电渣Maraging 300合金钢 高强度钢C300 3J33钴基时效钢 3J33B圆棒

电渣Maraging 300合金钢 高强度钢C300 3J33钴基时效钢 3J33B圆棒

18Ni(300)时效钢 00Ni18Co9Mo5TiAl，俗称 18NI300 MA300 T300 C300

18NI300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，时效时微小变形，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的应用。成分规范

Nil8马氏体时效钢

钢号         C≤          Ni               Co            Mo       Si≤  Mn       ≤ Ti           Al        P≤     S≤

18Ni300 0.03 17.50~18.50 7.00~8.00 4.25~5.25 0.12 0.10 0.30~0.50 0.05~0.15 0.01 0.01

这种钢有三种型号，其屈服强度分别为1350MPa、1650MPa和1950MPa，这类钢的杂质含量很低，需要经一次或二次真空冶炼。并含有0.003%B、0.002%Zr和0.005%Ca以清除杂质并帮助改善热塑变加工性能。

热处理工艺包括850℃～870℃固溶处理，空冷或水淬，再在480℃时效3h。除了Co之外，加入的合金元素都降低Ms点，但可保持Mf点**室温，这样固溶化后淬冷下来都能完全转化为马氏体。时效析出硬化相主要是小片状引起析出硬化，而Mo则是时效硬化的主要元素。

调整时效温度、时间，可获得不同的强度。时效温度过高(>600℃)，因钢的

点低，会引起奥氏体形成，这种奥氏体由于高度合金化，使Ms点降低到室温以下，而稳定的保留下来。如果需要高强度，可以在时效前对原低碳马氏体进行50%形变量的冷塑性变形加工。

在高抗拉强度下，这种钢仍具有优良的冲击韧性，而且具有强化缺口的作用，其缺口强度与抗拉强度之比在1．35～1．65之间。时效前进行50%的冷变形加工，可将上述名义强度提高到1700 MPa、2000 MPa和2100MPa。

C250时效钢具有工业应用**的马氏体时效钢，是20世纪60年代初由**镍公司(INCO)首先开发出来的。1961～1962年间该公司B0.F0.Decker等人，在铁镍马氏体合金中加入不同含量的钴、钼、钛，通过时效硬化得到屈服强度分别达到1400、1700、1900MPa的18Ni(200)、18Ni(250)和18Ni(300)钢，并首先将18Ni(200)和18Ni(250)应用于火箭发动机壳体。这类钢种的出现，立即引起了各国冶金工作者的高度重视。60年代的中、后期是马氏体时效钢研究和开发的黄金时代。这期间，**镍公司和钒合金钢公司(VasCo)又研制出了屈服强度达到2400MPa的18Ni(350)。研究工作者们还对马氏体时效钢的加工工艺、各种性能和强韧化机理进行了大量工作，同时还探索了屈服强度高达2800和3500MPa的所谓400级和500级马氏体时效钢。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。在此期间，马氏体时效钢在工模具领域也有了一定市场。与此同时，前苏联和联邦德国等国也开始了马氏体时效钢的研究。到了70年代，日本因开发浓缩铀离心机，对马氏体时效钢进行了系统、深入的研究。进入80年代以来，由于钴价不断上涨，无钴马氏体时效钢的开发**了很大进展，如美国的T一250(18Ni一3Mo一10.4Ti—0.1A1)、日本的14Ni一3Cr一3Mo一10.5Ti合金、韩国的w一250(18Ni一40.5w一10.4Ti—0.1A1)和前苏联的H161~6M6(16Ni一6V一6Mo)均相继问世。这些钢不仅使生产成本降低了20%～30%，而且性能也十分接近相应强度水平的含钴马氏体时效钢。

主要生产工艺有冶炼、热加工、冷加工、焊接、热处理和表面处理。

冶炼

一般采用真空感应炉熔炼加真空自耗炉重熔的双真空冶炼工艺。对于强度级别在1500MPa以下的钢种，可以采用非真空冶炼，或非真空冶炼加电渣重熔的工艺。但对高强度级别和用途重要的钢种，必须采用双真空冶炼工艺。在真空自耗重熔时，应严格控制电流和熔池温度，以免钢锭产生严重的枝状偏析。

热加工

马氏体时效钢在高温下具有良好的热塑性，其热加工性与1Crl8Ni9Ti大体相同。对于钛、钼含量较高的钢种，钢锭凝固时容易发生这些元素的微观偏析，热加工后形成各向异性的带状显微结构。减轻或消除微观偏析的有效措施，是选择合适的钢锭尺寸和热加工时进行充分的高温均质化处理。为了防止由于Ti(C，N)等化合物沿奥氏体晶界析出引起的高温缓冷脆性，热加工后应尽量避免工件在1100～750C温度区间内缓冷或停留。为了获得细晶粒和较佳力学性能，终锻应在较低温度下(950～850C)，以较大的变形量(大于25%)完成。

冷加工

在固溶状态下冷加工性非常好。拉拔、冷轧、弯曲、深冲等加工都容易进行。钢的加工硬化指数为0.02～0.03，与普通钢相比低一个数量级。因此，加工过程中*软化退火即可进行90%以上变形量的冷加工。

焊接

良好的焊接性是马氏体时效钢的优点之一。几乎所有的焊接工艺都能适用。焊丝成分与被焊钢成分基本相同，焊前不必预热，焊后不处理也不会产生裂纹，直接时效后，接头系数即可**过90%。

热处理

热处理工艺简单是马氏体时效钢的另一重要优点。钢经热加工后，在冷加工和时效强化之前应进行固溶处理。目的在于：溶解热加工后余留的沉淀物；使基体溶有充足的强化元素；并获得均匀的高位错密度的全马氏体组织。固溶温度通常采用820～840℃，固溶时间为每25ram厚度1h，固溶后空冷，冷却速度对组织和性能影响不大。马氏体时效钢的高强度是通过时效处理得到的。时效温度一般为480℃，强度级别高的钢种可采用510¨C，时效时间为3～6h，时效后空冷。时效后在马氏体基体上，析出大量弥散的和**显微的金属间化合物质点，使材料强度成倍提高而韧性损失较小。

马氏体时效钢的性能还可通过奥氏体形变，或马氏体形变，或两者结合得到提高。奥氏体形变处理使奥氏体晶粒尺寸减小到10um以下，从而得到具有一定延性的，强度大于3500MPa的马氏体时效钢。在固溶后和时效前进行的马氏体形变处理，由于产生更多的位错，通常可使强度提高200MPa。固溶前的马氏体形变，能细化奥氏体晶粒并增加钢时效后的强度。

表面处理

如果不进行表面处理，马氏体时效钢的抗磨性和疲劳强度并不比普通高强钢好。因此对于这种用途的零件，必须进行表面处理(气体渗氮、离子氮化或离子注入等)。离子氮化可使18Ni(250)钢滚动轴承的接触疲劳寿命提高1倍以上。

应用马氏体时效钢已在包括火箭发动机壳体，导弹壳体，铀同位素离心分离机的高速转简，直升飞机起落架，高压容器，转轴，齿轮，轴承，高压传感器，紧固件，弹簧，以及铝合金挤压模和铸件模，模具，冷冲模等工模具等方面获得广的应用。

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