CN101815797B - 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 - Google Patents

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 Download PDF

Info

Publication number
CN101815797B
CN101815797B CN2008801032873A CN200880103287A CN101815797B CN 101815797 B CN101815797 B CN 101815797B CN 2008801032873 A CN2008801032873 A CN 2008801032873A CN 200880103287 A CN200880103287 A CN 200880103287A CN 101815797 B CN101815797 B CN 101815797B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
trace level
assembly
carry out
make
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.)
Active
Application number
CN2008801032873A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101815797A (zh
Inventor
雅克·蒙塔尼翁
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.)
Aubert and Duval SA
Original Assignee
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 Aubert and Duval SA filed Critical Aubert and Duval SA
Publication of CN101815797A publication Critical patent/CN101815797A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN101815797B publication Critical patent/CN101815797B/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
    • C21D6/004—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
    • 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
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/58—Oils

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)

Abstract

本发明涉及钢，其特征在于含有下列以质量百分比表示的组成：C＝0.20～0.30％；Co＝痕量水平-1％；Cr＝2～5％；Al＝1～2％；Mo+W/2＝1～4％；V＝痕量水平～0.3％；Nb＝痕量水平～0.1％；B＝痕量水平～30ppm；Ni＝11～16％，其中Ni≥7+3.5Al；Si＝痕量水平～1.0％；Mn＝痕量水平～2.0％；Ca＝痕量水平～20ppm；稀土元素＝痕量水平～100ppm；如果N≤10ppm，Ti+Zr/2＝痕量水平～100ppm，其中Ti+Zr/2≤10N；如果10ppm＜N≤20ppm，Ti+Zr/2＝痕量水平～150ppm；O＝痕量水平～50ppm；N＝痕量水平～20ppm；S＝痕量水平～20ppm；Cu＝痕量水平～1％；P＝痕量水平～200ppm；其余为铁和生产过程中不可避免的杂质。本发明还涉及由所述钢制造组件的方法以及由此方法获得的组件。

Description

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
技术领域
本发明涉及通过双重系统(duplex system)进行硬化的马氏体钢，也就是其通过析出由合适的钢组成和时效热处理操作所获得的金属间化合物和碳化物而进行硬化。
背景技术
所述钢提供了：
-非常高的机械强度，但同时还提供高韧性和延性，即低脆性断裂易感性；在热状态(温度高达400℃数量级)下也能保持这种非常高的强度，
-良好的疲劳性能，特别是其不包含有害夹杂物，例如氮化物和氧化物；该特性必须通过合适的组成和液体金属的精细生产条件而获得。
此外，为了能够硬化其表面使表面在润滑摩擦过程中具有高耐磨损性，其是表面可硬化的(case-hardenable)、可氮化的或可碳氮化的(carbonitribable)。
可以设想，所述钢的应用涉及需要结构组件或传动组件在动应力下和感应加热或环境加热(induced or ambient heating)条件下必须兼有非常强的负载的机械工程的所有领域。非穷尽的可举的例子有传动轴(transmission shafts)、变速箱轴(gearbox shafts)、轴承(bearing shafts)等。
对热状态下具有优异机械强度的需求妨碍了强度从200℃下降的碳钢或被称为“低合金(slightly alloyed)”的钢在一些应用中的使用。此外，当这些钢经过处理以获得大于2000MPa的机械强度时，其韧性通常不符合要求，而且，通常它们的“真实”屈服强度比其在牵引测试(traction test)中测定的最大强度要小得多：因此屈服强度是在这种情况下成为不利的主要指标。可以使用马氏体时效钢，其屈服强度与其抗张强度的最大值基本相近，在高达350-400℃具有满足要求的强度水平，并且其在具有非常高的机械强度的同时还提供良好的韧性。然而，这些马氏体时效钢相当系统地(quite systematically)包含高含量的镍、钴和钼，所有元素均非常昂贵且其原材料市场上的价格变化显著。这些马氏体时效钢还含有能够显著影响二次硬化(secondary hardening)的钛，但由于形成氮化物TiN，钛又是马氏体时效钢的疲劳强度降低的主因，即使仅包含千分之几(a few tenths ofa percentage)，也几乎不可能防止在钢的生产中形成氮化物TiN。
文献US-A-5,393,388已经提出了没有添加钛而发生了二次硬化的钢组合物，其用于提高在热状态下的耐性并且特别是提高疲劳、延性和韧性方面的性能。该组合物的缺陷在于需要高含量的Co(8-16％)，使钢的造价非常高。(注意：在本文中，各种元素的所有含量都表示为重量百分数。)
文献WO-A-2006/114499提出了硬化的马氏体钢的组合物以及适合该组合物的热处理操作的优化顺序，且与US-A-5,393,388中公开的现有技术相比，其优势在于仅需要较低的钴含量，即5-7％。通过调整其它元素的含量和相应的热处理操作的参数，有可能获得具有一系列机械性能非常符合要求的组件(尤其是在航空应用中)。具体而言，这些机械性能包括，在冷状态下2200Mpa～2350Mpa的抗张强度、至少与最佳高强度钢相等的延性和弹性，以及在热状态(400℃)下1800Mpa数量级的抗张强度、和最佳疲劳性能。
由于其硬化是通过同时硬化析出金属间化合物和M2C型碳化物实现的，所以这种钢被视为具有“双重硬化(duplex hardening)”。
然而，这种钢仍包含相对显著量的钴。由于该元素在任何情况下都很昂贵，并且其在原材料市场上的价格易于出现明显波动，因此重要的是寻找从根本上进一步减少其含量(presence)的方式，尤其在用于比航空应用更常见的机械应用的材料中。
发明内容
具体而言，本发明的目的是提供可以用于特别是制造机械组件(例如传动轴)或结构元件的钢，所述钢具有进一步提高的热状态下的机械强度，以及具有使其仍然适合所述应用的疲劳性能和脆度。特别是，由于钴含量进一步显著地降低，与目前已知用于这些应用的最有效的钢相比，这些钢还具有较低的生产成本。
因此，本发明涉及一种钢，其特征在于含有下列以重量百分数表示的组成：
-C＝0.20～0.30％
-Co＝痕量水平-1％
-Cr＝2～5％
-Al＝1～2％
-Mo+W/2＝1～4％
-V＝痕量水平～0.3％
-Nb＝痕量水平～0.1％
-B＝痕量水平～30ppm
-Ni＝11～16％，其中Ni≥7+3.5Al
-Si＝痕量水平～1.0％
-Mn＝痕量水平～2.0％
-Ca＝痕量水平～20ppm
-稀土元素＝痕量水平～100ppm
-如果N≤10ppm，Ti+Zr/2＝痕量水平～100ppm，其中Ti+Zr/2≤10N
-如果10ppm＜N≤20ppm，Ti+Zr/2＝痕量水平～150ppm
-O＝痕量水平～50ppm
-N＝痕量水平～20ppm
-S＝痕量水平～20ppm
-Cu＝痕量水平～1％
-P＝痕量水平～200ppm
其余为铁和生产过程中不可避免的杂质。
其优选包含C＝0.20～0.25％。
其优选包含Cr＝2～4％。
其优选包含Al＝1～1.6％，优选1.4～1.6％。
其优选包含Mo≥1％。
其优选包含Mo+W/2＝1～2％。
其优选包含V＝0.2～0.3％。
其优选包含Ni＝12～14％，且Ni≥7+3.5Al。
其优选包含Nb＝痕量水平～0.05％。
其优选包含Si＝痕量水平～0.25％，优选痕量水平～0.10％。
其优选包含O＝痕量水平～10ppm。
其优选包含N＝痕量水平～10ppm。
其优选包含S＝痕量水平～10ppm，优选痕量水平～5ppm。
其优选包含P＝痕量水平～100ppm。
测定的马氏体转化温度(martensitic transformation temperature)Ms优选大于或等于100℃。
测定的马氏体转化温度Ms优选可以大于或等于140℃。
本发明还涉及由钢制造组件的方法，其特征在于在赋予所述组件确定形状的修整(finishing)步骤前包括以下步骤：
-制备具有以上组成的钢；
-至少一个用于使所述钢成型的操作；
-在600-675℃进行软化回火操作4-20小时，然后在空气中冷却；
-在900-1000℃进行固熔热处理至少1小时，然后在油中或空气中急速冷却，以防止奥氏体基体中晶粒间碳化物析出；
-在475-600℃、优选490-525℃进行5-20小时时效硬化操作(hardeningageing operation)。
所述方法优选进一步包括在-50℃或以下、优选-80℃或以下进行低温处理操作，使所有奥氏体转化为马氏体，所述温度比测定的Ms低150℃或更多，至少一个处理操作持续至少4小时且最多50小时。
所述方法优选进一步包括用于软化粗马氏体的处理操作，包括在150-250℃进行4-16小时退火，然后在静止空气中进行冷却。
所述组件还优选经受表面硬化操作或者氮化或碳氮化操作。
氮化操作可以在时效循环中进行。
优选地，该氮化操作在490-525℃进行5-100小时。
可以在固熔热处理之前或与固熔热处理同时，在热循环过程中进行氮化或表面硬化或者碳氮化操作。
本发明还涉及机械组件或者结构元件组件，其特征在于其根据上述方法制造。
具体而言，其可以是发动机传动轴(engine transmission shaft)、发动机悬挂装置(engine suspension device)、起落架元件(landing gear element)、变速箱元件(gearbox element)或轴承。
具体实施方式
可以理解，本发明首先基于与WO-A-2006/114499构成的现有技术不同的钢组合物，具体是Co含量非常低，不超过1％，且通常能够被限制在生产过程中产生的不可避免的痕量水平。显著存在的其它最常见合金元素的含量仅被稍加改进，但必须小心控制一些杂质的含量。
在本发明所述的那些类型的马氏体钢中能够完全免除(dispensing)通常添加的钴，这是特别惊人的结果。因此，本发明的钢不再包含显著量的贵重添加元素(除了镍以外，然而其含量与现有技术相比并没有增加)。在生产过程中仅需要特别注意将氮的含量限制在最大20ppm，以尽可能防止氮化铝的形成。因此，对钛和锆的最大含量也必须进行限制，以防止其与残余的氮形成氮化物。
这些钢的中间塑性偏差(intermediate plastic deviation，耐断裂性Rm和屈服强度Rp0.2之间的偏差)处于碳钢和马氏体时效钢之间。马氏体时效钢的偏差非常低，因而具高屈服强度，但一旦超出就会急速断裂。本发明的钢在这方面的特性能够通过硬化相和/或碳的比例进行调整。
本发明的钢可以在退火状态下利用适于硬度为45HRC的工具进行加工。其介于马氏体时效钢(由于其具有碳含量低的软马氏体，所以能够在粗退火状态下进行加工)与碳钢(其基本上必须在退火状态下进行加工)之间。
在本发明所述的那些类型的钢中，在逆变奥氏体(reverted austenite)的存在下进行“双重”硬化，即通过联合使用β-NiAl型金属间化合物和M2C型碳化物而获得，所述逆变奥氏体通过在硬化时效操作中由扩散富集的镍而形成/稳定，其由于形成三明治结构(在硬化马氏体的支柱(struts)之间有少量％的稳定和可延性奥氏体)而在结构上具有延性。
必须防止氮化物的形成，尤其是正脆化的Ti、Zr和Al的氮化物：其会降低韧性和疲劳强度。由于这些氮化物在Ti、Zr和/或Al存在下，可以析出1ppm至数ppm的N，且常规生产方法使其难以实现N含量低于5ppm，本发明的钢符合以下规定。
任何添加的Ti都原则上受限(最大允许值：100ppm)，且N尽可能受限。根据本发明，N的含量必须不超过20ppm，优选不超过10ppm，而Ti的含量必须不超过N含量的10倍。
然而，可以预计，为了固定残留的氮并由此防止氮化物AlN的有害析出，生产结束时在减压下向炉内按比例添加钛。然而，由于必须防止液相中形成氮化物TiN(由于其变得粗糙(5-10μm或更高))，仅可以针对液体金属中最大残留含量的氮(10ppm)进行钛的添加，并且永远不超过该残留氮值的10倍。例如，对于生产结束时N终含量为8ppm，任选添加的钛的极限量为80ppm。
有可能用Zr部分或完全代替Ti，这两种元素的性质非常相似。由于它们的原子质量比为2，如果除了Ti外还添加Zr或者用Zr代替Ti，则必须将Ti+Zr/2的总数作为比例的基础，并且必须说明的是，当N≤10ppm时，
-Ti+Zr/2必须总是≤100ppm；
-并且，Ti+Zr/2必须≤10N。
如果N的含量大于10ppm且小于或等于20ppm，则Ti和Zr应该被认为是需要避免的杂质，并且Ti+Zr/2的总数必须不超过150ppm。
在制造操作结束时任选添加的稀土金属也可以有助于固定部分N、以及S和O。在这种情况下，必须保证稀土金属的残留量保持小于100ppm，且优选小于50ppm，因为当它们以高于所述数值存在时，这些元素使钢变脆。一般认为，稀土金属(例如La)的氧氮化物比Ti或Al的氮化物的危害小，原因在于它们的球形形状可以使其较不易作为引发疲劳断裂的位置。然而，尽管如此，利用常规的谨慎制造技术使这些杂质在钢中的保留量尽可能小是有利的。
为了完成液体金属的脱氧/脱硫，可以用钙进行加工。优选用任选添加的Ti、Zr或稀土金属进行该加工。
由于其硬化和非脆化的性质，优选包含极少量Fe的Cr、Mo、W和V的碳化物M2C。相对于平衡的碳化物M7C3和/或M6C和/或M23C6，碳化物M2C是亚稳定的。用Mo和W使其稳定。Mo含量和W的一半含量之和必须至少为1％。然而，不应使Mo+W/2超过4％，从而不降低可煅性(或者一般为热状态下的可变形性)，且不形成Fe7Mo6型的μ相的金属间化合物，μ相是常规马氏体时效钢的必要硬化相之一，但不希望其存在于在本发明的钢中。优选地，Mo+W/2为1％-2％。防止能够使晶粒结合(grainjoints)变脆的非硬化的Ti碳化物的形成还需要将本发明的钢的Ti含量强制限制在100ppm。
Cr和V为激活“亚稳定的”碳化物的形成的元素。
V还形成MC型的碳化物，该碳化物在高达溶解温度的温度下稳定，且“封闭”晶粒边界并在高温的热处理操作过程中限制晶粒的扩大。V必须不超过0.3％，从而在溶解循环(dissolution cycle)中不在V的碳化物中固定过量水平的C，以免损害Cr、Mo、W、V的碳化物M2C，其中，期望所述碳化物M2C在随后的时效循环中析出。优选地，V的含量在0.2和0.3％之间。
Cr的存在(至少2％)可使V的碳化物的水平降低，使M2C的水平增高。但必须不超过5％，从而不过度促进稳定碳化物、尤其是M23C6的形成。优选地，Cr不超过4％，从而更好地确保不存在M23C6，且不过度降低马氏体转化的起始温度Ms。
相对于μ相，C的存在促进了M2C的出现。然而，过量可导致偏析(segregation)、Ms降低，并在工业规模的生产过程中带来问题：应力裂纹(在快速冷却过程中的表面裂缝)的易感性、过度坚硬的马氏体在粗淬火状态下的难加工性等。其含量必须为0.20-0.30％，优选为0.20-0.25％，从而不赋予组件过度的硬度，这种硬度可能需要在退火状态下加工。如果在预期应用中需要非常高的表面硬度，则可以通过表面硬化、氮化或碳氮化使组件的表面层富含C。
Co延迟了位错的回复，并因此减缓了马氏体在热状态下的过时效过程(excessive ageing mechanisms)。可以理解，其由此可以在热状态下保持高水平的抗张强度。然而，另一方面，怀疑由于Co促进了上述μ相的形成，μ相使具有Fe-Ni-Co-Mo的现有技术的马氏体时效钢硬化，其大量存在会减少可用于形成M2C碳化物的Mo和/或W的量，而根据机理，M2C碳化物有助于期望促进的硬化。
另一方面，钴略微提高了延展/脆性转化温度，这样是不利的，尤其在镍含量相当低的组合物中，然而，与能够在其它钢中发现的相反，钴并不明显提高本发明组合物的转化温度Ms，并由此在该方面也没有任何明显优势。
在WO-A-2006/114499的钢中提出Co含量(5-7％)与其它元素的含量的组合，是在这些各种优势和劣势之间寻求折衷的结果。
然而，本发明人已经发现，与本发明领域内的冶金学专家目前的偏见相反，钴的存在对于在双重硬化的马氏体时效钢中获得(尤其是)高水平的机械强度并不是绝对必要的。不使用钴甚至可以具有在抗张强度Rm与韧性Kv之间提供更好折衷的优势。然而，必须同时具有与一些杂质的含量相关的耐性，并且优选伴随着一些元素含量的调整以确保足够高的测定温度Ms。
Ni和Al与本发明相关，其中，Ni必须为≥7+3.5Al。由于B2型(例如NiAl)纳米金属间相的析出，它们是与大部分(significant part)时效硬化相关的两种主要元素。在热状态下(高达约400℃)，这个相赋予大部分的机械强度。由于其降低马氏体的延展/脆性转换温度，镍也是降低解理脆性(cleavage brittleness)的元素。如果Al的水平与Ni相比太高，在时效过程中在硬化析出物NiAl析出之后，马氏体基体在镍方面的消耗太高。由于马氏体相中镍含量的降低导致其延展/脆性转换温度升高，从而导致其在接近环境温度的温度变脆，这降低了韧性和延性的指标。此外，镍促进了逆变奥氏体的形成和/或在时效循环中稳定了残余的(可能存在的)奥氏体部分。这些过程(mechanism)提高了钢的延性和韧性的指标，还提高了钢的结构稳定性。如果时效的基体过度消耗镍，则损害或抑制这些特有的过程(characteristic mechanisms)：不再存在任何用于逆变奥氏体的可能。另一方面，如果有过多水平的Ni，则会由于逆变奥氏体水平增大(其中Al大量留在固溶体(solution)中)使NiAl型硬化相的水平过度降低。
在退火结束时，必须没有残余奥氏体(＜3％)，并且必须留下充足的马氏体结构。为此，必须调整退火条件，尤其是冷却结束的温度，以及钢的组成。这决定了本发明的马氏体转化开始的温度Ms，在没有低温循环时，该温度必须优选保持等于或大于140℃，并且在有低温循环时，该温度必须优选等于或大于100℃。
通常根据来自文献的常规公式计算Ms：Ms＝550-350x C％-40xMn％-17x Cr％-10x Mo％-17x Ni％-8x W％-35x V％-10x Cu％-10x Co％+30x Al％℃。然而实验证明，这个公式仅仅非常近似，尤其是其由于Co和Al的作用而容易随着钢的类型变化。因此，为了了解钢是否符合本发明，必须测量实际温度Ms作为基础，例如通过常规方式的膨胀测量法。Ni的含量是Ms可能调整的变量之一。
为了使钢完全马氏体转化，退火后，冷却结束时的温度必须低于实际Ms-150℃，优选低于实际Ms-200℃。特别对于最富含C和Ni的组合物，冷却结束时的温度可以在低温处理后获得，该低温处理在从固熔热处理温度冷却至环境温度后立即实施。还可以不从环境温度开始实施低温处理，而是在等温退火后进行，该等温退火在略高于Ms、优选在Ms至Ms+50℃的温度停止。为了防止富含碳的残留奥氏体的稳定化步骤，整体冷却速率必须尽可能高。然而，由于结构的热扰动(thermal agitation)可能不足以在该位置产生马氏体转化，因此寻求低于-100℃的低温并不总是非常有利的。通常，如果应用低温循环，则钢的Ms值优选高于或等于100℃，如果不应用低温循环，则钢的Ms值高于或等于140℃。如果必要，则低温循环的持续时间为4-50小时，优选4-16小时，更优选4-8小时。有可能进行多个低温循环，重要因素是其中至少一个具有上述特性。
Al必须为1-2％，优选1-1.6％，更优选1.4-1.6％，而Ni必须为11-16％，其中Ni≥7+3.5Al。理论上，存在1.5％的Al和12-14％的Ni。这些条件促进了提高抗张强度Rm的NiAl的存在，还发现如果结合本发明的其它条件，在不存在Co的情况下并没有使Rm过度恶化。屈服强度Rp0.2以与Rm相同的方式受到影响。
与从US-A-5,393,388获知的钢(为了具有高水平的延性和韧性，其追求高含量的逆变奥氏体)相比，为了在热状态下获得高水平的机械强度，本发明类型的钢促进了硬化B2相、尤其是NiAl的存在。遵循已经陈述的与Ni和Al相关的条件，确保适当潜在含量的逆变奥氏体，从而保持用于预期应用的适当延性和韧性。
有可能添加B，但不超过30ppm，从而不降低钢的性能。
为了控制晶粒的尺寸，还可能在锻造操作中或另一个热状态下的转化中添加含量不超过0.1％的Nb，优选含量不超过0.05％从而防止可能过分的偏析。因此，根据本发明的钢可包含不可忽略的残留量的Nb的原材料。
本发明类型的钢的特征还在于用W代替至少一些Mo的可能性。在同样的原子分数，W在凝固时的偏析比Mo小，并在热状态下使机械强度增高。W的缺点在于成本高，有可能通过将其与Mo结合来优化其成本。如已经阐明的，Mo+W/2必须为1-4％，优选为1-2％。为了限制钢的成本，尤其由于高温下的耐性不是本发明的钢的主要目的，优选保留1％的最小含量的Mo。
可以存在高达1％的Cu。利用其γ相，其能够参与硬化，并且Ni的存在使其不利影响受到限制，尤其是在组件锻造过程中出现的表面裂纹(在将铜添加到不含镍的钢的过程中发现会出现表面裂纹)。然而，铜的存在并不是绝对必要的，其可以仅存在于源自原材料的污染的残留痕量状态。
锰并不是获得钢的预期性质的先验优势，但其没有公认的不利影响；此外，其在液体钢的温度下的低蒸汽压导致其浓度在减压生产过程中和减压再熔过程中难以控制：其含量可根据再熔钢锭中的径向和轴向定位(localisation)而变化。由于其经常存在于原材料中，并且出于上述原因，其含量将优选最大为0.25％，且由于其浓度在同一产品中的过度变化不利于性质的一致性，因此其含量在任何情况下都限制在最大值为2％。
已知硅在铁素体固溶体中具有硬化作用(与钴相同)，并降低铁素体中特定元素或特定相的可溶性(solubility)。然而，本发明的钢并不大量添加钴和硅，这特别是因为通常硅还会促进有害金属间相(莱夫斯相(Lavesphases)、硅化物等)在复合钢中的析出。其含量将被限制在1％，优选小于0.25％，更优选小于0.1％。
通常，必须将可以在晶粒边界离析(segregate)并使其变脆的元素(例如P和S)控制在以下界限以内：S＝痕量水平-20ppm，优选痕量水平-10ppm，更优选痕量水平-5ppm，并且P＝痕量水平-200ppm，优选痕量水平-100ppm，更优选痕量水平-50ppm。
有可能使用Ca作为脱氧剂和硫捕集剂(sulphur collector)，最终发现残留(≤20ppm)。以同一方式，在利用稀土金属捕获O、S和/或N的精炼液体金属的加工操作之后，最终可剩下残余的稀土金属(≤100ppm)。由于在最后并不需要使用Ca和稀土金属，这些元素可以仅以痕量状态存在于本发明的钢中。
氧的可接受含量最大值为50ppm，优选最大值为10ppm。
通过举例，已经测试过的钢样品的组成(重量百分数)列于表1：
  A(参照)   B(参照)   C(参照)   D(参照)   E(参照)   F(参照)   G(参照)   H(发明)
  C％   0.233   0.247   0.239   0.244   0.247   0.19   0.22   0.21
  Si％   0.082   0.031   0.031   0.037   0.030   0.05   0.04   0.05
  Mn％   0.026   0.030   0.033   0.033   0.030   0.02   ＜0.03   0.04
  S ppm   1.0   7.3   3.8   6.1   6.7   7   7   6
  P ppm   54   ＜30   ＜30   ＜30   ＜30   28   ＜50   29
  Ni％   13.43   13.31   12.67   12.71   13.08   13.00   14.70   12.95
  Cr％   2.76   3.08   3.38   3.38   3.29   3.66   3.19   3.17
  Mo％   1.44   1.53   1.52   1.53   1.53   1.50   1.67   1.50
  Al％   0.962   1.01   1.50   1.50   1.49   1.56   1.68   1.54
  Co％   10.25   10.35   6.18   6.24   6.33   6.00   ＜0.10   ＜0.10
  Cu％   0.014   ＜0.010   0.011   0.012   0.011   ＜0.030   ＜0.020   ＜0.030
  Ti％   ＜0.020   ＜0.020   ＜0.020   ＜0.020   ＜0.020   ＜0.005   0.022   ＜0.005
  Nb％   ＜0.0050   ＜0.0050   ＜0.0050   ＜0.0050   0.054   ＜0.005   ＜0.010   ＜0.005
  B ppm   ＜10   ＜5   ＜5   29   ＜5   ＜5   ＜5   ＜5
  Ca ppm   ＜50   ＜50   ＜50   ＜50   ＜50   ＜10   ＜10   ＜10
  N ppm   ＜3   13   13   12   14   3   28   ＜3
  O ppm   ＜3   4.8   3.4   4.4   7.7   ＜3   7,5   ＜3
  V％   ＜0.010   0.252   0.245   0.254   0.253   0.006   0.208   0.250
  Ms测量℃  -   188   176   140   141   186   90   187
表1：测试样品的组成和测量的Ms温度
样品G和H的Co含量＜0.10％，对应于该元素分析的常规精确度极限。在两个实例中，并没有有意添加Co。
表中没有列出的元素最多仅以由生产操作引起的痕量水平存在。
参照钢A对应于US-A-5,393,388的钢，因此具有高Co含量。
参照钢B对应于与钢A类似的钢，其中添加了V且没有改变Co的含量。
参照钢C对应于WO-A-2006/114499的钢，与钢A和B相比，特别之处在于其Al含量提高而其钴含量降低。
与C相比，参照钢D添加B。
与C相比，参照钢E添加Nb。
参照钢F与C的主要区别在于不存在大量添加的V，其通过较低含量的C和较高纯度的残留元素而补偿。
参照钢G与F的差别在于与本发明一致的极低含量的Co，V的存在水平与C、D和E相当，并且较高含量的Ni，但单独来说仍然与本发明一致的。然而，其Ti和N的含量略高于本发明的允许值。实验也已经证明，与本发明的要求相比，其测定温度Ms实质上太低，较高含量的Ni并没有由较低含量的Cr、Mo、Al和V而得到补偿。
钢H在所有方面都与本发明一致，尤其是极低含量的Co以及在N和Ti方面的高纯度。此外，其O的含量极低。最后，其测定温度Ms完全与本发明一致。
这些样品在以下条件下从200kg的钢锭锻造成75×35mm的条钢。在1250℃进行至少16小时的均质化处理之后进行第一锻造操作，其旨在分裂钢锭的粗结构；然后，在将截面为75×75mm的半成品置于1180℃的温度下之后对其进行锻造；最后，将各个半成品置于950℃的炉内，然后在此温度将其锻造成75×35mm条钢(flat bars)的形式，所述条钢的粒状结构通过这些连续的操作而精制。
此外，使样品在至少600℃的温度下进行软化回火操作。实验已经证明，为了实现钢在随后将要进行的固熔热处理过程中的完全重结晶，这是必须的。在这种情况下，软化回火操作在650℃进行8小时，随后在空气中冷却。因此，没有特殊的问题，热机械转化的粗产品可经受修整操作(精馏、剥光、加工等)从而赋予组件确定的形状。
在锻造和软化回火操作之后，样品经受：
-在935℃进行1小时固熔热处理，然后通过油淬灭而冷却；
-在-80℃进行低温处理操作8小时；尤其对于样品H，增加在-120℃进行2小时的另一个低温处理操作；
-在200℃进行16小时的消除应力退火操作；
-在500℃进行12小时时效-硬化操作(age-hardening operation)，然后在空气中冷却。
样品的性质(纵向的抗张强度Rm、屈服强度Rp0.2、伸长A5d、收缩Z、强度KV、韧性Klc、ASTM粒度)列于表2中。在这种情况下，在正常的环境温度下对其进行测量。
  Rm(Mpa)   Rp0,2(Mpa)   A5d(％)   Z(％)   KV(J)   K1c(MPaVm)   粒度ASTM
  A   2075   1915   11.5   59   26/30   57   8
  B   2115   1963   11.3   60   27/27   57.1   8
  C   2274   1982   10.6   54   23/24   43.5   8
  D   2286   1970   10.9   56   20/23   44.3   8
  E   2270   1961   10.3   52   21/24   46.6   9
  F   2060   1904   10.4   59   21/23   59   7
  G   2149   1715   10.2   52   28/28   -   7
  H   2077   1866   10.9   62   34/35   70.4   7
表2：测试样品的性质
可以看出，参照样品C、D和E具有远大于参照样品A和B的抗张强度。屈服强度至少为同一数量级。在所阐述和使用的热处理操作的情况下，与抗张强度的增加不同，与延性(收缩和断裂伸长)、韧性和弹性相关的性质降低。可以通过更改时效条件来调整强度/韧性之间的期望折衷。
参照样品B表明，在钢A中仅添加V仅可引起某些性质的改善，并且与Co含量降低或为零的钢C至H的情况相比，提高的比例通常较小。
特别地，钢C至H中Al的提高并维持高含量的Ni，使硬化相NiAl较多，并且这是抗张强度改善或将其维持在有利的高数值的重要因素。
分别在样品D和E中添加B和Nb对于获得本发明类型的钢所主要寻求的高机械强度并不是必须的。然而，根据常规ASTM指数所述(与最精细颗粒对应的最高ASTM值)，添加Nb可使粒径得以精炼。
在650℃软化回火8小时并在空气中冷却后，在935℃进行固熔热处理1小时，接着在油中冷却，然后在-80℃低温处理8小时，然后在200℃消除应力8小时(针对张力样品)或16小时(针对弹性样品，为了便于却贝样品的V缺口加工；该低温回火仅具有软化数HRC单位的粗退火结构的作用)，然后在500℃进行12小时时效操作，接着在空气下冷却，从而可以在20℃于纵向获得抗张强度、延性和弹性之间的优异折衷。
补充实验表明，弹性值在横向保持可接受。在400℃，抗张强度保持非常高，并且较低的Co含量(如样品C至F的)或者本发明几乎或实质上可以忽略的Co含量(如样品G和H)，与要解决的问题组(problems set)的那些方面不冲突。
样品G表明，钴的大幅降低，甚至完全消除仍然可以保持高水平的抗张强度。延性性质也以惊人的方式得到提高。然而，在样品G的情况下，由于该样品中高含量的Ni，对弹性极限的损害非常严重损，这与分散在结构中的较高量的奥氏体有关。这使得测量的Ms过度降低，其不能通过调整其它元素的含量来补偿。
然而，在所有方面都对应于根据本发明的组合物、并且其温度Ms足够高的样品H的情况下，获得：
-抗张强度，其保持在高水平并且如果需要可以通过增加C含量而进一步提高，其中C含量的增加可以通过退火和二级碳化物的形成而促进硬化；对于大约0.25％的C含量，由此可以达到2300MPa数量级的抗张强度；
-屈服强度，其得到充分改善，高于样品G；以及
-尤其是延性的性质，其是显著的且高于所有参考样品，可以实现抗张强度和韧性之间的良好折衷，该特征在本发明的钢预期的优选应用中是非常重要的。
样品G中与本发明的需求相比略微过高的N和Ti含量、以及其略高的氧含量，也部分地造成其有效性不如样品H好的事实。对于该样品G，另一个要考虑的因素是S的含量，其并不是特别低，并且其往往易于使韧性减少(如果没有被有利于该性质的其它特征所补偿)。最后，如上所述，该样品G具有相当高的Ni含量(虽然保持在本发明的范围内)，其降低了Ms，并且由此，即使在该样品经历了被明显增强的低温处理操作(-80℃，然后-120℃)后，也保持了可能过高的残留奥氏体水平。
然而，根据本发明的样品H仅在-80℃进行低温处理，但具有经明智调整的Ni含量、根据所有方面的最小杂质含量、以及足够高的测定的温度Ms，非常好地解决所阐述的问题。
通常，在使组件的毛坯成型之后和赋予该组件确定形状的修整步骤之前，用于最终获得具有期望性质的组件的根据本发明的钢的优化热处理方法为：
-从600-675℃软化回火4-20小时，然后在空气下冷却；
-在900-1000℃固熔热处理至少1小时，然后在油中或空气中急速冷却，以防止奥氏体基体中晶粒间碳化物析出；
-如果必要，为了将所有的奥氏体转化为马氏体，在-50℃或更低温度、优选在-80℃或更低温度进行低温处理操作，所述温度比Ms低150℃或更多，优选比Ms低大约200℃，至少一个低温处理操作持续至少4小时且最多50小时；对于导致较高的温度Ms的具有较低的特定Ni含量的组合物，该低温处理操作的益处较小；
-任选地，粗马氏体的软化处理，其包括在150-250℃进行退火4-16小时，随后在静止空气下冷却；
-在475-600℃，优选490-525℃进行5-20小时时效硬化；通常不推荐在低于490℃进行时效操作，因为亚稳的碳化物M3C可能仍然存在，并赋予所述结构脆性；高于525℃的时效操作由于时效可引起机械强度的损失，而韧性或延性基本没有任何提高。
在已经阐述的实施例中，在铸造之后和软化回火之前使钢成型的操作以及其它热处理操作涉及锻造。然而，除了该锻造操作外，根据期望获得的终产品的类型(旋锻组件(swaged components)、条(bar)、半成品)，可以进行用于热成型的其它类型的热机械处理操作，或者以其代替锻造操作。尤其可能进行一个或多个滚动操作、型锻、冲压等，以及多个这种加工操作的组合。
根据本发明的钢的优选应用为用于工程和结构元件的耐久组件，其在冷状态下必须具有2000MPa至2350MPa或更高的抗张强度，同时延性和弹性至少等于较好的高强度钢、在热状态下(400℃)抗张强度为1800MPa数量级并具有最佳疲劳性能。
根据本发明的钢还具有能够表面硬化、氮化和碳氮化的优势。因此，有可能赋予组件高水平的抗磨损性，而不影响其核心性能。这在所述的预期应用中尤其有利。可以预期其它表面处理操作，例如限制来自表面缺陷的疲劳裂痕发生的机械加工操作。喷丸加工理(Shot peening)是这种加工的一个实例。
如果进行氮化，其可以在时效循环过程中进行，优选在490℃-525℃的温度下进行5-100小时的时间，最长的时效操作产生累进的结构软化，并由此产生最大抗张强度的累进减少。
另一个可能性是在热循环过程中，在固熔热处理之前或同时进行表面硬化、氮化或碳氮化，本发明的钢基(steel substrate)在这种情况下保持其机械性质方面的所有潜能。

Claims (32)

1.钢，其特征在于含有下列以重量百分比表示的组成：
-C＝0.20～0.30％
-Co＝痕量水平～1％
-Cr＝2～5％
-Al＝1～2％
-Mo+W/2＝1～4％
-V＝痕量水平～0.3％
-Nb＝痕量水平～0.1％
-B＝痕量水平～30ppm
-Ni＝11～16％，且Ni≥7+3.5Al
-Si＝痕量水平～1.0％
-Mn＝痕量水平～2.0％
-Ca＝痕量水平～20ppm
-稀土元素＝痕量水平～100ppm
-如果N≤10ppm，Ti+Zr/2＝痕量水平～100ppm，其中Ti+Zr/2≤10N
-如果10ppm＜N≤20ppm，Ti+Zr/2＝痕量水平～150ppm
-O＝痕量水平～50ppm
-N＝痕量水平～20ppm
-S＝痕量水平～20ppm
-Cu＝痕量水平～1％
-P＝痕量水平～200ppm
其余为铁和生产过程中不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的钢，其特征在于，其包含C＝0.20～0.25％。
3.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，其包含Cr＝2～4％。
4.如权利要求1或2中任一项所述的钢，其特征在于，其包含Al＝1～1.6％。
5.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，其包含Al＝1.4～1.6％。
6.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，其包含Mo≥1％。
7.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，其包含Mo+W/2＝1～2％。
8.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，其包含V＝0.2～0.3％。
9.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，其包含Ni＝12～14％，且Ni≥7+3.5Al。
10.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，其包含Nb＝痕量水平～0.05％。
11.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，其包含Si＝痕量水平～0.25％。
12.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，其包含Si＝痕量水平～0.10％。
13.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，其包含O＝痕量水平～10ppm。
14.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，其包含N＝痕量水平～10ppm。
15.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，其包含S＝痕量水平～10ppm。
16.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，其包含S＝痕量水平～5ppm。
17.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，其包含P＝痕量水平～100ppm。
18.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，其经测定的马氏体转化温度Ms大于或等于100℃。
19.如权利要求18所述的钢，其特征在于，其经测定的马氏体转化温度Ms大于或等于140℃。
20.由钢制造组件的方法，其特征在于所述方法在赋予组件确定形状的修整步骤之前包括以下步骤：
-制备具有权利要求1-19中任一项所述的组成的钢；
-至少一个用于使所述钢成型的操作；
-在600-675℃进行4-20小时软化回火操作，随后在空气中进行冷却；
-在900-1000℃进行至少1小时固熔热处理，然后在油中或空气中急速冷却，以防止奥氏体基体中晶粒间碳化物析出；
-在475-600℃进行5-20小时时效硬化操作。
21.如权利要求20所述的由钢制造组件的方法，其特征在于，在490-525℃进行5-20小时所述时效硬化操作。
22.如权利要求20所述的由钢制造组件的方法，其特征在于其进一步包括在-50℃或以下进行低温处理操作，使所有奥氏体转化为马氏体，所述温度比测定的Ms低150℃或更多，至少一个处理操作持续至少4小时且至多50小时。
23.如权利要求21所述的由钢制造组件的方法，其特征在于其进一步包括在-50℃或以下进行低温处理操作，使所有奥氏体转化为马氏体，所述温度比测定的Ms低150℃或更多，至少一个处理操作持续至少4小时且至多50小时。
24.如权利要求22所述的由钢制造组件的方法，其特征在于在-80℃或以下进行所述低温处理操作。
25.如权利要求23所述的由钢制造组件的方法，其特征在于在-80℃或以下进行所述低温处理操作。
26.如权利要求20-25中任一项所述的由钢制造组件的方法，其特征在于其进一步包括用于软化粗马氏体的处理操作，包括在150-250℃进行4-16小时退火，然后在静止空气中进行冷却。
27.如权利要求20或21所述的由钢制造组件的方法，其特征在于，所述组件还经受表面硬化操作或者氮化或碳氮化操作。
28.如权利要求27所述的由钢制造组件的方法，其特征在于，在时效循环中进行所述氮化操作。
29.如权利要求28所述的由钢制造组件的方法，其特征在于，所述氮化操作在490-525℃进行5-100小时。
30.如权利要求27所述的由钢制造组件的方法，其特征在于，所述氮化或表面硬化或碳氮化操作在热循环过程中在固熔热处理之前进行或与固熔热处理同时进行。
31.机械组件或结构元件组件，其特征在于，其是根据权利要求20-30中任一项所述的方法制造的。
32.如权利要求31所述的机械组件，其特征在于，其为发动机传动轴、发动机悬挂装置、起落架元件、变速箱元件或轴承。
CN2008801032873A 2007-07-10 2008-06-18 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 Active CN101815797B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR0756379 2007-07-10
FR0756379 2007-07-10
PCT/FR2008/051080 WO2009007562A1 (fr) 2007-07-10 2008-06-18 Acier martensitique durci à teneur faible ou nulle en cobalt, procédé de fabrication d'une pièce à partir de cet acier, et pièce ainsi obtenue

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101815797A CN101815797A (zh) 2010-08-25
CN101815797B true CN101815797B (zh) 2012-05-16

Family

ID=39156307

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2008801032873A Active CN101815797B (zh) 2007-07-10 2008-06-18 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

Country Status (13)

Country Link
US (1) US9045806B2 (zh)
EP (1) EP2164998B1 (zh)
JP (1) JP5328785B2 (zh)
CN (1) CN101815797B (zh)
AT (1) ATE490347T1 (zh)
CA (1) CA2694844C (zh)
DE (1) DE602008003811D1 (zh)
DK (1) DK2164998T3 (zh)
ES (1) ES2352788T3 (zh)
PL (1) PL2164998T3 (zh)
RU (1) RU2456367C2 (zh)
SI (1) SI2164998T1 (zh)
WO (1) WO2009007562A1 (zh)

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2947566B1 (fr) 2009-07-03 2011-12-16 Snecma Procede d'elaboration d'un acier martensitique a durcissement mixte
FR2947565B1 (fr) * 2009-07-03 2011-12-23 Snecma Traitement cryogenique d'un acier martensitique a durcissement mixte
FR2964668B1 (fr) * 2010-09-14 2012-10-12 Snecma Optimisation de l'usinabilite d'aciers martensitiques inoxydables
RU2502822C1 (ru) * 2012-12-18 2013-12-27 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
US9303295B2 (en) * 2012-12-28 2016-04-05 Terrapower, Llc Iron-based composition for fuel element
US10157687B2 (en) 2012-12-28 2018-12-18 Terrapower, Llc Iron-based composition for fuel element
CN103667964B (zh) * 2013-11-07 2016-06-15 安徽省智汇电气技术有限公司 一种泵轴承用中碳钢材料及其制备方法
CN104372260B (zh) * 2014-11-07 2017-03-08 佛山市南海区华恭金属加工有限公司 高强度钢拉杆及其热处理方法
CN104911499B (zh) * 2015-06-29 2017-12-26 钢铁研究总院 Cu强化Co‑free二次硬化超高强度钢及制备方法
RU2611250C1 (ru) * 2015-11-25 2017-02-21 федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Алтайский государственный технический университет им. И.И. Ползунова" (АлтГТУ) Инструментальная сталь
CN109604957A (zh) * 2018-12-14 2019-04-12 中国航空工业集团公司北京航空精密机械研究所 一种高精度结构开放式薄壁钛合金零件的加工方法
CN110257718B (zh) * 2019-08-01 2020-10-16 邵东智能制造技术研究院有限公司 一种耐磨损的不锈钢结构合金及其制备方法
CN111440929B (zh) * 2020-04-10 2021-11-12 合肥通用机械研究院有限公司 一种高压临氢自紧式组合密封件设计制造方法
CN116926442B (zh) * 2023-07-24 2024-02-23 北京理工大学 纳米相协同析出强化低屈强比超高强度钢及其制备方法

Family Cites Families (16)

* 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
US4004920A (en) * 1975-05-05 1977-01-25 United States Steel Corporation Method of producing low nitrogen steel
FR2307879A1 (fr) * 1975-04-18 1976-11-12 Siderurgie Fse Inst Rech Toles en acier au nickel pour utilisation a basse temperature
EP0021349B1 (en) * 1979-06-29 1985-04-17 Nippon Steel Corporation High tensile steel and process for producing the same
JPS5635750A (en) * 1979-08-29 1981-04-08 Kobe Steel Ltd Alloy steel with superior strength and toughness and its manufacture
US4605321A (en) * 1983-03-23 1986-08-12 Skf Kugellagerfbriken Gmbh Roller bearing for seating a pedal bearing shaft
US4832525A (en) * 1988-03-25 1989-05-23 Morrison Donald R Double-bearing shaft for a vibrating screed
US5393488A (en) * 1993-08-06 1995-02-28 General Electric Company High strength, high fatigue structural steel
SE520169C2 (sv) * 1999-08-23 2003-06-03 Sandvik Ab Metod för tillverkning av stålprodukter av utskiljningshärdat martensitiskt stål, samt användning av dessa stålprodukter
FR2823226B1 (fr) * 2001-04-04 2004-02-20 V & M France Acier et tube en acier pour usage a haute temperature
US6715921B2 (en) * 2001-10-24 2004-04-06 Victor Company Of Japan, Ltd. Shaft bearing structure of spindle motor
RU2218445C2 (ru) * 2001-11-28 2003-12-10 Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт неорганических материалов им. акад. А.А.Бочвара" Жаропрочная радиационно-стойкая сталь
US6890393B2 (en) * 2003-02-07 2005-05-10 Advanced Steel Technology, Llc Fine-grained martensitic stainless steel and method thereof
FR2885142B1 (fr) 2005-04-27 2007-07-27 Aubert & Duval Soc Par Actions Acier martensitique durci, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue
JP2007063658A (ja) * 2005-09-02 2007-03-15 Daido Steel Co Ltd マルテンサイト系ステンレス鋼

Also Published As

Publication number Publication date
EP2164998A1 (fr) 2010-03-24
JP2010533240A (ja) 2010-10-21
CA2694844A1 (fr) 2009-01-15
EP2164998B1 (fr) 2010-12-01
JP5328785B2 (ja) 2013-10-30
PL2164998T3 (pl) 2011-05-31
US20100200119A1 (en) 2010-08-12
CA2694844C (fr) 2015-07-28
CN101815797A (zh) 2010-08-25
ES2352788T3 (es) 2011-02-23
ATE490347T1 (de) 2010-12-15
RU2010104452A (ru) 2011-08-20
RU2456367C2 (ru) 2012-07-20
WO2009007562A1 (fr) 2009-01-15
US9045806B2 (en) 2015-06-02
DE602008003811D1 (de) 2011-01-13
DK2164998T3 (da) 2011-03-14
SI2164998T1 (sl) 2011-01-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
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
CA2615682C (en) Corrosion-resistant, cold-formable, machinable, high strength, martensitic stainless steel
WO2009154235A1 (ja) 熱処理用鋼
JP5076683B2 (ja) 高靭性高速度工具鋼
US20110290377A1 (en) Method for producing duplex stainless steel pipe
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
KR101965520B1 (ko) 냉간 단조 부품용 압연 봉강 또는 압연 선재
US20100186855A1 (en) Steel and processing method for the manufacture of high strength, fracture-splittable machinery components
JP2007009321A (ja) プラスチック成形金型用鋼
JP5655366B2 (ja) ベイナイト鋼
JP4415219B2 (ja) 時効硬化鋼
CN109790602B (zh) 钢
JP5801529B2 (ja) 曲げ疲労強度が高く、繰り返し応力による変形量の小さい熱間鍛造用非調質鋼およびその部品の製造方法
JP2017066460A (ja) 時効硬化性鋼
JP5413350B2 (ja) 熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法
JP5050515B2 (ja) クランクシャフト用ｖ含有非調質鋼
CN108699650B (zh) 轧制线材
JP7028227B2 (ja) 熱間圧延鋼材
CN107429359B (zh) 热轧棒线材、部件及热轧棒线材的制造方法
JP6519226B2 (ja) 合金工具鋼
RU76647U1 (ru) Вал (варианты)
CN115404399B (zh) 一种均质高强耐久螺栓用钢及其制备方法
CN116837277A (zh) 一种组织细化的高强钢零件及其制造方法
CN116103582A (zh) 一种高横纵冲击比叶片钢的制备方法
CN116837276A (zh) 一种高强高淬透性钢零件及其制造方法

Legal Events

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