超高強度馬氏體時效鋼研究進展

徐東東，陳旸，許昊，徐馳，卜春成，鄭功

（先進金屬與金屬間化合物材料技術(shù)工業(yè)和信息化部重點實驗室 材料評價與設(shè)計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口。馬氏體時效鋼是一類特殊的超高強度鋼，以無碳或者超低碳的鐵鎳馬氏體為基，通過時效處理，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現(xiàn)超高強度[1—2]。馬氏體時效鋼具有強度高、塑韌性好、熱處理簡單、焊接及冷熱加工性優(yōu)異等特點，已在航空航天、機械制造、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度達到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系馬氏體時效鋼[4]，并首次將18Ni（200）和18Ni（250）應(yīng)用于火箭發(fā)動機殼體[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）共同研制出屈服強度達到2400 MPa 級別的18Ni（350），同時探索了2800 MPa 和3500 MPa 級別的18Ni（400）和18Ni（500）馬氏體時效鋼，后兩種鋼強度雖高但韌性極低，且生產(chǎn)過程復(fù)雜，沒有得到實際應(yīng)用[4—5]。與此同時，蘇聯(lián)、日本、德國等也開始研究馬氏體時效鋼[6—7]。表1[8]是幾種典型18Ni 系馬氏體時效鋼的化學(xué)成分。

表1 幾種典型的18Ni 系馬氏體時效鋼化學(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 元素短缺且價格持續(xù)上漲，研究人員開始研發(fā)無Co 馬氏體時效鋼，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 型等多種馬氏體時效鋼[11—13]，這些鋼種的性能接近相同級別含 Co 馬氏體時效鋼的強度水平，同時可節(jié)約20%～30%的成本。

我國的馬氏體時效鋼研究始于20 世紀(jì)60 年代后期，最初以仿制18Ni 系馬氏體時效鋼為主。到70 年代中期，開始研究強度級別更高的馬氏體時效鋼，包括無Co 和低Ni、Co 型馬氏體時效鋼[14—16]。90 年代研制出了T-250 和T-300 馬氏體時效鋼，用于制造固體火箭發(fā)動機殼體[17]，研發(fā)了TM210A 鋼用于旋轉(zhuǎn)作動器的齒輪或受力傳動軸。此外，還研發(fā)了馬氏體時效不銹鋼（00Cr10Ni10Mo2Ti1，00Cr12Ni8Cu2AlNb）以及用于鈾濃縮離心分離機旋轉(zhuǎn)筒體的超高純、高強韌馬氏體時效鋼（CM-1）等。雖然我國馬氏體時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水平還有一定差距。

2 主要研究進展

2.1 合金化

馬氏體時效鋼中的合金元素主要分為兩類：①強化元素，主要起促進沉淀相析出的作用，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沉淀相的析出，如Ni，Co 等。

Mo，Ti，Al 在馬氏體時效鋼中主要通過時效處理析出彌散的Ni3Mo，F(xiàn)e2Mo，Ni3(Ti，Al)等強化相來增強基體。同時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，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，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%時將產(chǎn)生殘余奧氏體[18]，這些都會造成馬氏體時效鋼強度急劇下降[19]。

Ni 對馬氏體時效鋼的韌性和強度均有重要作用，主要體現(xiàn)在：Ni 能擴大奧氏體穩(wěn)定區(qū)，固溶處理時有利于形成單相奧氏體，溶解更多合金元素，促進Ni3Ti 與Ni3Mo 等金屬間化合物相的析出，提高強度；Ni 能阻礙全位錯分解，促進交滑移的產(chǎn)生，提高韌性[20]，但Ni 會降低Ms點，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，促進含Mo 金屬間化合物的析出。同時Co 可以抑制馬氏體中位錯亞結(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Ms點，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，提高鋼的抗過時效能力[22]。

C，Si，Mn，S，P 等是馬氏體時效鋼中的雜質(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)，進而改善馬氏體時效鋼的塑韌性[25]。目前關(guān)于稀土元素對馬氏體時效鋼組織及力學(xué)性能的研究較少，值得進一步研究。

綜上，為使馬氏體時效鋼獲得優(yōu)異的強韌性匹配，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，但馬氏體時效鋼中各合金元素之間存在復(fù)雜的交互作用，強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（見圖1b），所以又稱位錯馬氏體，這些高密度位錯能夠為后續(xù)時效過程中析出相的產(chǎn)生提供異質(zhì)形核質(zhì)點，有利于沉淀相的大量析出，因此馬氏體時效鋼具有高強度、高硬度[28]。馬氏體時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70 nm。Hossein 等[35]用透射電鏡研究馬氏體時效鋼753 K 等溫時效析出行為時，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，鋼的抗拉強度逐漸升高。因此，馬氏體時效鋼中析出相的尺寸越小、分布越均勻彌散，同時與基體保持良好的共格關(guān)系，綜合力學(xué)性能越好。

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

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

馬氏體時效鋼中的Fe-Ni 馬氏體基體在As點以下時效處理時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，對于馬氏體時效鋼強韌化具有重要意義。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；二是提高位錯密度，逆轉(zhuǎn)變奧氏體中高密度的位錯纏結(jié)和位錯交割可以提高其穩(wěn)定性[44]。

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

2.3 力學(xué)性能

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

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

馬氏體時效鋼的超高強度主要來源于以下幾個方面：固溶強化、相變強化、時效強化和細(xì)晶強化。馬氏體時效鋼中含有超過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)生固溶強化。在隨后的時效處理中，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，因此固溶強化對馬氏體時效鋼強度的貢獻有限，為100～250 MPa[47]。馬氏體時效鋼由奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變過程將產(chǎn)生相變強化，相變強化對強度的貢獻為650～850 MPa（見圖3，除去固溶強化的部分，固溶處理的抗拉強度為950 MPa）。

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

時效強化是馬氏體時效鋼的主要強化手段，如圖3 所示，時效強化對強度的貢獻為1000～1300 MPa。不同時效階段微觀組織各異，強化機制不同。目前關(guān)于馬氏體時效鋼的強化機理仍存在不同觀點。何毅等[48]認(rèn)為，馬氏體時效鋼通過在高密度位錯基體中時效析出納米尺度沉淀相Ni3（Mo，Ti）等實現(xiàn)強韌化，強化遵循Orowan 位錯繞過機制，且理論計算強度與實測值一致。Li 等[49]的研究也表明，馬氏體時效鋼的超高強度韌性主要由高密度納米析出物控制位錯的切割與繞過產(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，帶來較高的屈服強度。Sinha 等[51]認(rèn)為，時效析出的棒狀六方η-Ni3Ti 相，具有優(yōu)良的抗粗化能力，其產(chǎn)生的強化效果服從修正的Orowan方程，峰值時效條件下可獲得最佳的強韌性組合。過時效處理時，析出相粒子開始粗化，與基體的共格關(guān)系受到破壞，同時板條間邊界上發(fā)生奧氏體回復(fù)，造成馬氏體時效鋼強度下降。

除此以外，晶粒度對馬氏體時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

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

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

目前關(guān)于馬氏體時效鋼的韌化機理仍存在不同觀點。一般認(rèn)為，欠時效條件下的平面滑移模式是斷裂韌度低的主要原因；在最佳時效條件下，交滑移容易進行，強韌性最好；而過時效時強度和韌性的降低主要是由于析出物粗大。Li 等[49]研究表明，馬氏體時效鋼的高韌性主要是由于析出相與基體的晶格錯配低（最小晶格失配＜1%），低晶格錯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)生一定的強化效果而不損失韌性；但過時效條件下，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，造成韌性降低。此外，馬氏體時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]。

馬氏體時效鋼具有的超高強度及優(yōu)異的高溫組織穩(wěn)定性，在航空發(fā)動機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效鋼能否勝任的重要指標(biāo)。El-Aziz 等[56]對馬氏體時效鋼的高溫拉伸進行了研究，發(fā)現(xiàn)在很寬的溫度范圍內(nèi)材料都表現(xiàn)出高強度，500 ℃時，抗拉強度仍超過1000 MPa；但在～680 ℃拉伸時，低Ni 無Co 馬氏體時效鋼的抗拉強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)于馬氏體時效鋼疲勞和蠕變性能的研究僅有少量文獻報道。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 系馬氏體時效鋼疲勞性能的主要因素。羅文英等[57]對18Ni 系馬氏體時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，疲勞壽命開始下降。試樣表面殘余應(yīng)力對疲勞強度的影響體現(xiàn)為：殘余壓應(yīng)力可以提高疲勞強度，殘余拉應(yīng)力則降低疲勞強度。厲鑫洋等[58]研究結(jié)果表明，18Ni（250）馬氏體時效鋼在480 ℃時效處理時具有最佳的力學(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，極限抗拉強度降低。趙從寶等[60]研究了溫度對18Ni（350）馬氏體時效鋼蠕變性能的影響，改進了蠕變量的測量方法，測得的蠕變速率比過去低一個數(shù)量級，同時蠕變第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）馬氏體時效鋼的高溫蠕變行為，結(jié)果表明，鋼的主要蠕變機理是位錯的攀移和滑移，部分馬氏體由于高溫暴露被還原為奧氏體，同時Ni3（Ti，Mo）析出物粗大，合金強度下降。

2.4 加工工藝與性能

馬氏體時效鋼具有優(yōu)異的冷、熱加工及焊接性能，主要體現(xiàn)在：①含C 量極低，熱處理時無脫C危險；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行拉拔、冷軋、彎曲等；⑤ 固溶處理后只需低溫時效處理即可使用，簡單方便；⑥ 收縮率低，時效處理時尺寸變化非常小，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)熱直接進行焊接。

馬氏體時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，抗拉強度與沖擊韌度有明顯提高，為發(fā)動機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）馬氏體時效鋼織構(gòu)的影響，隨著冷軋量的增加，織構(gòu)增強，但奧氏體化過程會破壞部分軋制織構(gòu)。馬氏體時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)隨著時效溫度的增加，焊接接頭的抗拉強度先升高后降低，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，拉伸強度、硬度等指標(biāo)都達到鍛件的水平。2014 年國內(nèi)也開始了相關(guān)研究，制備出了致密度達99.9%的成形件，熱處理后各項力學(xué)性能都能達到鍛件水平[72—74]。

3 展望

馬氏體時效鋼已在導(dǎo)彈殼體、鈾濃縮用離心分離機旋轉(zhuǎn)筒、扭力轉(zhuǎn)動軸、飛機用高強度齒輪、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效鋼在航空航天、核能、機械制造、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效鋼的研究。

1）研發(fā)超純凈馬氏體時效鋼冶煉工藝，降低合金中氣體、夾雜物及有害元素含量，進一步提高馬氏體時效鋼的強韌性。

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

3）繼續(xù)開發(fā)低成本無Co 馬氏體時效鋼，使其抗拉強度σb≥2100 MPa，同時整體力學(xué)性能得到進一步改善，未來能夠完全取代含Co 馬氏體時效鋼。

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