马氏体时效钢：成分、牌号、时效处理与加工

什么是马氏体时效钢——以及它不是什么

低碳铁镍马氏体概念

马氏体时效钢是一类高合金化、超低碳的铁–镍钢，其最终强度主要来自时效过程中金属间化合物的析出，而不是碳强化。其特征性基体为低碳板条马氏体，通常通过固溶退火后从奥氏体区冷却形成。镍会将马氏体开始转变温度降低到足够程度，使奥氏体在冷却过程中无需采用传统调质钢所需的高碳含量即可转变为马氏体。

与铁素体相比，这种马氏体具有较高强度，但其硬度又被有意控制在远低于最终马氏体时效状态的水平。这是该材料概念的核心。合金经过设计，使固溶处理形成相对具有延性、易于加工的低碳马氏体组织；随后进行时效处理，使纳米级或细小的金属间化合物相在该基体内部及其周围形成。这种材料并不只是“硬马氏体”，而是一种沉淀强化型马氏体钢。

合金元素的添加使马氏体时效钢牌号区别于普通铁–镍合金。传统含钴牌号通常含有镍、钴、钼、钛以及少量铝。钴会影响基体和析出响应，而钼和钛则参与强化反应，形成金属间化合物。各元素之间的精确平衡十分重要：改变镍、钴、钼、钛或铝的含量，会改变相变温度、析出相数量、时效响应、韧性和尺寸稳定性。

名义成分（质量 %）

SAE AMS6515说明了为什么必须将某一牌号视为定义明确的材料，而不能将其看作宽泛的配方。该标准规定了一种经过双真空熔炼并退火的钢，其成分标称为“18.5Ni-12.0Co-4.9Mo-1.40Ti-0.10Al”。这种成分并不能与所有称为18Ni马氏体时效钢的产品互换。熔炼工艺、产品形态、规定状态以及允许的成分范围，都是该规范的一部分。

低碳含量同样重要。碳的含量通常被控制在足够低的水平，以限制碳化物形成，并防止碳成为硬度的主要来源。与高碳马氏体相比，由此形成的马氏体所贡献的位错强化和固溶强化相对较低，从而为后续沉淀硬化保留了较大的强化潜力。这也有助于解释：在热处理和洁净度得到控制时，马氏体时效钢为何能够兼具高强度、良好韧性和延性。

马氏体时效钢马氏体时效钢 一种低碳、高镍铁基钢，在冷却时形成马氏体基体，并通过时效诱导的金属间化合物析出获得大部分工程强度。

因此，一个有用且更为严格的定义，不应只是“非常高强度的钢”：马氏体时效钢是一种低碳、高镍的铁基合金，在冷却过程中形成马氏体基体，并通过时效诱导的金属间化合物析出获得其大部分工程强度。某种钢即使具有极高强度，也不一定符合这一​​定义。

为什么决定性机制是时效硬化，而不是碳硬化

传统热处理过程包括几个明确阶段。首先，固溶退火使合金元素溶入奥氏体，并建立适宜的化学状态。随后冷却形成板条马氏体。在刚淬火状态下，这种马氏体相对较软。在约480 °C下进行时效，会使溶质原子发生聚集，并形成有序金属间化合物析出相。这些析出相阻碍位错运动，从而产生与该牌号相关的屈服强度大幅提升。[1][1] Maraging Steels. ASM International. ASM Handbook, 2018. ASM Handbook, Volume 4A, Steel Heat Treating Fundamentals and Processes

ASM International 2018年的《Maraging Steels》章节将这一过程描述为固溶退火、马氏体形成、时效、析出和短程有序化。该资料将主要析出处理温度定为约480 °C，并报告商业材料的屈服强度范围为1030至2420 MPa。这些数值反映的是特定成分和热历史所产生的结果，而不是所有低碳镍钢的固有性能。

18Ni(250) 牌号大致对应 250 ksi 强度等级，即约 1720–1725 MPa。 Limited evidence

NASA 2018年的材料参考资料将18Ni(250)定义为一种低碳铁–镍板条马氏体钢，通过约480 °C下的金属间化合物析出实现时效硬化。“250”这一标识大致对应250 ksi的强度等级，即约1720 MPa；它并不代表碳含量，也不是通用的化学式。18Ni(300)和18Ni(350)等相关标识表示更高的名义强度等级，但仅凭标识并不能免除核查适用规范和热处理状态的必要。

马氏体时效钢的大部分最终强度来自时效诱导的金属间化合物析出，而非碳强化。 Strong evidence

2025年发布的NIST内部报告8582直接阐明了这一差异：首先通过固溶处理和淬火形成相对较软的马氏体，随后通过析出热处理生成细小析出相，并获得高强度、延性和韧性。在传统淬火回火碳钢中，马氏体中被困住的碳以及随后的回火反应主导硬化机制。而在马氏体时效钢中，由于碳含量被有意保持在较低水平，这种解释并不完整，通常还会产生误导。决定性强化事件是析出。

过时效说明了这种响应属于冶金过程，而不仅仅是热过程。时效不足可能使析出相数量不足，无法达到规定强度。时效时间过长或温度过高，则可能导致析出相粗化并降低强化效果；过度热暴露还可能改变基体和尺寸状态。名义时效温度不能替代完整的热处理制度：截面尺寸、炉温均匀性、先前的固溶处理、冷却速率和产品形态都会影响最终结果。

加工路线增加了另一个变量。在任何传统热处理开始之前，激光粉末床熔融就可能产生细小凝固胞、残余应力、孔隙、织构以及具有方向依赖性的显微组织。2025年发布的NIST技术注2352评估了激光粉末床熔融制备的无钴M789所适用的固溶退火、临界间退火及时效处理。该研究表明，增材制造的马氏体时效合金不能自动视为与名义化学成分相近的变形材料等效。

NIST 2024年的《In Situ Fatigue Monitoring Investigation of Additively Manufactured Maraging Steel》还报告了硬度和刚度随构建方向变化的现象。其磁导率测量在断裂前检测到了疲劳损伤，表明工艺–组织问题不仅涉及初始拉伸性能。增材制造并不会改变马氏体时效钢的定义，但会改变热处理必须调控的初始显微组织。

区分牌号名称与通用描述

“Maraging”是一个冶金学家族名称；“18Ni(250)”“18Ni(300)”“18Ni(350)”“M789”和“AMS6515”则分别标识特定的牌号体系、强度等级或规范。它们不应被当作同义词使用。

经典18Ni牌号通常与含钴化学成分相关。无钴牌号的开发，是出于不同的成分、成本、供应和加工方面的考虑；但去除钴并不意味着其他所有冶金变量都保持不变。例如，M789是一种无钴马氏体时效钢，具有自身的合金设计、析出行为、热处理要求以及产品性能限值。将其简单称为“18Ni(300)”会抹去解读其性能响应所必需的信息。

镍本身也不会使钢成为马氏体时效钢。许多不锈钢、低温钢、结构钢和沉淀硬化钢都含有镍，但它们形成不同的基体，或依赖不同的强化反应。若一种含镍钢主要通过碳、氮、碳化物析出、铜析出或相变产物实现硬化，那么除非其规定的冶金特征符合马氏体时效钢的定义，否则它属于另一类钢。

反过来的简单判断同样错误：并非所有超高强度钢都是马氏体时效钢。贝氏体钢、淬火回火合金钢、工具钢以及某些沉淀硬化不锈钢，都可以通过不同机制达到相近的强度。强度等级只能证明性能，不能证明材料身份。正确识别需要依据牌号标识、化学成分限值、熔炼和产品形态要求、热处理状态，以及产生规定性能的析出反应。

传统马氏体时效钢的组成

马氏体时效钢的定义，与其说取决于某一种单一合金配方，不如说取决于一种成分设计与热处理策略。其基体是极低碳的铁–镍马氏体；经过淬火后，基体被有意保持在足够软的状态，以便在时效过程中实现显著强化。随后加入的镍、钴、钼、钛、铝以及少量其他元素，则共同控制强化析出相的形成、分布和稳定性。因此，马氏体时效钢采用的是不同于传统碳钢的硬化途径。

在碳钢中，快速冷却会形成硬质马氏体，这是因为过饱和固溶体中被困住的碳使体心四方晶格发生畸变。马氏体时效钢中的碳含量极低，因此这一机制所起的作用相对有限。固溶退火并淬火后，其基体通常为低碳板条马氏体，硬度相对较低，但具有良好的可加工性。NIST Internal Report 8582 将这一过程描述为：先进行固溶处理和淬火，形成相对较软的马氏体；随后进行析出热处理，生成细小析出相，从而获得高强度、延性和韧性。时效通常在接近 480 °C 的温度下进行，此时会形成金属间化合物，短程有序化也可能对强化起到作用。

在讨论成分时，这一区别十分重要。某种合金元素可能影响马氏体的形成、析出相的化学组成、奥氏体的稳定性、晶粒组织，或同时影响上述四个方面。其标称百分含量不能脱离牌号、熔炼工艺、产品形态和热历史单独解读。

镍在马氏体基体中的作用

镍是传统马氏体时效钢中主要的基体形成合金元素。在固溶退火温度下，镍能够稳定奥氏体，使钢在冷却前以富镍固溶体的形式进行加工。淬火时，即使碳含量极低，奥氏体仍会转变为板条马氏体。因此，镍有助于形成低碳马氏体起始组织，而后续的析出强化正是建立在这一组织基础之上。

镍含量还关系到马氏体形成与残余奥氏体之间的平衡。镍含量过低，可能降低预期奥氏体加工区间的稳定性，并改变相变行为。较高的镍含量则可能提高奥氏体稳定性；具体而言，取决于完整的合金成分和热处理条件，它可能促进残余奥氏体的形成，或在时效过程中促进奥氏体逆转变。基体并不是一个单纯的被动容器：其中的镍含量会影响后续析出的化学驱动力以及合金对过时效的响应。

NASA 在 2018 年发布的一份材料参考资料中采用了常见的 18Ni(250) designation，表示一种镍含量约为 18%、标称强度等级为 250 ksi 的马氏体时效钢牌号。该 designation 并不是完整的化学成分规范。它传达的是一个牌号系列和预期强度等级，而适用的材料规范则规定镍、钴、钼、钛、铝、碳及其他元素的含量限值。

SAE AMS6515 提供了一个更为精确的例子。该规范针对双真空熔炼、退火状态的棒材、锻件、管材和环件，规定其成分为 18.5Ni-12.0Co-4.9Mo-1.40Ti-0.10Al。不应将这一化学成分视为所有 18Ni 马氏体时效钢的通用配方。它是该特定 AMS designation 所规定的成分，其性能响应取决于规定的产品要求和热处理要求。

镍还能够改善低碳基体的韧性。由于淬火马氏体不会受到碳所造成的严重应变，马氏体时效钢可以在具有较高强度潜力的同时保持良好的断裂韧性，前提是夹杂物、偏析、原奥氏体晶粒尺寸、析出相粗化以及加工缺陷得到有效控制。其强度并非仅来自镍。镍建立了基体和相变条件，而硬度的大幅提高则发生在时效过程中。

钴和钼对析出强化的贡献

钴是许多传统高强度马氏体时效钢的特征性元素。通常并不认为钴是唯一的析出相形成元素。相反，钴会改变基体的热力学和动力学条件，使含钼和含镍的金属间析出相能够在时效过程中更有效地形成。钴可以降低钼在铁–镍马氏体中的溶解度，从而提高富钼析出的化学驱动力。它还会影响马氏体相变以及合金在重新加热过程中的响应。

短程有序化短程有序化 溶质原子在可识别析出物形成之前或形成过程中，发展出优先邻接关系的局部化学排列。

钼是析出强化的直接贡献元素。在时效过程中，钼会参与形成细小的金属间相。在传统马氏体时效钢中，这些相通常被描述为与镍和铁相关的富钼析出相。具体的析出相群体取决于牌号和热处理条件；将某一种化合物简单地指定为所有马氏体时效钢的析出相，是一种误导性的做法。早期的纳米尺度团簇、有序区域以及后期形成的金属间颗粒可能依次出现，其尺寸和间距决定强度，而颗粒粗化则会导致强度下降。

钴与钼之间的相互作用说明，名义成分必须作为一个体系来理解。在 AMS6515 中，12.0% 的钴与 4.9% 的钼相结合，其作用并不等同于分别单独加入这两种元素。规定的 18.5% 镍提供基体，而钴和钼则有助于建立能够形成高强度时效状态的析出响应。ASM International 在 2018 年报告称，商业马氏体时效钢的屈服强度约为 1030 至 2420 MPa；这一范围反映的是成分、牌号、时效处理和产品状态之间的差异，而不是某一种普适的化学成分。

因此，含钴牌号不能仅通过匹配镍含量，就直接替代无钴牌号。无钴 M789 说明了这一点。它采用了不同的成分设计，在不加入传统钴元素的情况下实现析出强化，并通过其他合金元素的调整来获得所需的性能响应。其固溶处理、时效温度和允许的工艺窗口，都必须针对 M789 本身加以确定。

制造路线又增加了一个变量。NIST Technical Note 2352 于 2025 年发布，评估了激光粉末床熔融制备的无钴 M789 的固溶退火、临界区退火及时效处理。这些处理针对的是一种具有快速凝固、定向成形组织的材料，而不是传统变形材所预期的均匀化组织。仅凭牌号名称，无法预测不同制造路线下会获得完全相同的析出相分布。

钛、铝及少量添加元素

钛是许多马氏体时效钢中强有力的析出相形成元素。在时效过程中，钛可以参与形成富镍–钛金属间析出相；当热处理得到适当控制时，会形成大量纳米尺度强化颗粒。因此，钛含量是名义上相近的不同牌号之间最重要的差异之一。在 AMS6515 中，钛规定为 1.40%，这是一个相当大的添加量，必须结合其中的 18.5% 镍、12.0% 钴和 4.9% 钼一并考虑。

在 AMS6515 的示例中，铝含量低得多，为 0.10%，但浓度较低并不意味着其冶金作用可以忽略。铝可以进入有序金属间相，改变析出反应，并影响脱氧过程和夹杂物群体。其作用取决于整体化学成分以及时效制度。富钛牌号即使只含微量铝，也不一定会形成与高铝低钛牌号相同的颗粒群体。

碳通常受到严格限制并保持在极低水平，因为过量碳会使强化机制转向碳化物形成以及碳致马氏体畸变。这可能消耗钛或钼，形成不利夹杂物，降低韧性，并削弱对目标金属间反应的控制。硅和锰通常受到控制，而不是作为主要强化添加元素使用；硫和磷则受到限制，因为夹杂物和晶界偏析会损害延性及疲劳性能。在某些具体规范中，还可能加入硼、锆、钙或其他少量元素，以控制晶界、夹杂物或加工行为，但这些元素并不是马氏体时效钢系列的普遍特征。

对于增材制造材料，同样需要保持谨慎。NIST 在 2024 年报告称，激光粉末床熔融制备的马氏体时效钢试样在硬度和刚度方面表现出沿构建方向的差异。该研究还发现，磁导率测量能够在发生断裂前检测疲劳损伤。这些发现进一步说明了一个核心问题：成分决定可能形成哪些析出相，但熔炼工艺、热梯度、孔隙率、织构、固溶处理和时效过程，才决定最终实际获得的组织。因此，马氏体时效钢是一种特定牌号、依赖工艺的析出强化体系，而不仅仅是具有极高强度数值的高镍钢。

牌号、标识及 18Ni(250) 的含义

18Ni 名义牌号与强度等级

18Ni 系列首先根据其冶金概念定义：这是一类超低碳、富镍钢，形成韧性的板条马氏体基体，随后通过时效进行强化。“18Ni”部分是名义成分的参照，并非完整的化学成分规范。传统含钴牌号通常含有约 18% 的镍，同时含有钴、钼、钛以及少量铝等添加元素。碳含量被有意控制在极低水平，通常约为 0.03% 或更低，使钢材的主要硬化响应不依赖于碳过饱和和碳化物形成。

这一点使马氏体时效钢区别于普通调质合金钢。固溶退火和冷却会使奥氏体转变为马氏体，但这种初始马氏体相对较软。强度的大幅提升来自随后进行的独立析出处理。NIST 于 2025 年发布的《NIST 内部报告 8582》明确描述了这一过程：固溶处理和淬火产生相对较软的马氏体，随后进行析出热处理，形成细小析出物，在保持有用延性和韧性的同时提高强度。相变硬化形成基体；析出硬化则提供异常高的强度。

传统牌号中使用的括号数字——18Ni(200)、18Ni(250)、18Ni(300) 和 18Ni(350)——是强度等级标识。经过规定的时效处理后，它们大致对应于以 ksi 表示的抗拉强度水平，但具体性能要求取决于适用的材料规范、产品形态、试验方向和材料状态。因此，这些名称在工程文献、设计实践和航空航天材料讨论中发挥着简写作用，但不能取代采购或认证规范。

商用马氏体时效钢的强度范围很广。ASM International 2018 年的 Maraging Steels 条目报告的商用屈服强度范围为 1030 至 2420 MPa。这一范围不能仅由“18Ni”这一标识解释。镍含量、钴和钼含量、钛或铝添加量、熔炼工艺、截面尺寸、固溶处理、时效温度以及时效时间，都会影响最终结果。该标识能够提供有用的系列和强度等级信息，但并不能消除这些变量的影响。

有时在概括性描述中被归为一组的不同牌号，其成分也可能存在差异。传统含钴 18Ni 牌号在化学成分上并不能与无钴 M789 等同。M789 是作为无钴马氏体时效钢开发的，其析出反应、热响应和工艺窗口都必须根据自身特点进行评估。将两种材料都称为“马氏体时效钢”，只能说明它们采用时效硬化机制；这并不代表二者具有等同的化学成分或等同的性能。

标准又增加了一层精确性。例如，SAE AMS6515 的完整表述为 Steel, Maraging Bars, Forgings, Tubing, Rings, 18.5Ni-12.0Co-4.9Mo-1.40Ti-0.10Al, Double Vacuum Melted, Annealed。该标识中包含的成分是明确的：18.5% 镍、12.0% 钴、4.9% 钼、1.40% 钛和 0.10% 铝，并规定采用双真空熔炼及退火交货状态。它并不只是“18Ni(250)”的另一种写法。技术文件应准确复现此类牌号和规范，包括标准编号，以及在相关情况下注明规定的产品形态。

18Ni(250) 与约 250 ksi 的参照值

NASA 将 18Ni(250) 作为马氏体时效钢的代表性牌号，并将其标识为约 250 ksi。由于 1 ksi 约等于 6.895 MPa，250 ksi 约等于 1724 MPa。这个数值是对某一强度等级的便捷参照，并不意味着每个 18Ni(250) 试样的测试结果都会精确达到 250 ksi，也不意味着每个报告值都对应同一种性能。

这一点很重要，因为“250 ksi”可能被理解为抗拉强度，而标准还可能规定屈服强度、伸长率、断面收缩率、硬度或冲击性能等指标。相关性能也可能随取向和产品几何形状而变化。棒材、锻件、环件、板材以及增材制造构件，可能属于同一大致的牌号系列，但对固溶处理和时效的响应却各不相同。大型截面在炉内热处理过程中可能形成温度梯度；薄截面则可能冷却得更快。对纵向棒材试样进行测试，并不能自动证明材料在横向或厚度方向上具有相同性能。

NASA 的描述在冶金学方面比单独的强度数字更具信息量。NASA 将 18Ni(250) 认定为一种低碳铁镍板条马氏体钢，并指出其通过约 480 °C 下的金属间化合物析出进行时效硬化。ASM International 同样将主要析出处理温度设定在约 480 °C 附近，并将硬化过程描述为固溶退火、马氏体形成、时效、析出和短程有序化。基体并不是仅仅通过淬火就获得异常高的强度。时效处理通过形成细小的金属间相改变基体，这些金属间相通常涉及镍、钼、钛及相关合金元素。

这一名义等级仍然很有用。在比较成熟的材料选项时，它能够帮助设计人员区分大致为 200、250、300 或 350 ksi 的系列。然而，这个数字是在规定状态下的目标等级，并非普适的固有属性。过时效可能使析出物粗化或改变析出物群体，从而降低强度。时效不足则会使材料达不到预期状态。过高的固溶处理温度、不适当的冷却方式或此前的加工过程，也可能改变材料的响应。

为什么合金牌号不是热处理证书

合金牌号能够标识材料应当具有什么性质；但它不能证明某一炉次、某一截面或某一零件实际采用了何种工艺。完整的材料记录必须将化学成分与标准、产品形态、熔炼工艺、交货状态、热处理制度、试样位置以及实测机械性能联系起来。单独的“18Ni(250)”并不提供其中任何一项详细信息。

磁导率测量可以在增材制造马氏体时效钢最终失效之前检测疲劳损伤。 Preliminary evidence

对于激光粉末床熔融，这一区分更加明显。NIST 于 2025 年发布的《NIST 技术说明 2352》评估了采用该工艺制造的无钴 M789 的固溶退火、临界区退火和时效处理。该研究的对象并不只是名义合金，还包括粉末、熔化历史、热循环、微观组织和成形后处理之间的相互作用。NIST 2024 年发布的《增材制造马氏体时效钢的原位疲劳监测研究》还报告了硬度和刚度随构建方向发生的变化。磁导率测量能够在发生失效之前检测到疲劳损伤，表明工艺历史既会影响材料性能，也会影响检测信号。

因此，不能在不加限定的情况下，仅通过附加传统的 18Ni 强度等级标识，就为打印的 M789 构件进行认证。其层间取向、孔隙率、表面状态、残余应力、热处理和取样方案都十分重要。锻态材料同样需要谨慎对待，尽管相关变量有所不同。

因此，引用规范时应写出完整内容：确切的牌号或标准标识、化学成分限值、产品形态、熔炼路线、退火或时效状态、热处理要求以及适用的机械性能试验。“18Ni(250)”是对约 250 ksi 马氏体时效钢等级的有价值的简写，但它不能取代用于确定某一具体钢材是否确实符合该等级的文件。

时效钢如何形成马氏体

时效钢首先经过热处理形成马氏体基体，但最初形成的马氏体并不是其超高强度的主要来源。其关键过程是先发生相变，随后发生析出：固溶退火制备出化学成分适宜的奥氏体，淬火将奥氏体转变为低碳板条马氏体，而在约 480 °C 下进行时效则形成阻碍变形的纳米级金属间化合物颗粒。将这两种强化机制混为一谈，会错误地把时效钢描述成一种仅仅通过淬火获得高硬度的合金。

固溶退火与均匀化

初始显微组织取决于产品形态和此前的加工过程，但第一个主要热处理步骤是固溶退火。钢被加热至奥氏体区，通常采用牌号和产品标准规定的温度，并保温足够长的时间，使合金元素溶解或重新分布到富铁基体中。这种处理可以消除铸造、锻造、轧制或此前热暴露所造成的大部分化学成分不均匀性。

镍对相变行为起核心作用。在传统牌号中，较高的镍含量会降低马氏体开始转变温度，使奥氏体能够在冷却过程中发生转变，而不需要像普通淬火—回火钢那样采用较高的碳含量。钴和钼也会改变相稳定性以及后续的析出响应，而钛和铝可能参与强化析出相的形成，或影响其形核过程。不同牌号中这些元素的作用并不能相互等同。

例如，SAE AMS6515 规定了一种采用双真空熔炼、经退火处理的钢材，其成分为 18.5Ni-12.0Co-4.9Mo-1.40Ti-0.10Al，适用于棒材、锻件、管材和环件。该 designation 描述的是特定的化学成分和产品状态，并不代表所有以通用“时效钢”名称销售的钢材。NASA 所标识的 18Ni(250) 是另一种 designation，用于名义强度等级约为 250 ksi 的材料；而 M789 等无钴牌号则依靠不同的合金成分平衡。因此，热处理必须与规定的化学成分相匹配。

固溶退火的目的并不仅仅是使钢转变为奥氏体。保温过程还必须给予合金元素足够的时间，使其离开偏析区域并进入更加均匀的固溶体。过高的温度或过长的时间可能导致晶粒长大、偏析区域发生初生熔化，或使形成析出相的元素发生不利变化。处理不足则可能残留局部成分差异，从而改变相变温度并导致不均匀的时效响应。

在材料经历过凝固偏析的情况下，均匀化尤其重要。大型铸锭、锻造截面和激光粉末床熔融成形件并不是从相同的化学状态或缺陷结构开始的。增材制造可能在任何常规固溶处理之前就引入熔池边界、胞状偏析、残余应力和未熔合缺陷。后续退火制度必须针对这些特征进行调整，而不能假定采用锻钢热处理循环就会得到相同结果。

ASM International 的热处理参考资料将这一过程描述为：固溶退火、马氏体形成、时效、析出和短程有序化。前两个阶段建立基体，但尚未形成负责最高屈服强度的高密度强化颗粒。

淬火形成低碳板条马氏体

固溶退火后，奥氏体需要以足够快的速度冷却，以抑制铁素体或珠光体等扩散型转变。随后，奥氏体通过主要为无扩散的剪切机制转变为马氏体。在时效钢中，该产物通常是低碳铁—镍板条马氏体。

“低碳”是决定性的限定条件。碳钢形成马氏体时，碳被困在过饱和的间隙位置中。这些碳会使铁晶格产生较大的四方畸变，并显著提高淬火态组织的硬度。因此，中碳钢水淬后所表现出的典型高硬度，是与碳过饱和、晶格应变和高密度缺陷相关的相变强化结果。

时效钢采取的是不同路径。其碳含量经过有意控制，通常低到不足以提供主要的强化作用。镍在加热过程中稳定奥氏体并降低相变温度，而较低的碳含量则使转变后的马氏体更接近低畸变的体心立方或体心四方铁晶格，四方性很小。马氏体以板条束和板条的形式形成，其中的位错和界面提供了一定的强度，并形成会在后续影响析出的部位。

板条形貌十分重要。单个板条在原奥氏体晶粒内排列成板条束，而相变过程中产生的高位错密度使基体获得了可测量的强度。然而，这种组织并不等同于富碳马氏体。由于间隙碳造成的应变较小，它在淬火后通常远没有富碳马氏体那么硬。

冷却速度仍然重要，但其原因不同于普通碳钢的情况。截面必须足够快地冷却，以避免形成不希望出现的扩散型产物和过多的残余奥氏体，但所需冷却速度取决于成分、截面尺寸、起始温度以及合金的相变动力学。富镍时效钢牌号可能具有很高的淬透性，使马氏体能够在实际冷却条件下贯穿较大的截面形成。过慢的淬火，或能够稳定过多奥氏体的成分，都会改变可供时效处理的基体。

含钴和无钴牌号在这一步不应被视为完全相同。钴会改变镍、钼、钛和其他添加元素之间的平衡，并影响相变和析出过程。无钴时效钢 M789 曾由 National Institute of Standards and Technology 在 Technical Note 2352 中进行研究，研究内容包括激光粉末床熔融成形后的固溶退火、临界间退火和时效处理。这些处理反映了特定的成分和制造历史，不能自动套用于 AMS6515 成分这样的 18Ni-Co-Mo 牌号。

为什么淬火态相对较软

淬火是必要的，但它并不能赋予时效钢最终的强度。该阶段形成的低碳马氏体具有较高的位错密度，其强度可以高于铁素体组织，但它缺少使传统淬火马氏体具有极高硬度的碳过饱和。合金中的大量镍、钼、钛、铝及相关添加元素仍然溶解在马氏体基体中，而不是以能够有效阻碍变形的细小析出相群体存在。

这种状态是有意形成的。相对较软的基体使后续时效能够在不依赖高碳含量的情况下大幅提高强度。在通常接近 480 °C 的时效处理过程中，金属间化合物从过饱和马氏体中形核并长大。根据牌号和热历史的不同，强化可能涉及富镍—钼颗粒以及含钛或含铝相，同时还可能伴随短程有序化。这些颗粒阻碍位错运动的效果，远远强于单独依靠淬火态低碳基体的效果。

NIST Internal Report 8582 直接说明了这一过程：首先通过固溶处理和淬火形成相对较软的马氏体，随后通过析出热处理生成细小析出相，并获得高强度、延性和韧性。ASM International 报道的商业材料屈服强度为 1030 至 2420 MPa，并指出约 480 °C 时会发生金属间化合物析出。NASA 将 18Ni(250) 描述为一种低碳铁—镍板条马氏体材料，通过金属间化合物析出进行时效强化，其强度等级约为 250 ksi。

这一差异在增材制造中同样重要。NIST 2024 年开展的疲劳监测研究发现，激光粉末床熔融成形的时效钢试样在硬度和刚度方面存在构建方向差异；同时，磁导率测量能够在断裂前检测到疲劳损伤。这些观察表明，基体及其缺陷不仅取决于名义牌号，也取决于加工路线。固溶退火和淬火建立起始马氏体，而时效则决定合金的析出潜力有多少能够转化为有效强度。

时效、析出与短程有序化

时效钢通过两个不同的冶金过程获得其特征强度。固溶处理和淬火形成低碳铁—镍马氏体基体；随后进行时效，使合金元素发生扩散并形成有序金属间化合物析出相。第一步属于相变强化，但由于形成的马氏体含碳量极低，因此其硬度相对较低。第二步属于析出强化，通过高密度纳米级颗粒阻碍位错运动，从而提高强度。

这种区别将马氏体时效钢与传统的淬火—回火碳钢或合金钢区分开来。在富碳钢中，过饱和马氏体之所以具有高硬度，是因为碳造成了受应变的体心四方晶格。在马氏体时效钢中，碳含量被有意控制在极低水平，因此淬火后的基体通常是低碳的体心立方或体心四方板条马氏体，其固有硬度适中。后续获得的强度主要来自时效过程中镍、钼、钛、铝以及相关金属间化合物的反应。

约 480 °C 的时效制度

ASM International 将马氏体时效钢描述为超低碳、高镍钢，并含有钴、钼等添加元素，通过在约 480 °C 下发生金属间化合物析出而得到强化。该温度是一个有用的参考点，而不是适用于所有情况的统一规定。实际时效温度和保温时间取决于钢种、产品形态、先前的固溶处理、截面尺寸、炉温控制，以及对强度、韧性、延性和尺寸稳定性之间平衡的要求。

传统工艺顺序通常表述为固溶退火、马氏体形成、时效、析出和短程有序化。固溶退火使主要合金元素进入足够均匀的奥氏体固溶体中。随后淬火抑制扩散型相变，形成板条马氏体。由于碳含量较低，与高碳马氏体钢相比，这种马氏体相对较软，淬火变形通常也较小。在后续热处理中，扩散速度提高到足以使溶质原子发生聚集、局部有序化，并形成强化析出物。

约 480 °C 的温度范围是一种折中。在较低温度下，扩散速度较慢，所需反应可能需要更长时间。在较高温度下，析出可以快速进行，但颗粒可能发生粗化，竞争相可能形成，并且过时效会降低其对位错的阻碍作用。名义炉温也不能描述大型锻件或厚棒材的完整热历史：中心部位可能比表面更晚达到目标温度，而固溶处理后的冷却还可能使整个截面形成不同的马氏体组织。

因此，在未核对相关规范之前，不应将已发表的时效制度直接套用于不同钢种。例如，SAE AMS6515 将一种经双真空熔炼并退火的钢定义为 18.5Ni-12.0Co-4.9Mo-1.40Ti-0.10Al，并涵盖棒材、锻件、管材和环件。其化学成分不能与所有标称为 18Ni 的钢材互换，也不能与无钴钢种互换。NASA 2018 年的材料概述将 18Ni(250)确定为约 250 ksi，即约 1724 MPa，但该 designation 表示的是强度等级和成分系列，而不是适用于所有产品的单一热处理结果。

保温时间必须足够长，使预期的析出反应达到所需程度。保温时间过短可能使基体处于欠时效状态，有效颗粒的数量过少或尺寸过小。延长保温时间起初可能提高强度，但随后会因颗粒长大或失去共格性而使强度下降。截面尺寸增加了另一个变量，因为热滞后、温度梯度和局部化学成分可能使表面与中心产生不同的时效响应。先前的冷加工、残余奥氏体、孔隙以及偏析也会改变形核位置和形核点数量。

金属间化合物析出物与基体强化

NIST Internal Report 8582 直接描述了这种传统工艺路线：首先进行固溶处理和淬火，形成相对较软的马氏体；随后进行析出热处理，生成细小析出物，从而获得高强度、延性和韧性。析出物并不是简单地作为“硬质颗粒”添加到软钢中。它们的尺寸、间距、晶体结构、成分、共格性和分布决定了其阻碍塑性流动的有效程度。

刚完成时效的基体包含富溶质区域和极细小的析出物。当析出物晶格与周围马氏体之间存在取向或晶体学关系时，界面处会形成共格应变。这些应变会对位错运动形成额外阻碍。根据析出物的强度和结构，位错可能切过非常小的共格颗粒；随着析出物共格性降低且间距增大，位错也可能在颗粒之间弯曲通过。当综合阻碍作用达到较高水平时，通常在颗粒仍然细小且间距较近的阶段，材料达到峰值强度。

镍构成马氏体基体，并参与多种析出反应；在许多商业钢种中，钼和钛是尤其重要的强化添加元素。钴会影响基体以及其他元素的溶解度或析出行为，帮助传统含钴钢种在时效后达到高强度。铝可能有助于有序相形成和析出控制。具体的反应顺序和相组成会随化学成分而变化；如果把某一种化合物说成支配所有钢种的相，就会产生误导。

商业马氏体时效钢的屈服强度报告范围为 1030 至 2420 MPa。 Strong evidence

ASM International 在 2018 年报告的商业材料屈服强度范围为 1030 至 2420 MPa。这一范围所反映的不仅仅是名义镍含量。钢种化学成分、熔炼工艺、夹杂物含量、固溶处理、时效状态、试验方向以及产品尺寸都会产生影响。2420 MPa 的结果不能被视为所有马氏体时效钢的典型响应；同样，较低强度状态也可能是有意保留韧性或可加工性的结果，而不是处理失败。

在这一阶段，富碳马氏体与马氏体时效钢之间的区别仍然十分重要。富碳马氏体的大部分硬度来自高密度晶格缺陷，以及被困碳原子产生的应变场。马氏体时效钢的时效强化则由低碳板条基体中的金属间化合物析出所主导。这使材料具有一种实用的加工顺序：固溶处理后、最终时效硬化之前，通常可以先进行机械加工；此时工件比完成析出处理后软得多，也不易发生变形。

无钴钢说明了为什么必须直接考虑化学成分。M789 是一种无钴马氏体时效钢，因此不能仅仅因为它们都被称为马氏体时效钢，就根据含钴 18Ni 钢种推断其析出响应。NIST Technical Note 2352 评估了激光粉末床熔融制造的无钴 M789 所采用的固溶退火、两相区退火和时效处理。需要比较多种热处理路线，表明其成形态组织和析出行为具有自身的工艺窗口。

短程有序化、过时效与性能权衡

短程有序化描述的是在可辨识析出物形成之前、形成过程中或形成之间发生的局部化学排列。扩散开始后，溶质原子并不会继续随机分布。相邻的镍、钼、钛、铝及其他原子可能形成优先的局部组合，从而产生有序区域，改变基体对位错运动的阻力。在 ASM 所描述的顺序中，时效之后伴随析出和短程有序化，它们共同构成强化响应的相关部分；不过这些反应彼此重叠，并不是严格分离、依次发生的步骤。

早期有序化和原子聚集可以在大型、形态清晰的析出物出现之前提高强度。随着时效继续进行，这些区域会发展成更加明确的金属间化合物颗粒。当颗粒尺寸和间距对滑移形成强阻碍时，基体达到峰值时效状态。进一步暴露于时效温度会导致过时效：析出物发生粗化，数量密度降低，界面的阻碍作用减弱，或者平衡相取代更加细小的亚稳态析出物群。强度和硬度下降，而延性可能提高。但韧性并不会自动改善，因为粗大颗粒、逆转奥氏体、偏析或缺陷可能形成新的裂纹萌生路径。

温度会同时加速有益的析出和有害的粗化。因此，即使处于该温度的总时间看似很短，意外超过规定时效温度的温度偏离也可能降低强度。相反，在需要较低强度、更高成形能力或不同韧性平衡时，也可能有意选择欠时效状态。相关性能不能只看硬度。屈服强度、抗拉强度、伸长率、断裂韧度、疲劳抗力和尺寸变化对同一热处理的响应可能各不相同。

增材制造还带来了独立的工艺—组织问题。激光粉末床熔融在任何传统固溶处理或时效处理开始之前，就会产生陡峭的热梯度、反复再加热、胞状偏析、残余应力以及成形方向效应。NIST 2024 年的疲劳监测研究发现，激光粉末床熔融马氏体时效钢试样的硬度和刚度存在成形方向差异。该研究还报告称，磁导率测量能够在断裂前检测出疲劳损伤，这表明马氏体组织和析出强化组织不断变化的磁响应可以携带最终拉伸试验无法提供的信息。

因此，在约 480 °C 下进行时效是一种冶金工艺制度，而不是一个具有魔力的数值。最终组织取决于进入炉内的材料、升温和冷却的速率、整个截面达到目标温度的均匀程度，以及规范所要求的析出相分布。马氏体时效钢之所以具有高强度，是因为在有意降低碳含量的马氏体基体中，经过了受控的扩散与有序化过程，而不是因为单独淬火就能形成异常高硬度的马氏体。

强度、延性、韧性与失效行为

商业屈服强度范围

马氏体时效钢常因其极高的屈服强度而被描述，但这一数值源于特定的化学成分和热历史，并不是所有带有“马氏体时效”名称的钢材都具有的固定属性。ASM International 在其 2018 年版 ASM Handbook 关于马氏体时效钢的论述中，报告了 1030 至 2420 MPa 的商业屈服强度范围。这一范围涵盖了差异显著的牌号、时效条件、产品形态和检验要求。因此，应将其理解为商业能力的描述，而不是对某种未明确说明的棒材、板材、锻件、线材或增材制造构件的性能承诺。[2][2] NIST Internal Report 8582. National Institute of Standards and Technology. NIST Internal Report, 2025. NIST Internal Report 8582

其基本过程始于相变强化。奥氏体经过固溶退火后冷却，使铁–镍合金转变为低碳板条马氏体。不同于许多淬火回火钢中的高碳马氏体，这种基体在淬火后即刻相对柔软且具有较好的韧性。发表于 2025 年的 NIST Internal Report 8582 说明，固溶处理和淬火会产生相对柔软的马氏体，随后进行析出热处理，形成细小析出相，在保留有用延性和韧性的同时提高强度。

第二步是析出强化。在约 480 °C 的时效过程中，合金元素形成金属间化合物相，并发生短程有序化。析出相阻碍位错运动，因此，基体能够在远高于淬火态的应力下抵抗塑性流动。强度主要来自这种受控的析出响应，而不是马氏体的碳强化。过时效会使析出相粗化或改变析出相的组成与分布，从而可能降低屈服强度；而不完全的时效处理则会使部分可实现的强化效果未被利用。

牌号标识提供了一个必要警示，说明不能将这一范围视为可相互替代的性能。NASA 2018 年的材料概览指出，18Ni(250) 的强度约为 250 ksi，即约 1725 MPa；而 SAE 规范 AMS6515 针对的是一种特定的双真空熔炼、退火钢，其成分为 18.5Ni-12.0Co-4.9Mo-1.40Ti-0.10Al。该化学成分并不是所有 18Ni 牌号的通用配方。钴和钼参与析出体系，钛和铝影响析出相的形成，镍则控制马氏体转变和基体状态。只有将报告的屈服强度与牌号、产品形态、试验方向、固溶处理和时效处理以及适用规范结合起来时，该数值才具有明确意义。

仅凭名称，也不能为传统含钴牌号和无钴牌号赋予相同的预期性能。例如，无钴 M789 的合金设计和析出响应不同于常见的含钴 18Ni 牌号。发表于 2025 年的 NIST Technical Note 2352 对激光粉末床熔融 M789 的固溶退火、临界区退火和时效处理进行了评估。这些处理是特定于工艺的变量，不能视为同一种通用热处理的可互换标签。因此，所得的屈服强度、伸长率、硬度和韧性必须针对所声明的牌号和制造路线加以确定。

为什么强度不是唯一的设计变量

屈服强度表示在拉伸试验中开始发生显著塑性变形的时刻。它并不能说明构件在屈服之后的行为、裂纹扩展的速度，或材料在断裂前能够吸收多少能量。仅选择报告值最高的屈服强度，可能会牺牲伸长率、抗断裂能力、疲劳寿命、尺寸稳定性，或对制造缺陷的容忍度。

析出相的分布控制着这种平衡。非常细小且间距紧密的金属间化合物颗粒能够强烈阻碍位错运动，但过度析出可能降低材料在缺口周围进行塑性重新分配的能力。基体同样十分重要。板条形态、逆转奥氏体、位错密度、晶界状态和偏析都会影响应变在材料中的扩展方式。与峰值时效状态相比，强度略低的时效状态可能具有更高的伸长率或抗裂纹扩展能力，尤其是在构件含有孔、螺纹、尖锐圆角、焊接过渡区或加工刀痕时。

延性并不等同于韧性。拉伸伸长率测量的是光滑试样中累积的总应变，而韧性描述的是材料在规定载荷状态下抵抗裂纹起始和扩展的能力。材料即使表现出尚可的伸长率，在厚截面、低温或平面应变约束条件下，也可能失去抗断裂能力。夏比冲击功、断裂韧性、裂纹尖端张开位移和疲劳裂纹扩展数据分别回答不同的问题。不能仅凭屈服强度推断其中任何一项性能。

残余应力又增加了一个变量。固溶处理、淬火、矫直、机加工、焊接和时效都可能留下拉应力或压应力，从而改变局部屈服和裂纹驱动力。在简单的拉伸计算中，高强度马氏体时效钢可能能够承受名义施加应力；但缺口处的拉伸残余应力会提高有效应力强度因子。时效过程中的尺寸变化也可能对精密零件产生影响，即使平均形状变化很小。

缺陷同样十分重要。非金属夹杂物、氧化膜、孔隙、未熔合区域、折叠和粗大颗粒都可能引发疲劳裂纹或脆性断裂。相关缺陷群体取决于熔炼工艺、洁净度、锻造变形量、轧制方向、热处理、机加工和检验。因而，AMS6515 中“双真空熔炼”的 designation 具有冶金学意义：它标识了规定的生产路线和化学成分，而不仅仅是一个名义强度等级。

读取试验结果时，必须同时考虑试验方向。轧制品和锻件可能具有各向异性，因为夹杂物、偏析、晶粒流线和先前加工过程都呈方向性分布。沿纵向测得的拉伸性能并不能自动代表横向性能、短横向延性或厚度方向的断裂韧性。机械性能要求应与适用的材料规范和热处理状态一并解读，其中包括试样取向和产品形态。仅标注“已时效”是不充分的，除非已知时效温度、时间、此前的固溶处理、冷却程序以及允许采用的加工过程。

断裂、韧性与环境因素

马氏体时效钢通常能够将高强度与有用的延性结合起来，这是因为其低碳马氏体基体避免了某些淬火高强度钢中与碳相关的严重脆性。这一优势也有其局限。峰值时效会提高塑性流动所需的应力，而高强度会增加可用于驱动裂纹的弹性能。因此，缺口、夹杂物、尖锐的加工沟槽和局部残余应力可能成为决定性的失效位置。

疲劳需要单独考虑。循环载荷可能在构件达到其拉伸屈服强度之前很久，就从表面缺陷或内部缺陷处萌生裂纹。裂纹一旦萌生，其扩展就取决于应力比、频率、环境、微观结构以及相对于加工材料的方向。增材制造还会引入未熔合缺陷、匙孔孔隙、未完全熔化的颗粒、粗糙表面和热历史变化。即使拉伸试样达到规定强度，这些特征仍可能主导疲劳行为。[3][3] In Situ Fatigue Monitoring Investigation of Additively Manufactured Maraging Steel. National Institute of Standards and Technology. NIST investigation, 2024. In Situ Fatigue Monitoring Investigation of Additively Manufactured Maraging Steel

NIST 2024 年的 In Situ Fatigue Monitoring Investigation of Additively Manufactured Maraging Steel 报告了激光粉末床熔融试样在硬度和刚度方面沿构建方向存在差异。同一研究发现，磁导率测量能够在断裂前检测到疲劳损伤。这一结果意义重大，因为马氏体时效钢在有用的加工状态下具有铁磁性，而磁响应的变化能够反映不断演化的微观结构损伤或应力状态。这并不能取代传统的疲劳和断裂试验；它表明，工艺方向和监测方法能够揭示单一拉伸数值所掩盖的失效前兆。

环境同样会改变失效行为。当氢在酸洗、电镀、腐蚀、焊接或服役暴露过程中进入材料时，高强度钢可能容易发生氢辅助开裂。根据牌号和状态的不同，潮湿环境、含氯环境、阴极保护和持续拉应力都可能增加对应力腐蚀开裂或延迟开裂的担忧。因此，表面处理和清洗程序必须结合规定的强度水平和服役环境进行评估，而不能独立选择。

合理的设计应规定完整的材料状态：牌号、化学成分、熔炼路线、产品形态、取向、固溶处理、时效状态、最低抗拉和屈服性能、伸长率、硬度、韧性或疲劳要求以及检验限值。核心区别仍然至关重要：相变产生低碳马氏体基体；时效产生金属间化合物析出相，而大部分高强度正是由这些析出相提供的。失效行为反映了这两个阶段的共同作用，以及缺陷、残余应力、方向和环境的影响。不存在脱离这些历史条件而独立存在的单一“马氏体时效钢性能”。

AMS6515 作为标准案例研究

SAE AMS6515 说明，仅凭强度数值或名义合金类别，无法充分识别一种马氏体时效钢。其牌号描述为：

钢，马氏体时效钢，棒材、锻件、管材、环件，18.5Ni-12.0Co-4.9Mo-1.40Ti-0.10Al，双真空熔炼，退火状态。

这一表述在一行之内同时确定了化学成分、熔炼路线、供货状态以及数种允许的产品形态。该牌号并不只是“18Ni 马氏体时效钢”，也不能与所有以 18Ni、250 ksi 或马氏体时效钢名义销售的合金互换。SAE AMS6515 规定的是一种受控的材料与制造路线，其性能取决于钢材成形之前、成形过程中以及成形之后所经历的工艺。

AMS6515 的精确化学成分牌号

化学成分牌号为 18.5Ni-12.0Co-4.9Mo-1.40Ti-0.10Al。这些数值表示 AMS6515 牌号中的主要合金化元素：约 18.5% 镍、12.0% 钴、4.9% 钼、1.40% 钛和 0.10% 铝，其余为铁；规范还对碳、锰、硅、硫、磷及其他元素规定了限值。

低碳基体是其冶金学特征的核心。传统可淬硬钢的淬火态强度，很大程度上来自被困在马氏体中的碳。AMS6515 采用了不同的强化途径。固溶处理和冷却后，其铁-镍基体形成低碳板条马氏体，这种组织相对较软且具有良好的韧性。随后进行的时效处理，则通过细小金属间化合物相的析出及相关的短程有序化，使强度大幅提高。

ASM International 于 2018 年发布的 Maraging Steels 条目将这一钢类描述为超低碳、高镍钢，其中含有钴和钼，并在约 480 °C 发生金属间化合物析出。商用马氏体时效钢的屈服强度约为 1030 至 2420 MPa，这一宽泛范围反映的是牌号化学成分和热处理的差异，而不是某一种统一的固有性能。NASA 于 2018 年发布的材料说明将 18Ni(250) 认定为约 250 ksi，即约 1724 MPa；但这一名称只是强度等级的简写，不能替代完整的 AMS 产品规范。

镍在加工过程中稳定低碳奥氏体结构，并有助于冷却时形成马氏体。钴和钼参与析出强化体系；钛和铝也会影响析出相的数量、分布以及材料对时效的响应。各元素之间的精确平衡十分重要。按照 AMS6515 规定的含钴合金，不应被视为在化学成分上等同于 M789 这类无钴牌号，即使二者都被称为马氏体时效钢，并且经过适当加工后可能达到相近的强度水平。

这一差异区分了相变强化与析出强化。淬火形成马氏体基体；时效则形成高强度状态。2025 年发布的 NIST Internal Report 8582 将传统工艺顺序描述为：先进行固溶处理并淬火，以形成相对较软的马氏体；随后进行析出热处理，形成细小析出相，并获得高强度、延性和韧性。因此，基体并不是一个无关紧要的初始状态。其碳含量、形貌、位错结构和热历史，都会决定后续析出反应的进行方式。

双真空熔炼与退火状态

“双真空熔炼”是一项制造要求，而不是装饰性的质量标签。对于特种钢，这一术语通常指先进行真空感应熔炼，再进行真空电弧重熔。该路线可减少气体和有害夹杂物，改善化学成分均匀性，并使生产商能够更严格地控制用于制造高要求锻件、环件、管材和棒材的钢材。适用的 AMS 文本规定了可接受的熔炼工艺；重要的是，AMS6515 将该路线作为材料规范的一部分加以确定。

真空熔炼本身不会产生马氏体时效特性。它的作用是制备受控的初始材料。材料的硬化响应仍取决于固溶处理、冷却和时效。即使某炉次具有正确的名义化学成分，只要其偏析、夹杂物含量或热历史不同，也可能表现出不同的疲劳、断裂、尺寸稳定性或机加工性能。

牌号中的第二项状态是 退火。AMS6515 以退火状态供货，而不是以完全时效的最大强度状态供货。与最终的析出硬化状态相比，这种状态下的材料相对较软，从而便于在零件进行规定的固溶处理和时效处理之前完成机加工和成形。该术语还限制了采购方根据抗拉性能数值所能作出的推断：退火态棒材并不自动代表时效态成品零件的性能。

通常的冶金工艺顺序可以简要表述为：

1. 固溶退火使相关合金元素溶解，并建立适宜的奥氏体组织； 2. 冷却形成低碳板条马氏体； 3. 在适当温度附近进行时效，使金属间化合物析出并发生有序化； 4. 析出相的分布提高强度，同时较之强度相当的碳马氏体钢，保留更多延性和韧性。

规范必须控制的不只是最终时效温度。加热速率、保温时间、截面尺寸、淬火条件、先前的变形以及制造过程中的再加热，都可能改变材料的响应。这正是 AMS 牌号比“250 ksi 马氏体时效钢”这一说法更具信息量的原因。

覆盖的产品形态与规范用语

SAE AMS6515 涵盖棒材、锻件、机械用管、闪光焊环件及相关锻造料，但须符合文件中规定的尺寸、加工条件和要求。产品形态十分重要，因为棒材、锻件、管材和焊接环件不会经历完全相同的热梯度、变形历史或晶粒流线形态。

对机械用管的规定，将该材料与仅按承压用途或一般耐腐蚀要求定义的管材类别区分开来。机械用管作为制造成形结构产品进行评定，其尺寸、状态和机械性能要求与预期的制造路线相关。闪光焊环件增加了另一个工艺变量：环件通过在压力下连接受热材料制成，因此在验收和性能控制中，必须将焊接区域及后续热处理纳入考虑。锻造料可能以供后续锻造工序使用的状态交付，这意味着即使最终零件的几何形状尚未形成，其状态仍受到控制。

规范用语还区分了强制性要求与仅具有典型意义的内容。化学成分限值规定了炉次成分。熔炼要求规定了该炉次的生产方式。退火状态规定了供货状态。产品形态条款规定了哪些形状和制造路线属于文件覆盖范围。随后，检验和验收条款规定如何证明符合性，包括化学分析、机械试验、检查、尺寸测量，以及在适用情况下对不合格材料的修正或拒收。

当生产路线发生变化时，这一点更加重要。2025 年发布的 NIST Technical Note 2352 评估了采用激光粉末床熔融制造的无钴 M789 在固溶退火、两相区退火和时效方面的表现。该研究涉及不同的合金和不同的凝固工艺，其热处理结果不能直接转用于 AMS6515。NIST 于 2024 年开展的疲劳监测研究同样发现，激光粉末床熔融马氏体时效钢试样的硬度和刚度存在成形方向差异；同时，磁导率测量能够在失效前检测出疲劳损伤。因此，增材制造形成了一个独立的工艺—组织问题，其中涉及熔池几何形状、织构、孔隙率、残余应力以及各向异性的热处理响应。

AMS6515 体现了一个较早提出但至今仍然重要的工程认识：成分、熔炼、状态、形态、试验和验收共同构成相互关联的材料身份。合金名称只能说明其中一部分。

加工、制造与尺寸控制

马氏体时效钢通过两种性质显著不同的状态进行加工。固溶退火和冷却形成低碳铁–镍板条马氏体基体；与时效状态相比，该基体相对较软。随后在接近 480 °C 的温度进行处理，使强化性金属间化合物析出。这一区分对车间加工十分重要。材料通常在时效前进行成形和大量机械加工，随后在其强度、硬度和尺寸响应达到规定状态后进行最终时效和检验。

这并不是普通碳素工具钢意义上的相变硬化。碳含量被有意控制在很低的水平，因此冷却不会形成坚硬的、碳过饱和的马氏体。镍促进马氏体形成，而钴、钼、钛、铝及相关添加元素则支持时效过程中的析出和短程有序化。NIST Internal Report 8582（2025）将这一过程描述为先进行固溶处理和淬火，以形成相对较软的马氏体，随后进行析出热处理，从而产生细小析出物并获得高强度、延性和韧性。ASM International 报道的商业材料屈服强度范围为 1030 至 2420 MPa，但该范围涵盖不同的成分、产品形态和热处理工艺；不应将其用于未明确牌号的“马氏体时效钢”。

时效前后的机械加工

粗加工通常在退火态或固溶处理态进行。在该状态下，基体的硬度和切削抗力远低于时效钢，因此可以在较低的刀具负荷和较小的磨粒磨损下去除更多余量。但工件仍必须得到妥善支撑：薄壁、断续切削以及细长截面可能因残余应力释放而发生移动。当材料去除不均衡时，可能需要进行去应力处理或受控的中间工序。

因此，实际工艺顺序通常是先粗加工，再按规定进行稳定化处理或热处理，然后时效，最后精加工或磨削。必须为最终工序留出适当余量，因为时效可能引起虽小但具有重要意义的尺寸变化，尤其是在精密零件、长轴、薄环以及截面厚度不均匀的部件中。变化幅度取决于牌号和工艺，并非普遍适用的固定常数。工程图应明确尺寸适用于哪一种状态，热处理规程则应说明尺寸检验是在时效后、稳定化处理后，还是在两者之后进行。

时效态材料可以进行机械加工，但切削条件必须反映其更高的强度和硬度。析出态材料可能产生更高的切削力，并增加刀刃崩刃、发热以及加工表面产生残余拉应力的风险。硬质合金、陶瓷或其他刀具的选择，冷却液的使用方式，进给控制以及断续切削策略，都应纳入工艺鉴定，而不应直接照搬退火态材料的条件。对于严格公差，磨削可能更为合适，但磨削烧伤和表面拉应力仍需关注。低碳基体并不能消除对热处理敏感的问题。

牌号必须与加工计划一并明确。例如，SAE AMS6515 规定了一种双真空熔炼、退火态的 18.5Ni-12.0Co-4.9Mo-1.40Ti-0.10Al 钢，适用于该规范所确定的产品形态，包括棒材、锻件、管材和环件。该化学成分不能与 18Ni(250)、18Ni(300)、18Ni(350) 或 M789 这类无钴牌号互换。刀具寿命、时效后的预期硬度、允许的时效周期以及尺寸修正量都可能不同。

变形、残余应力与截面效应

固溶处理和冷却形成马氏体基体，而时效则通过析出改变基体。两个阶段都可能影响尺寸，但作用机制不同。从固溶处理温度淬火会产生温度梯度和残余应力。厚截面中心的冷却速度比表面慢；因此，板材、锻件、环件和空心产品在整个截面上会经历不同的冷却历程。随后，随着析出进行以及原先存在的应力发生松弛，时效会改变强度，并可能引起进一步的尺寸变化。

与高碳钢相比，马氏体时效钢通常具有较小的淬火变形，因为其马氏体转变伴随的体积变化相对较小。但这一优势并不意味着淬火在尺寸上没有影响。热收缩、截面间的温度差异、夹具约束、先前的冷作硬化以及不均匀的加工余量，仍可能使零件弯曲或变成椭圆形。大型锻件和环件尤其需要关注炉内装载、转移时间、淬火搅拌以及放置方向。名义上相同的工艺周期，在薄壁管材和重型棒材上可能产生不同结果。

残余应力还会影响后续机械加工。从固溶处理态板材的一侧去除材料，可能释放平衡应力并改变平面度；在时效后加工同一块板材，可能更有效地保持其原始形状，但此时必须切削强度高得多的材料。两种方案都不能自动视为正确。经过鉴定的工艺路线可能包括均衡去除余量的粗加工、去应力处理或中间热处理、半精加工、时效以及最终磨削。

温度均匀性是控制析出的核心。ASM International 指出，金属间化合物的析出温度约为 480 °C，但规定的保温时间和温度范围取决于牌号及适用文件。仅凭炉内指示仪，不能证明厚截面已经达到所需温度。装载热电偶、经过校准的炉温测量、受控升温速率以及有记录的保温时间，有助于确认整个零件都接受了预定处理。过时效可能降低强度，而欠时效可能使硬度和屈服强度低于规范要求。与碳钢相比，表面脱碳的重要性较低，但污染、氧化和炉内气氛仍可能影响表面状态及后续检验。

验证必须结合产品的位置和取向。硬度应在规定的表面或截面上测量，拉伸试样则应代表所要求的纵向、横向或切向方向。对于大型环件或锻件，单一且容易接近的表面不能确定其整体状态。时效后的尺寸检验应包括圆度、直线度、壁厚和基准之间的相互关系，而不仅是孤立的外径尺寸。

锻件、管材、环件与变形产品的差异

产品几何形状会改变时效前的热历史和机械历史。棒材的截面相对简单，而锻件可能包含局部厚度变化、流线方向变化和纤维取向差异。锻造变形能够细化组织并闭合内部不连续性，但最终热处理仍必须使最厚区域形成均匀的马氏体和析出组织。因此，锻造温度、变形量、模具充填情况以及锻后冷却都属于材料状态的一部分，而不仅仅是成形细节。

环件会产生周向和径向差异。其壁厚、镦粗或轧环历史、加工余量以及淬火方向都会影响残余应力和性能。根据规范和应用要求，拉伸取样可能需要沿纵向或切向进行。即使某个环件的外径处硬度合格，仍可能需要对壁厚方向和整个圆周进行单独检查。

管材兼具薄壁和较高的表面积与体积比。它可能冷却较快，并且比厚重锻件产生更小的壁厚方向温差；但此时椭圆度、壁厚变化、直线度和搬运变形变得更加重要。心轴、芯棒、支撑件和夹具可能在热处理过程中限制移动并产生局部应力。产品规范决定管材是以退火态、固溶处理态、时效态供应，还是需要满足额外的冷作要求。

变形产品的数据不能自动用于增材制造材料。采用激光粉末床熔融工艺制造的无钴 M789 含有与工艺相关的熔池边界、织构、孔隙和残余应力；这些特征在传统棒材和锻件原料中不存在，或者其分布方式不同。NIST Technical Note 2352（2025）评估了该材料的固溶退火、临界区退火及时效处理，说明必须针对成形工艺对热处理路线进行鉴定。NIST 2024 年开展的疲劳监测研究还发现，硬度和刚度存在成形方向差异。磁导率测量能够在断裂前检测疲劳损伤，因此可作为工艺监测和检验信号，但不能替代机械性能鉴定。在确定打印马氏体时效钢零件的性能时，必须记录几何形状、成形方向、支撑去除、热处理以及试样取向。

无钴马氏体时效钢与 M789

无钴牌号的开发原因

马氏体时效钢的定义，与其说取决于某一个强度数值，不如说取决于形成其微观组织的工艺顺序。钢材首先经过固溶退火并淬火，以形成低碳铁–镍板条马氏体。由于这种马氏体并非传统调质钢中经过常规淬火形成的碳过饱和马氏体，因此其硬度相对较低。随后在时效过程中，金属间化合物通过马氏体基体析出，强度才得以提高。

这一差异区分了相变强化与析出强化。淬火提供基体及其板条结构；时效则贡献了大部分最终强度。NIST 于 2025 年发布的《内部报告 8582》将传统工艺描述为：先进行固溶处理和淬火，形成相对较软的马氏体；随后进行析出热处理，形成细小析出物，并提高强度、延性和韧性。ASM International 介绍的析出温度约为 480 °C；商用马氏体时效钢的屈服强度范围为 1030 至 2420 MPa。

传统牌号的部分析出响应来自钴。在固溶处理期间，钴会降低钼在铁–镍基体中的溶解度，因此时效时能够形成数量更多的富钼强化金属间化合物颗粒。钴还会影响基体的相变和回火响应。其结果是形成高强度的一条有效途径，但也造成了对某种合金元素的依赖，而该元素的供应、成本和地缘政治集中度促使人们寻求替代方案。

因此，无钴材料的开发是材料设计层面的响应，而不只是简单的替代。研究人员寻求这样的成分：在不依赖钴的情况下形成数量相当的析出物，同时保留使马氏体时效钢具有独特性的低碳马氏体结构。所提供的研究说明将达到与 18Ni(250) 相当的强度和延性确定为开发目标。该目标十分重要，因为 18Ni(250) 不仅是一个名义成分；NASA 将其确定为一种强度等级约为 250 ksi、即约 1724 MPa 的马氏体时效钢牌号。

该参考牌号还具有明确的合金含义。SAE AMS6515 规定，这是一种经双重真空熔炼、退火处理的 18.5Ni-12.0Co-4.9Mo-1.40Ti-0.10Al 钢，产品形式包括棒材、锻件、管材和环件。该成分体现了传统的含钴路线：镍稳定低碳马氏体基体，钴和钼促进析出强化，而钛和铝参与强化相的形成。评价无钴牌号时，不能简单地从这一配方中去除 12.0% 的钴，同时假定其他所有变量保持不变。

含钴与无钴强化策略的比较

含钴和无钴马氏体时效钢具有相同的总体结构，但其实现强度的析出化学机制并不完全相同。在这两类钢中，低碳含量都会限制碳化物的形成，并使钢材淬火后能够形成坚韧且具有相对较好延性的板条马氏体基体。随后进行时效，形成纳米尺度的金属间化合物析出物，并可能伴随短程有序化。ASM 对热处理的描述也遵循这一顺序：固溶退火、马氏体形成、时效、析出以及短程有序化。

差异在于合金如何平衡溶质含量、基体稳定性和析出物形成。传统含钴牌号利用钴提高时效过程中钼析出的有效性。无钴牌号则必须通过其他变化进行补偿，包括调整镍、钼、钛、铝、铬或其他溶质元素的含量，改变析出物形成反应，以及精心选择固溶处理和时效处理制度。具体机制取决于牌号。“无钴马氏体时效钢”描述的是一个设计体系，而不是一种可以相互替换的化学成分规范。

因此，强度比较不能只看拉伸试验中的一个数值。某一牌号可能通过不同的析出物尺寸分布、不同的马氏体形貌，或基体强度与抗裂能力之间不同的平衡，达到相近的屈服强度。过时效会使析出物粗化并降低强度，而时效不足则会使可利用的强化反应未能充分完成。固溶处理还会控制有多少溶质保留在基体中以供析出，并影响原始微观组织的均匀性。

因此，无钴材料的开发追求的是一种平衡，而不是单一的最大强度值。要在保持相当延性的同时达到与 18Ni(250) 相当的强度，就必须控制两类组织：马氏体基体必须仍具备塑性变形能力，而析出物必须足够多且足够细小，能够阻碍位错运动，同时又不会造成严重脆化。名义上相近的抗拉强度，并不能证明两种材料在冶金学上等效。

M789 是这一广泛开发工作中的一种独立无钴牌号。不能将其描述为传统 18Ni 牌号的化学替代品，因为其成分、析出反应、热处理窗口以及对制造历史的响应都是独立的问题。牌号标识代表特定的合金体系和加工规范；这并不意味着用于 18Ni(250)、18Ni(300) 或 AMS6515 材料的固溶退火或时效制度可以未经验证直接转用。

采用激光粉末床熔融制造的 M789

激光粉末床熔融为冶金过程增加了另一层复杂性。材料在许多细小的扫描道和层中熔化并凝固，同时经历陡峭的热梯度、快速冷却和反复再加热；构建方向还可能引入织构和局部变化。因此，即使在传统时效开始之前，成形态材料中也可能已经存在偏析、残余应力、胞状亚结构以及不均匀的析出潜能。

对于激光粉末床熔融制造的 M789，热处理并不是一个固定不变的单一步骤。NIST 于 2025 年发布的《技术说明 2352》评估了这种无钴牌号的固溶退火、临界区退火和时效处理。固溶退火旨在重新分配溶质，并减小成形态热历史的影响。临界区退火则通过另一种途径，在时效前改变基体和相平衡。随后，时效决定强化析出物的尺寸、密度和分布。因此，即使合金粉末的名义成分相同，不同的工艺顺序仍可能改变硬度、拉伸性能、延性和各向异性。

增材制造工艺还使方向相关的测试成为必要。在 NIST 于 2024 年开展的一项增材制造马氏体时效钢研究中，激光粉末床熔融试样的硬度和刚度随构建方向而变化。这些差异反映了逐层凝固、缺陷群体、织构和热处理之间的相互作用。它们并不表明 M789 具有不同的基本强化原理；相反，它们说明加工路线会改变该强化原理的具体表现方式。

NIST 关于疲劳监测的研究还报告了另一项重要结果：磁导率测量能够在断裂前检测到疲劳损伤。马氏体时效钢会通过其马氏体和含析出物微观组织的变化响应机械损伤，而这些变化可能影响其磁学行为。对于增材制造材料而言，这种监测具有实用价值，因为疲劳性能除了受到析出状态影响外，还可能受到未熔合缺陷、表面状态、残余应力和构建方向的影响。

因此，M789 展现了无钴马氏体时效钢冶金学的核心要点。去除钴并不会将问题简化为修改配方。必须围绕其自身的析出化学机制设计该牌号，然后根据其初始微观组织采用相应的热处理制度。对于激光粉末床熔融制造而言，粉末、扫描历史、构建方向、成形后退火以及时效处理都会共同影响最终结果。

增材制造改变了冶金问题

采用激光粉末床熔融（LPBF）制造的时效马氏体钢，在进入热处理时，其组织并不像棒材、板材或锻件那样。传统工艺流程相对明确：固溶处理使合金元素溶入固溶体，淬火形成相对较软的低碳马氏体，随后在接近 480 °C 的温度下时效，析出金属间化合物并提高强度。NIST Internal Report 8582 (2025) 将这一流程描述为固溶处理和淬火，随后进行析出热处理；细小析出物可提供高强度、延性和韧性。增材制造则在这些工序之前插入了另一套热循环：反复熔化、快速凝固、后续扫描道和层带来的再加热、在受约束部件中的冷却，以及最终时效前有时进行的去应力处理。

这一差异很重要，因为相变强化和析出强化所发挥的作用不同。时效马氏体钢的主要强化机制并不是富碳马氏体。ASM International 将这一钢种系列描述为极低碳、高镍钢，并含有钴和钼等添加元素；其商业牌号的屈服强度范围为 1030 至 2420 MPa，金属间化合物析出发生在约 480 °C。马氏体基体为析出反应提供了结构基础，但硬度和屈服强度的大幅提升，主要来自时效过程中纳米尺度或接近纳米尺度的金属间相形成以及短程有序化。

LPBF 既改变了初始马氏体，也改变了后续析出物形成的路径。

激光粉末床熔融与定向微观组织

在 LPBF 中，聚焦激光扫描一层薄粉末，并形成一系列相互重叠的熔池。每个熔池都具有陡峭的温度梯度：熔合边界附近的材料被加热并发生部分重熔，而熔池上方的材料则快速冷却。随后形成的新层又会对前一层的一部分进行再加热。因此，一个部件包含的是许多局部热历史，而不是单一的炉内热处理过程。扫描方向、层厚、激光功率、扫描速度、道间距以及成形中断都会影响这一热历史。

快速凝固可能形成沿温度梯度排列的细胞状或柱状组织。这些温度梯度通常与成形方向具有密切关系，因此晶粒形貌和晶体学织构可能表现出方向性。尽管后续热处理可以减弱或消除其中一部分对比度，但在成形态下，熔池边界仍可能清晰可见。由此形成的组织不能简单地称为传统意义上的“淬火马氏体”；它是在一系列凝固和再加热事件之后形成的马氏体，并继承了这些事件造成的局部偏析和析出潜力。

缺陷带来了第二个问题。当相邻扫描道或层之间未能完全结合时，会形成未熔合孔隙。气孔可能源自粉末，也可能在熔化过程中被困住。匙孔不稳定则可能产生尺寸更大的不规则空洞。这些缺陷会减少承载面积，并充当疲劳裂纹的萌生位置；同时，缺陷相对于成形方向的位置也会影响测得的性能。由于激光加热区域在受到周围较冷且变形能力较低的材料约束时发生膨胀和收缩，因此还会产生残余应力。由此可能出现变形、微裂纹风险以及局部相稳定性变化。

成分决定了这些影响的重要程度。含钴牌号如 18Ni(250) 不能与无钴牌号视为可以相互替代的材料。NASA 2018 年的材料定义将 18Ni(250) 确定为约 250 ksi，而 SAE AMS6515 则规定了一种特定的双真空熔炼退火钢，其成分为 18.5Ni-12.0Co-4.9Mo-1.40Ti-0.10Al。该牌号与特定成分和产品形态相关，而不仅仅代表某一名义强度等级。无钴 M789 具有不同的合金配比，因此对偏析、马氏体形成、固溶处理和时效的响应也不同。

打印材料中的固溶处理与临界区退火

对于传统材料，固溶退火旨在使合金元素进入适宜的固溶体，以便材料在冷却过程中形成马氏体。对于 LPBF 材料，该处理还会作用于细胞状偏析、熔池残留组织、残余应力，以及反复再加热形成的不均匀组织。必须结合考虑温度和时间。能够溶解不良偏析的处理，也可能促进晶粒长大、改变织构，或改变孔隙和夹杂物的分布，但并不会将它们消除。

NIST Technical Note 2352 (2025) 专门评估了激光粉末床熔融无钴 M789 的固溶退火、临界区退火和时效。该研究不应被理解为为所有打印时效马氏体钢确立了一套通用工艺制度。它所确立的是：由于 LPBF 初始状态不同于传统加工材料，因此这些变量需要专门研究。

临界区退火尤其重要，因为它使钢处于一个温度区间内，此时的相组成可能不同于传统完全固溶处理所形成的相组成。对于打印合金，这种处理可能改变马氏体形貌、逆转变区域、偏析形态或奥氏体含量。其结果既可能影响时效前的硬度和延性，也可能改变随后金属间析出物的形成位置和形成方式。这种变化是否有利，取决于 M789 的成分、成形态致密度、此前的热循环以及所要求的力学试验方向。

时效仍然是析出强化步骤，但“在约 480 °C 下时效”只是冶金学描述，并不是完整的制造工艺指令。时间、温度、升温速率、此前的退火处理和冷却条件共同控制形核、长大、粗化和短程有序化。欠时效会使部分强化潜力未得到利用；过时效则可能导致析出物粗化并降低强度。打印材料还可能含有分布不均匀的形核位置，这些位置由细胞状偏析和熔池再加热产生。因此，在致密且经过去应力处理的 LPBF 试样上测得的时效响应，不能自动适用于所有几何形状或成形参数。

相变序列同样需要谨慎分析。低碳含量促使材料形成相对较软且韧的铁-镍马氏体基体，而不是普通调质钢中常见的高碳马氏体。随后，时效通过金属间化合物析出提供了大部分硬度增量。如果 LPBF 热循环产生残余奥氏体或逆转变奥氏体，或者退火改变了这些相的含量，那么最终结果所反映的就不只是析出物密度。

成形方向上的硬度和刚度差异

LPBF 部件通常会沿成形方向、横跨成形方向，有时还会沿与成形方向成一定角度的方向进行测试，因为其组织具有方向性。这些差异可能同时源于多个因素：柱状晶长大、晶体学织构、熔池边界、孔隙取向、残余应力以及对疲劳敏感的缺陷取向。热处理可以减小部分差异，但并不能保证性能各向同性。

NIST 2024 年的研究《增材制造时效马氏体钢疲劳的原位监测研究》报告了激光粉末床熔融时效马氏体钢试样在成形方向上的硬度和刚度差异。这一发现之所以重要，正是因为硬度和刚度并不是可以互换的测量指标。硬度受马氏体状态和析出物状态的影响很大；刚度则与弹性响应、织构、孔隙率和有效承载结构的关系更为密切。因此，具有方向性的硬度值可能表明时效状态或相组成存在差异，而具有方向性的刚度值则可能更多地指向织构、缺陷或残余应力。

同一项 NIST 研究还发现，磁导率测量能够在失效前检测出疲劳损伤。这一观察结果将磁响应与不断演化的微观组织和损伤联系起来，而不是将打印部件视为在裂纹可见之前始终具有力学均匀性的整体。这也说明，成形后的热处理与检测必须结合考虑。一种处理可能同时改变磁响应、硬度、残余应力和疲劳行为。

因此，实际的冶金问题并不是 LPBF 从抽象意义上说是否“适用于”时效马氏体钢，而是：特定的粉末化学成分、扫描策略、致密度、成形取向、退火路径和时效制度，能否形成受控的马氏体基体和受控的析出物群体，并使方向性性能达到可接受水平。对于含钴牌号和无钴 M789，答案可能不同。增材制造并没有取代时效马氏体钢的工艺序列；它使此前的热历史成为该序列的一部分。

测试、表征与原位疲劳监测

时效马氏体钢不能用单一的抗拉强度数值来表征。测得的响应取决于牌号、产品形态、热处理状态、试样取向以及制造工艺路线。固溶退火棒材、时效锻件，以及采用无钴 M789 制造的激光粉末床熔融零件，都可以被称为时效马氏体钢，但它们可能具有不同的析出物群体、缺陷结构和残余应力。

冶金过程顺序解释了其中的原因。与传统的淬火—回火钢不同，时效马氏体钢含碳量极低，其主要强度并非来自富碳马氏体。固溶退火和淬火会形成相对较软且含碳量低的铁—镍板条马氏体基体。随后通常在接近 480 °C 的温度下进行时效，形成细小的金属间化合物析出物，并促进短程有序化。ASM International 于 2018 年给出的描述列出了 1030 至 2420 MPa 的商业屈服强度，但这些数值代表的是不同成分和状态，而不是整个时效马氏体钢材料家族的某一个固有性能。

机械测试与方向相关的结果

拉伸测试应报告完整的材料状态，包括牌号、产品形态、固溶处理、时效处理、试样取向、测试温度和应变速率。屈服强度、抗拉强度、伸长率和断面收缩率会随时效时间发生显著变化。欠时效可能使强度低于规定状态，同时保留有用的延性；过时效则会使析出物粗化或改变析出物群体，即使尺寸稳定性发生变化，强度也可能降低。

在结果解释过程中，必须区分相变硬化和析出硬化。淬火确实会产生马氏体，但在低碳时效马氏体钢成分中，这种马氏体相对较软且具有较高韧性。NIST 于 2025 年发布的《内部报告 8582》将固溶处理和淬火描述为第一步，随后进行析出热处理，以形成细小析出物，并获得与时效状态相关的高强度、延性和韧性。因此，固溶处理材料的拉伸结果不能代表时效牌号材料的结果。

标准和牌号名称也需要谨慎对待。NASA 将 18Ni(250) 标定为约 250 ksi，即约 1724 MPa，但这一标定并不意味着每一种 18Ni 合金都与其等效。SAE AMS6515 规定了一种特定的双真空熔炼退火钢，其牌号为“18.5Ni-12.0Co-4.9Mo-1.40Ti-0.10Al”，供应形态包括棒材、锻件、管材或环件。不能想当然地将其化学成分和产品形态要求转用于无钴合金。

18Ni(200)、18Ni(250) 和 18Ni(300) 等含钴牌号利用镍、钴、钼、钛以及有时加入的铝来建立其析出响应。无钴 M789 是一个独立的合金体系，并非直接的化学替代品。其热处理窗口、析出物化学成分、残余奥氏体行为以及对制造缺陷的响应，都需要单独测量。NIST 于 2025 年发布的《技术注释 2352》专门评估了激光粉末床熔融 M789 的固溶退火、临界区退火及时效处理。

机械测试还必须考虑方向性。轧制或锻造产品可能因织构、偏析、夹杂物排列和流线而表现出纵向与横向差异。增材制造零件还会增加构建方向、层间界面、扫描策略、道间距、轮廓扫描以及热量积累等因素。在 NIST 于 2024 年开展的一项增材制造时效马氏体钢研究中，试样在硬度和刚度方面表现出随构建方向变化的差异。这一发现提醒我们，对于打印零件，不能自动认为各向同性材料模型必然有效。

疲劳测试应采用与服役状态相符的取向和表面条件。应力控制和应变控制测试可能揭示不同的损伤趋势，而裂纹扩展测试测量的是不同于光滑试样耐久性测试的另一种性能。对于增材制造材料，缺口试样、残余应力、表面粗糙度、未熔合孔隙、气孔和夹杂物可能主导测试结果。因此，当零部件评估取决于已有缺陷而非单纯名义强度时，还需要进行断裂韧度和疲劳裂纹扩展测试。

硬度、刚度与显微组织检查

硬度测试是一种快速状态检查手段，不能替代拉伸或疲劳表征。洛氏 C 标尺、维氏硬度和显微硬度测量可以识别时效引起的硬度增加，还可以绘制焊缝、构建体、热影响区或机械加工表面上的局部变化。对增材制造零件进行硬度梯度测量，可能揭示单一整体读数所掩盖的热历史差异。然而，不同硬度标尺之间的换算会引入不确定性，尤其是在极高硬度或存在梯度的情况下。

弹性刚度通常用杨氏模量、剪切模量或超声波测得的弹性模量来描述，而不是用硬度描述。与屈服强度相比，时效对弹性模量的影响通常不那么显著，但孔隙、裂纹、晶体学织构和构建方向仍可能造成可测量的差异。因此，NIST 关于构建方向的研究结果十分重要：刚度变化可能反映工艺结构、缺陷、织构或测量几何因素，不应仅仅因为合金具有相同的名义化学成分就将其忽略。

显微组织检查能够将这些测量结果与强化机制联系起来。光学显微镜可以显示先前熔池的几何形态、晶粒形貌、带状组织和宏观孔隙。扫描电子显微镜适用于断口和与析出物相关的衬度观察，而透射电子显微镜能够分辨细小至常规光学检查无法观察的纳米尺度金属间化合物颗粒。电子背散射衍射可以绘制板条马氏体束、晶体学织构、局部取向差和再结晶区域。X 射线衍射可用于辅助物相鉴定、残余应力测量，以及检测残余奥氏体或逆转奥氏体。

检查时应对比固溶处理材料、时效材料和疲劳材料。即使整体硬度相近，过时效、逆转奥氏体、析出物粗化和裂纹尖端变形也可能产生不同的特征。在激光粉末床熔融过程中，未熔合缺陷和未熔化粉末残留物可能比基体析出状态的变化更快地导致失效。有意义的报告应将观察到的断裂或疲劳行为与实际热循环联系起来，而不是将所有差异都归因于名义牌号。

作为疲劳监测信号的磁导率

磁导率磁导率 衡量材料支持磁通量难易程度的指标；应力、微观结构或损伤的变化可能改变测得的响应。

时效马氏体钢具有铁磁性，因此其磁响应可以提供有关应力状态、显微组织和损伤变化的信息。磁导率描述材料支持磁通通过的难易程度。塑性变形、位错重排、裂纹形成、残余应力和相变都可能改变磁畴行为，从而使测得的信号发生偏移。该响应并非疲劳损伤所独有，因此校准和测量条件控制至关重要。

NIST 于 2024 年开展的研究《增材制造时效马氏体钢的原位疲劳监测研究》报告称，磁导率测量能够在试样失效之前检测到疲劳损伤。这一结果具有重要意义，因为它表明磁导率可能成为一种非接触式或极少侵入式信号，用于在循环加载过程中跟踪损伤。磁导率变化趋势可能在可见裂纹或最终断裂出现之前，识别出从稳定变形向损伤加速发展的转变。

这一发现目前仍属于监测和研究成果，不能替代鉴定与合格评定。磁导率会受到合金化学成分、时效状态、构建方向、织构、残余应力、探头位置、提离距离、几何形状、温度和电磁历史的影响。因此，信号变化必须与配套证据建立相关性，例如载荷循环数据、应变测量、声发射、显微镜观察、裂纹长度测量或试后断口学分析。

正式的疲劳测试仍用于建立应力、循环次数、环境与失效概率之间的关系。断裂力学仍用于确定已知裂纹如何扩展，以及能否容许某一临界缺陷。零部件合格评定仍需要规定的材料控制、工艺鉴定、检验方法、验收标准和具有代表性的几何形状。磁监测可以提供早期预警或产生有价值的研究数据，但其本身不能为时效马氏体钢零件提供认证，也不能替代经过验证的损伤容限评估。

不含营销宣传的应用与选材逻辑

航空航天与工装领域

在航空航天和工装领域选择马氏体时效钢，是基于一组特定性能的组合，而非仅仅看抗拉强度。其基体是在固溶退火温度冷却过程中形成的超低碳铁—镍板条马氏体。这一转变只能使钢材获得中等程度的硬化：NIST Internal Report 8582 将随后进行析出处理前的淬火马氏体描述为相对较软。随后在约 480 °C 下进行时效，形成细小的金属间化合物析出物；ASM International 所确认的强化过程还包括短程有序化的贡献。

这一差异会影响材料加工成部件的方式。固溶处理后的零件可以在时效前进行机加工、成形或其他精加工，之后其强度会大幅提高。ASM International 在 2018 年报告的商业材料屈服强度为 1030 至 2420 MPa，而 NASA 将 18Ni(250) 确定为强度约为 250 ksi 的牌号。这些数值仅描述特定牌号和状态，并不代表所有以马氏体时效钢名义销售的钢材都具有这一通用性能。

因此，航空航天硬件可能包括这样的零件：其几何形状、质量以及热处理可达性使固溶处理状态有利于制造，而在关键机加工工序完成后再进行时效。工装领域则可能涉及冲模、模具或成形部件，在这些部件中，高抗压强度和高抗拉强度必须与尺寸受控同时实现。相关材料特性是低碳马氏体基体、析出响应以及能够规定热处理状态这几者的组合，而不是笼统宣称马氏体时效钢适用于所有承受高载荷的部件。

产品形态也会限制应用范围。例如，SAE AMS6515 规定了经双真空熔炼、退火状态的钢材，其成分牌号为 18.5Ni-12.0Co-4.9Mo-1.40Ti-0.10Al，并涵盖 棒材、锻件、管材和环件。围绕 AMS6515 制定的要求，不能仅通过标注“马氏体时效钢”来满足；熔炼工艺、化学成分、产品形态和退火状态都是材料定义的一部分。

当高强度不足以作为选材标准时

较高的屈服强度数值并不能证明材料具有足够的抗断裂性能、疲劳寿命、尺寸稳定性或制造适应性。马氏体时效钢通过在马氏体形成后引入析出物来强化，因此最终状态取决于固溶处理、冷却、时效温度、时效时间以及截面尺寸。在小型试样上能够形成预期析出状态的炉次循环，未必能在厚环件或锻件内部产生相同结果。因此，验证必须包括实际产品形态以及具有热代表性的部位。

韧性需要单独评估。低碳基体避免了许多传统调质钢中富碳马氏体状态所带来的相关问题，但韧性仍取决于牌号、夹杂物含量、前期加工过程、析出物群体和热处理。一份仅依据硬度或屈服强度制定的规范，可能无法反映缺口、紧固件孔、圆角或类裂纹缺陷处所要求的断裂行为。

疲劳性能又带来另一项限制。循环响应会受到表面质量、残余应力、夹杂物、孔隙率、几何形状和组织方向性的影响。这些因素在增材制造材料中尤其重要。NIST 于 2024 年发布的 In Situ Fatigue Monitoring Investigation of Additively Manufactured Maraging Steel 报告称，激光粉末床熔融试样的硬度和刚度存在沿构建方向的差异。同一项研究还发现，磁导率测量可以在失效前检测到疲劳损伤。这类监测结果并不能取代疲劳试验；它们表明，制造路径会造成可测量的组织差异和损伤差异，而名义上的牌号名称无法体现这些差异。

含钴牌号和无钴牌号也必须加以区分。18Ni(250) 等传统牌号的析出响应，来自含有较高比例镍、钴、钼以及根据具体牌号加入钛或铝的成分体系。无钴 M789 在成分上不能与这些牌号互换。NIST Technical Note 2352 于 2025 年发布，专门评估了激光粉末床熔融制造的无钴 M789 的固溶退火、临界区间退火和时效处理。该报告分别处理这些热循环，说明牌号和工艺路径会改变所需的热历史。

尺寸控制是另一项选材标准。低碳含量限制了由碳驱动的相变效应，但零件在马氏体形成和析出时效过程中仍会发生尺寸变化。必须根据规定的牌号和工艺路径确定加工余量、装夹方式、机加工顺序和测量温度。“低变形”不能替代经过测量获得的工艺数据。

使牌号、产品形态和状态与要求相匹配

选材应从适用的控制性规范和部件失效模式开始。应明确所需的屈服强度和抗拉强度、断裂韧性、疲劳性能、硬度范围、尺寸公差、腐蚀环境、截面尺寸以及允许采用的制造工艺。随后确定准确的牌号名称和标准，由其控制化学成分、洁净度、熔炼工艺、产品形态和交货状态。

下一步是将转变硬化与析出硬化区分开来。应确认固溶退火和淬火能够形成所需的马氏体组织，然后确认时效能够生成预期的金属间化合物析出物，同时避免过度时效。工艺记录应注明炉温均匀性、装炉方式、淬火条件、温度、时间和试样位置。仅凭硬度不足以提供充分证据；拉伸试验、韧性试验、金相检验和尺寸测量都应与鉴定计划相匹配。

对于变形加工材料，应将所需几何形状与标准允许的产品形态进行比较，例如 AMS6515 中的棒材、锻件、管材或环件，并考虑晶粒流线、变形量和截面厚度。对于激光粉末床熔融材料，则应分别对粉末状态、扫描策略、构建方向、成形后固溶处理、规定情况下的临界区间处理、时效、孔隙率和各向异性性能进行鉴定。只有当牌号成分、产品形态、加工路径、热处理状态和验证数据描述的是同一种材料状态时，最终选择才具有充分依据。

如何阅读马氏时效钢材料规范

马氏时效钢规范描述的不只是合金成分分析。它规定了由成分、熔炼、热处理、产品形态、试验和验收限值相互关联而成的完整链条。这一区别十分重要，因为马氏时效钢的强化并非主要依靠碳驱动的相变硬化。其固溶处理后的组织是低碳铁–镍板条马氏体，硬度相对较低；强度的大幅提升发生在后续时效过程中，此时会形成细小的金属间化合物析出相。

ASM International 将商业马氏时效钢描述为超低碳、高镍钢，其中含有钴、钼、钛和铝的不同组合。金属间化合物析出约在 480 °C 时发生，商业牌号的屈服强度范围为 1030 至 2420 MPa（ASM International，2018）。因此，仅标注“马氏时效钢”的材料说明遗漏了预测其性能所需的信息。

化学成分与熔炼工艺

应从确切的牌号标识开始，而不是从材料系列名称开始。“18Ni(250)”通常用于标识与约 250 ksi 屈服强度相关的强度等级，正如 NASA（2018）所述；但它不能取代具有控制效力的材料规范。不同的 18Ni 牌号在合金含量和规定的时效性能方面存在差异。含钴牌号通常利用钴和钼促进析出反应，而钛和铝则可参与形成强化相。碳含量会被有意控制在较低水平，使钢形成具有韧性的低碳马氏体基体，而不是依靠高碳马氏体相变。

SAE AMS6515 中的化学成分体现了实际规范所要求的精确程度。该规范涵盖 18.5Ni-12.0Co-4.9Mo-1.40Ti-0.10Al 钢，其牌号还标明产品为经过双真空熔炼和退火处理的棒材、锻件、管材及环件。这些数字并非非正式的牌号简称，而是规定了合金元素的名义含量；完整的 AMS 文件还给出了允许范围、残余元素限值和分析方法。

熔炼工艺属于材料身份的一部分。与控制程度较低的加工工艺相比，真空感应熔炼后进行真空电弧重熔，或采用其他规定的双真空工艺，可以减少夹杂物、溶解气体和偏析。如果标准要求特定的熔炼顺序，那么化学成分处于某一名义牌号范围内，并不能证明材料具有等同性。对于大型截面、承受疲劳载荷的零件和航空航天部件，这一点尤其重要，因为即使总体化学分析合格，夹杂物数量及偏析仍可能影响性能。

无钴牌号必须被视为独立的合金，而不能作为传统含钴材料的替代品来理解。M789 就是一个例子。其析出反应、热处理响应和可达到的性能均不同于含钴的 18Ni 牌号，因此不能简单照搬 18Ni(250) 的时效制度或强度预期来解释 M789 的规范要求。

热处理状态与力学性能

牌号旁标注的状态至关重要。固溶退火会溶解先前形成的析出相，并建立受控的奥氏体状态；随后冷却形成低碳板条马氏体。NIST Internal Report 8582（2025）将这一过程描述为：在后续析出处理之前，先形成相对较软的马氏体；之后通过析出处理生成细小析出相，并获得较高的强度、延性和韧性。正如 ASM 的热处理参考资料所总结的，在约 480 °C 时效会引发析出和短程有序化。

因此，“退火”和“时效”并不是可以互换的词语。退火棒材可能是为机加工或成形而供应的，其强度可能显著低于同一牌号经过时效后的状态。时效状态必须规定或引用温度、时间、冷却方法，有时还要规定允许的炉温偏差。这些细节会控制析出相的尺寸、数密度和过时效程度。部件时效时间过短，可能达不到规定的屈服强度；保温时间过长或温度过高，则可能导致析出相粗化并造成强度损失。

应将力学性能表与材料状态和截面尺寸结合起来阅读。屈服强度、抗拉强度、伸长率、断面收缩率、硬度和冲击韧性可能分别具有独立的要求。规定的最低抗拉强度并不能保证达到最低屈服强度，而室温要求也不能代表材料在其他温度下的性能。一些规范会对薄型和厚型产品规定不同的限值，因为冷却速率、偏析和热均匀性会随截面尺寸而变化。

试验方向同样重要。纵向拉伸性能可能不同于横向性能，尤其是在锻件、环件、板材和增材制造材料中。NIST Technical Note 2352（2025）评估了激光粉末床熔融无钴 M789 的固溶退火、临界间退火及时效，说明打印部件不能仅因形状不同就被视为锻材。NIST 于 2024 年开展的疲劳监测研究发现，激光粉末床熔融马氏时效钢的硬度和刚度会随成形方向而变化。该研究还报告称，磁导率测量能够在发生断裂之前检测出疲劳损伤。对于打印材料，成形方向、扫描策略、粉末状态、孔隙率限值和成形后热处理都应纳入工艺定义。

产品形态、试验与可追溯性

产品形态决定适用哪些要求。棒材、锻件、管材、环件、板材和粉末床熔融成形件可能具有不同的尺寸限值、取样位置、热处理规定和力学试验要求。例如，AMS6515 明确涵盖棒材、锻件、管材和环件，而不是马氏时效钢的所有可能形态。只标明化学成分而未标明产品形态的证书，存在重大信息缺口。

应检查试样如何取样以及其取向。规范可能要求进行纵向、横向、径向或切向试验，并将取样与某一炉次、批次、锻件或成品相关联。应确认硬度试验属于放行试验、补充检查，还是仅在规定条件下允许采用的替代试验。还应审查拉伸试验结果、冲击能、晶粒流线、表面缺陷、夹杂物、无损检测、尺寸和修复等方面的验收标准。“符合规范”只有在明确所引用的版本以及全部规定试验后才具有实际意义。

可追溯性应将成品与其炉号、熔炼路线、产品批次、热处理记录、化学分析、试样和检验结果建立关联。对于增材制造，还应增加粉末批次标识、粉末重复使用历史、设备、成形编号、成形方向和工艺参数记录。

实际阅读规范的顺序并不复杂：确定确切牌号；记录适用的 AMS 或其他标准及其修订版本；核实化学成分和熔炼工艺；说明材料是退火态、固溶处理态、时效态，还是以其他状态供应；确定产品形态和截面尺寸；结合试验方向和试样位置阅读每一项力学性能要求；随后检查验收标准和可追溯性记录。只有在这些项目均相互一致后，才能将两种马氏时效钢视为具有可比性。该材料类别由工艺与规范构成的完整链条所定义，而不是由某一种普适合金所定义。

参考文献

1. [1]ASM International. Maraging Steels. ASM Handbook, 2018. ASM Handbook, Volume 4A, Steel Heat Treating Fundamentals and Processes
2. [2]National Institute of Standards and Technology. NIST Internal Report 8582. NIST Internal Report, 2025. NIST Internal Report 8582
3. [3]National Institute of Standards and Technology. In Situ Fatigue Monitoring Investigation of Additively Manufactured Maraging Steel. NIST investigation, 2024. In Situ Fatigue Monitoring Investigation of Additively Manufactured Maraging Steel