CN101166844A - 硬化马氏体钢、使用其制备组件的方法及由此方法获得的组件 - Google Patents

硬化马氏体钢、使用其制备组件的方法及由此方法获得的组件 Download PDF

Info

Publication number
CN101166844A
CN101166844A CNA2006800139944A CN200680013994A CN101166844A CN 101166844 A CN101166844 A CN 101166844A CN A2006800139944 A CNA2006800139944 A CN A2006800139944A CN 200680013994 A CN200680013994 A CN 200680013994A CN 101166844 A CN101166844 A CN 101166844A
Authority
CN
China
Prior art keywords
trace
steel
described steel
preferred
hours
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CNA2006800139944A
Other languages
English (en)
Other versions
CN100580124C (zh
Inventor
雅克·蒙塔尼翁
菲利普·埃里捷
伊莎贝尔·佩斯莱尔布
克洛德·蒙斯
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
SNEMA MOTEURS
Aubert and Duval SA
Original Assignee
SNEMA MOTEURS
Aubert and Duval SA
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by SNEMA MOTEURS, Aubert and Duval SA filed Critical SNEMA MOTEURS
Publication of CN101166844A publication Critical patent/CN101166844A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN100580124C publication Critical patent/CN100580124C/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/04—Hardening by cooling below 0 degrees Celsius
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/28—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for plain shafts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明涉及一种钢，其特征在于含有下列以重量百分比表示的组成：C＝0.18～0.30％、Co＝5～7％、Cr＝2～5％、Al＝1～2％、Mo+W/2＝1～4％、V＝痕量～0.3％、Nb＝痕量～0.1％、B＝痕量～50ppm、Ni＝10.5～15％且Ni≥7+3.5Al、Si＝痕量～0.4％、Mn＝痕量～0.4％、Ca＝痕量～500ppm、稀土元素＝痕量～500ppm、Ti＝痕量～500ppm、O＝痕量～200ppm(如果钢是通过粉末冶金法获得的)或O＝痕量～50ppm(如果钢于空气中或真空下由熔融金属制备所得)、N＝痕量～100ppm、S＝痕量～50ppm、Cu＝痕量～1％和P＝痕量～200ppm，其余的为铁和生产过程中不可避免的杂质。本发明还涉及使用所述钢制备组件的方法及由此方法获得的组件。

Description

硬化马氏体钢、使用其制备组件的方法及由此方法获得的组件
技术领域
本发明涉及马氏体钢，其通过双工系统(duplex system)进行硬化，即通过使用钢的合适组合物和热时效工序所得的金属间化合物和碳化物的析出进行硬化。
背景技术
这种钢必须具有：
-非常高的机械强度，但同时还需要具有高韧性和延性，即脆性断裂敏感性低；必须在高温下(即达至400℃的温度)保持非常高的强度；
-良好的疲劳性能，特别是其不含有有害夹杂物，例如TiN和氧化物；该特征必须通过合适的组成以及小心地控制熔融金属的生产条件而获得。
而且，其必须是表面可硬化(case-hardened)和可氮化的，以便可以硬化其表面，赋与该表面高耐磨性。
这种钢主要应用在传动轴的生产，尤其是用于飞机发动机。
在本中请中，优异的高温机械强度的要求不允许使用碳钢，其强度从200℃开始退化。常规使用的为马氏体时效钢，其在高达350～400℃的温度下具有良好强度。在温度超过此范围的情况下，可进行回火工序，以改变其结构。
文件US-A-5,393,388提出了一种钢组合物，其用于改善耐热性，以及尤其用于改善疲劳性能、延性和韧性。该组合物的缺点在于需要具有高Co含量(8～16％)，这导致钢价格高昂。
发明内容
本发明的目的在于提供能够用于尤其是生产机械组件(例如是传动轴或结构部件)的钢，其具有进一步改善的在高温下的机械强度，以及具有使其仍然适于这些用途的疲劳性能以及脆度。目的是使这种钢的生产成本低于现有用于这些用途的最具功效的钢。
因此，本发明涉及一种钢，其特征在于含有下列以重量百分比表示的组成：
-C＝0.18～0.30％
-Co＝5～7％
-Cr＝2～5％
-Al＝1～2％
-Mo+W/2＝1～4％
-V＝痕量～0.3％
-Nb＝痕量～0.1％
-B＝痕量～50ppm
-Ni＝10.5～15％且Ni≥7+3.5Al
-Si＝痕量～0.4％
-Mn＝痕量～0.4％
-Ca＝痕量～500ppm
-稀土元素＝痕量～500ppm
-Ti＝痕量～500ppm
-O＝痕量～200ppm(如果钢是通过粉末冶金法获得的)或O＝痕量～50ppm(如果钢于空气中或真空下由熔融金属制备所得)
-N＝痕量～100ppm
-S＝痕量～50ppm
-Cu＝痕量～1％
-P＝痕量～200ppm
其余的为铁和生产过程中不可避免的杂质。
优选其含有C＝0.20～0.25％。
优选其含有Cr＝2～4％。
优选其含有Al＝1～1.6％，更优选1.4～1.6％。
优选其含有Mo≥1％。
优选其含有Mo+W/2＝1～2％。
优选其含有V＝0.2～0.3％。
优选其含有Nb＝痕量～0.05％。
优选其含有Si＝痕量～0.25％，更优选痕量～0.10％。
优选其含有Mn＝痕量～0.25％，更优选痕量～0.10％。
优选其含有Ti＝痕量～100ppm。
优选其含有O＝痕量～10ppm。
优选其含有N＝痕量～50ppm，更优选痕量～10ppm。
优选其含有S＝痕量～10ppm，更优选痕量～5ppm。
优选其含有P＝痕量～100ppm。
优选地，其马氏体转变温度Ms大于或等于140℃，且Ms＝550-350×C％-40×Mn％-17×Cr％-10×Mo％-17×Ni％-8×W％-35×V％-10×Cu％-10×Co％+30×Al％℃。
本发明还涉及由钢制备组件的方法，其特征在于包括下列步骤，用于在组件完工前为组件提供明确的形状：
-制备具有上述组成的钢；
-锻造此钢；
-在600～675℃进行4～20小时软化回火工序，其后于空气中进行冷却；
-在900～1000℃进行至少1小时的溶液加热处理，其后迅速在油或空气中进行冷却，以防止奥氏体基体中晶粒间碳化物的析出；
-任选于-50℃或以下，优选-80℃或以下，进行低温处理工序，使所有奥氏体转变成马氏体，温度比Ms低200℃或更多，至少一个处理工序持续至少2个小时；
-任选于150℃～250℃对所得的马氏体进行4～16小时软化处理工序，然后于静止的空气中进行冷却；
-于475～600℃，优选490～525℃进行5～20小时时效硬化。
还可以对该组件进行氮化工序或表面硬化工序。
本发明还涉及机械组件或结构部件，其特征在于其是根据上述方法进行制备的。
其中，特别的，其可以是发动机的传动轴、发动机悬置装置或起落装置元件。
如将要说明的，本发明首先基于其特征在于一种钢组合物，其特别是含有较低的Co含量从而有别于现有技术。相应地调整其它合金元素的含量，尤其是Al、Mo、W、Ni的含量。此外，也提出了优化的热处理工序。
这些钢具有的塑性域(plastic domain)(抗张强度Rm和屈服强度Rp0.2之差)在碳钢和马氏体时效钢中间。对于马氏体时效钢，所述的差非常低，使导致高屈服强度但在其超过(exceeded)时就会急速破裂。本发明的钢在这方面具有能够通过硬化相和/或碳的比例进行调整的特性。
本发明的钢可以在淬火状态下使用适于硬度为45 HRC的工具进行加工。其介于马氏体时效钢(由于其具有含碳量低的软马氏体，其可以在未处理的淬火状态下进行加工)和碳钢(其必须在退火状态下进行加工)中间。
本发明基于通过联合使用β-NiAl型金属间化合物和M2C型碳化物使得以进行硬化工序，以及基于在时效硬化工序中形成的逆变奥氏体(reversion austenite)，其通过形成夹层结构为马氏体提供延性(板条马氏体之间少量％的逆变奥氏体)。
必须避免氮化物的形成，尤其是具有脆化作用的Ti和Al；因此排除任何Ti的加成(可允许的最大值为500ppm，更优选100ppm)，且尽量将N的值限制到最低，通过将其限制以防止AlN的形成。
对于它们的硬化和非脆化特性，优选Fe含量非常低的Cr、Mo、W和V的M2C碳化物。它们通过Mo和W而得以稳定。Mo和一半的W含量的总含量必须至少为1％。为了不损害可锻性，以及不形成Fe7Mo6型的μ相的金属间化合物(参见Cr和V)，一定不能超过Mo+W/2＝4％。优选Mo+W/2在1～2％之间。
Cr和V是″亚稳″碳化物M2C稳定化的前体。V形成″阻塞″晶粒接合点以及限制晶粒在高温下的热处理工序中增大的碳化物。为了不促使非所需要的μ相的金属间化合物的形成，一定不能超过V＝0.3％。优选V在0.2～0.3％之间的含量。
Cr(至少为2％)的存在会降低V碳化物的含量，并提高M2C的含量。为了不形成μ相，和M23C6碳化物，一定不能超过5％。优选不能超过4％。
相对于μ相，C的存在可促使M2C的生成。然而，过量会导致偏析和Ms的降低。其含量必须在0.18～0.30％之间，优选0.20～0.25％。
Co会延迟位错的恢复，并因此延缓高温下马氏体中过度的时效机理。因此其得以维持高的耐热性。然而，令人怀疑的是，如上所述由于Co会促使μ相的生成，导致现有技术具有Fe-Ni-Co-Mo的马氏体时效钢的硬化，其大量的存在导致可用于形成M2C碳化物的Mo和/或W数量的减少，所述碳化物根据理想而值得促进的机理进行硬化。建议的Co含量(5～7％)与其它元素的含量是这些优点和缺点之间的折衷结果。
Ni和Al是相关的。如果，相对于Ni，Al的含量太高，没有可能实现逆变奥氏体。如果有过多的Ni，NiAl型硬化相的水平会大幅度降低，而在溶液中保留大量的Al。在淬火工序结束时，必须没有残留奥氏体且剩下的必定为马氏体结构。因此，如果淬火工序使用固体CO2，Ms必须≥140℃。根据常规的公式计算出Ms：Ms＝550-350×C％-40×Mn％-17×Cr％-10×Mo％-17×Ni％-8×W％-35×V％-10×Cu％-10×Co％+30×Al％℃。为此必须根据其它元素调整Ni的含量。需要Al＝1～2％，优选1～1.6％，更优选1.4～1.6％，以及Ni＝10.5-15％，且Ni≥7+3.5Al。理想地，Al为1.5％且Ni为12～13％。这样可有利于NiAl的存在，其会提高抗张强度Rm，且发现该抗张强度不会因Co含量较低而变差。屈服强度Rp0.2以与Rm相同的方式受影响。
与US-A-5 393 388中已知的钢相比，其中为了提供高延性和韧性，非常高的逆变奥氏体含量是理想的，为了获得高温下的高机械强度，本发明提倡含有硬化B2相(尤其是NiAl)。依照对于Ni和Al所定的条件可确保足以保留适于预期的用途的延性和韧性的逆变奥氏体含量。
可加入B，但为了不使钢的可锻性变差，其不可多于50ppm。
本发明的一个特征还在于能够用W替代至少一部分Mo。就一当量原子分数来说，W与Mo相比在固化过程中较少偏析，且通过形成对温度表现稳定的碳化物，可在高温下提供机械强度。其缺点在于成本高，且其能够与Mo联合使用从而优化成本。按照规定，Mo+W/2必须为1～4％之间，优选1～2％。为了限制钢的成本，优选保留Mo为1％的最低含量。
如果炼钢是在空气中进行，且在Nb和/或V碳氮化物中N是固定的，为了防止脆化氮化物AlN的形成，N最多可以为100ppm。为了使N≤50ppm，或≤10ppm，优选在真空下进行炼钢。
Cu最多可以是1％。其能够使用其ε相而包括在硬化工序中，且Ni的存在限制了它的有害的影响。
一般，必须要将例如P和S等的能够于晶粒接合点偏析并使晶粒脆化的元素控制在下列限度内：S＝痕量～50ppm，优选痕量～10ppm，更优选痕量～5ppm，且P＝痕量～200ppm，优选痕量～100ppm。
可以使用Ca作为抗氧化剂，其最终发现有残留量(≤500ppm)。同样地，按照用于精炼熔融金属的工序最终可以保留残余的稀土元素(≤500ppm)。
可接受的氧气含量取决于钢是通过粉末冶金法而获得还是通过在空气中或真空下由熔融金属生产所得而变化。在第一个情况下，可容许最多为200ppm的含量。在第二个情况下，最大含量为50ppm，优选10ppm。
作为实例，测试了钢的样品，其组成(重量百分比)显示在表1中：
A(参照物)  B(参照物)  C(本发明)  D(本发明)  E(本发明)
    C％ 0.233  0.247  0.239  0.244  0.247
    Si％ 0.082  0.031  0.031  0.037  0.030
    Mn％ 0.026  0.030  0.033  0.033  0.030
    S ppm 1.0  7.3  3.8  6.1  6.7
    P ppm 54  ＜30  ＜30  ＜30  ＜30
    Ni％ 13.43  13.31  12.67  12.71  13.08
    Cr％ 2.76  3.08  3.38  3.38  3.29
    Mo％ 1.44  1.53  1.52  1.53  1.53
    Al％ 0.962  1.01  1.50  1.50  1.49
    Co％ 10.25  10.35  6.18  6.24  6.33
    Cu％ 0.014  ＜0.010  0.011  0.012  0.011
    Ti％ ＜0.020  ＜0.020  ＜0.020  ＜0.020  ＜0.020
    Nb％ ＜0.0050  ＜0.0050  ＜0.0050  ＜0.0050  0.054
    B ppm ＜10  ＜5  ＜5  29  ＜5
    Ca ppm ＜50  ＜50  ＜50  ＜50  ＜50
    N ppm ＜3  13  13  12  14
    O ppm ＜3  4.8  3.4  4.4  7.7
    V％ ＜0.010  0.252  0.245  0.254  0.253
表1：测试样品的组成
参照物钢A对应为US-A-5 393 388的钢，因此具有高Co含量。
参照物钢B对应为与钢A相当的钢，其中在不改变Co含量的情况下加入V。
钢C对应为本发明，尤其是与钢A和B相比，提高了其Al的含量，降低了Co的含量。
本发明的钢D进一步加入B。
本发明的钢E进一步加入Nb。
这些样品按下列条件由200kg锭铁进行锻造(forged)成75×35mm的扁钢条。于1250℃下进行至少16个小时均化处理工序，然后进行用于分割锭铁的粗结构的第一个锻造工序；在温度再次达到1180℃后对横截面为75×75mm的半制成品进行锻制；最后，将每个半制成品放置在950℃的烘箱中，然后，在此温度下，将其锻制成75×35mm的扁钢条，通过这些连续的工序使其粒状结构被精炼。
锻造后，对样品进行下列处理：
-在900℃进行1小时的溶液加热处理，其后在空气中进行冷却；
-于-80℃进行8个小时的低温处理工序；
-于495℃进行5小时时效硬化，其后在空气中进行冷却。
样品的特性(抗张强度Rm，弹性极限Rp0.2，伸长率A5d，收缩率Z，回弹性KV，HRC硬度，ASTM粒度)在表2示出。在此情况下，它们是在标准的环境温度下进行测量的。
Rm(Mpa)     Rp0.2(Mpa) A5d(％) Z(％) KV(J) HRC   粒度ASTM
    A     2176     1956     11.2    58   25/27   55.3   8
    B     2218     2002     9.9    56   26/30   56.3   8/9
    C     2316     2135     9.5    49   20/24   57.6   8
    D     2328     1997     8.9    43   21/22   57.9   8
    E     2303     1959     10    47   16/19   57.6   9
表2：测试样品的特性
可见本发明的样品C、D和E具有远大于参照物样品A和B的抗张强度。弹性极限至少为相同的数量级。与抗张强度的测量相反，如果进行了所述的热处理工序，则降低延性(面积减少和断裂伸长率(reduction of areaand elongation at break))和回弹性。
参照物样品B显示出仅向钢A加入V，仅仅改善某些特性，且其改善比例大多数低于本发明的例子。
特别是，在本发明的例子中增加Al，并保持高含量Ni，导致出现更多的硬化相NiAl，且其为改善抗张强度的一个重要的因素。
为了获得本发明优先的高机械强度向样品D和E分别加入B和Nb是不必要的。
所进行的其它实验，尤其是对样品C所进行的实验，使得确定除了进行处理工序外，在溶解前于至少600℃的温度下进行软化回火工序对于在溶液加热处理过程中钢完全重结晶是必须的。例如，软化回火工序可在650℃下进行8个小时，然后在空气中进行冷却。因此，由热机械转化(thermomechanical transformation)直接所得的产品易于进行最后完成工序(修整、去皮、加工...)，其赋予组件明确的形状。
在650℃进行8个小时软化回火工序并于空气中进行冷却后，在935℃下进行1个小时的溶液加热处理，其后在油中进行冷却，然后，于-80℃进行8个小时的低温处理工序，然后于200℃进行8小时(对于抗拉试验试片)或16小时(对于回弹性试验试片)消除应力的工序，接着，于500℃进行12小时时效(ageing)工序，其后在空气中进行冷却，使获得ASTM粒度为8以及下列的机械特性：
-在20℃下，纵向：Rm＝2271MPa；Rp0.2＝1983MPa；A5d＝11.8％；Z＝57％；KV＝27J；
-在20℃下，横向：Rm＝2273MPa；Rp0.2＝2023MPa；A5d＝8.8％；Z＝41％；KV＝22～24J；
-在400℃下，纵向：Rm＝1833MPa；Rp0.2＝1643MPa；A5d＝11.1％；Z＝58％。
因此在纵向20℃下，抗张强度、延性和回弹性之间取得优异的折衷。在横向下，回弹性保持着可接受的值。而且，在400℃，保持着很高的抗张强度，因此本发明的钢有效地克服了上述的问题。
一般，为了最终获得的组件具有理想的特性，本发明的最佳热处理钢的方法是在锻造组件坯后，并在最后完成工序(finishing operation)前给予该组件明确的形状：
-在600～675℃进行4～20小时软化回火工序，然后于空气中进行冷却；
-在900～1000℃进行至少1个小时的溶液加热处理，然后迅速在油或空气中进行冷却，以防止奥氏体基体中晶间碳化物的析出；
-任选于-50℃或以下，优选-80℃或以下，进行低温处理工序，使所有奥氏体转变成马氏体，温度比Ms低200℃或更多，至少一个处理工序中持续至少2个小时；尤其是对于Ni含量较低的组成，此低温处理工序是不太有利的；
-任选于150℃～250℃对淬火后所得的马氏体进行4～16小时软化处理工序，然后于静止的空气中进行冷却；
-于475～600℃，优选490～525℃进行5～20小时时效硬化。
本发明的钢的优选用途是作为机械工程和结构部件的耐用组件，其需要在低温下具有2200MPa～2350MPa的抗张强度，结合延性和回弹性，其至少等于最佳的高强度钢的特性，并在高温下(400℃)具有1800MPa的抗张强度和最佳的疲劳特性。
本发明的钢还具有可表面硬化和可氮化的优点。因此，其能够赋予使用此钢的组件高耐磨性。其对于所述预期的应用是尤其有利的。

Claims (22)

1.一种钢，其特征在于含有下列以重量百分比表示的组成：
-C＝0.18～0.30％
-Co＝5～7％
-Cr＝2～5％
-Al＝1～2％
-Mo+W/2＝1～4％
-V＝痕量～0.3％
-Nb＝痕量～0.1％
-B＝痕量～50ppm
-Ni＝10.5～15％且Ni≥7+3.5Al
-Si＝痕量～0.4％
-Mn＝痕量～0.4％
-Ca＝痕量～500ppm
-稀土元素＝痕量～500ppm
-Ti＝痕量～500ppm
当钢是通过粉末冶金法获得时，O＝痕量～200ppm；或当钢于空气中或真空下由熔融金属制备所得时，O＝痕量～50ppm
-N＝痕量～100ppm
-S＝痕量～50ppm
-Cu＝痕量～1％
-P＝痕量～200ppm
其余的为铁和生产过程中不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的钢，其特征在于其含有C＝0.20～0.25％。
3.根据权利要求1或2所述的钢，其特征在于其含有Cr＝2～4％。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢，其特征在于其含有Al＝1～1.6％，优选1.4～1.6％。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢，其特征在于其含有Mo≥1％。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的钢，其特征在于其含有Mo+W/2＝1～2％。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的钢，其特征在于其含有V＝0.2～0.3％。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的钢，其特征在于其含有Nb＝痕量～0.05％。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的钢，其特征在于其含有Si＝痕量～0.25％，优选痕量～0.10％。
10.根据权利要求1～9中任一项所述的钢，其特征在于其含有Mn＝痕量～0.25％，优选痕量～0.10％。
11.根据权利要求1～10中任一项所述的钢，其特征在于其含有Ti＝痕量～100ppm。
12.根据权利要求1～11中任一项所述的钢，其特征在于其含有O＝痕量～10ppm。
13.根据权利要求1～12中任一项所述的钢，其特征在于其含有N＝痕量～50ppm，优选痕量～10ppm。
14.根据权利要求1～13中任一项所述的钢，其特征在于其含有S＝痕量～10ppm，优选痕量～5ppm。
15.根据权利要求1～14中任一项所述的钢，其特征在于其含有P＝痕量～100ppm。
16.根据权利要求1～15中任一项所述的钢，其特征在于其马氏体转变温度Ms大于或等于140℃，且Ms＝550-350×C％-40×Mn％-17×Cr％-10×Mo％-17×Ni％-8×W％-35×V％-10×Cu％-10×Co％+30×Al％℃。
17.由钢制备组件的方法，其特征在于其包括下列步骤，用于在组件完工前为组件提供明确的形状：
-制备具有权利要求1～16中任一项所述组成的钢；
-锻造所述钢；
-在600～675℃进行4～20小时软化回火工序，然后于空气中进行冷却；
-在900～1000℃进行至少1小时的溶液加热处理，其后迅速在油或空气中进行冷却，以防止奥氏体基体中晶粒间碳化物的析出；
-于475～600℃，优选490～525℃进行5～20小时时效硬化。
18.根据权利要求17所述由钢制备组件的方法，其特征在于其进一步包括在-50℃或以下，优选-80℃或以下进行低温处理工序，使所有奥氏体转变成马氏体，温度比Ms低200℃或更多，至少一个处理工序持续至少2个小时。
19.根据权利要求17或18中任一项所述由钢制备组件的方法，其特征在于其进一步包括在150℃～250℃对所得的马氏体进行4～16小时的软化处理工序，然后于静止的空气中进行冷却。
20.根据权利要求17～19中任一项所述由钢制备组件的方法，其特征在于所述组件还进行表面硬化或氮化工序。
21.机械组件或结构部件组件，其特征在于其是根据权利要求17～20中任一项所述的方法制备所得。
22.根据权利要求21所述的机械组件，其特征在于其为发动机传动轴。
CN200680013994A 2005-04-27 2006-04-20 硬化马氏体钢、使用其制备组件的方法及由此方法获得的组件 Active CN100580124C (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR0504254 2005-04-27
FR0504254A FR2885141A1 (fr) 2005-04-27 2005-04-27 Acier martensitique durci, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue
FR0507482 2005-07-12

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101166844A true CN101166844A (zh) 2008-04-23
CN100580124C CN100580124C (zh) 2010-01-13

Family

ID=35159774

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN200680013994A Active CN100580124C (zh) 2005-04-27 2006-04-20 硬化马氏体钢、使用其制备组件的方法及由此方法获得的组件

Country Status (2)

Country Link
CN (1) CN100580124C (zh)
FR (1) FR2885141A1 (zh)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102131947A (zh) * 2008-07-15 2011-07-20 奥贝尔&杜瓦尔公司 具有低的钴含量的硬化马氏体钢、由这种钢制造零件的方法以及如此获得的零件
CN102016083B (zh) * 2008-02-20 2013-06-19 奎斯泰克创新公司 低成本、超高强度、高韧性钢
CN103667965A (zh) * 2013-11-08 2014-03-26 铜陵安东铸钢有限责任公司 一种耐低温耐腐蚀合金钢材料及其制备方法
CN109663906A (zh) * 2017-10-13 2019-04-23 株式会社沙迪克 金属粉末层压造形用的金属粉末材料
CN115478212A (zh) * 2021-05-31 2022-12-16 宝武特种冶金有限公司 一种碳化物和金属间化合物复合强化的超高强度钢及其棒材制备方法

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
PL2126150T3 (pl) * 2007-01-12 2011-10-31 Rovalma Sa Stal narzędziowa obrabiana na zimno o doskonałej spawalności
FR2947565B1 (fr) * 2009-07-03 2011-12-23 Snecma Traitement cryogenique d'un acier martensitique a durcissement mixte
FR2947566B1 (fr) * 2009-07-03 2011-12-16 Snecma Procede d'elaboration d'un acier martensitique a durcissement mixte
CN101798659B (zh) * 2010-04-07 2012-01-04 朝阳鸿翔冶炼有限公司 用于不锈耐酸钢的低碳低磷镍铬铁合金的制备方法
JP6166953B2 (ja) * 2012-06-06 2017-07-19 大同特殊鋼株式会社 マルエージング鋼
US10337079B2 (en) 2015-05-22 2019-07-02 Daido Steel Co., Ltd. Maraging steel
US10378072B2 (en) 2015-05-22 2019-08-13 Daido Steel Co., Ltd. Maraging steel

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB1089934A (en) * 1964-10-28 1967-11-08 Republic Steel Corp High strength steel alloy composition
JPS5161B1 (zh) * 1967-09-18 1976-01-05
US5087415A (en) * 1989-03-27 1992-02-11 Carpenter Technology Corporation High strength, high fracture toughness structural alloy
US5393488A (en) * 1993-08-06 1995-02-28 General Electric Company High strength, high fatigue structural steel
JP3750202B2 (ja) * 1996-02-21 2006-03-01 日本精工株式会社 転がり軸受
US6146033A (en) * 1998-06-03 2000-11-14 Printronix, Inc. High strength metal alloys with high magnetic saturation induction and method
DE60033772T2 (de) * 1999-12-24 2007-10-31 Hitachi Metals, Ltd. Martensitaushärtender Stahl mit hoher Dauerfestigkeit und Band aus dem martensitaushärtenden Stahl
JP2002161342A (ja) * 2000-11-24 2002-06-04 Daido Steel Co Ltd 強度、耐疲労性及び耐食性に優れた構造用鋼
JP2002161308A (ja) * 2000-11-24 2002-06-04 Daido Steel Co Ltd 高強度、高耐疲労構造用鋼の製造方法
JP2002167652A (ja) * 2000-11-28 2002-06-11 Daido Steel Co Ltd 高強度・高耐疲労特性に優れた薄板材

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102016083B (zh) * 2008-02-20 2013-06-19 奎斯泰克创新公司 低成本、超高强度、高韧性钢
CN102131947A (zh) * 2008-07-15 2011-07-20 奥贝尔&杜瓦尔公司 具有低的钴含量的硬化马氏体钢、由这种钢制造零件的方法以及如此获得的零件
CN103667965A (zh) * 2013-11-08 2014-03-26 铜陵安东铸钢有限责任公司 一种耐低温耐腐蚀合金钢材料及其制备方法
CN103667965B (zh) * 2013-11-08 2016-07-13 铜陵安东铸钢有限责任公司 一种耐低温耐腐蚀合金钢材料及其制备方法
CN109663906A (zh) * 2017-10-13 2019-04-23 株式会社沙迪克 金属粉末层压造形用的金属粉末材料
CN109663906B (zh) * 2017-10-13 2021-07-16 株式会社沙迪克 金属粉末层压造形用的金属粉末材料及三维造形物
CN115478212A (zh) * 2021-05-31 2022-12-16 宝武特种冶金有限公司 一种碳化物和金属间化合物复合强化的超高强度钢及其棒材制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN100580124C (zh) 2010-01-13
FR2885141A1 (fr) 2006-11-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN100580124C (zh) 硬化马氏体钢、使用其制备组件的方法及由此方法获得的组件
US9175370B2 (en) Hardened martensitic steel having a low cobalt content, process for manufacturing a part from steel, and part thus obtained
US8152938B2 (en) Hardened martensitic steel, method for producing a component from this steel and component obtained in this manner
CN102016083B (zh) 低成本、超高强度、高韧性钢
KR102020385B1 (ko) 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법
US10472706B2 (en) High strength, high toughness steel alloy
CN101815797B (zh) 含钴量低或不含钴的硬化马氏体钢、由其制造组件的方法以及由此方法获得的组件
CN111511936B (zh) 用于冷镦的线材、使用其的加工产品、及其制造方法
US20130037182A1 (en) Mechanical part made of steel having high properties and process for manufacturing same
EP2357262A1 (en) Crankshaft and production method therefor
US5660648A (en) Microalloyed steel for hot forging free of subsequent quenching and tempering, process for producing hot forging, and a hot forging
CN111270131B (zh) 马氏体系不锈钢零件及其制造方法
CN109790602B (zh) 钢
JP5080708B2 (ja) 非調質鋼鍛造加工品及びその製法、並びにそれを用いた内燃機関用コンロッド部品
JP3738003B2 (ja) 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材およびその製造方法
JP4291941B2 (ja) 曲げ疲労強度に優れた軟窒化用鋼
JP2768062B2 (ja) 高強度強靭鋼の製造方法
KR20100103243A (ko) 초고강도 스프링강
KR100957306B1 (ko) 냉간 단조강 및 그 제조 방법
JPH1143737A (ja) 結晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用鋼とその製造方法
KR101140911B1 (ko) 조질합금강급 Ｖ-Ｆｒｅｅ비조질강의 제조방법
KR100262440B1 (ko) 저온볼.너트용 cr-mo(-b)강재 및 그의 제조방법
JPS61166919A (ja) 高靭性非調質温間鍛造品の製造方法
CN111479938B (zh) 热处理固化型高碳钢板及其制造方法
KR101481168B1 (ko) 자동차용 샤프트 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant