而属于很难切削的材料。

2.2 切削性能分析

18Ni马氏体时效钢固溶处理后应为马氏体组织。马氏体中的高密度位错是不均匀分布的, 存在着低密度区, 为位错提供了活动的余地。另外, 由于该马氏体中碳、氮原子的浓度很低, 使得被钉扎的位错数目减到最少, 也就是说仍存在大量可活动的位错, 同时位错活动的自由路程也相当大, 因而表现为具有良好的塑性, 可以产生滑移变形。与切削脆性材料不同, 在一定的切削条件下, 切削18Ni马氏体时效钢不会产生挤裂切屑, 而是带状切屑, 材料将流经第二剪切区进一步发生剪切变形。

(1) 时效钢马氏体转变温度Ms为200℃～300℃, 在如此高的Ms点下, 必产生自回火现象而析出第二相。

(2) 18Ni的显微硬度测试表明, 积屑瘤的显微硬度比基体高出近2倍。这除了冷作硬化作用外, 还可能是由于该马氏体是过饱和固溶体, 剪切变形使切削区温度升高或剪应力集中, 从而诱发第二相析出, 发生应变时效硬化。

(3) 板条马氏体束与束之间是大角度晶界, 马氏体经过第一剪切变形区时, 处于易于产生滑移变形位向的晶粒优先产生滑移变形, 但从金属整体来说, 变形是连续的、相容的, 必然要求相邻晶粒发生转动以协调变形的过程, 在变形系统内会产生附加的弯曲应力, 可能使马氏体束与束之间的大角度晶界发生局部失稳, 萌生裂纹, 并不断扩展连接, 为形成积屑瘤创造条件。

(4) 由于马氏体转变的有限性, 很可能在马氏体内仍有很少量的残余奥氏体没有发生转变。另外, 还可能有没有固溶的合金元素, 存在金属间化合物, 使时效钢固溶后组织为多相。极少量的第二相分布于马氏体内, 对积屑瘤的产生可能是极为敏感的。

3 结论

切削固溶态马氏体时效钢时, 自回火和应变时效析出是产生积屑瘤的主要因素, 它是金属表面质量差、刀具磨损的主要原因;时效态主要是由于弥散分布的细小金属间化合物显著提高材料的抗剪强度, 使不易产生分离点, 它是切屑长、断屑困难的主要原因。本文对18Ni钢时效处理后的组织、性能作了分析, 初步找出这类钢难切削的原因。当然, 在实际中要真正解决难切削的问题, 还需要作不懈的探索和努力。

摘要：马氏体时效钢是一种超高强度钢, 在航空航天领域应用广泛, 但其切削性很差, 会引起刀具急剧磨损、工件表面质量恶化, 且生产率极低, 有时甚至无法加工。主要以18Ni钢为例, 通过对钢时效热处理的分析研究, 揭示时效钢的切削性能特点。

关键词：马氏体时效钢,时效态,切削性

参考文献

[1]朱静.18Ni (350) 马氏体时效钢时效结构分析[J].金属学报, 1986, 22 (4) :A 304-A 309.

[2]何毅.超高强高韧化马氏体时效钢的研究[D].沈阳:中国科学院金属研究所, 2002:15-17.

马氏体时效不锈钢 篇2

2008年06月13日 星期五 09:15 A.M.采编自百度百科 马氏体不锈钢

标准的马氏体不锈钢是：403、410、414、416、416(Se)、420、431、440A、440B和440C型，这些钢材的耐腐蚀性来自“铬”，其范围是从11.5至18%，铬含量愈高的钢材需碳含量愈高，以确保在热处理期间马氏体的形成，上述三种440型不锈钢很少被考虑做为需要焊接的应用，且440型成份的熔填金属不易取得。

标准马氏体钢材的改良，含有类如镍、钼、钒等的添加元素，主要是用于将标准钢材受限的容许工作温度提升至高于1100K，当添加这些元素时，碳含量也增加，随着碳含量的增加，在焊接物的硬化热影响区中避免龟裂的问题变成更严重。

马氏体不锈钢能在退火、硬化和硬化与回火的状态下焊接，无论钢材的原先状态如何，经过焊接后都会在邻近焊道处产生一硬化的马氏体区，热影响区的硬度主要是取决于母材金属的碳含量，当硬度增加时，则韧性减少，且此区域变成较易产生龟裂、预热和控制层间温度，是避免龟裂的最有效方法，为得最佳的性质，需焊后热处理。

马氏体不锈钢是一类可以通过热处理（淬火、回火）对其性能进行调整的不锈钢，通俗地讲，是一类可硬化的不锈钢。这种特性决定了这类钢必须具备两个基本条件：一是在平衡相图中必须有奥氏体相区存在，在该区域温度范围内进行长时间加热，使碳化物固溶到钢中之后，进行淬火形成马氏体，也就是化学成分必须控制在γ或γ+α相区，二是要使合金形成耐腐蚀和氧化的钝化膜，铬含量必须在10.5%以上。按合金元素的差别，可分为马氏体铬不锈钢和马氏体铬镍不锈钢。

马氏体铬不锈钢的主要合金元素是铁、铬和碳。图1-4是Fe-Cr系相图富铁部分，如Cr大于13%时，不存在γ相，此类合金为单相铁素体合金，在任何热处理制度下也不能产生马氏体，为此必须在内Fe-Cr二元合金中加入奥氏体形成元素，以扩大γ相区，对于马氏体铬不锈钢来说，C、N是有效元素，C、N元素添加使得合金允许更高的铬含量。在马氏体铬不锈钢中，除铬外，C是另一个最重要的必备元素，事实上，马氏体铬不锈耐热钢是一类铁、铬、碳三元合金。当然，还有其他元素，利用这些元素，可根据Schaeffler图确定大致的组织。铁素体不锈钢

在使用状态下以铁素体组织为主的不锈钢。含铬量在11%~30%，具有体心立方晶体结构。这类钢一般不含镍，有时还含有少量的Mo、Ti、Nb等到元素，这类钢具导热系数大，膨胀系数小、抗氧化性好、抗应力腐蚀优良等特点，多用于制造耐大气、水蒸气、水及氧化性酸腐蚀的零部件。

这类钢存在塑性差、焊后塑性和耐蚀性明显降低等缺点，因而限制了它的应用。炉外精炼技术（AOD或VOD）的应用可使碳、氮等间隙元素大大降低，因此使这类钢获得广泛应用。奥氏体不锈钢

在常温下具有奥氏体组织的不锈钢。钢中含Cr约18%、Ni 8%~10%、C约0.1%时，具有稳定的奥氏体组织。奥氏体铬镍不锈钢包括著名的18Cr-8Ni钢和在此基础上增加Cr、Ni含量并加入Mo、Cu、Si、Nb、Ti等元素发展起来的高Cr-Ni系列钢。奥氏体不锈钢无磁性而且具有高韧性和塑性，但强度较低，不可能通过相变使之强化，仅能通过冷加工进行强化。如加入S，Ca，Se，Te等元素，则具有良好的易切削性。此类钢除耐氧化性酸介质腐蚀外，如果含有Mo、Cu等元素还能耐硫酸、磷酸以及甲酸、醋酸、尿素等的腐蚀。此类钢中的含碳量若低于0.03%或含Ti、Ni，就可显著提高其耐晶间腐蚀性能。高硅的奥氏体不锈钢浓硝酸肯有良好的耐蚀性。由于奥氏体不锈钢具有全面的和良好的综合性能，在各行各业中获得了广泛的应用。

双相不锈钢

所谓双相不锈钢是在其固溶组织中铁素体相与奥氏体相约各占一半，一般量少相的含量也需要达到30%。在含C较低的情况下，Cr含量在18%~28%，Ni含量在3%~10%。有些钢还含有Mo、Cu、Nb、Ti，N等合金元素。该类钢兼有奥氏体和铁素体不锈钢的特点，与铁素体相比，塑性、韧性更高，无室温脆性，耐晶间腐蚀性能和焊接性能均显著提高，同时还保持有铁素体不锈钢的475℃脆性以及导热系数高，具有超塑性等特点。与奥氏体不锈钢相比，强度高且耐晶间副食和耐氯化物应力腐蚀有明显提高。双相不锈钢具有优良的耐孔蚀性能，也是一种节镍不锈钢。

双相不锈钢的性能特点

由于两相组织的特点，通过正确控制化学成分和热处理工艺，使双相不锈钢兼有铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢的优点，它将奥氏体不锈钢所具有的优良韧性和焊接性与铁素体不锈钢所具有的较高强度和耐氯化物应力腐蚀性能结合在一起，正是这些优越的性能使双相不锈钢作为可焊接的结构材料发展迅速，80年代以来已成为和马氏体型、奥氏体型和铁素体型不锈钢并列的一个钢类。双相不锈钢有以下性能特点：

（1）含钼双相不锈钢在低应力下有良好的耐氯化物应力腐蚀性能。一般18-8型奥氏体不锈钢在60°C以上中性氯化物溶液中容易发生应力腐蚀断裂，在微量氯化物及硫化氢工业介质中用这类不锈钢制造的热交换器、蒸发器等设备都存在着产生应力腐蚀断裂的倾向，而双相不锈钢却有良好的抵抗能力。

（2）含钼双相不锈钢有良好的耐孔蚀性能。在具有相同的孔蚀抗力当量值（PRE=Cr%+3.3Mo%+16N%）时，双相不锈钢与奥氏体不锈钢的临界孔蚀电位相仿。双相不锈钢与奥氏体不锈钢耐孔蚀性能与AISI 316L相当。含25%Cr的，尤其是含氮的高铬双相不锈钢的耐孔蚀和缝隙腐蚀性能超过了AISI 316L。

（3）具有良好的耐腐蚀疲劳和磨损腐蚀性能。在某些腐蚀介质的条件下，适用于制作泵、阀等动力设备。

（4）综合力学性能好。有较高的强度和疲劳强度，屈服强度是18-8型奥氏体不锈钢的2倍。固溶态的延伸率达到25%，韧性值AK（V型槽口）在100J以上。

（5）可焊性良好，热裂倾向小，一般焊前不需预热，焊后不需热处理，可与18-8型奥氏体不锈钢或碳钢等异种焊接。

（6）含低铬（18%Cr）的双相不锈钢热加工温度范围比18-8型奥氏体不锈钢宽，抗力小，可不经过锻造，直接轧制开坯生产钢板。含高铬（25%Cr）的双相不锈钢热加工比奥氏体不锈钢略显困难，可以生产板、管和丝等产品。

（7）冷加工时比18-8型奥氏体不锈钢加工硬化效应大，在管、板承受变形初期，需施加较大应力才能变形。

（8）与奥氏体不锈钢相比，导热系数大，线膨胀系数小，适合用作设备的衬里和生产复合板。也适合制作热交换器的管芯，换热效率比奥氏体不锈钢高。

（9）仍有高铬铁素体不锈钢的各种脆性倾向，不宜用在高于300°C的工作条件。双相不锈钢中含铬量愈低，σ等脆性相的危害性也愈小。

双相不锈钢（Duplex Stainless Steel，简称DSS），指铁素体与奥氏体各约占50%，一般较少相的含量最少也需要达到3O%的不锈钢。

双相不锈钢从20世纪40年代在美国诞生以来，已经发展到第三代。它的主要特点是屈服强度可达400-550MPa，使普通不锈钢的2倍，因此可以节约用材，降低设备制造成本。在抗腐蚀方面，特别是介质环境比较恶劣（如海水，氯离子含量较高）的条件下，双相不锈钢的抗点蚀、缝隙腐蚀、应力腐蚀及腐蚀疲劳性能明显优于普通的奥氏体不锈钢，可以与高合金奥氏体不锈钢媲美。

双相不锈钢具有良好的焊接性能，与铁素体不锈钢及奥氏体不锈钢相比，它既不像铁素体不锈钢的焊接热影响区，由于晶粒严重粗化而使塑韧性大幅降低，也不像奥氏体不锈钢那样，对焊接热裂纹比较敏感。

双相不锈钢由于其特殊的优点，广泛应用于石油化工设备、海水与废水处理设备、输油输气管线、造纸机械等工业领域，近年来也被研究用于桥梁承重结构领域，具有很好的发展前景。

什么叫回火？【机械知识】

又称配火。金属热处理工艺的一种。将经过淬火的工件重新加热到低于下临界温度的适当温度，保温一段时间后在空气或水、油等介质中冷却的金属热处理。或将淬火后的合金工件加热到适当温度，保温若干时间，然后缓慢或快速冷却。一般用以减低或消除淬火钢件中的内应力，或降低其硬度和强度，以提高其延性或韧性。根据不同的要求可采用低温回火、中温回火或高温回火。通常随着回火温度的升高，硬度和强度降低，延性或韧性逐渐增高。

钢铁工件在淬火后具有以下特点：①得到了马氏体、贝氏体、残余奥氏体等不平衡（即不稳定）组织。②存在较大内应力。③力学性能不能满足要求。因此，钢铁工件淬火后一般都要经过回火。

作用 回火的作用在于：①提高组织稳定性，使工件在使用过程中不再发生组织转变，从而使工件几何尺寸和性能保持稳定。②消除内应力，以便改善工件的使用性能并稳定工件几何尺寸。③调整钢铁的力学性能以满足使用要求。

回火之所以具有这些作用，是因为温度升高时，原子活动能力增强，钢铁中的铁、碳和其他合金元素的原子可以较快地进行扩散，实现原子的重新排列组合，从而使不稳定的不平衡组织逐步转变为稳定的平衡组织。内应力的消除还与温度升高时金属强度降低有关。一般钢铁回火时，硬度和强度下降，塑性提高。回火温度越高，这些力学性能的变化越大。有些合金元素含量较高的合金钢，在某一温度范围回火时，会析出一些颗粒细小的金属化合物，使强度和硬度上升。这种现象称为二次硬化。

要求 用途不同的工件应在不同温度下回火，以满足使用中的要求。①刀具、轴承、渗碳淬火零件、表面淬火零件通常在250℃以下进行低温回火。低温回火后硬度变化不大，内应力减小，韧性稍有提高。②弹簧在350～500℃下中温回火，可获得较高的弹性和必要的韧性。③中碳结构钢制作的零件通常在500～600℃进行高温回火，以获得适宜的强度与韧性的良好配合。淬火加高温回火的热处理工艺总称为调质。

钢在300℃左右回火时，常使其脆性增大，这种现象称为第一类回火脆性。一般不应在这个温度区间回火。某些中碳合金结构钢在高温回火后，如果缓慢冷至室温，也易于变脆。这种现象称为第二类回火脆性。在钢中加入钼，或回火时在油或水中冷却，都可以防止第二类回火脆性。将第二类回火脆性的钢重新加热至原来的回火温度，便可以消除这种脆性。

钢的回火

回火是工件淬硬后加热到AC1以下的某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的热处理工艺。

回火一般紧接着淬火进行，其目的是：

(a)消除工件淬火时产生的残留应力，防止变形和开裂；

(b)调整工件的硬度、强度、塑性和韧性，达到使用性能要求；

(c)稳定组织与尺寸，保证精度；

(d)改善和提高加工性能。因此，回火是工件获得所需性能的最后一道重要工序。

按回火温度范围，回火可分为低温回火、中温回火和高温回火。

(1)低温回火

工件在250℃以下进行的回火。

目的是保持淬火工件高的硬度和耐磨性，降低淬火残留应力和脆性

回火后得到回火马氏体，指淬火马氏体低温回火时得到的组织。

力学性能：58～64HRC，高的硬度和耐磨性。

应用范围：刃具、量具、模具、滚动轴承、渗碳及表面淬火的零件等。

(2)中温回火

工件在250～500 ℃之间进行的回火。

目的是得到较高的弹性和屈服点，适当的韧性。

回火后得到回火托氏体，指马氏体回火时形成的铁素体基体内分布着极其细小球状碳化物（或渗碳体）的复相组织。

力学性能：35～50HRC，较高的弹性极限、屈服点和一定的韧性。

应用范围：弹簧、锻模、冲击工具等。

(3)高温回火

工件在500℃以上进行的回火。

目的是得到强度、塑性和韧性都较好的综合力学性能。

回火后得到回火索氏体，指马氏体回火时形成的铁素体基体内分布着细小球状碳化物（包括渗碳体）的复相组织。

力学性能：200～350HBS，较好的综合力学性能。

应用范围：广泛用于各种较重要的受力结构件，如连杆、螺栓、齿轮及轴类零件等。

工件淬火并高温回火的复合热处理工艺称为调质。调质不仅作最终热处理，也可作一些精密零件或感应淬火件预先热处理。

45钢正火和调质后性能比较见下表所示。

45钢(φ20mm～φ40mm)正火和调质后性能比较

热处理方法 力学性能 力学性能 力学性能 力学性能 组织 σb/Mpa δ×100 Ak/J HBS 正火 700～800 15～20 40～64 163～220 索氏体+铁素体 调质 750～850 20～25 64～96 210～250 回火索氏体（由于百度的表格功能太差，所以这里不够美观）

钢淬火后在300℃左右回火时，易产生不可逆回火脆性，为避免它，一般不在250～350℃ 范围内回火。

含铬、镍、锰等元素的合金钢淬火后在500～650℃回火，缓冷易产生可逆回火脆性，为防止它，小零件可采用回火时快冷；大零件可选用含钨或钼的合金钢。

汽车排气管回火

看赛车比赛的时候，听到赛车在弯道减速时候有时会发出非常震耳的砰砰声，就像放炮一样，这是排气管回火的声音，它的英文专业术语叫做BACKFIRE。

赛车需要的是迅猛的加速能力，因此和普通民用车的发动机相比，赛车引擎更多时候都被设定在燃油加浓的状态，混合比都调的很浓，从而让更多的燃油参加燃烧释放能量。在突然收油瞬间，总会有一些没燃烧干净的混合气体进入到排气系统中，被炙热的排气管再次点燃而发生爆燃（这时候发出的巨响就是你听到的放炮声），另外，为了减轻排气背压提升动力，赛车的排气管大多是直排式的，没有民用车哪种三元催化包和消音器，因此就会出现这种毫无掩饰的爆燃声，厉害时甚至能看到从排气管末端喷出火焰来，让人感觉非常刺激。

相比自然吸气发动机，那些带涡轮增压的赛车引擎更容易发生回火，因为它们大多装备了所谓的偏时点火系统。

什么叫淬火？【机械知识】

钢的淬火是将钢加热到临界温度Ac3（亚共析钢）或Ac1（过共析钢）以上某一温度，保温一段时间，使之全部或部分奥氏体[1]化，然后以大于临界冷却速度的冷速快冷到Ms以下（或Ms附近等温）进行马氏体（或贝氏体）转变的热处理工艺。

通常也将铝合金、铜合金、钛合金、钢化玻璃等材料的固溶处理或带有快速冷却过程的热处理工艺称为淬火。

淬火的目的是使过冷奥氏体进行马氏体或贝氏体转变，得到马氏体或贝氏体组织，然后配合以不同温度的回火，以大幅提高钢的强度、硬度、耐磨性、疲劳强度以及韧性等，从而满足各种机械零件和工具的不同使用要求。也可以通过淬火满足某些特种钢材的的铁磁性、耐蚀性等特殊的物理、化学性能。

淬火能使钢强化的根本原因是相变，即奥氏体组织通过相变而成为马氏体组织（或贝氏体组织）。

钢淬火工艺最早的应用见于河北易县燕下都遗址出土的战国时代的钢制兵器。

淬火工艺最早的史料记载见于《汉书.王褒传》中的“清水焠其峰”。

“淬火”在专业文献上，人们写的是“淬火”，而读起来又称“蘸火”。“蘸火”已成为专业口头交流的习用词，但文献中又看不到它的存在。也就是说，淬火是标准词，人们不读它，“蘸火”是常用词，人们却不写它，这是我国文字中不多见的现象。

淬火是“蘸火”的正词，淬火的古词为蔯火，本义是灭火，引申义是“将高温的物体急速冷却的工艺”。“蘸火”是冷僻词，属于现代词，是文字改革后出现的产物，“蘸”字本义与淬火无关。“蘸火”本词为“湛火”，“湛”字读音同“蘸”，而其字形又与水、火有关，符合“水与火合为蔯”之意，字义与“淬火”相通。“湛火”为本词，“蘸火”则为假借词。

淬火

将金属工件加热到某一适当温度并保持一段时间，随即浸入淬冷介质中快速冷却的金属热处理工艺。常用的淬冷介质有盐水、水、矿物油、空气等。淬火可以提高金属工件的硬度及耐磨性，因而广泛用于各种工、模、量具及要求表面耐磨的零件（如齿轮、轧辊、渗碳零件等）。通过淬火与不同温度的回火配合，可以大幅度提高金属的强度、韧性及疲劳强度，并可获得这些性能之间的配合（综合机械性能）以满足不同的使用要求。另外淬火还可使一些特殊性能的钢获得一定的物理化学性能，如淬火使永磁钢增强其铁磁性、不锈钢提高其耐蚀性等。淬火工艺主要用于钢件。常用的钢在加热到临界温度以上时，原有在室温下的组织将全部或大部转变为奥氏体。随后将钢浸入水或油中快速冷却，奥氏体即转变为马氏体。与钢中其他组织相比，马氏体硬度最高。钢淬火的目的就是为了使它的组织全部或大部转变为马氏体，获得高硬度，然后在适当温度下回火，使工件具有预期的性能。淬火时的快速冷却会使工件内部产生内应力，当其大到一定程度时工件便会发生扭曲变形甚至开裂。为此必须选择合适的冷却方法。根据冷却方法，淬火工艺分为单液淬火、双介质淬火、马氏体分级淬火和贝氏体等温淬火4类。

淬火效果的重要因素，淬火工件硬度要求和检测方法：

淬火工件的硬度影响了淬火的效果。淬火工件一般采用洛氏硬度计，测试HRC硬度。淬火的薄硬钢板和表面淬火工件可测试HRA的硬度。厚度小于0.8mm的淬火钢板、浅层表面淬火工件和直径小于5mm的淬火钢棒，可改用表面洛氏硬度计，测试HRN硬度。

在焊接中碳钢和某些合金钢时，热影响区中可能发生淬火现象而变硬，易形成冷裂纹，这是在焊接过程中要设法防止的。

由于淬火后金属硬而脆，产生的表面残余应力会造成冷裂纹，回火可作为在不影响硬度的基础上，消除冷裂纹的手段之一。

淬火对厚度、直径较小的零件使用比较合适，对于过大的零件，淬火深度不够，渗碳也存在同样问题，此时应考虑在钢材中加入铬等合金来增加强度。

淬火是钢铁材料强化的基本手段之一。钢中马氏体是铁基固溶体组织中最硬的相(表1)，故钢件淬火可以获得高硬度、高强度。但是，马氏体的脆性很大，加之淬火后钢件内部有较大的淬火内应力，因而不宜直接应用，必须进行回火。

表1钢中铁基固溶体的显微硬度值

淬火工艺在现代机械制造工业得到广泛的应用。机械中重要零件，尤其在汽车、飞机、火箭中应用的钢件几乎都经过淬火处理。为满足各种零件干差万别的技术要求，发展了各种淬火工艺。如，按接受处理的部位，有整体、局部淬火和表面淬火；按加热时相变是否完全，有完全淬火和不完全淬火(对于亚共析钢，该法又称亚临界淬火)；按冷却时相变的内容，有分级淬火，等温淬火和欠速淬火等。

工艺过程 包括加热、保温、冷却3个阶段。下面以钢的淬火为例，介绍上述三个阶段工艺参数选择的原则。

加热温度 以钢的相变临界点为依据，加热时要形成细小、均匀奥氏体晶粒，淬火后获得细小马氏体组织。碳素钢的淬火加热温度范围如图1所示。由本图示出的淬火温度选择原则也适用于大多数合金钢，尤其低合金钢。亚共析钢加热温度为Ac3温度以上30～50℃。从图上看，高温下钢的状态处在单相奥氏体(A)区内，故称为完全淬火。如亚共析钢加热温度高于Ac1、低于Ac3温度，则高温下部分先共析铁素体未完全转变成奥氏体，即为不完全(或亚临界)淬火。过共析钢淬火温度为Ac1温度以上30～50℃，这温度范围处于奥氏体与渗碳体(A+C)双相区。因而过共析钢的正常的淬火仍属不完全淬火，淬火后得到马氏体基体上分布渗碳体的组织。这-组织状态具有高硬度和高耐磨性。对于过共析钢，若加热温度过高，先共析渗碳体溶解过多，甚至完全溶解，则奥氏体晶粒将发生长大，奥氏体碳含量也增加。淬火后，粗大马氏体组织使钢件淬火态微区内应力增加，微裂纹增多，零件的变形和开裂倾向增加；由于奥氏体碳浓度高，马氏体点下降，残留奥氏体量增加，使工件的硬度和耐磨性降低。常用钢种淬火的温度参见表2。

表2常用钢种淬火的加热温度

实际生产中，加热温度的选择要根据具体情况加以调整。如亚共析钢中碳含量为下限，当装炉量较多，欲增加零件淬硬层深度等时可选用温度上限；若工件形状复杂，变形要求严格等要采用温度下限。

保温时间 由设备加热方式、零件尺寸、钢的成分、装炉量和设备功率等多种因素确定。对整体淬火而言，保温的目的是使工件内部温度均匀趋于一致。对各类淬火，其保温时间最终取决于在要求淬火的区域获得良好的淬火加热组织。

加热与保温是影响淬火质量的重要环节，奥氏体化获得的组织状态直接影响淬火后的性能。-般钢件奥氏体晶粒控制在5～8级。

冷却方法 要使钢中高温相——奥氏体在冷却过程中转变成低温亚稳相——马氏体，冷却速度必须大于钢的临界冷却速度。工件在冷却过程中，表面与心部的冷却速度有-定差异，如果这种差异足够大，则可能造成大于临界冷却速度部分转变成马氏体，而小于临界冷却速度的心部不能转变成马氏体的情况。为保证整个截面上都转变为马氏体需要选用冷却能力足够强的淬火介质，以保证工件心部有足够高的冷却速度。但是冷却速度大，工件内部由于热胀冷缩不均匀造成内应力，可能使工件变形或开裂。因而要考虑上述两种矛盾因素，合理选择淬火介质和冷却方式。

冷却阶段不仅零件获得合理的组织，达到所需要的性能，而且要保持零件的尺寸和形状精度，是淬火工艺过程的关键环节。

分类 可按冷却方式分为单液淬火、双液淬火、分级淬火和等温淬火等。冷却方式的选择要根据钢种、零件形状和技术要求诸因素。

单液淬火 将工件加热后使用单一介质冷却，最常使用的有水和油两种，其变、温曲线如图2中的曲线1。为防止工件过大的变形和开裂，工件不宜在介质中冷至室温，可在200～300℃出水或油，在空气中冷却。单液淬火操作简单易行，广泛用于形状简单的工件。有时将工件加热后，先在空气中停留-段时间，再淬入淬火介质中，以减少淬冷过程中工件内部的温差，降低工件变形与开裂的倾向，称为预冷淬火。

图2 各种淬火冷却的变温曲线示意图 曲线1-单液淬火；曲线2-双液淬火； 曲线3-分级淬火；曲线4-等温淬火

双液淬火 工件加热后，先淬入水或其他冷却能力强的介质中冷却至400℃左右，迅速转入油或其他冷却能力较弱的介质中冷却。变温曲线如图2中曲线2。所谓“水淬油冷”法使用得相当普遍。先淬入冷却能力强的介质，工件快速冷却可避免钢中奥氏体分解。低温段转入冷却能力较弱的介质可有效减少工件的内应力，降低工件变形和开裂倾向。本工艺的关键是如何控制在水中停留的时间。根据经验，按工件厚度计算在水中停留的时间，系数为O.2～O.3s/mm，碳素钢取上限，合金钢取下限。这种工艺适用于碳素钢制造的中型零件(直径10～40mm)和低合金钢制造的较大型零件。

分级淬火 工件加热后，淬入温度处于马氏体点(ms)附近的介质(可用熔融硝盐、碱或热油)中，停留一段时间，然后取出空冷。变温曲线如图2中曲线3。分级温度应选择在该钢种过冷奥氏体的稳定区域，以保证分级停留过程中不发生相变。对于具有中间稳定区(“两个鼻子”)型TTT曲线的某些高合金钢，分级温度也可选在中温(400～600℃)区。分级的目的是使工件内部温度趋于一致，减少在后续冷却过程中的内应力及变形和开裂倾向。此工艺适用于形状复杂，变形要求严格的合金钢件。高速钢制造的工具淬火多用此工艺。

等温淬火 工件加热后，淬入温度处于该钢种下贝氏体(B下)转变范围的介质中，保温使之完成下贝氏体转变，然后取出空冷，变温曲线如图2中的曲线4。等温温度对下贝氏体性能影响较大，温度控制要求严格。常用钢种的等温温度和时间列于表3。等温淬火工艺特别适用于要求变形小、形状复杂，尤其同时还要求较高强韧性的零件。

表3 中国常用钢种的等温温度和等温时间 淬火方式：

1)单介质淬火

工件在一种介质中冷却，如水淬、油淬。优点是操作简单，易于实现机械化，应用广

泛。缺点是在水中淬火应力大，工件容易变形开裂；在油中淬火，冷却速度小，淬透直径

小，大型工件不易淬透。2)双介质淬火

工件先在较强冷却能力介质中冷却到300℃左右，再在一种冷却能力较弱的介质中冷

却，如：先水淬后油淬，可有效减少马氏体转变的内应力，减小工件变形开裂的倾向，可

用于形状复杂、截面不均匀的工件淬火。双液淬火的缺点是难以掌握双液转换的时刻，转

换过早容易淬不硬，转换过迟又容易淬裂。为了克服这一缺点，发展了分级淬火法。3)分级淬火

工件在低温盐浴或碱浴炉中淬火，盐浴或碱浴的温度在Ms点附近，工件在这一温度停

留2min～5min，然后取出空冷，这种冷却方式叫分级淬火。分级冷却的目的，是为了使工

件内外温度较为均匀，同时进行马氏体转变，可以大大减小淬火应力，防止变形开裂。分

级温度以前都定在略高于Ms点，工件内外温度均匀以后进入马氏体区。现在改进为在略

低于 Ms 点的温度分级。实践表明，在Ms 点以下分级的效果更好。例如，高碳钢模具在

160℃的碱浴中分级淬火，既能淬硬，变形又小，所以应用很广泛。4)等温淬火

工件在等温盐浴中淬火，盐浴温度在贝氏体区的下部(稍高于Ms)，工件等温停留较长

时间，直到贝氏体转变结束，取出空冷。等温淬火用于中碳以上的钢，目的是为了获得下

马氏体不锈钢在汽车轻量化中的应用 篇3

预计到2035 年, 通过应用新型的轻质材料及轻量化优化设计, 汽车可以实现减重20%~35%的目标, 这具有重大的经济效益和环保意义。对于常规轿车和轻型载货车, 质量每减轻10%则可减少6.9%的燃料消耗, 燃气排放量也相应减少。此外, 汽车轻量化还具有显著的二次效应, 比如提高动力性能和操纵性能。

许多轻质材料如先进高强度钢, 铝、镁、钛合金, 以及复合材料都具备减重的潜能。车辆整体轻量化设计使得零件尺寸更小, 甚至省略了某些零件, 这种二次减重效应可使车体额外减重。

选用新型轻质材料代替传统材料来制造汽车零件, 成本为12~21.5 元/kg。许多新型轻质材料价格波动大且可用性不高, 供应量也会随其它行业的需求而变化。某些新型材料与现有的成形技术及装配工艺匹配性不高, 且导致加工过程中额外成本增加, 最终增加的成本将由消费者承担, 而较高的销售价格抵消了其节省的燃油成本。但是, 随着汽车轻量化经济效应的提升及加工工艺的发展, 新型轻质材料的应用终将受到业界的重视。

2 马氏体不锈钢介绍

不锈钢是至少含10.5%铬的铁基合金, 其中的铬可以形成一种无形的、具有自修复能力的铬氧化物保护膜附着在合金表面。通常根据不锈钢在室温下的微观结构, 将其分类如下。

a.奥氏体不锈钢。

b.铁素体不锈钢。

c.奥氏体-铁素体双相不锈钢。

d.脱溶硬化不锈钢。

e.马氏体不锈钢。

铁-铬-碳、铁-铬-镍不锈钢中所添加合金元素的种类和数量决定了其组织微观结构和性能。耐蚀性、物理特性、力学性能、可加工性和成本都是选择应用不锈钢种类的主要考虑因素。目前, 有超过150 种型号的不锈钢, 其中304 型、316 型、18/8 奥氏体不锈钢应用最为广泛。

马氏体不锈钢是含铬和碳的铁合金, 在淬火过程中形成扭曲的体心立方或体心四方马氏体晶体结构。根据合金含量和热处理方式的不同, MSS有很大的强度范围, 极限抗拉强度 (UTS) 分布为500~2 000 MPa。410 不锈钢主要合金元素含量见表1。410 不锈钢力学性能见表2。

%

由于铬和镍含量相对较低, MSS的耐蚀性差于其它类型不锈钢, 但正因为如此, MSS价格低廉且波动性小。通常在大气环境中选择强度、耐磨性和耐蚀性即综合性能良好的MSS用于制作手术器械、刀具、齿轮、轴、紧固件、阀门和涡轮叶片。

2.1 焊接难点

为了保证高的强度和硬度, 需对MSS进行特殊的淬火+回火 (Q+T) 热处理。MSS的含铬量为10.5%~18% (与铁素体不锈钢相似) , 但碳含量高达到1.2%, 因此在高温条件下, 铁素体完全转变为奥氏体, 后者在随后的冷却过程中进一步转变为马氏体。MSS具有空冷硬化特性, 对于常规厚度的零件, 在空气冷却至室温的过程中将会完全硬化 (马氏体化) 。

在MSS焊接过程中, 焊接熔融区和热影响区经历了从高温至室温的冷却过程, 这类似于空冷硬化, 如不进行回火处理, 焊接区将会变硬、变脆, 因此韧性极差, 故MSS被认为是焊接性能最差的不锈钢。

2.2 工艺改进

2.2.1 焊缝冷却控制

近年来, 410 钢在快速自体焊接中取得的进展为解决MSS焊接困难提供了方法。不锈钢焊接冷却控制技术的应用, 使MSS焊点及热影响区组织由淬火马氏体向回火马氏体、铁素体和极细碳素体转换, 降低了氢脆发生的概率, 增强了焊接区的延性和韧性。MSS焊接冷却控制技术同样能使MSS钢管焊接后续的成形过程更为顺利, 包括弯曲、折边或液压成形。

此外, 焊接冷却控制技术的应用, 使MSS、先进高强钢 (AHSS) 的焊接过程省略了焊后溶池稀释 (奥氏体焊缝填充合金溶液) 或冗长的焊后热处理等工艺过程。

2.2.2 热处理

与其它材料需要快速油淬或水淬硬化不同, MSS可以在空冷过程中完全硬化, 因此其具有良好的经济效益。应用成形后热处理技术, 在常规压力下可将退火状态MSS冲压成复杂的形状。

连续炉生产线, 非常适合MSS的成形后热处理。使用奥氏体光亮退火生产线, 能够轻松完成对MSS的光亮淬火, 可控气氛 (保护气体) 的用量也相对较少。炉中可控气氛的类型、用量及加热温度可适当调节, 用以控制零件表面氧化层厚度, 确保后续涂覆处理时表面能够获得最佳附着力。

应用感应加热或热冲压工艺来强化MSS, 相比传统的硼处理钢其表面剥落明显减少。最终热处理后, 材料可以获得合适的硬度和韧度, 微观组织均匀一致, 残余加工内应力消失。经电泳烘烤或低温回火, 零件将更具弹性。

3 在汽车上的应用

MSS力学性能优良, 能够在保持甚至超过现有强度水平的条件下, 通过减薄 (减小) 零件尺寸达到减重目的。另外, 用MSS制作的防撞加强零件能够满足严格的碰撞和安全要求, 且不会增加额外的质量。MSS具有较高的比强度 (极限抗拉强度/密度) , 所以刚度和强度及综合性能良好。采用较薄尺寸MSS管比传统的钢管更硬、更轻。

MSS铬含量与广泛用于汽车排气装置的铁素体不锈钢非常相似, 所以其价格很有竞争力。同时, 相对于含镍不锈钢, MSS的价格波动小且附加费用低。在连续的大批量生产条件下, MSS的热处理成本也将显著降低。

为了评估MSS的力学性能和加工性能, 进行了几组MSS零件原型、预生产试验。评估零件关键点包括:生产成本、可成形性、尺寸精度、机械性能、抗腐蚀性能。评估的零件因其尺寸各异, 所以采用整体成形或装配连接成形, 连接形式包括螺栓联接和焊接。

3.1 冲压零件

应用MSS板代替传统材料冲压一些尺寸和形状均不相同的零件, 其主要目的是评估MSS板成形性能和零件尺寸精度, 而减重效应不在考虑范围内。

3.1.1 车身B柱

车身B柱外板原设计使用硼钢通过热冲压制作, 现使用MSS板。在室温下, 成功将退火状态下1.0 mm MSS薄板冲压成形, 随后经氮气热处理以实现硬度和强度的均匀化 (图1) 。零件热处理前后采用激光扫描测定尺寸精度, 所有关键尺寸偏差均在允许偏差范围内。

3.1.2 车门防撞梁

以前采用硼钢热冲压车门防撞梁, 现使用1.7 mm厚的MSS板制造, 室温冲压成形后在网带炉内完成硬度均匀化。图2 中的防撞梁经过光亮淬火。所有零件由夹具固定, 使用激光扫描检测尺寸精度。检测后发现, 由于加热不充分, 防撞梁淬火之后出现轻微扭曲变形, 用支持架可以解决该问题, 使用支持架后淬火零件尺寸偏差可以控制在允许范围之内。

3.1.3 座椅导轨

由1.6 mm MSS板制造座椅调节器导轨 (图2) , 其冲压和切边性能良好, 该零件一般由AISI1018钢制造。使用三维坐标测量机 (CMM) 检测热处理前后该零件的关键尺寸, 结果表明零件尺寸精确。MSS部分的硬度和耐磨性均匀一致, 可省略目前低碳钢座椅导轨的渗碳工艺。

3.2 焊接组件

焊接冷却控制技术十分适合制造复杂的MSS焊接件, MSS焊接零件的强度高且减重效应显著。用MSS制造的汽车零件见图2。

3.2.1 缝焊管件

成功制作了直径从5 ~100 mm的氩弧焊MSS管, 其管壁厚度为0.3~3 mm (图2) 。这些钢管可用于输送液体或作为结构件使用。与传统的AHSS管不同, MSS焊管在退火状态下很容易成形。此外, 经过Q+T热处理, 钢管焊缝周围的显微硬度均匀一致。

3.2.2 燃油轨

MSS管较奥氏体不锈钢管成本低廉, 用MSS管代替奥氏体不锈钢管, 通过钎焊连接制造燃油轨。对于奥氏体不锈钢管, 钎焊造成的退火效应可改变组织中奥氏体的数量, 因此只能通过增加壁厚来防止钢管爆裂。钎焊后的MSS管体硬化、强度提升, 所以薄壁的MSS燃油轨可以承受更大燃油注射压力的波动, 通常高达175×105Pa。MSS油管 (17.8 mm (直径) ×1.0 mm (壁厚) ) 能够承受的爆破压力是传统304L型无缝管 (21.3 mm (直径) ×2.75 mm (壁厚) ) 的1.5 倍, 并且减轻了67%的质量。另外, 无涂层MSS钢管抵抗汽油和乙醇燃料腐蚀的能力较强

3.2.3 牵引钩

采用MSS制造载货车的前牵引钩 (图2) 。与AISI1018 钢相比, 用MSS制造的拖钩在满足强度要求的同时可实现减重50%。牵引钩由MSS缝焊钢管 (19.0 mm (直径) ×2.8 mm (壁厚) ) 与2.9 mm支架组成, 代替直径为22 mm的镇定钢钢管和5.8 mm支架。运用MSS的炉中钎焊工艺, 可节省制造成本并减少工艺流程, MSS材料制造的牵引钩在加速寿命周期试验中的试验结果较好。

3.2.4 保险杠

采用0.8 mm厚MSS板制造的保险杠见图3。开始计划采用预硬马氏体不锈钢板M1400, 但该钢板在成形后出现过量回弹甚至开裂, 后改用退火状态下的MSS板则能够顺利成形, 随后利用焊接冷却控制技术对其进行焊接。滑橇试验和车辆撞击试验 (图4) 证明该保险杠性能优异。

3.2.5 前副车架

采用1.5 mm厚MSS板代替HSLA350 钢制造前副车架 (图5) 可达到减重35%。MSS副车架的壳体和支架被点焊或缝焊在一起, 其中的垫片和支撑架均为软钢。整个零件在真空炉中完成热处理后, 其关键部位的尺寸稳定精确。快速腐蚀试验结果证明, 光亮淬火后的MSS副车架的抗蚀性能良好。

新型的焊接和热处理方法使马氏体不锈钢非常适合应用于对质量有严格限制的汽车。使用更为廉价的MSS合金代替常规钢种, 可使汽车减重超过50%。运用温和的空冷热处理方式, 能生产薄壁零件、管材, 以及变形量小且强度超过1 400 MPa的零件。其优点如下。

a.适合现有的成型方法。

b.运用焊接冷却控制技术获得焊接韧性。

热处理后性能均匀且强度较高。

一些应用MSS试制的汽车零件见表3。

4 结束语

目前, 对于MSS零件的应用研究还在进行, 范围从结构件、管材到各种装配件, 以满足汽车零件对高强度、高韧性、耐大气腐蚀性和良好成形性等要求。在将高强度和无涂层抗腐蚀能力作为重点要求的应用领域, MSS合金可以替代专业不锈钢甚至钛合金。

摘要：随着焊接和热处理技术的发展, 以及高强度轻质零件需求量的增加, 性价比较高的马氏体不锈钢 (MSS) 成为可替代传统轻质材料的一种选择, 其应用包括汽车副车架、保险杠、车门防撞梁、B柱、座椅导轨、牵引钩和燃油轨等。马氏体不锈钢零件机械性能优良且减重效应显著, 在保证性能的条件下, 较传统钢材减重可达到35%以上。

马氏体时效不锈钢 篇4

近几年来, 随着我国对水利资源的开发及重视程度不断加大, 大、中型水电站不断涌现, 例如三峡机组、溪洛渡机组、糯扎度机组、向家坝机组等。而机组的制造, 仅有先进的设计还不够, 为保证高技术、高质量、高效率的加工, 需大力提高工艺制造水平, 特别是机械加工和刀具问题。

水轮机机组关键部件大量难加工材料的应用和高精度的加工要求, 如果没有相应加工技术和高效刀具的保证, 它将直接显现在每一个部件、每一工序中, 造成加工效率低、周期长、加工水平和质量落后的局面。因此研究开发新型高效刀具, 优化加工技术, 优选合理的切削参量, 解决不锈钢等难加工材料的切削, 提高加工质量、加工效率, 是保证机组顺利制造的目标。

2 关键部件加工材料及切削性能分析

2.1 不锈钢材料的加工特性

水轮机关键部件如转轮、叶片、导叶、顶盖及底环上的抗磨板、抗磨环、止漏环等大量都采用不锈钢材料, 要解决不锈钢材料难加工问题, 首先要了解、分析其加工特性。不锈钢是在钢中加入较多铬 (Cr) 、镍 (Ni) 钼 (Mo) 、钛 (Ti) 铌 (Nb) 等元素, 使其成为耐腐蚀性能并在较高温度下 (>450℃) 具有较高强度的合金钢。通常含Cr量大于10%~12%或含Ni量大于8%。不锈钢具有切削变形大、加工硬化倾向大、切削力大、切削温度高、刀具易磨损、加工表面质量和精度不易保证等特点。不锈钢按组织结构可分为:铁素体不锈钢、马氏体不锈钢。奥氏体不锈钢;奥氏体-铁素体不锈钢和沉淀硬化不锈钢。金属材料的切削难易程度, 现用可切削性能指标来衡量:主要是刀具的耐用度、切削力和切削温度、加工表面质量及切屑的控制和断屑。

2.2 材料的机械性能

水轮机关键部件大多采用ZG0Cr13Ni5Mo材料, 属马氏体不锈钢。该材质经淬火、回火具有较高硬度、强度、耐磨性和抗氧化性能。在退火状态下, 具有较好塑性和韧性。由于含4%~6%Ni的13Cr Mo不锈钢不仅具有良好的综合机械性能、低温韧性、断裂力学性能和水下疲劳性能, 还具有良好的可焊性和抗磨蚀性能。因此, 此类不锈钢广泛地用于水轮机叶片及顶盖、底环上的抗磨环抗磨板等, 并作为三峡机组、溪洛渡、向家坝等大、中型机组及常规机组的关键部位选材。采用的不含σ铁素体的低碳板条状马氏体不锈钢, 通常采用二次回火热处理工艺, 硬度不小于HB 300。为提高抗泥砂磨损性能, 希望更高的硬度, 达HB 320以上, 特别是焊后硬度更高达HB350左右, 而马氏体不锈钢材料硬度愈高愈难加工。经二次硬化回火后该材料机械性能如下:

3 不锈钢加工刀具及切削方式的选用

从总的情况看, 虽然国内近年来刀具方面有了一定的发展, 但目前在不锈钢铣削上还普遍存在切削效率低、刀具寿命短、工艺结构落后的问题。而国外在不锈钢加工方面有专项研究和发展, 但推出销售的基本是通用性较强的刀具。因此选择、研究、提出、开发适于马氏体不锈钢加工的刀具, 需从刀具结构、几何角度、切削力、刀具寿命和加工效率多方面进行试验、对比和评估。

加工不锈钢对刀具材料的选择非常重要。应选硬度高、耐磨性好, 有足够的强度和韧性, 高温硬度高 (红硬性) 和化学稳定性 (抗氧化和抗粘结性) 好的材料。加工不锈钢的刀具材料有高速钢和硬质合金材料。高速钢材料具有锋利、较高强度和很好的韧性, 但硬度较低。适于切削速度较低 (Vc=5~25m/min) 。国外生产的钴高速钢和粉末冶金高速钢, 硬度由普通高速钢HRC64~65, 提高到HRC66~68, 国内也生产有铝高速钢等材料。为了改善高速钢切削特性也引进了涂层技术, 并进行了氮化、磷化、冷处理和磁化处理技术的应用试验。

3.1 转轮、止漏环、顶盖、底环车加工

转轮、止漏环等采用高硬度马氏体不锈钢材料, 特别是铸件及缺陷补焊、产生硬度不均和断续切削, 给车削加工增加了很大难度, 刀具极易损坏。经试验粗加工时采用国产牌号YG546、精加工用YG532是国内较好的适于不锈钢车加工的刀片。采用日本三菱公司的UC6025、UC6010、US735刀片牌号具有耐磨损、高效率、刀片价格低的优势。

3.2 顶盖、底环抗磨板车加工及采用以铣代车加工

顶盖、底环抗磨板是把合不锈钢结构件, 把合螺钉与抗磨板材料不同、软硬不同, 抗磨板上还有近千个螺钉, 每块抗磨板之间有间隙, 抗磨板上还有导叶轴孔。因此加工时螺钉和抗磨板对刀具冲击、断续切削, 造成加工刀具破损, 刀具寿命低。经过多次试验, 优选出了粗、精加工刀具:粗加工时, 宜选较大负前角的国产焊接车刀或国外UC6025 (三菱) 刀片;精加工时, 采用国外园型刀片、刀片牌号, 如:UC6010 (三菱) 、GF30 (日立) 、AC2000 (住友) , 其使用寿命是国产刀具的10倍以上, 解决了以往精车时只能车一小段宽度就频繁换刀, 接刀表面不平, 达不到粗糙度要求, 以及最终用磨头磨削的问题, 大大缩短了加工周期。

提高加工效率, 利用16米数控立车的数控铣轴功能, 还进行了面铣刀铣加工的试验应用, 卡盘转速调整到铣削挡 (0.004 r/min) ;铣轴转速200 r/min;切深3mm;铣刀直径φ200mm, 采用国产刀体, ISCAR公司波型刃IC328刀片。实际加工效率比车削提高1.5倍, 加工表面粗糙度也较车削好。

1) 加工效率比较:减少加工进给次数原需要粗车加工2刀、精车加工2~3刀。现粗铣加工1刀、精车1刀节省3刀加工时间, 提高工作效率1倍。

2) 加工参数所需工时比较:车加工通常转速n=1.5r/min、进给量为f n=0.5mm/r。车削加工宽度200mm, 需270min即4.5小时。铣削加工转速n=140r/min、进给量为vf=200mm/min。铣刀一次切削宽度200mm、工件旋转1圈约3小时, 提高效率50%。

3) 节省了磨削工序, 此加工方式还应用于立车, 不但达到了加工质量, 还提高工作效率, 减少了加工周期。新的加工技术应用成功, 不但保证了机组的关键部件加工按期交货, 还将对其他机组的部件加工提供了一个新工艺技术方法。

4 结论语

通过对关键部位不锈钢材料的切削特性和切削变形及刀具磨损形式的、合理的分析研究, 寻找合适的刀具结构和几何角度, 选定合理的铣削工艺、切削参量和刀片材质等工艺参数, 最终通过大量的切削试验和真机加工, 找出了适于马氏体不锈钢铣削的刀具及工艺参数, 在取得了很好的效果。

加工马氏体不锈钢时建议选用如下的参数:螺旋立铣刀和球头立铣刀宜选较大螺旋角。面铣刀选择双正前角、平装刀片、上压式、不等齿齿距结构、主偏角75°φ125~φ200mm面铣刀。改进铣削方式:采用顺铣方式, 减小了不锈钢材料加工硬化和对刀具的磨损。采用不称铣削方式并控制切入角和切出角, 减小切削振动和冲击。切削参量:经对切削三要素进行正交切削试验和现场加工试验, 优选参量如下Vc=85~90m/min, Vf=200~250mm/min, ap=6~7mm。选择涂层刀片, 特别是涂层AL2O3对粘焊破损有利。采用较大刀尖角、刀尖园弧、刀刃负倒棱, 对抗击崩刃有较好效果。钢包砂现象对刀片的破损有很大影响。采用湿铣方式, 改善材料导热性差和粘结现象, 降低扩散磨损对刀具的损坏。

参考文献

[1]韩荣弟.难加工材料切削加工[M].机械工业出版社.[1]韩荣弟.难加工材料切削加工[M].机械工业出版社.

马氏体时效不锈钢 篇5

根据文献[3,4]报道,在304奥氏体不锈钢中形变诱发马氏体主要有ε和α′两种马氏体。高速电子显微镜观察发现,ε马氏体主要在层错堆积的地方产生,其晶体结构为六方晶系(hcp);α′马氏体主要在滑移面交叉处位错堆积的地方产生,其晶体结构为体心立方(bcc)[5,6]。定量测定304奥氏体不锈钢中形变诱发马氏体的含量通常用一种组合的方法,即通过XRD(X-ray Diffraction)法测定γ奥氏体含量,通过磁性法测定α′马氏体含量,ε马氏体含量则由[1-(Vα′-Vγ)]间接得到。这种方法在用XRD法测定奥氏体含量时忽略了ε马氏体的存在,因此,只有当ε马氏体含量在可以忽略不计的范围内时才是有效的,而如果ε马氏体含量足够高,再利用此法来进行定量计算,则其计算结果与实际值之间将有较大误差。本研究将利用不同工艺处理后不锈钢的XRD图谱对在ECAP过程中产生的两种形变诱发马氏体以及奥氏体含量同时进行定量计算,使计算结果更具真实性和科学性。

1 实验材料及实验方法

以304奥氏体不锈钢为挤压材料,其化学成分如表1。挤压前试样加工成ϕ12mm×50mm,并经1050℃×1h的固溶处理,空冷至室温,获得平均晶粒尺寸为55μm的粗晶材料。然后,材料以10mm/s的挤压速度在自制的ECAP模具中进行挤压,模具内角为90°,外角为20°。共挤压2道次,在两道次之间试样旋转90°,且在第一道次后材料经740℃+20min退火处理再进入下一道次挤压,第二道次挤压后再经740℃+20min退火处理。

经不同工艺处理后,在试样横截面切割ϕ12mm的薄片,作为材料微观形貌分析和XRD分析的样品。试样用10%盐酸+0.25%焦亚硫酸钠溶液腐蚀,在高倍金相显微镜下进行微观形貌分析。XRD测量采用Philips X’pert型X射线衍射仪,采用Cu靶Kα。

2 各组成相定量计算方法

利用X射线衍射来定量计算多相合金中各相的比例是基于合金中每一相所有衍射峰的积分强度之和正比于这种相在合金中的体积百分比。对于任一相的任一衍射峰来说,其积分强度与它在合金中所占的体积百分数之间有以下关系[7]:

其中

式中:I为i相在(hkl)面衍射峰的积分强度;i为代表γ,α′,ε相;K为仪器参数,R为依赖于衍射角θ、(hkl)面间距、相组成及晶体结构类型的材料散射系数;Vi为i相所占的体积百分比;v为晶胞体积;F为结构因数;p为多重性因数,e-2M为温度因数;λ为X射线波长;μ为材料的线性吸收系数;A为X射线束的截面面积;I0为入射线强度,r为测角仪圆半径;e和m为电子电荷和电子质量。

所以,对于含有面心立方的奥氏体、体心立方的α′马氏体和密排六方的ε马氏体的不锈钢来说,(1)式可分别表示如下:

另外,

对于一给定的X射线来说K/2μ为常数,因此奥氏体和马氏体的体积百分比可由下式求得:

其中i=γ,α′,ε,n为被计算相的衍射峰的数量。由于在等径角挤压过程中,材料受到剧烈塑性变形,挤压后材料内部形成明显织构,因此,为了消除织构可能对计算结果的影响,在本计算中n应包括被计算相在X射线衍射结果中出现的所有峰位数[8]。

只要求出各物相的I和R,便可利用(5)式同时求出对应相的体积分数,其中I可通过XRD衍射图谱直接测量得到,R可通过(3)式计算得出,(3)式中各参数的计算方法如表2所示。对于某一待测物相来说,应将其在XRD图谱中出现的所有衍射峰的相关参数均代入表2中相应公式进行计算,然后按(3)式计算出此物相的R值。

3 实验结果及讨论

图1是304不锈钢经不同工艺处理后的X射线衍射图谱,其中1dc表示经第一道次挤压,740-1表示经第一道次挤压后经740℃+20min退火处理,2dc表示经退火后第二道次挤压,740-2表示第二道次挤压后再经740℃+20min退火处理。

从图1可以看出,经第一道次挤压(图中d线)后不锈钢中出现了α′和ε两种形变诱发马氏体;经过740℃+20min退火处理(图中c线)后,ε马氏体峰位没有明显变化,而α′马氏体分别在(110),(200)和(211)晶面出现了明显峰位;经第二道次挤压(图中b线)后,α′马氏体在(110),(200)和(211)晶面的峰位又变弱,恢复到第一道次的水平;当第二次挤压并经740℃+20min退火处理(图中a线)后,α′马氏体在(110),(200)和(211)晶面的峰位又明显加强,与740-1工艺处理后的水平相当。进一步对比a,b,c,d四条射线可以看出,α′马氏体在(110),(200)和(211)晶面的峰位只有在两次退火处理后才较明显,而在经两次挤压后均变得较弱。这可能与挤压后材料内部产生大量微观缺陷,晶格畸变严重,α′马氏体在(110),(200)和(211)晶面处的形变织构较漫散,而在退火处理后微观缺陷下降,晶格畸变减弱,α′马氏体在三个晶面处形成较强的退火织构有关。

图2a和图2b分别是经第一道次挤压后和经第一次740℃+20min退火处理后304不锈钢的微观结构图。根据文献[8]及上面对两种马氏体形成机理的分析,图2中成平行带状分布的区域可能为ε马氏体形成区(图中ε箭头处),而在两个带状区交叉的地方可能就是α′马氏体的形成区(图中α′箭头处)。对比图2a和图2b还可看出,当经740℃+20min退火处理后代表α′马氏体的交叉区明显减少,而代表ε马氏体的平行带状区减少幅度相对要小。

将以上各种工艺处理后的304不锈钢在X射线衍射图谱中出现的所有衍射峰都利用来计算相应相的体积百分含量,并通过(5)式将其定量计算出来,计算结果如表3。从表可以看出,每种工艺处理后ε马氏体含量均已超过15%,740-2处理后甚至接近50%。因此,如果象组合法那样将ε马氏体忽略,然后计算各物相的百分含量,其得出的结果与实际情况之间的误差之大就可想而知。将表3的结果绘出点图,如图3所示。

由图3可以看出,经第一道次挤压后,奥氏体含量显著下降,α′马氏体含量明显增加,ε马氏体含量有所增加,但相对较少。经第一次740℃+20min退火处理后,奥氏体含量基本不变,而α′马氏体含量显著下降,ε马氏体含量增加。经第二道次挤压后,奥氏体含量小幅下降,α′马氏体和ε马氏体含量较740-1后有所增加,但幅度均较小。经第二次740℃+20min退火处理后,奥氏体含量继续小幅下降,α′马氏体含量却继续大幅下降,而ε马氏体含量再继续增加。从总体趋势来看,随着1dc→740-1→2dc→740-2处理顺序,304不锈钢中的奥氏体含量呈下降趋势,而α′马氏体含量在经第一道次挤压大幅增加后便一直呈下降趋势,而ε马氏体含量一直呈上升趋势。

以上现象可能与α′马氏体和ε马氏体的形成机制有关。前面提到,α′马氏体主要在位错堆垛区形成,ε马氏体主要在层错堆积区形成,也就是说滑移面附近的大量位错有利于α′马氏体形成,而层错堆积的地方则有利于ε马氏体形成。304不锈钢经第一道次挤压后,其内部出现大量位错和层错,但位错密度要大于层错密度,从而使得α′马氏体含量增加较多,而ε马氏体相对较少。当经过第一次740℃+20min退火处理后,在不锈钢内发生回复和局部再结晶[10],这种回复和局部再结晶大大降低了位错和层错的密度,其中位错减少更明显,因此,α′马氏体含量降低得也就比ε马氏体多。在此过程,奥氏体基本不受位错或层错的影响,因此奥氏体含量经退火处理后改变不大。经第二道次挤压后,不锈钢内部的位错和层错在740-1的基础上进一步增加,因此α′马氏体和ε马氏体含量均进一步增加,但由于在第二次挤压过程中材料内部无论是位错还是层错,其增量已远低于在第一道次挤压过程中的增量,因此两种马氏体在第二道次挤压后的增量要比第一道次挤压后少得多。第二次退火处理后,材料内部的位错进一步减少,α′马氏体含量进一步下降,ε马氏体含量继续相对上升。

这里值得说明的一点是,从图3来看,无论经第一次退火处理还是第二次退火处理,ε马氏体含量均增加,而根据上述ε马氏体的形成机制来看,经退火处理后其层错密度应下降,ε马氏体的含量也应随之下降。为什么会出现这种矛盾的现象?可以这样解释,以上各物相的定量计算均是相对含量而非绝对含量,当一种为主的物相含量大幅下降或上升时,另一种物相含量则会随之上升或下降。在这里,由于位错的变化较层错要显著,因此α′马氏体含量的增或减少成为此变化过程的主要因素,而ε马氏的含量成为随动因素,从而使得ε马氏含量在奥氏体含量变化不大的情况下在相对含量趋势图中表现出一直增加的趋势。

4 结论

(1)304不锈钢经第一道次挤压后,其内部明显出现α′和ε两种形变诱发马氏体,且α′马氏体含量较ε马氏体含量增幅要大。ε马氏体主要成平行分布,α′马氏体主要在一些剪切带的交叉处出现。

(2)经第一次740℃+20min退火处理后,α′马氏体含量显著下降,ε马氏体相对上升。经第二道次挤压后,α′马氏体和ε马氏体含量较740-1后有所增加,但增幅比第一道次后要小得多。以上现象与α′马氏体主要在滑移面附近的位错堆垛区形成而ε马氏体主要在层错堆积区附近形成的形成机理有关。

(3)经第二次740℃+20min退火处理后,α′马氏体和ε马氏体含量的变化趋势与第一次退火处理后相似。

(4)奥氏体含量只在第一道次挤压后才有显著下降,后续的等径角挤压和退火处理等工艺对其含量影响均较小。

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