马氏体不锈钢范文（精选5篇）
马氏体不锈钢 第1篇
目前, 国内外用于海洋的不锈钢, 一类是低强度钢, 耐海水腐蚀性能好, 但强度低, 特别是屈服强度低, 一般不超过500Mpa;另一类为沉淀硬化不锈钢, 虽有较高的强度, 但耐海水腐蚀性能差。该技术利用马氏体时效不锈钢的优异的力学性能, 调整了钢中合金元素, 克服了普通马氏体时效不锈钢耐海水腐蚀性能差以及一般不锈钢强韧性低的缺点, 研制出一种既具有高的强韧性, 又有优良的耐海水腐蚀性能和良好的可焊性的新型马氏体时效不锈钢, 并建立了合理的热处理规范。
该产品涉及的主要技术:1) 提高马氏体时效不锈钢纯净度精炼技术;2) 马氏体时效不锈钢晶粒细化工艺技术;3) 马氏体时效不锈钢调幅分解预时效强韧化热处理新工艺技术。
『材料典故』 从马氏体说开去 第2篇
对于学材料的人来说，“马氏体”的大名如雷贯耳，那么说到阿道夫·马滕斯又有几个人知道呢？其实马氏体的“马”指的就是他了。在铁碳组织中这样以人名命名的组织还有很多，今天我们就来说说这些名称和它们背后那些材料先贤的故事。
马氏体Martensite，如前所述命名自Adolf Martens(1850-1914)。这位被称作马登斯或马滕斯的先生是一位德国的冶金学家。他早年作为一名工程师从事铁路桥梁的建设工作，并接触到了正在兴起的材料检验方法。于是他用自制的显微镜（！）观察铁的金相组织，并在1878年发表了《铁的显微镜研究》，阐述金属断口形态以及其抛光和酸浸后的金相组织。（这个工作我们现在做的好像也蛮多的。）他观察到生铁在冷却和结晶过程中的组织排列很有规则（大概其中就有马氏体），并预言显微镜研究必将成为最有用的分析方法之一（有远见）。他还曾经担任了柏林皇家大学附属机械工艺研究所所长，也就是柏林皇家材料试验所（“Staatliche Materialprüfungsamt”）的前身，他在那里建立了第一流的金相试验室。1895年国际材料试验学会成立，他担任了副主席一职。直到现在，在德国依然有一个声望颇高的奖项以他的名字命名。
下面说说奥氏体Austenite，套用一下无意间搜到的某个以Austenite为昵称的仁兄的话，Austenite之所以叫Austenite，不是因为发现者喜欢简·奥斯汀（Jane Austen）的作品，也不是因为德克萨斯州的首府奥斯汀（Austin）市，而是因为一位来自不列颠的冶金学家Roberts-Austen, Sir William Chandler(1843-1902)。个人猜测，他的名字大概是罗伯茨-奥斯汀，被封为威廉·查德勒爵士。这位爵士可算得上是有好几把刷子。他是第一幅铁碳相图的绘制者，1897年完成初稿1899年彻底完成。他还是第一个用定量试验验证菲克扩散定律的人，他所做的试验是金在铂中的扩散。他还与法国勒夏忒列同时称为差热分析的鼻祖。下面我们来看看这位先生的生平。
罗伯茨-奥斯汀于1843年3月3日出生于英国的Kennington。18岁时进入皇家矿业学院。后来在造币厂从事金、银和合金成分的研究。他用量热计法测定银铜合金的凝固点，并首先用冰点曲线表示其实验成果。1875年当选为英国皇家学会会员。1876年与J.洛基尔一起用光谱仪作定量分析，以辅助传统的试金法。1885年他开始研究钢的强化，同时着手研究少量杂质对金的拉伸强度的影响，并在1888年的论文中加以阐述，成为早期用元素周期表解释一系列元素特性的范例。奥斯汀采用Pt／（Pt-Rh）热电偶高温计测定了高熔点物质的冷却速度，并创立共晶理论。他使用显微镜照相的方法研究金属的金相形貌。在造币厂的工作使他成为了举世闻名的铸币权威。1882年到1902年他在伦敦的皇家矿业学院任冶金学教授，1899年被授予爵士爵位。于1902年11月22日离开人间。
相比之下关于贝氏体和莱氏体的“被命名者”我们了解的要少得多。贝氏体Bainite，命名自美国化学家E.C.Bain，30年代，他和他的合作伙伴在由他们首先进行的“等温转变曲线”的试验中发现了一种不同于他们熟识的组织的新的组织，这种针状或羽毛状的组织随后被以他的名字命名。莱氏体Ledeburite，命名自Adolf Ledebur(1837-1916)。关于他，我们只知道他是Bergakademie Freiberg的第一个“Eisenhüttenkunde”教授，并因在1882年发现了铁碳“Mischkristalle” 而闻名，至于这些德语是什么意思就请高手不吝赐教了。
马氏体不锈钢 第3篇
沙陀电站转轮上冠采用ZG0Cr13Ni5Mo, 在加工过程中, 因图纸改版, 误将24个分布圆孔加工为20个孔, 需要采用补焊的方式修复错位孔后重新加工。转轮上冠连轴孔为转轮与主轴连接部位, 承受非常大的扭矩, 且由于焊接量大, 结构拘束度大, 对补焊工艺提出了更大的要求。
2 修复结构与母材焊接性分析
2.1 错位孔结构分析
沙陀上冠直径为Φ5530mm、高1588mm, 腔内深1288mm, 联轴孔为通孔, 直径为Φ150mm, 深330mm, 均匀分布20个, 连轴孔及补焊位置见图1。孔的位置及相对封闭的结构造成补焊时拘束度比较大, 加上铸钢件的低塑韧特性, 在焊接过程中极易出现裂纹。
2.2 母材焊接性分析
0Cr13Ni5Mo这种Cr-Ni系马氏体不锈钢是通过添加奥氏体形成元素Ni来取代部分C以改善马氏体不锈钢的组织和性能, 并加入元素Mo提高其强度和耐腐蚀性。虽然韧性、焊接性优于Fe-Cr-C系马氏体, 但其淬硬倾向也很大, 在扩散氢及残余应力的作用下, 连续冷却到120℃以下时, 冷裂倾向更为严重。其次, 这种钢的热导率低, 易过热, 焊接时温度超过1150℃以上的热影响区内, 产生粗大的马氏体组织, 引起脆性提高。
3 修复、补焊工艺方案
3.1 补焊方法的选择
目前, 常用的手工焊接方法有焊条电弧焊SMAW、钨极氩弧焊GTAW和熔化极气体保护焊GMAW。SMAW效率适中, 电弧相对分散, 且其热影响区较大;GTAW电弧较集中, 焊缝成型号, 但其工作效率较低;考虑到补焊量较大, 选择了焊接效率较高, 且应用广泛的GMAW焊接方法。以95%Ar+5%CO2作为保护气体, 能降低液体金属表面张力, 从而能降低射流过度临界电流, 提高熔滴过渡稳定性。
3.2 焊接材料的选择
选择直径为Φ1.2mm的HS367M焊丝作为补焊材料, HS367M的合金成份为0Cr17Ni6MnMo, 位于舍夫勒相图中的三相区A+M+F。相对于与母材同材质的焊接材料HS13/5L, 淬硬倾向小, 冷裂敏感性降低, 且具有良好的塑性、韧性;相对于奥氏体材质的焊接材料ER316L、ER309L, 具有较高的强度, 且易于焊后超声波探伤UT对其质量进行检查。
3.3 焊接结构设计
设计一个衬垫块置于每个通孔的中间位置, 点焊固定, 如图2所示。厚110mm的衬垫块加工K型坡口, 这种结构型式可以减小补焊的填充量, 且空间更易于焊工进行施焊。为保证在衬垫块坡口处不产生未焊透现象, 在衬垫块的一侧坡口焊接3层后, 在背面清根, 并进行着色渗透PT探伤检查, 确认合格后, 交替对称施焊修复通孔。
3.4 其它防止冷裂纹的工艺措施
a.焊前预热和层间温度控制在100℃~150℃。预热能减缓焊缝的冷却速率, 从而降低补焊区域的拘束度, 并且较高的温度有助于扩散氢的溢出。保持层间温度可以防止过热在热影响区形成粗大的马氏体组织。
b.采用多层多道焊的方法, 严格控制线热输入量, 焊接工艺规范见表1。焊接过程中, 配合捶击消除焊接残余应力的方式, 要求达到表面均匀塑性变形。
c.焊后进行消氢处理, 在温度未小于100℃前, 将补焊区域加热至250℃, 保温4小时, 然后以30℃/h的冷却速度降到室温。
4 补焊、修复结果
4.1 按照上述工艺措施补焊后, 对补焊区域进行着色渗透PT、超声波UT探伤检查, 没有发现超标缺陷。
4.2 此上冠与下环组合焊接后, 进行了整体退火处理, 退火后探伤也无超标缺陷。并且, 机组已运行了两年时间, 电站无任何不良反馈。
5 结论
5.1 对于ZG0Cr13Ni5Mo的补焊修复过程中, 控制焊接残余应力与扩散氢的含量是防止冷裂纹的主要工艺因素。
5.2 采用GMAW焊接方法、HS367焊接材料补焊ZG0Cr13Ni5Mo母材, 可以有效地防止冷裂纹的发生, 证明上述补焊工艺是可靠的。
摘要：沙陀水电站转轮上冠的连轴孔加工错位, 采用气体保护焊的方法对错位孔进行补焊, 获得了良好的效果。本文对其补焊工艺措施进行了论述。
关键词：ZG0Cr13Ni5Mo,HS367M,冷裂纹,补焊工艺
参考文献
[1]邢丽娜.水电行业用超级马氏体不锈钢合金化特点[J].山西冶金, 2009 (4) :1～3.
马氏体不锈钢 第4篇
17-4PH兼有强度高、耐蚀性好的优点, 传统的工艺为固溶+时效处理, 普遍采用的固溶温度为1040℃, 随着时效温度和时效时间的延长, 其强度和硬度升高, 而塑韧性降低, 因此就容易引起锻造开裂现象。在本文的研究中, 在传统工艺的基础上, 增加对相关化学成分的调整处理, 可以细化马氏体基体组织, 提高材料的韧性及耐蚀性。
1 17-4PH马氏体沉淀硬化不锈钢的特点和应用
1.1 特点分析
17-4PH钢属于沉淀、硬化不锈钢。强度水平相当于Cr13型马氏体不锈钢, 耐蚀性相当于18-8型奥氏体不锈钢。有良好的冷、热加工性能和焊接性能和铸造性能。
1.2 应用
17-4PH不锈钢广泛应用于飞机发动机、导弹、化工设备、核反应推重、制作400℃以下工作零件。海上平台、直升机、甲板、航天涡旋机叶片、核废物桶等等。美国一些先进的飞机发动机如CFM-56CFM-80等。不少中温工作的承力件用17-4PH钢制作。在我国新研制的某型号发动机中也有不少17-4PH钢的零件。在我国首先研制并获得应用的沉淀硬化不锈钢也是17-4PH钢, 但到目前为止应用时间不久。
2 锻造开裂原因分析
近期对17-4PH合金是沉淀、硬化马氏体不锈钢材料用度越来越广。但产品在锻造过程中表层开裂特别严重。钢锭是电渣重熔冶炼。钢锭通过机床加工两端和外径车光, 无重熔时暂留缺陷。在镦粗过程、拔长过程、压下过程都会产生严重开裂事故, 导致生产不能正常进行, 不得不停产分析开裂原因。
2.1 锻造加热温度过高
考虑到为了增加抗腐蚀能力, 材料中铜熔点为1083℃, 当加热温度超过1100℃, 因选择性氧化作用富铜层将熔化侵蚀钢表层晶粒界。在1100℃以上锻造时, 会发生热脆现象, 使锻件表层发生鱼鳞状开裂现象。基于这个理论, 我们首先制订了两种试验方案: (1) 将锻造加热温度调整为1100℃, 始锻温度为1080℃, 终锻温度为880℃。 (2) 进行温锻试验, 加热温度为880℃, 始锻温度为860℃, 终锻温度为660℃。在制订方案并实施的同时笔者与上海材料研究所、武汉大学取得联系, 将17-4PH的锻造过程开裂情况与专业高级工程师、武汉大学他们的意见, 也是建议降低锻造温度严格控制锻造过程, 按照新的试验方案进行了试验 (1) 锻造的试验件、锻件仍开裂。方案 (2) 进行温锻试验因变形抗力大, 无法完全成形。至此, 生产试验工作不能进行。为了找到锻件开裂的真正原因, 笔者在自由锻锤上做了小件模拟性试验。首先把锻件在锤上轻锻六面, 开始重锻, 锻件未出现开裂现象。为了找到产品开裂的真正原因, 用远红外测温仪检测连续锻造过程, 发现产品在大约985℃左右这个温度正好是锻造的红脆区。即高温脆性又可称热脆性。钢的冲击韧度极低, 至此高温下锻造易产生裂纹。通过几次试验确定17-4PH锻造开裂的真正原因是拔长过程中锻造温度控制不当而造成。
2.2 化学成分控制不否合理
17-4PH不锈钢的化学成分控制 (见表1) 。
国产变形钢和铸钢的相应排号分别为Cr17Ni4Cu4Nb和ZGOCr17Ni4Cu3Nb, 17-4PH为超低碳钢, 不利用碳起固溶强化和碳化物强化的作用。碳量多会使钢的韧性、耐蚀性和焊接性能降低, 铜含量多会使钢字锻造过程增加难度。磷在晶界偏折与Nb-C-P的相互作用有关, 当6<Nb/C<20时, 钢的韧性低, 当Nb/C<6时, 钢的韧性高, Nb和P生成Nb P, 与碳作用生成Nb C, 当Nb C生成量增加, 碳在晶界的数量减少, 磷便扩散到晶界上, 形成磷偏折, 使钢变脆, 这也就增加了铸件开裂的可能性。17-4PH钢中铜是产生时效硬化的元素, 在奥氏体中的溶解度达9%而在铁素体中的溶解度在室温下小于0.2%。固溶处理时铜溶于基体, 在冷却转变的马氏体中有很大的过饱和度, 在随后的时效中, 即富铜相中基体中弥漫沉淀, 产生硬化效果, 但是铜的含量过多则易产生晶界偏折, 降低钢的塑性和韧性, 还易产生锻造时裂纹。
3 解决措施
3.1 做好温度控制
通迪试验后得出结论17-4PH的钢材的最高加热温度不大于1260℃, 不会产生过热问题。经过试验探讨后决定镦粗后拔长连续锻造的加热温度调整到1260℃, 出炉后在压机上轻压外圆四周, 然后重压保证终锻温度在1000℃以上, 整个过程用测温仪监控, 成功解决了锻件开裂情况为今后生产17-4PH的材料奠定了技术基础。
3.2 科学限制相关化学成分的含量
首先必须限制碳和铜的含量, 若碳量增多, 就有多余的碳替代晶界上磷, 钢的韧性提高, 所以铌取中下限为宜。锰和硅均不是主要合金元素, 在熔炼过程中它们能对其他元素起保护作用, 防止其氧化。硅还能提高钢液的流动性。铬和镍是17-4PH钢中的主要元素, 保证钢在室温和高温有高的力学性能和抗蚀性。其次, 铬量不应低于15.5%, 铬不有抗氢脆的作用。第三, 合理控制镍和铌等化学成分的含量。镍既提高钢的强度又提高韧性, 铌和钼都是碳化物形成元素, 一般17-4PH中仅加铌, 在钢中生成Nb C, 呈细小颗粒状分布于基体中。在奥氏体化温度Nb C未完成溶解, 阻碍晶粒长大。Nb还提高钢的大抗力, 而不显著降低钢的强度, 铌还是保证室温和高温强度的重要元素。具体参数及操作流程详见表2。
4 结论
以上所述通过调整锻件的加热温度以及加热时间, 严格控制锻造变形过程的始锻温度, 成功解决了常规锻造17-4PH材料开裂的问题, 并总结出如下注意问题: (1) 17-4PH是沉淀、硬化、马氏体不锈钢, 若用于锻件生产, 在材料采购中控制冶金过程的铜含量。 (2) 17-4PH是沉淀、硬化、马氏体不锈钢连续锻造, 若终锻温度在880℃, 锻件具有开裂的风险性。 (3) 用于中温工作的承件17-4PH是沉淀、硬化、马氏体不锈钢在实际锻造生产过程中, 热加工工艺始锻温度控制在1260℃以下, 不会产生锻件过热问题。 (4) 17-4PH是沉淀、硬化、马氏体不锈钢胚料连续加热时间应保证奥氏体充分均匀化。 (5) 17-4PH是沉淀、硬化、马氏体不锈钢连续锻造变型过程中加热温度控制在1260℃, 出炉后在压机上轻压外圆及四周。加热时间保证奥氏体均匀化, 连续锻压过程中的最后环节的始锻及终锻温度控制在1100℃-1000℃之间可确保锻件成形, 避免锻造裂纹和产品晶粒度。
摘要：17-4PH马氏体沉淀硬化不锈钢材料的用途越来越广, 不过其产品在锻造过程中表层开裂特别严重。钢锭是通过电渣重熔冶炼出来的, 无重熔时暂留缺陷。钢锭通过机床加工两端和车光外径, 在鐓粗过程、拔长过程、压下过程都会产生严重开裂事故, 导致生产不能正常进行。为了解决这种情况, 在本文的分析研究中, 对其原因进行深入分析, 并提出相关解决措施。
关键词：表层开裂,锻造温度,铸造性能,热脆
参考文献
[1]王树志, 乔海燕, 葛子亮, 任学冬, 赵梦.17-4PH马氏体沉淀硬化不锈钢磁粉检测磁痕分析[J].无损检测, 2014 (01) .
[2]杜涛, 陈军, 袁诚.时效温度对17-4PH沉淀硬化不锈钢析出行为和硬化效果的影响[J].热加工工艺, 2015 (04) .
[3]钱伟峰, 王冰, 刘宝民.17-4PH马氏体沉淀硬化不锈钢转子的热处理[J].热处理, 2013 (03) .
[4]周文标, 谢尚癉, 覃珊, 江鸿杰.再结晶组织对7N01铝合金型材应力腐蚀敏感性的影响[J].热加工工艺, 2015 (04) .
马氏体不锈钢 第5篇
1 马氏体时效不锈钢的发展
马氏体时效不锈钢是一种新型高强度不锈钢, 20世纪60年代后期得到发展。它的形成机理为低碳马氏体经过相变强化和时效强化后, 由两者的强化效应叠加而成的。由于马氏体时效不锈钢的性能优化了沉淀硬化不锈钢的某些缺点, 同时包括马氏体时效钢的全部优点和不锈性, 因此马氏体时效不锈钢逐步取代沉淀硬化不锈钢是高强度不锈钢发展的重要趋势, 成为最具有发展前途的超高强度不锈钢。
目前马氏体时效不锈钢的生产工艺不断改进, 技术不断提高, 使得该钢种的性能有了较大的提高。全过程采取细小组织控制, 选用超高洁净度、超高均匀化的精料, 成就其高强高韧的性能, 独特的不锈性及良好的加工制造性能, 使该钢种已成为高科技领域承力、耐腐蚀、耐高温部件的首选材料。
2 马氏体时效不锈钢的热处理
马氏体时效不锈钢的热处理包括两个过程:1) 高温固溶处理, 这个过程是使合金元素充分溶解在马氏体中, 为随后的时效处理做准备;2) 时效处理, 它是马氏体时效不锈钢提高机械性能的主要途径之一, 通过时效处理可以达到强化目的。
2.1 固溶处理
固溶处理是使合金中各种相充分溶解, 强化固溶体并提高韧性及抗腐蚀性能, 消除应力与软化, 以便继续加工成型。固溶处理应该达到以下两个效果:1) 在固溶温度下保证形成全奥氏体组织, 冷却后能够获得全马氏体组织;2) 既要使沉淀物得到充分溶解, 又不致使晶粒发生长大, 从而使得马氏体时效不锈钢在时效处理之后能够获得很好的综合性能。固溶处理工艺在很大程度上决定了晶粒的有效尺寸以及后期可能产生的时效强化效果, 从而明显影响钢的最终力学性能。进行固溶处理时, 加热温度必须严格控制, 温度过低溶质原子不能最大限度地固溶到固溶体中, 温度过高又会使合金发生熔化现象。
2.2 时效处理
时效处理是马氏体时效不锈钢进行强化的主要方法。时效处理是金属工件经过固溶处理后形成了过饱和固溶体, 随着温度降低, 会析出大量非常细小的沉淀物颗粒即析出相, 通常情况下是金属化合物, 或者是过饱和固溶体当中的溶质原子在许多微小地区聚集。析出相的弥散均匀分布改变了金属的微观组织, 改善其内在的质量, 使金属的力学性能、物理及化学性能得到改善, 提高强度、硬度、韧性等, 从而获得很好的使用性能。
3 热处理方式对马氏体时效不锈钢的组织性能的影响
为了研究热处理方式对马氏体时效不锈钢的组织性能的影响, 现通过实验手段, 以名义成分为00Cr13Ni7Co5Mo4Ti的马氏体时效不锈钢为例, 分析固溶温度、时效温度对其组织结构及其性能的影响。
3.1 固溶处理对组织性能的影响
当固溶温度在950℃~1200℃范围内进行处理时, 00Cr13Ni7Co5Mo4Ti马氏体时效不锈钢表现的微观组织均是板条状的马氏体, 而且在透射电镜的观察下没有发现残余的奥氏体及残留析出相。当固溶温度较低或再结晶晶粒尺寸较小时, 同样仅存在马氏体衍射斑点, 没有其它组织的衍射斑点存在, 即均是圆点状的马氏体衍射斑点, 没有发现分裂现象或条纹出现。说明在此固溶温度范围内处理, 马氏体时效不锈钢冷却到室温时得到的是纯净的板条马氏体。当固溶温度升高时, 马氏体板条宽度基本不变, 但板条束会变长, 这是由于再结晶晶粒长大造成的。板条束的变长, 却是强度、韧性提高的主要因素。由此可见, 固溶温度对马氏体组织的影响可以忽略。
3.2 时效处理对组织性能的影响
马氏体时效不锈钢在时效处理过程中, 有7种相存在。由图1马氏体与奥氏体时效温度的热力学变化曲线可以看出, 钢的基体组织均为奥氏体、马氏体, 从两者相的含量随着时效温度的变化情况可以看出, 基体组织变化的主要原因主要有两种, 一种情况是残余奥氏体在较低时效温度时的分解, 另一种情况是奥氏体在较高时效温度下的逆转变, 其中奥氏体逆转变发生在480℃以上, 其含量随时效温度的升高而逐渐增加, 马氏体含量则随时效温度的升高而逐渐减少。马氏体时效不锈钢经过430℃~475℃时效后, Ni3Ti是主要的时效析出相。马氏体不锈钢经过时效处理后, 其微观组织为纤细的板条马氏体和少量的残余奥氏体, 逆转变奥氏体以薄片状分布在马氏体束之间, 从而有效改善了材料的韧性。
4 结论
开发高强、高韧马氏体时效不锈钢是新时期许多领域尤其是高端技术领域的重要趋势, 本文以00Cr13Ni7Co5Mo4Ti马氏体时效不锈钢为例, 研究固溶处理和时效处理工艺对其组织性能的影响, 得出以下结论:
a.马氏体时效不锈钢的最佳热处理工艺为1050℃固溶处理1h, 450℃时效9h。
b.固溶处理时温度的变化对马氏体时效不锈钢的基体组织影响比较小, 且板条状马氏体组织的形状与间距不随固溶温度的升高而变化。
c.马氏体不锈钢经过时效处理后, 其微观组织为纤细的板条马氏体和少量的残余奥氏体, 逆转变奥氏体以薄片状分布在马氏体束之间, 有效改善了材料的韧性。
参考文献
[1]杨志勇, 刘振宝, 梁剑雄等.马氏体时效不锈钢的发展[J].材料热处理学报, 2008.
[2]姜越, 尹钟大, 朱景川等.马氏体时效不锈钢的发展现状[J].特殊钢, 2003.