CN1514887B - 纳米碳化物沉积增强的超高强度的、耐腐蚀的结构钢 - Google Patents

纳米碳化物沉积增强的超高强度的、耐腐蚀的结构钢 Download PDF

Info

Publication number
CN1514887B
CN1514887B CN02807100XA CN02807100A CN1514887B CN 1514887 B CN1514887 B CN 1514887B CN 02807100X A CN02807100X A CN 02807100XA CN 02807100 A CN02807100 A CN 02807100A CN 1514887 B CN1514887 B CN 1514887B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
alloy
carbide
temperature
strength
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.)
Expired - Fee Related
Application number
CN02807100XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN1514887A (zh
Inventor
查尔斯·J·库曼
格雷戈里·B·奥尔森
周恒正
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.)
Questek Innovations LLC
Original Assignee
Questek Innovations LLC
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 Questek Innovations LLC filed Critical Questek Innovations LLC
Publication of CN1514887A publication Critical patent/CN1514887A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1514887B publication Critical patent/CN1514887B/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Images

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
    • C21D6/04—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
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • 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
    • C22C38/50—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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • 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
    • C21D2211/003—Cementite
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Abstract

一种纳米碳化物沉积增强的超高强度、抗腐蚀的结构钢，具有强度和抗腐蚀的结合能力，以组合形式，以重量计，含有0.1～0.3％碳(C)、8～17％钴(Co)，0～5％镍(Ni)，6～12％铬(Cr)，小于1％硅(Si)，小于0.5％锰(Mn)，和小于0.15％铜(Cu)，具有选自以下的添加物：小于3％钼(Mo)，小于0.3％铌(Nb)，小于0.8％钒(V)，小于0.2％钽(Ta)，小于3％钨(W)，及它们的组合物，并具有选自从以下中的另外添加物：小于0.2％钛(Ti)，小于0.2％镧(la)或稀土元素，小于0.15％锆(Zr)，小于0.005％硼(B)及它们的组合物，小于以下杂质：0.02％硫(S)、0.012％磷(P)，0.015％氧(O)，和0.015％氮(N)，其余主要是铁(Fe)，偶存元素和其他杂质。合金由在很细的板条马氏体基体中的纳米级M2C碳化物增强，由此增强了Cr对表面的化学分配，提供了抗腐蚀能力的稳定的氧化物钝化膜，具有UTS超过280ksi的合金，对诸如航空着陆的起落架中的使用是有利的，用于恶劣环境中的机械部件和工具，及其中需要超高强度、抗腐蚀的结构钢合金的其他应用。

Description

纳米碳化物沉积增强的超高强度的、耐腐蚀的结构钢
相关申请的交叉参考文献
本申请基于以下美国临时和非临时申请，这里一起列入作参考，并提出优先权：美国序列号60/267627，2001.2.9申请，题为“纳米沉积增强的超高强度耐腐蚀的结构钢”，美国序列号60/323996，2001.9.21申请，题为“纳米沉积增强的超高强度耐腐蚀的结构钢”，和美国序列号(待定)，2002.2.8申请，题为“纳米碳化物沉积增强的超高强度，耐腐蚀的结构钢”。
发明背景
主要方面，本发明是关于钴、镍、铬、不锈钢的马氏体钢合金，具有超高强度和耐腐蚀能力，其特征是纳米大小的碳化物沉积物，尤其是M2C沉积物。
在航空航天和其他高性能构件中的主要构成成分几乎完全是由超高强度钢制成，因为重量、尺寸，和某些情况下，涉及其他材料的使用的费用受到了限制。然而，具有至少240-300ksi抗拉强度的超高强度钢一般其耐腐蚀性能差，而且对氢敏感，并环境下易脆裂。
因此，在航天航空和其他钢构件中具有一般抗腐蚀性的，主要是使用镀镉构件，而且当需要抗磨损时，主要是使用镀硬铬件。从费用、加工、环境和可靠性方面看，这些镀层具有很多缺点。所以，在超高强度钢合金的设计或开发中，目标是排除对镉和铬镀层的需要性，而没有机械性缺乏或者强度的减小。对于本发明合金的一个特性目的是用具有大于240ksi抗拉强度的不锈钢或耐腐蚀的钢取代非不锈钢的结构钢，这不需要镉镀层，并证明没有镀铬或其他保护性的抗磨性镀层，仍具有抗磨性。
在用于航天航空构件的一种最广泛使用的超高强度钢为300M。这种合金主要是改进的4340钢，提供了稍高级I的回火温度，因而，在处理过程中可以使引入的脆性氢气加热除气。航天航空材料说明书AMS 6257A[SAEInternational，Warrendale，PA，2001]，列入本文作参考，它涉及在航天航空应用中的300M的多种使用。在这说明书中，最小拉伸特性是280ksi的极限抗拉强度(UTS)，230ksi的屈服强度(YS)，8％的延伸率和30％的面积减小率。平均平面应变摸式I断裂韧性为T.V.和T.J.McCaffrey，超高强度钢，Properties and Selection：Irons.Steels and High-Performance Alloys，Materials Park，OH，ASM International，1：430-448，1990]，列入本文作参考。报导了在3.5wt％的氯化钠水溶液中抗应力腐蚀裂纹性为。
300M的高抗拉强度可设计航天航空系统内轻质构件，诸如着陆起落架。然而，一般缺乏抗腐蚀性，要求镉镀层，由于环境下脆化，低的抗应力腐蚀裂纹性，导致重要方面出现故障。
沉积硬化不锈钢的钢，主要是15-5PH，[AMS 5659K，SAE International，Warrendale，PA，1998]，列入本文作参考，也可以用作航天航空构件，但主要是仅用于轻负载应用，由于其强度低，所以重量损失不大。对于这种合金，抗腐蚀性要足以排除镀镉，然而，在最大强度为H900的条件下，15-5PH的最小的拉伸特性只有190ksi UTS和170ksi YS，这就限制了不受强度限制的构件的应用。
另一种沉积增强不锈钢的钢，Carpenter Cusfom 465TM[Alloy Digest，SS-716，Materials Park，OH，ASM International，1998]，列入本文作参考，使用金属间沉积并达到稍低于270ksi的最大UTS。在那种强度水平，Cusfom465TM具有约为5ft-Ib的低的夏氏V形缺口试件冲击动能[Kimmel，W.M.，N.S.Kuhn，等人，Cryogenic Model Materials，39th AIAA Aerospace SciencesMeeting & Exhiblt，Keno，NV，2001]，列入本文作参考。对于多数结构应用，为了保持适当的抗夏氏V形缺口试件冲击，Cusfom 465TM必须在限定其UTS到适当低的270ksi的条件下使用。
已开发研制出了许多二次硬化不锈钢的钢，它们都达到了至多270ksi的极限强度水平。这些公开在美国专利号Re 26225、3756808、3873378和5358577中。这些不锈钢的钢使用较高量的铬，以保持抗腐蚀性，而且兼顾了强度。这些合金的主要特征是在二次硬化期间形成并保有大量的奥氏体。奥氏体改进了合金的流动性能，并同时它们可以获得高达270ksi的UTS，它们的屈服强度不大于200ksi。这种屈服和极限之间的极大差距，限制了可以使用这些钢的应用。因此，仍然存在需要超高强度、非腐蚀性的钢合金，具有至少约230ksi的屈服强度，和至少约280ksi的极限抗拉强度。
发明简要
简单地说，本发明的不锈钢的钢合金含有，以重量计，约0.1～0.3％的碳(C)，8～17％的钴(Co)，小于5％的镍(Ni)，大于6％小于11％的铬(Cr)，和小于3％的钼(Mo)，与其他元素添加剂，包括少量的Si、Cu、Mn、Nb、V、Ta、W、Ti、Zr，稀土类和B，余量为铁(Fe)，和偶存的元素和杂质，加工时主要是马氏体相，具有超高强度和非腐蚀的物理特性，这是由于成分的选择和定量以及加工规程的结果。
本发明的合金可以获得约300ksi的极限抗拉强度(UTS)和约230ksi的屈服强度(YS)，而且，用大于6％，小于11％，最好小于10％(以重量计)的铬，提供了抗腐蚀能力。本发明的合金提供了多种结构钢的组合的观测机械特性，这些结构钢普遍是镉镀层，并用于航天航空应用中，没有专门涂布或电镀，该不锈钢的钢仍具有腐蚀特性。高效纳米级碳化物(M2C)增强，以较低的碳和合金含量提供了超高强度，同时，由于纳米级碳化物的氧化能力并提供的铬，作为纯化氧化物膜，从而改进了抗腐蚀性。这种超高强度和抗腐蚀特性在单一材料中的结合，排除了对镉镀层的要求，而没有涉及目前结构钢的重量损失。此外，由于本发明的合金不再依赖于防护环境的不可靠镀层，所以不会因环境脆化而导致均失效。
因此，本发明的一个目的是提供一种新型的超高强度，抗腐蚀性的结构钢合金。
本发明的另一个目的是提供一种不需要电镀或涂层以抗腐蚀的超高强度，耐腐蚀性的结构钢合金。
本发明的再一个目的是提供一种具有钴、镍和铬合金元素，与其他元素结合的超高强度，抗腐蚀性的结构钢合金，由此该合金是耐腐蚀性的。
本发明还有一个目的，就是提供一种超高强度、抗腐蚀性的结构钢合金，它具有大于240ksi，优选大于280ksi的极限拉伸强度(UTS)，和大于200ksi，优选大于230ksi的屈服强度(YS)。
本发明还有一个目的，就是提供一种超高强度、抗腐蚀性结构钢合金，其特征是板条状马氏体显微组织，和由M2C纳米级大小沉积的粒状结构，并且其中，其他的其中X＞2的MXC沉积物，一般已溶解。
本发明仍有一个目的，是提供一种超高强度，抗腐蚀的结构钢合金，它易于加工以形成部件和制品，同时仍保持其超高强度和不腐蚀的特性。
本发明仍有一个目的，是对已公开的不锈钢钢合金组成提供一种加工规程，这使形成的合金显微组织具有所要求的高强度和不腐蚀特性。
在下面详细的描述中将列出这些和其他目的，优点和特征。
附图的简要描述
如下的详细描述中，将参照以下图构成的附图。
图1是方框流程图，体现出本发明合金的设计概念特征。
图2A是平衡相图，描绘本发明合金实例中各种温度下的相和碳化物组成。
图2B是本发明合金的典型加工过程相对于现有平衡相的曲线图。
图3是对改变碳(C)含量，峰硬度和M2C传动力之间的相关图，其值以重量％表示。
图4是表示对不同钼(Mo)和钒(V)的含量M2C传动力(ΔG)和比例速率常数的等值线图，其中，温度设定为482℃，其他合金元素的量，设定为0.14wt％的碳(C)、9wt％的铬、13wt％的钴(Co)、和4.8wt％的镍(Ni)。
图5是在1000℃下，对于0.14wt％的碳(C)含量，用以确定最终钒(V)含量的相图，其中其他合金元素设定为9wt％的铬(Cr)、1.5wt％的钼(Mo)、13wt％的钴(Co)、和4.8wt％的镍(Ni)。
图6是表示本发明的一个实施方案中，改变钴(Co)和镍(Ni)含量时，Ms温度和M2C传动力(ΔG)的等值线图，其中，温度设定为482℃，其他合金元素的量设定为0.14wt％的碳(C)、9wt％的铬(Cr)、1.5wt％的钼(Mo)、和0.4wt％的钒(V)。
图7是本发明的一个最佳热处理的优选实施方案和实施例中，M2C碳化物的3维原子探针图像。
本发明的详细说明
本发明的钢合金呈现各种物理特性和加工能力。确定这些特征和能力作为总体标准，随后，证明元素组合和加工步骤适于制造这种满足这些标准的钢合金。图1是系统流程方块图，说明了用于本发明合金的加工/结构/特性/性能之间的关系。对应用所要求的性能(例如，航天航空构件、着落起落架等)确定了所要求的一组合金特性。本发明的合金呈现出组织特征，能获得所要求的特性组合，并能通过图1左图中所示顺序加工步骤进行评价。以下是合金的物理特性、加工能力或特征的标准，随后通过合金有关发现和实例的分析和实验技术的描述，总体是限定本发明的元素、物理特征和加工特征的范围和程度。
物理特征
本发明最佳实施方案的物理特征或特性一般如下：
通过线性极化技术测量，抗腐蚀能力相当于15-5PH(H900条件)。
强度相当于或好于300M合金，即：
极限拉伸强度(UTS)≥280ksi，
屈服强度(YS)≥230ksi，
延伸率(EL)≥8％，
面积减小(RA)≥30％，
抗应力腐蚀裂纹能力 ( K Iscc ) ≥ 15 ksi in ，
K Ic YS ≥ 0.21
对于抗磨和抗疲劳，表面可硬化到≥67Rockwell C(HRC)。
对于最大的抗疲劳/抗腐蚀疲劳的最佳显微组织特征。
加工性能的特征
本发明的主要目的是提供一种具有上述真实的物理特性和具有使合金有用和实践的加工性能的合金。具有许多与制造规模和给定使用得到的清洁度和质量的可加工途径，要求本发明的合金与广泛的加工具有兼容性，因此这也是本发明的一个特征。
主要的目的是使合金的特性与熔融技术相兼容，如真空感应熔融(VIM)、真空电弧再熔融(VAR)、和电炉渣再溶融(ESR)和其他类型，如真空电炉渣再溶融(VSR)。本发明的合金也可以利用其他方法生产，像空气熔融和粉末冶金。最重要的是在以上各方法的凝固条件下，合金的性状呈现有限的凝固微观偏析。本发明的合金中，通过选择适当的元素含量，加工整个二次枝晶期间，可以减少由凝固产生的组合物变化。可允许的变化导致合金在工业中的合理温度下，能够使其均质化的，通常在超过1100℃的金属温度下，并达到合金的初熔温度，并适当的加工时间，基本上小于72小时，最好小于36小时。
本发明的合金也具有适当的热延续性，致使均质化后的处理可以在目前工业实践的温度和降低限制条件下进行。对本发明合金的典型热加工实施，能够使截面减小比率超过3∶1，优选超过5∶1。此外，坯锭的初始热加工可降低到1100℃以下，对于所要求产品尺寸的最后热加工可在950℃以下进行。
关于溶液热处理的目的，包括将所有原合金的碳化物(即MXC，其中X＞2)充分溶解的目的，同时保持细小颗粒的精炼分散(即，MC)和小的颗粒大小，按照ASTM E112[ASTM，ASTM E112-96，West Conshohocken，PA，1996]，一般等于或小于ASTM颗粒大小号5，列入本文作参考。因此，用本发明的合金，在溶液热处理过程进入奥氏体相区时，在早期加工期间形成的粗级合金碳化物被溶解，溶液中产生的碳，然后在回火期间便于增强沉积。然而，在同样的处理期间，奥氏体粒子能粗化，由此，降低了强度、韧性和延展性。本发明的合金，通过MC沉积可减慢这种颗粒粗化，这牵制晶界，当溶液热处理温度增加时，要求这种颗粒精炼分散的量要避免或减小颗粒粗化增加。本发明的合金能彻底溶解所有粗级碳化物，即MXC，其中X＞2，而在适当的溶液热处理温度下，即850～1100℃，优选950-1050℃同时保持足够的颗粒精炼分散。
在溶液热处理后，由本发明合金制造的构件通常迅速冷却，或在低于形成马氏体的温度下淬火。这一过程的优选结果是显微组织，它基本上全部由马氏体构成，而完全不含有奥氏体，其他转变形式的产品，像贝氏体或铁氧体，或者处理期间保留的或形成的其他碳化物产品。被冷却构件的厚度和冷却介质诸如油、水或空气，都决定了这种处理形式的冷却速度。当冷却速度增加时，形成其他非马氏体产品的危险性降低，但构件的变形可能增加，因此被处理部分的截面厚度减小。本发明的合金在以中等速度冷却或淬火后，基本上完全是马氏体，当冷却到低温时，或优选冷却到室温时，断面尺寸小于3英寸，优选小于6英寸。
利用本发明合金制造的构件，冷却或淬火后，可在这样的温度范围内和时间周期中进行回火处理，其中合金中的碳将形成共格纳米级M2C碳化物，同时避免形成其他碳化物产品。在这老化或二次硬化处理期间，以通过炉子的功率和构件断面的尺寸确定的速度将构件加热到处理温度，并保持适当时间，然后，冷却或淬火到室温。
如果早期溶液处理在避免保留奥氏体中无效的话。可以将回火处理分成多步进行，每个回火处理后，紧接着冷却或淬火到室温，并优选相继冷却到低温，以形成马氏体。回火处理的温度基本上在200～600℃之间，优选在450～540℃之间，并持续时间小于24小时，优选是2～10小时。理想处理的结果是由纳米级M2C碳化物分散增强的马氏体基体(基本上没有奥氏体)，避免了早期处理阶段形成的瞬变态的渗碳体，如果处理时间太长，也没有其他合金碳化物沉积。
本发明合金的一个显著特征是关于所使用的高回火温度，以获得它的二次硬化应答。虽然特有的目的是避免为抗腐蚀的镀镉，由本发明合金制造的许多构件，在制造或检修期间，可以要求电镀处理，诸如镍或铬。电镀处理会向显微组织中引入氢，这导致脆化，并在电镀后，必须将该部分暴露于高温下烘焙。本发明的合金可以在接收它最初回火温度的高温下进行烘焙。而不会降低合金强度。与通常使用的4340和300M合金比较，本发明合金的回火温度明显地高，所以烘焙处理能更迅速并可靠地完成。
对抗磨损、抗腐蚀、和装饰的某些表面改性技术，诸如物理蒸汽沉积(PVD)，或表面硬化技术，诸如气体或等离子体氮化，都是在约500℃的温度下，约几小时完成。本发明合金的另一个特征是热处理过程与这些表面涂层或硬化处理的温度和程序是相兼容的。
由本发明合金制造的构件在溶液热处理的老化之前，可以加工或机加工。当去除材料时，加工或机加工作业要求材料是软的，并具有合适的切屑形成。因此，本发明的合金，在将它们提供给加工者之前，热加工处理后，最好实施退火处理。退火处理的目的是降低本发明合金的硬度，而不会促使过多的奥氏体。通常退火处理是通过加热合金而完成，该温度为600～850℃，优选为700～750℃，时间小于24小时，优选2-8小时，并慢慢冷却到室温。在某些情况下，多步退火处理可获得更佳的结果。在这种处理中，本发明的合金可以以系列的温度在不同的时间进行退火，通过中间冷却步骤或多步骤可进行分离或不分离。
在机加工，溶液热处理和老化之后，本发明合金制造的构件要求研磨步骤，以保持该部件所要求的最终尺寸。表面研磨是通过对高速陶瓷轮的研磨作用而从该部件去除材料。需要避免因该部件表面过热而对构件造成危害和因粘附材料而对研磨轮造成危害。通过降低合金中保留的奥氏体含量基本上可以避免这些复杂问题。对于上述这种和其他原因，本发明的合金在溶液热处理后，呈现非常少的存留奥氏体。
由本发明合金制造的许多构件可以通过各种焊接方法而接合，诸如，气弧焊、埋弧焊、摩擦-搅拌焊、电子束焊，等等。这些方法要求材料在加工后，在熔融区或在要延展焊接的热影响区内进行固化，可使用预热和后热以控制合金在焊接中和热影响区内促进焊接延展性中所经受的热过程。延展焊接的主要传动装置是材料中的低碳含量，然而，这也限制了强度。本发明的合金使用非常有效的纳米级M2C碳化物可达到它们的强度，因此使用比诸如300M钢要低的碳含量可获得规定水平的强度，并由此促进了焊接性。
显微组织和组合物特征
合金设计，通过减少Cr含量而获得所要求的抗腐蚀性，因为高Cr含量以几种方式限制了其他所要求的特性。例如，较高Cr的一个结果是降低马氏体Ms的温度，依次又限制了其他要求合金元素如Ni的含量。高Cr量也促进了过度凝固微观偏析，这难以用高温均质化处理消除。高Cr也限制了碳化物沉积增强所需的C的高温溶解性，造成使用高温溶液热处理，为此，颗粒大小的控制变得困难。因此，本发明合金的一个特征是Cr的用量范围，以重量计，大于6％，小于11％(最好小于10％)，并正如上所述，与其他元素结合可获得具有结构强度的抗腐蚀性。
本发明合金的另一特征是用最少的碳含量获得所要的碳化物增强。如Cr、C可极大地降低Ms温度并提高溶液温度。高C含量也限制焊接性，并能引起涉及Cr碳化物在晶界沉积的腐蚀问题。高C也限制了通过退火提高机加工性能而获得的软化程度。
刚刚讨论的两个主要特征可通过使用Co提高。Co和Cr的热动力学相互反应提高了Cr对腐蚀钝化期间形成氧化物膜的分配，因此提供的防腐能力相当于更高Cr的钢。在回火期间，Co通过提高沉积热动力传动力也能催化碳化物沉积，并通过延缓位错复原以促进碳化物在位错处的非均匀成核。因此，以重量计，0.1～0.3％的C范围，与8～17％范围的Co相结合，并与Cr一起，如上所述，和其他少量的构成元素，提供的合金具有抗腐蚀性和超高强度。
通过碳化物精炼，增强分散降低到纳米结构水平，即，直径小于10nm，优选小于5nm的程度，也可以促进抗腐蚀性和超高强度的理想组合。与其他增强沉积比较，如马氏体时效型钢中所使用的金属间相，M2C合金碳化物的相当高的剪切模量降低了用于增强粒径仅约3纳米的最佳颗粒大小。精炼碳化物沉积尺寸到这一程度提供了高效的增强分散，这是通过进行合金获得足够高的热动力的传动力而达到的。这种精炼提供了额外的好处，就是使碳化物达到像钝化氧化物膜一样长的规模，以致于碳化物中的Cr能沉积在形成的膜中。因此，碳化物形成没有明显地降低抗腐蚀性。纳米碳化物分散的另一个优点是在碳化物的介面上有效地捕获氢，从而提高了抗应力腐蚀裂纹的能力。有效的纳米级碳化物增强也使得体系能很好地适于在回火期间通过渗氮的表面硬化，以产生相同尺寸级的碳氮化物M2(C，N)，可额外地有效增强，而不会明显损失抗腐蚀性。这种渗氮可以使表面硬度高达1100维氏硬度(VHN)，相当于70HRC。
通过对精炼MC碳化物分散的颗粒的最佳分散，而通过精炼颗粒可进一步提高韧性，在正火和溶液处理期间仍保持颗粒牵住，在韧性断裂期间仍能抗拒微孔核化。为此目的，控制熔融脱氧实践以有助于形成富Ti的MC分散，以及减少氧化物和硫氧化物夹杂颗粒的数量密度，这些在断裂期间形成主要的孔隙。在最佳条件下，根据存在的Ti含量，由质量平衡确定的MC量，计算小于10％的合金C含量。在其他要求的限制中，增加Ni含量可提高抗脆性断裂的能力。通过沉积传动力控制而精炼的M2C颗粒大小，在完成M2C沉积时能保持超高强度，以便充分溶解Fe3C渗碳碳化物，这种碳化物沉积早于M2C，并通过微孔核化限制了断裂韧性。认为当M2C的量达到合金C含量的85％时，可有效完成渗碳溶解，正像通过由Montgomery描述的技术测量M2C相所评价的，[Montgomery，J.S.和G.B.Olson，M2C CarbidePrecipitation in AF1410，Gilbert R.Rpeich Symposium：Fundamentals of Agingand Tempering in Bainitic and Martensitic Steel Products，ISS-AIME，Warrendale，PA，177-214，1992]，列入本文以作参考。可限制韧性的其他相沉积，如其他碳化物(例如，M23C6，M6C和M7C3)和拓扑学上的密闭包装(TCP)金属间相(例如，σ和μ相)，对于它们的形成，通过强烈热力学传动力而可以避免。
此外，由纳米级M2C碳化物而有效捕集氢以降低氢的迁移，通过控制杂质的偏析和将合金化元素控制到早期奥氏体晶界以抵制氢辅助的晶间断裂，可进一步提高抗氢应力腐蚀的能力。通过控制不需要的杂质的含量诸如P和S，降低水平，并使合金中的残留量吸收进稳定的化合物中，诸如La2O2S或Ce2O2S，可促进这一结果。在热处理期间，通过有意识偏析提高粘着力的元素，诸如B、Mo和W，可进一步提高晶界粘着力。这些促进抗应力腐蚀断裂能力的因素也能提高抗腐蚀疲劳的能力。
通过所探查合金的类型可获得所有这些条件，同时保持溶液热处理温度不会过高，通过淬火膨胀测量法和1％转变分额而测定马氏体Ms温度，也可以保持足够的高以确立板条马氏体的显微组织，并减少存留奥氏体的含量，它另外可限制屈服强度。
优选的处理技术
通过各种处理途径生产合金，例如，铸造法，粉末冶金或坯锭冶金。使用任何普遍的熔融法可熔融合金成分，诸如，空气熔融。但通过真空感应熔融(VIM)更优选。而后，合金可以均质化和热加工，但是，优选是二次熔融法，例如电渣再熔融(ESR)或真空电弧再熔融(VAR)，以便获得改进的断裂韧性和疲劳特性。为了获得更高的断裂韧性和疲劳特性，在均质化和热加工之前，可使用额外的再熔融作业。在任何情况下，都是通过在熔融步骤中组合成分而开始形成合金。
在热加工之前可以将合金均质化。或可以加热和直接热加工。如果使用均质化，可通过将合金加热到金属温度而完成，该温度范围为1100℃或1110℃或1120℃到1330℃或1340℃或1350℃，也可达到1400℃之高，时间期限，至少4小时，以溶解可溶的元素和碳化物，并也可以均化结构。一种对合金的设计标准是低的微观偏析，因此，合金均匀所需要的时间要短于其他不锈钢合金。在金属均化金属温度范围内，适宜时间是6小时或更多。即，在均化温度下的均热时间不可扩展到大于72小时，发现在均化温度范围内12～18小时最为适宜，代表性的金属均化温度约为1240℃。
在均质化之后，合金基本上可以热加工。可以通过但不限于热轧、热煅、或热压，或它们的任何组合方式，对合金进行热加工。通常是，为了在合金中获得已加热的利益，在均质化处理后，可立即启动热加工。重要的是，为了通过MC碳化物沉积确保结构的颗粒精炼，完成热加工的金属温度实质上低于开始热加工的金属温度。在第一次热加工步骤之后，合金通常再加热以继续热加工到最终所要求的尺寸和形状。再加热金属的温度范围为950℃或960℃或970℃到1230℃或1240℃或1250℃，或可高达1300℃，其优选范围为1000℃或1010℃到1150℃或1160℃。对于MC碳化物，再加热金属温度接近或高于MC碳化物的固溶温度，其目的是溶解或部分溶解铸造中存留的可溶成分，或者在上述热加工期间可进行沉积的。这种再加热步骤可使第一和第二相粒子减至最小或避免，并改进抗疲劳裂纹增长的能力和断裂韧性。
当合金继续热加工和再加热时，截面尺寸减小，因此，金属冷却加快。最终不再能够使用高的再加热温度，必须使用较低的再加热温度，对于较小的截面，金属再加热温度范围为840℃或850℃或860℃到1080℃或1090℃或1100℃，或者高达1200℃，其优选范围为950℃或960℃到1000℃或1010℃。对于较小截面的较低再加热金属温度要低于其他(非-MC)碳化物的固溶温度，目的是在再加热时减小或防止它们的粗化，以便在随后的正火或溶液热处理期间能快速地溶解。
最终轧制产品形成为例如，棒状坯料和锻造坯料，在船运到消费者之前通常进行正火和/或退火。正火期间，除了MC碳化物外，对所有的碳化物，将合金加热到固溶温度之上的金属温度，目的是溶解早期热加工期间可能沉积下来的可溶成分及校正粒子大小。金属的正火温度范围为880℃或890℃或900℃到1080℃或1090℃或1100℃，其优选范围为1020℃到1030℃或1040℃。适宜时间一小时至多于一小时，在正火温度下的均热时间通常不扩大到高于3小时，随后将合金冷却到室温。
正火之后，通常将合金退火到适宜的硬度或强度，以供后来的消费者加工处理，例如机加工。退火期间，将合金加热到约600℃或610℃到840℃或850℃，优选为700℃～750℃的金属温度范围，时间为至少1小时以使所有碳化物粗化，除了MC碳化物。适宜的时间为2小时或更多，在退火温度下的一般均热时间不能扩大到高于24小时。
在合金运送至消费者并处理到，或接近，其最终形式和形状后，优选在850℃或860℃到1090℃或1100℃，更优选950℃到1040℃或1050℃的金属温度范围下经受溶液热处理，时间为3小时或少于3小时。溶液热处理的典型时间是1小时。除了MC碳化物外，对所有的碳化物，溶液热处理金属温度是在高于固溶温度，目的是溶解进行处理期间可能沉积的可溶成分。这就抑制了粒子增长，同时提高了强度，断裂韧性和疲劳强力。
溶液热处理之后，重要的是将合金足够快地冷却到室温或更低，以使显微组织转变成主要是板条状的马氏体结构，并防止或减少初级碳化物的晶界沉积至最小。根据截面厚度使用水、油、或各种淬火气体，可获得最适宜的冷却速度。
在淬火到室温后，使合金经受低温处理或将它直接加热到回火温度，低温处理可促使显微组织更完全的转变为板条状马氏体结构。如果使用低温处理，优选在低于-70℃下进行。更好的低温处理应在低于-195℃下。代表性的低温处理，是在金属温度范围为-60℃或-70℃到-85℃或-95℃。另一种代表性的低温处理，是在金属温度范围为-180℃或-190℃到220℃或-230℃，一般，在低温下的均热时间不可扩展到高于10小时。典型的低温处理时间为1小时。
低温处理后，或者，如果省去低温处理，直接进行淬火，则将合金在适中的金属温度下进行回火。回火处理的优选金属温度范围为200℃或210℃或220℃到580℃或590℃或600℃，更好是450℃到530℃或540℃。一般，在回火温度下的均热时间不可扩展到高于24小时。发现在回火温度下2-10小时是相当适宜的。在回火处理期间，纳米级M2C增强颗粒的沉淀增加了合金的热稳定性，通过使用不同温度和时间的组合，可获得各种强度和断裂韧性的结合。
对于具有低MS温度的本发明合金，通过减少存留的奥氏体的多步热处理，可进一步提高强度和断裂韧性。多步处理是如上文所述，包括低温处理后热处理的额外循环。一次额外循环可以是有利的，但多次循环就更为有益。
图2A和2B中描绘了在个别本发明合金中，加工途径和相稳定性之间的关系实例。
图2A描绘了本发明合金2C的平衡相，其中碳含量为0.23wt％，如表1所示。
图2B公开了关于所述合金2C所使用的加工顺序。通过熔融加工步骤形成熔体后，使合金在超过约1220℃单相(fcc)平衡温度的金属温度下进行均化。在此温度下所有的碳化物被溶解。锻造以限定所要求的钢坯，棒或其他形状，导致冷却到可形成各种复合的碳化物的范围。锻造步骤通过至少再加热到金属温度范围(980℃～1220℃)而可以重复，其中只有MC碳化物处于平衡态。
随后的冷却(空气冷却)一般导致最初的MC碳化物其他的初始合金碳化物，如M7C3和M23C6的保持，并基本上形成马氏体基体。以同样的金属温度范围进行正火，接着冷却溶解M7C3和M23C6初始碳化物，同时保持MC碳化物，在金属温度范围600℃或610℃到840℃或850℃内进行退火，并冷却，使硬度降低到机加工的合理值。退火处理，通过使碳沉积进入合金碳化物中，而使马氏体软化，合金碳化物太大以致于显著增强合金，但在后来的溶液处理期间，仍有足够小的易于溶解。该处理之后，将合金产品输送到消费者以最后加工成构件，并适当热处理和精加工。
通常消费者将合金加工成所需要的形状。随后在MC碳化物温度范围内进行溶液热处理，并接着迅速淬火，以保持或形成所要求的马氏体结构。然后利用上述的回火和冷却处理以获得所要求的强度和断裂韧性。
实验结果和实施例
准备一系列的原型合金，选择用精炼加工的熔体技术，是具有La和Ce杂质消气添加剂的双真空熔融。在制造第一批原型中，不考虑代用的晶界增粘剂，如W和Re，但为此目的要添加每百万份之二十份的B，为脱氧处理，添加Ti作为脱氧化剂，促使TiC颗粒牵制晶界，并在回火前，降低溶液处理期间的颗粒增长。
第一批原型中的主要合金元素是C、Mo和V(M2C碳化物的成形)，Cr(M2C碳化物的成形物和氧化物的钝化膜成形物)，和Co和Ni(用于不同要求的基体特性)。考虑到其他地方描述的[Olson，G.B，“Computational Designof Hierarchically Structured Materials”，Science 277，1237-1242，1997]连接和一套计算模式，通过一个总设计合成而确定实际合金组合物和材料加工参数，而该文列入本文作参考。以下是初始原型步骤的简述。图3-6中用星号(★)表明所选择的参数。
根据要求的抗腐蚀的必要性和由Campbell研制的钝化热动力学模式[Campbell，C，Systems Design of High Performance Stainless Steels，MaterialsScience and Engineering，Evanston，IL，Northwestern 243，1997]，确定Cr的含量。该文列入本文以作参考。根据强度的要求和图3中说明的M2C沉积/增强模式之间的关系确定C的含量，根据获得53HRC硬度的目的，选定C含量为0.14wt％。确定回火温度和M2C碳化物形成物Mo和V的量，以满足具有足够M2C沉积动力学的强度要求，保持1000℃的溶液处理温度，和避免微观偏析。图4和5说明如何确定最终的V和Mo含量。选定的最终Mo含量为1.5wt％，V含量为0.5wt％。通过凝固冷却速度的凝固模拟和预测钢锭加工的有关枝晶臂间距，评估凝固微观偏析的水平。确定Co和Ni的量，以①保持马氏体的开始温度至少为200℃，利用模式校正到通过淬火膨胀法和1％转变分额而测定的Ms温度，所以淬火后可获得板条马氏体基体结构，②为有效增强，保持高的M2C碳化物起始传动力，③通过使Ni含量增至最大而改进抗bcc分裂的能力，和④保持Co含量为8wt％，以获得足够的抗位错恢复能力，以增强M2C核化，并通过添加基体Cr的活性而增加Cr对氧化物膜的分配。图6表示以最终水平设定的其他合金元素含量和回火温度，优化以上四因素，而导致Co和Ni的选择量分别约为13wt％和4.8wt％。参照过去其他沉积硬化Ni-Co钢的研究，检测M2C和其他碳化物和金属间相之间的传动力比率，而仔细调整材料组合物和回火温度。
指定为1的第一批设计原型组合物与后来重复设计的一起示于表1。初始设计包括如下加工参数：
具有消气杂质和Ti脱氧的双真空熔体；
1005℃的最小溶液处理温度，其中，按照热动力学平衡，该温度受形成的碳化钒(VC)所限制；
和482℃的回火温度，估算回火时间3小时，获得最佳的强度和韧性。
第一批原型的(表1中编号1)评价对所有评价特性给出了有希望的结果。最明显的不足是低于所要求的Ms温度25～50℃，而强度水平低于目标15％。然后评价表1中第二系列设计，编号2A、2B和2C。所有3个第二批原型都给出了满意的转变温度，合金2C呈现出第二批重复的最好的机械特性。根据后面的基本组合物，第三批系列合金，表1中定为3A、3B和3C，研究了在颗粒精炼MC碳化物中的小变化，比较TiC，(Ti，V)C，和NbC。主要参数是MC相部分和溶液温度下的抗粗化能力，在均化温度下，经受抑制全部MC的溶解性。选择(Ti，V)C作为最佳颗粒精炼途径，第四批设计系列，表1中指定为4A～4G，检测(a)马氏体转变动力学的精炼，以使存留的奥氏体含量减至最小，(b)增加对照M2C碳化物的稳定性，以在M2C沉积增强期间，促使渗碳全部溶解，以提高断裂韧性，和(c)利用低温铁(Fe)基M2C沉积增强以完全避免渗碳的沉积并提高抗分裂能力。在后2个系列中包括添加W和Si，改性碳化物的热力学和动力学。
以下是描述实验和合金的简述：
表1
注：所有值以重量％表示
Figure GC20016134200280007100X01D00151
实施例1
将表1中的合金1真空感应熔融(VIM)成6英寸直径电极，随后将其真空电弧再熔融(VAR)成为8英寸直径坯锭。在1200℃下使该材料均化72小时，根据以上述和图2A、2B中描绘的优选处理技术进行锻造和退火。机加工成膨胀计测量用的样品，通过淬火膨胀测量法和1％转变分额，测定Ms温度为175℃。
机加工成试验样品，在1025℃下溶液热处理1小时，油淬火，液氮中浸渍1小时，加温到室温，并在482℃下回火8小时。测定的特性列于下表2。
表2
Figure GC20016134200280007100X01D00161
实施例2
将表1中的合金2A真空感应熔融(VIM)成6英寸直径电极，随后将其真空电弧再熔融(VAR)成8英寸直径坯锭，将该坯锭在1190℃下均化12小时，在1120℃下开始锻造并轧制成1.500英寸的方形棒，按照以上描述和图2A、2B描述的优选加工技术进行退火。机加工成膨胀计测量用的样品，通过淬火膨胀测量法和1％转变分额测定Ms温度为265℃。
由方形棒机加工成试验样品，1050℃下溶液热处理1小时，油淬火、液氮中浸渍1小时，加温到室温，500℃下回火5小时，空气冷却，液氮中浸渍1小时。加温到室温，500℃下回火5.5小时。测量的特性列于下表3。在同样的条件下，使用试验样品参照15-5PH(H900条件)的腐蚀速率。对本试验，15-5PH(H900条件)的平均腐蚀速率为0.26mils/平(mpy)。
表3
Figure GC20016134200280007100X01D00162
由方形棒机加工成抗拉样品，1025℃下溶液热处理75分钟，油淬火，液氮中浸渍1小时，加温到室温，在496℃下，多步回火每次4小时或6小时，在回火步骤之间，用液氮(LN2)处理1小时。测定的抗拉特性列于下表4。
表4
实施例3
将表1中合金2B真空感应熔融(VIM)成6英寸直径电极，随后将其真空电弧再熔融(VAR)成为8英寸直径坯锭。1190℃下将该坯锭均化12小时，1120℃开始锻造并轧制成1.000英寸直径的圆棒，按照上述和图2A、2B描绘的最佳处理技术进行退火，机加工成膨胀计测量用的样品，通过淬火膨胀测量法和1％转变分额，测定Ms温度为225℃。
由该圆棒机加工成试验样品，1100℃下溶液热处理70分钟，油淬火，液氮中浸渍1小时，加温到室温，并在482℃下回火24小时。测定的特性列于下表5。
表5
实施例4
将表1中的合金2C真空感应熔融(VIM)成6英寸直径电极，随后将其真空再熔融(VAR)成为8英寸直径坯锭。1190℃下将该坯锭均化12小时，1120℃开始锻造成2.250英寸方棒，并按照上述和图2A、2B描绘的最佳处理技术进行退火。机加工成膨胀计测量用样品，利用淬火膨胀测量法和1％转变分额，测定的Ms温度为253℃。
由方棒机加工成试验样品，1025℃下溶液热处理75分钟，油淬火，液氮中浸渍1小时，加温到室温，498℃下回火8小时。测定特性列于下表6。
表6
Figure GC20016134200280007100X01D00181
由方棒机加工成试验样品，1025℃下溶液热处理75分钟，油淬火，液氮中浸渍1小时，加温到室温，498℃下回火12小时。测定的特性列于下表7。
表7
由方棒机加工成腐蚀试验用样品，1025℃下溶液热处理75分钟，油淬火，液氮中浸渍1小时，加温到室温，498℃下回火8小时，空气冷却，498℃下回火4小时，测定的特性列于下表8。使用试验样品在相同的条件下参照15-5PH(H900条件)的腐蚀速率。对该试验的15-5PH(H900条件)的平均腐蚀速率为0.26mils/平(mpy)。
表8
由方棒机加工成抗拉样品，1025℃下溶液热处理75分钟，油淬火，液氮中浸渍1小时，加温到室温，496℃下多步回火每次4小时或6小时，在回火步骤之间用液氮(LN2)处理1小时。测定的抗拉特性列于下表9。
表9
Figure GC20016134200280007100X01D00192
合金设计主要是获得有效增强，同时保持抗腐蚀性和有效捕集氢，以抗应力腐蚀能力。通过在完成沉积时，精炼增强的M2C碳化物颗粒大小到约3nm的最佳尺寸而促进所有这些特性。图7示出了使用3维原子探针微量分析[M.K.Miller，Atom Probe Tomography，Kluwer Academic/plenum Publishers，New York，NY，2000]，在最佳热处理合金2C中3nm M2C碳化物的原子级图像，引入本文以作参考，证明事实上已获得设定的尺寸和粒子组合物。该图像是合金板坯的原子的再组织，其中图上由一个点表示每个原子，具有相当于其元素的颜色和尺寸，图7中划的圈表示合金碳化物成形物和图像中确定M2C纳米级碳化物的碳的聚集体。
结果，显示的合金具有表10中设定的元素组合范围。
表10
所有值以重量％表示
  C   Co   Ni   Cr   Si   Mn   Cu
  0.1 to 0.3   8 to 17   0 to 5   6 to 11   ＜1   ＜0.5   ＜0.15
具有一种或多种的：
  Mo   Nb   V   Ta   W
  ＜3   ＜0.3   ＜0.8   ＜0.2   ＜3
和一种或多种的：
  Ti   或其它稀土   Zr   B
  ＜0.2   ＜0.2   ＜0.15   ＜0.005
和平衡的铁。
最好避免杂质，然而允许存在一些杂质和偶存的元素，并在本发明范围内。因此，以重量计，最好是S小于0.02％，P小于0.01％，O小于0.015％，和N小于0.015％。当进行如上处理时，显微组织主要是马氏体，并所要求地保持以板条马氏体它具有小于2.5体积％，优选小于1体积％的存留或沉积奥氏体。显微组织主要包括M2C纳米级碳化物，其中M是选自Mo、Nb、V、Ta、W和Cr中的一种或多种元素。碳化物的分子式，大小和存在是重要的。优选地碳化物只以M2C形式存在，在某种程度上存在MC碳化物，而不存在其他碳化物，尺寸(平均直径)小于10nm，优选在约3～5nm的范围。尤其要避免他较大尺寸的不相干的碳化物，像渗碳体、M23C6，M6C和M7C3。其他脆性相，如拓扑密闭包裹的(TCP)金属间相，也应避免。
马氏体基体，其中埋入的增强纳米碳化物，含有最佳平衡的Co和Ni，以保持足够高的Ms温度，其有足够的Co以增强Cr分配到钝化的氧化物膜中，提高M2C传动力并保持纳米碳化物的错位成核。通过保持足够的Ni以提高抗分裂能力并通过稳定MC碳化物分散而促进粒子精炼，这可以在正火或溶解处理温度下阻止粗化。使合金组合物和热处理最佳化，以使所有其他限制韧性和抗疲劳的分散粒子降至最小或排除。通过粘合增强元素，如B、Mo和W的颗粒晶界偏析并通过纳米级M2C碳化物分散的捕氢效果可提高抗氢应力腐蚀的能力。在生产规模的坯锭固化条件下，强制合金组合物，以限制微观偏析。
表1中的特定合金组合物表示在这种类型合金中是目前公知的最佳和优化的配方，可以理解配方的变化与上述的物理物性相容，处理步骤和公开的范围以及等同物都在本发明范围之内。
这些优选的实施方案可以概括为5小类的合金组合物，列于表11中。小类1类似于表1中合金2C，3A和3B的组合物，对于在400～600℃下沉积Cr-Mo基M2C碳化物的二次固化回火是最佳的，并获得270～300ksi的UTS。小类2类似于表1中合金4D和4E的组合物，包括添加W和/和Si，以扰动渗碳，并提供更大的热稳定性，具有在约400-600℃下的二次硬化回火以沉积Cr-Mo-W基的M2C碳化物。对于要求更高断裂韧性的应用，小类3类似于表1中合金1，2A和2B的组合物，并提供了一种240～270ksi的中等UTS。小类4类似于表1中合金4F和4G的组合物，并对在200-300℃的低温回火优化，以沉积Fe基的M2C碳化物而不会形成渗碳体沉积。合金小类5是小类1的最佳实施方案。
表11
所有值以重量％表示
Figure GC20016134200280007100X01D00211
因此，本发明包括超高强度、抗腐蚀结构的钢合金的类型，及制备和使用这些合金的方法，这些合金仅受如下权利要求以及它们的等同物所限定。

Claims (1)

1.一种合金组合物，其特征在于：以组合形式，以重量计，含有0.1～0.3％碳C、8～17％钴Co，0～5％镍Ni，6～11％铬Cr，小于1％硅Si，小于0.5％锰Mn，和小于0.15％铜Cu，具有选自以下中的一种或多种：小于3％钼Mo，小于0.3％铌Nb，小于0.8％钒V，小于0.2％钽Ta，小于3％钨W；并具有选自从以下中的一种或多种：小于0.2％钛Ti，小于0.2％镧La或其他稀土元素，小于0.15％锆Zr，小于0.005％硼B；主要以铁Fe平衡，偶存元素和其他杂质，其中，以重量计：硫S小于0.02％，磷P小于0.012％，氧O小于0.015％，和氮N小于0.015％；所述合金含有板条马氏体相为主相，并所要求地保持板条马氏体具有小于2.5体积％的存留奥氏体，所述碳的存在形式为平均直径小于10nm的纳米级M2C碳化物分散体，其中M选自Mo、Nb、V、Ta、W、Cr中的一种或多种元素。 
CN02807100XA 2001-02-09 2002-02-11 纳米碳化物沉积增强的超高强度的、耐腐蚀的结构钢 Expired - Fee Related CN1514887B (zh)

Applications Claiming Priority (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US26762701P 2001-02-09 2001-02-09
US60/267,627 2001-02-09
US32399601P 2001-09-21 2001-09-21
US60/323,996 2001-09-21
US10/071,688 2002-02-08
US10/071,688 US7235212B2 (en) 2001-02-09 2002-02-08 Nanocarbide precipitation strengthened ultrahigh strength, corrosion resistant, structural steels and method of making said steels
PCT/US2002/004111 WO2003018856A2 (en) 2001-02-09 2002-02-11 Nanocarbide precipitation strengthened ultrahigh-strength, corrosion resistant, structural steels

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1514887A CN1514887A (zh) 2004-07-21
CN1514887B true CN1514887B (zh) 2013-05-15

Family

ID=27371948

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN02807100XA Expired - Fee Related CN1514887B (zh) 2001-02-09 2002-02-11 纳米碳化物沉积增强的超高强度的、耐腐蚀的结构钢

Country Status (10)

Country Link
US (3) US7235212B2 (zh)
EP (2) EP1368504B1 (zh)
JP (1) JP4583754B2 (zh)
CN (1) CN1514887B (zh)
AT (1) ATE457367T1 (zh)
AU (1) AU2002347760A1 (zh)
CA (1) CA2438239C (zh)
DE (1) DE60235295D1 (zh)
ES (1) ES2339851T3 (zh)
WO (1) WO2003018856A2 (zh)

Families Citing this family (91)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7235212B2 (en) * 2001-02-09 2007-06-26 Ques Tek Innovations, Llc Nanocarbide precipitation strengthened ultrahigh strength, corrosion resistant, structural steels and method of making said steels
US6780525B2 (en) * 2001-12-26 2004-08-24 The Boeing Company High strength friction stir welding
JP4732694B2 (ja) * 2002-02-08 2011-07-27 ケステック イノベーションズ エルエルシー ナノカーバイド析出強化超高強度耐食性構造用鋼
US6802444B1 (en) * 2003-03-17 2004-10-12 The United States Of America As Represented By The National Aeronautics And Space Administration Heat treatment of friction stir welded 7X50 aluminum
TW200641153A (en) * 2003-04-08 2006-12-01 Gainsmart Group Ltd Ultra-high strength weathering steel and method for making same
CA2528165A1 (en) * 2003-06-05 2004-12-16 Questek Innovations Llc Nano-precipitation strengthened ultra-high strength corrosion resistant structural steels
US7556699B2 (en) * 2004-06-17 2009-07-07 Cooper Clark Vantine Method of plasma nitriding of metals via nitrogen charging
US20070261768A1 (en) * 2006-05-10 2007-11-15 Reynolds Harris A Jr Method for designing corrosion resistant alloy tubular strings
US7175552B2 (en) * 2004-07-20 2007-02-13 Wilson Sporting Goods Co. Ball bat formed of carburized steel
US20060048857A1 (en) * 2004-09-09 2006-03-09 Cooper Clark V Method for processing alloys via high-current density ion implantation
US7695573B2 (en) * 2004-09-09 2010-04-13 Sikorsky Aircraft Corporation Method for processing alloys via plasma (ion) nitriding
JP4919968B2 (ja) * 2004-12-23 2012-04-18 ユナイテッド テクノロジーズ コーポレイション 鉄を含む構成要素の特性を高める組成及び方法
KR20070099658A (ko) * 2005-01-25 2007-10-09 퀘스텍 이노베이션즈 엘엘씨 Ｎｉ₃Ｔｉη―상 석출에 의해 강화된 마르텐사이트스테인리스 스틸
EP1722001A1 (en) * 2005-05-12 2006-11-15 Gainsmart Group Limited, a Corporation of the British Virgin Islands with offices at: High strength weathering nickel-cobalt-steel without aluminium and titanium and method for making same
EP1722000A1 (en) * 2005-05-12 2006-11-15 Gainsmart Group Limited, a Corporation of the British Virgin Islands with offices at: High strength stainless chromium-nickel steel without aluminium and titanium, and method for making same
AT505221B1 (de) * 2007-05-08 2009-09-15 Bihler Edelstahl Gmbh Werkzeug mit beschichtung
US8801872B2 (en) * 2007-08-22 2014-08-12 QuesTek Innovations, LLC Secondary-hardening gear steel
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
WO2009126954A2 (en) * 2008-04-11 2009-10-15 Questek Innovations Llc Martensitic stainless steel strengthened by copper-nucleated nitride precipitates
US20100119638A1 (en) * 2008-11-07 2010-05-13 Allis Carl R Pelleting die and method for surface hardening pelleting dies
US20100136369A1 (en) * 2008-11-18 2010-06-03 Raghavan Ayer High strength and toughness steel structures by friction stir welding
US8430075B2 (en) * 2008-12-16 2013-04-30 L.E. Jones Company Superaustenitic stainless steel and method of making and use thereof
CN101886228B (zh) * 2009-05-13 2012-02-01 中国科学院金属研究所 具有高强高韧和高耐腐蚀性能的低碳马氏体时效不锈钢
US8361247B2 (en) * 2009-08-03 2013-01-29 Gregory Vartanov High strength corrosion resistant steel
TW201604465A (zh) 2010-06-15 2016-02-01 拜歐菲樂Ｉｐ有限責任公司 從導熱金屬導管提取熱能的方法、裝置和系統
CN102319845B (zh) * 2011-06-16 2012-10-10 南京迪威尔高端制造股份有限公司 深海采油设备液压缸用钢锻件锻坯制造工艺
RU2464324C1 (ru) * 2011-09-07 2012-10-20 Российская Федерация, от имени которой выступает государственный заказчик Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) Способ криогенной обработки аустенитной стали
TWI525184B (zh) 2011-12-16 2016-03-11 拜歐菲樂Ｉｐ有限責任公司 低溫注射組成物，用於低溫調節導管中流量之系統及方法
CA2861581C (en) 2011-12-30 2021-05-04 Scoperta, Inc. Coating compositions
US8419869B1 (en) * 2012-01-05 2013-04-16 The Nanosteel Company, Inc. Method of producing classes of non-stainless steels with high strength and high ductility
CN104838032A (zh) 2012-10-11 2015-08-12 思高博塔公司 非磁性金属合金组合物和应用
US11634803B2 (en) 2012-10-24 2023-04-25 Crs Holdings, Llc Quench and temper corrosion resistant steel alloy and method for producing the alloy
KR20170088439A (ko) * 2012-10-24 2017-08-01 씨알에스 홀딩즈 인코포레이티드 내부식성 조질강 합금
CN103028912B (zh) * 2012-12-13 2014-01-01 南京迪威尔高端制造股份有限公司 深海采油设备阀座用钢锻件的制造方法
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
TWI583880B (zh) 2013-09-13 2017-05-21 拜歐菲樂Ｉｐ有限責任公司 用於調節管道中的流動的磁性低溫閥門、系統和方法
US10094007B2 (en) 2013-10-24 2018-10-09 Crs Holdings Inc. Method of manufacturing a ferrous alloy article using powder metallurgy processing
CN103667971A (zh) * 2013-11-08 2014-03-26 张超 一种耐海水腐蚀的泵阀合金钢材料及其制备方法
WO2015081209A1 (en) 2013-11-26 2015-06-04 Scoperta, Inc. Corrosion resistant hardfacing alloy
CA2951628C (en) 2014-06-09 2024-03-19 Scoperta, Inc. Crack resistant hardfacing alloys
US10465269B2 (en) 2014-07-24 2019-11-05 Scoperta, Inc. Impact resistant hardfacing and alloys and methods for making the same
WO2016014851A1 (en) * 2014-07-24 2016-01-28 Scoperta, Inc. Hardfacing alloys resistant to hot tearing and cracking
EP3234209A4 (en) 2014-12-16 2018-07-18 Scoperta, Inc. Tough and wear resistant ferrous alloys containing multiple hardphases
JP6314842B2 (ja) * 2015-01-06 2018-04-25 セイコーエプソン株式会社 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末および焼結体
JP6314846B2 (ja) * 2015-01-09 2018-04-25 セイコーエプソン株式会社 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末および焼結体
JP6319121B2 (ja) * 2015-01-29 2018-05-09 セイコーエプソン株式会社 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末および焼結体の製造方法
JP6314866B2 (ja) * 2015-02-09 2018-04-25 セイコーエプソン株式会社 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末および焼結体の製造方法
KR101642421B1 (ko) * 2015-03-06 2016-08-11 국민대학교산학협력단 구조용강 조성물
CN104841928B (zh) * 2015-06-02 2017-02-22 山东珠峰车业有限公司 油电混合动力三轮车后桥半轴及其制备工艺
AU2016317860B2 (en) 2015-09-04 2021-09-30 Scoperta, Inc. Chromium free and low-chromium wear resistant alloys
CA2996175C (en) 2015-09-08 2022-04-05 Scoperta, Inc. Non-magnetic, strong carbide forming alloys for powder manufacture
RU2610196C1 (ru) * 2015-11-06 2017-02-08 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ обработки метастабильных аустенитных сталей методом интенсивной пластической деформации
EP3374536A4 (en) 2015-11-10 2019-03-20 Scoperta, Inc. TWO WIRE ARC FLOORING MATERIALS WITH CONTROLLED OXIDATION
MX2018006361A (es) * 2015-11-25 2018-11-09 Questek Innovations Llc Aleaciones de acero resistentes a la fisuracion por tension de sulfuro (ssc) con cohesion de frontera de grano mejorada.
BR102016001063B1 (pt) 2016-01-18 2021-06-08 Amsted Maxion Fundição E Equipamentos Ferroviários S/A liga de aço para componentes ferroviários, e processo de obtenção de uma liga de aço para componentes ferroviários
GB2546808B (en) * 2016-02-01 2018-09-12 Rolls Royce Plc Low cobalt hard facing alloy
GB2546809B (en) * 2016-02-01 2018-05-09 Rolls Royce Plc Low cobalt hard facing alloy
PL3433393T3 (pl) 2016-03-22 2022-01-24 Oerlikon Metco (Us) Inc. W pełni odczytywalna powłoka natryskiwana termicznie
CN109415776B (zh) * 2016-04-22 2020-09-08 安普朗公司 一种用于由片材制造马氏体不锈钢部件的工艺
JP6376179B2 (ja) * 2016-07-06 2018-08-22 セイコーエプソン株式会社 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末および焼結体
JP6376178B2 (ja) 2016-07-06 2018-08-22 セイコーエプソン株式会社 歯車、減速装置、ロボットおよび移動体
MX2019003884A (es) 2016-10-03 2019-06-10 Procter & Gamble Composicion detergente para lavanderia con un ph bajo.
CN109715774B (zh) 2016-10-03 2021-10-01 宝洁公司 低pH衣物洗涤剂组合物
EP3301155A1 (en) 2016-10-03 2018-04-04 The Procter & Gamble Company Laundry detergent composition
HUE047452T2 (hu) 2016-10-03 2020-04-28 Procter & Gamble Alacsony ph értékû mosószerkészítmény
MX2019003848A (es) 2016-10-03 2019-06-24 Procter & Gamble Composición detergente para lavandería.
RU2709518C1 (ru) 2016-10-03 2019-12-18 Дзе Проктер Энд Гэмбл Компани Композиция моющего средства для стирки с низким показателем ph
US20180094220A1 (en) 2016-10-03 2018-04-05 The Procter & Gamble Company Laundry detergent composition
CA3041682A1 (en) * 2016-11-01 2018-05-11 The Nanosteel Company, Inc. 3d printable hard ferrous metallic alloys for powder bed fusion
US10953465B2 (en) * 2016-11-01 2021-03-23 The Nanosteel Company, Inc. 3D printable hard ferrous metallic alloys for powder bed fusion
RU2640702C1 (ru) * 2016-12-09 2018-01-11 федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" Способ деформационно-термической обработки аустенитных коррозионностойких сталей
CN106676406B (zh) * 2016-12-13 2018-07-10 柳州通为机械有限公司 汽车内饰件生产用模具
US10634593B2 (en) 2017-02-17 2020-04-28 Goff Omega Holdings, Llc Testing method for hydrogen embrittlement
WO2019226197A1 (en) * 2018-05-25 2019-11-28 Kingston William R Impact resistant high strength steel
CN107130185A (zh) * 2017-06-13 2017-09-05 中国科学院合肥物质科学研究院 一种新型弥散强化低活化耐辐照马氏体钢及其热处理工艺
CN108109857A (zh) * 2017-12-16 2018-06-01 博维恩冷冻科技（苏州）有限公司 一种电池包一键式按钮
BR112020020490A2 (pt) 2018-04-06 2021-01-12 Nucor Corporation Laminagem de atrito elevado de tira de metal fina
CN108754079A (zh) * 2018-06-13 2018-11-06 武汉科技大学 一种促进含w合金钢中纳米碳化物析出的热处理方法
WO2020086971A1 (en) 2018-10-26 2020-04-30 Oerlikon Metco (Us) Inc. Corrosion and wear resistant nickel based alloys
WO2020162983A1 (en) * 2019-02-08 2020-08-13 Nucor Corporation Ultra-high strength weathering steel and high friction rolling of the same
JP7156193B2 (ja) * 2019-07-12 2022-10-19 トヨタ自動車株式会社 硬質粒子及びそれを用いた焼結摺動部材
CN110423955B (zh) * 2019-07-29 2020-10-20 中国航发北京航空材料研究院 表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢及制备方法
MX2022003382A (es) 2019-09-19 2022-07-11 Nucor Corp Acero de resistencia ultra-alta a la intemperie para aplicaciones de estampado en caliente.
CN111485180B (zh) * 2020-04-16 2021-08-31 铜陵有色金神耐磨材料有限责任公司 复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法
CN111876561B (zh) * 2020-06-29 2021-04-09 北京科技大学 一种梯度形变高碳马氏体不锈钢的低温二次硬化回火方法
CN112080613A (zh) * 2020-09-16 2020-12-15 燕山大学 一种钢铁材料的淬火、配分、深冷、回火处理方法
CN112251682B (zh) * 2020-09-29 2022-03-18 中国科学院金属研究所 一种超高强度纳米晶20Cr13W3Co2不锈钢及其制备方法
CN113718161B (zh) * 2021-09-01 2022-04-22 新疆八一钢铁股份有限公司 一种防止20Ni2MoA齿轮钢加工开裂的控制方法
CN114774800B (zh) * 2022-04-19 2023-08-08 河南科技大学 一种超高强度、高塑韧性马氏体钢及其制备方法
CN115846403B (zh) * 2022-09-23 2023-08-15 贵州大学 一种具有大量层错和形变纳米孪晶的长棒状相组织的钴基合金及其制备方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN85102387A (zh) * 1985-04-01 1986-04-10 陕西机械学院 高碳高铬系模具钢复合强韧化处理工艺方法
US5061440A (en) * 1989-02-23 1991-10-29 Hitachi Metals, Ltd. Ferritic heat resisting steel having superior high-temperature strength
CN1075172A (zh) * 1993-01-13 1993-08-11 冶金工业部钢铁研究总院 高强高韧钢
CN1119878A (zh) * 1993-12-28 1996-04-03 新日本制铁株式会社 耐haz软化性能优良的马氏体耐热钢及其制造方法
US6030469A (en) * 1997-03-21 2000-02-29 Abb Research Ltd. Fully martensitic steel alloy
US6117388A (en) * 1998-09-02 2000-09-12 The Japan Steel Works, Ltd. Hot working die steel and member comprising the same for high-temperature use
US6176946B1 (en) * 1998-01-28 2001-01-23 Northwestern University Advanced case carburizing secondary hardening steels

Family Cites Families (49)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US458479A (en) * 1891-08-25 noriega
USRE26225E (en) 1967-06-20 Heat-resistant high-strength stainless steel
JPS5132572B1 (zh) * 1968-01-10 1976-09-13
US3756808A (en) 1971-08-12 1973-09-04 Boeing Co Stainless steels
US3873378A (en) 1971-08-12 1975-03-25 Boeing Co Stainless steels
JPS59150692A (ja) 1983-02-17 1984-08-28 Nippon Stainless Steel Co Ltd フエライトオ−ステナイト二相ステンレス鋼溶接材料
JPS6220857A (ja) 1985-07-19 1987-01-29 Daido Steel Co Ltd 高強度ステンレス鋼
JPS63293143A (ja) 1987-05-25 1988-11-30 Nippon Kinzoku Kogyo Kk 深冷処理硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼
US4836869A (en) 1987-11-25 1989-06-06 Massachusetts Institute Of Technology Hydrogen-resistant high-strength steels and the method for the manufacture thereof
US5049210A (en) 1989-02-18 1991-09-17 Nippon Steel Corporation Oil Country Tubular Goods or a line pipe formed of a high-strength martensitic stainless steel
JPH02236257A (ja) 1989-03-08 1990-09-19 Nippon Steel Corp 高強度かつ耐食性、耐応力腐食割れ性の優れたマルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP2817266B2 (ja) 1989-10-11 1998-10-30 大同特殊鋼株式会社 高靭性ステンレス鋼およびその製造方法
US5288347A (en) 1990-05-28 1994-02-22 Hitachi Metals, Ltd. Method of manufacturing high strength and high toughness stainless steel
JP3227734B2 (ja) 1991-09-30 2001-11-12 住友金属工業株式会社 高耐食二相ステンレス鋼とその製造方法
JP2500162B2 (ja) 1991-11-11 1996-05-29 住友金属工業株式会社 耐食性に優れた高強度二相ステンレス鋼
US7235212B2 (en) 2001-02-09 2007-06-26 Ques Tek Innovations, Llc Nanocarbide precipitation strengthened ultrahigh strength, corrosion resistant, structural steels and method of making said steels
US5221372A (en) 1992-02-13 1993-06-22 Northwestern University Fracture-tough, high hardness stainless steel and method of making same
JP2955731B2 (ja) 1992-08-20 1999-10-04 株式会社クボタ プラスチック成形機用高強度高靭性析出硬化型ステンレス合金
JP3371482B2 (ja) 1992-09-30 2003-01-27 住友電気工業株式会社 車輪速度検知用歯車およびその製造方法
US5310431A (en) 1992-10-07 1994-05-10 Robert F. Buck Creep resistant, precipitation-dispersion-strengthened, martensitic stainless steel and method thereof
EP0606885A1 (en) 1993-01-12 1994-07-20 Nippon Steel Corporation High strength martensitic steel having superior rusting resistance
US5824264A (en) 1994-10-25 1998-10-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High-temperature stainless steel and method for its production
JP3446294B2 (ja) 1994-04-05 2003-09-16 住友金属工業株式会社 二相ステンレス鋼
DE69510060T2 (de) 1994-07-21 2000-03-16 Nippon Steel Corp Rostfreier martensit-stahl mit ausgezeichneter verarbeitbarkeit und schwefel induzierter spannungsrisskorrosionsbeständigkeit
JP3496289B2 (ja) 1994-09-30 2004-02-09 大同特殊鋼株式会社 マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼高強度部材の製造方法
EP0732418B1 (en) 1994-09-30 2001-03-28 Nippon Steel Corporation Highly corrosion-resistant martensitic stainless steel with excellent weldability and process for producing the same
WO1996018751A1 (fr) 1994-12-16 1996-06-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Acier inoxydable duplex presentant une remarquable resistance a la corrosion
EP0770696B1 (en) 1995-04-12 1999-01-13 Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha High strength and high toughness heat resisting steel and its manufacturing method
JP3452225B2 (ja) 1995-04-27 2003-09-29 日立金属株式会社 軸受鋼、耐熱性および靭性に優れた軸受部材ならびにその製造方法
US5681528A (en) 1995-09-25 1997-10-28 Crs Holdings, Inc. High-strength, notch-ductile precipitation-hardening stainless steel alloy
US5855844A (en) 1995-09-25 1999-01-05 Crs Holdings, Inc. High-strength, notch-ductile precipitation-hardening stainless steel alloy and method of making
JP3427387B2 (ja) 1995-09-27 2003-07-14 住友金属工業株式会社 耐食性に優れた高強度溶接鋼構造物
US5866066A (en) 1996-09-09 1999-02-02 Crs Holdings, Inc. Age hardenable alloy with a unique combination of very high strength and good toughness
JPH10287924A (ja) 1997-04-16 1998-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd マルテンサイト単相のステンレス鋼管の製造方法
KR100589027B1 (ko) 1998-01-16 2006-06-13 씨알에스 홀딩즈 인코포레이티드 마르텐사이트계 스테인레스강 합금
US6458220B1 (en) * 1998-01-28 2002-10-01 Northwestern University Case hardened steel blades for sports equipment and method of manufacture
US6491767B1 (en) * 1998-01-28 2002-12-10 Northwestern University Case hardened dies for improved die life
JP2996245B2 (ja) 1998-02-23 1999-12-27 住友金属工業株式会社 酸化スケ―ル層付きマルテンサイト系ステンレス鋼材およびその製造方法
JP3911868B2 (ja) 1998-09-16 2007-05-09 大同特殊鋼株式会社 耐食性に優れた高強度・非磁性ステンレス鋼及びその製造方法
KR20010083939A (ko) 1998-11-02 2001-09-03 추후제출 Ｃｒ-Ｍｎ-Ｎｉ-Ｃｕ 오스테나이트 스테인레스강
TW541346B (en) 1999-03-08 2003-07-11 Crs Holdings Inc An enhanced machinability precipitation-hardenable stainless steel for critical applications
AU4468900A (en) 1999-04-26 2000-11-10 Crs Holdings, Inc. Free-machining austenitic stainless steel
AU739624B2 (en) 1999-05-18 2001-10-18 Nippon Steel Corporation Martensitic stainless steel for seamless steel pipe
EP1179380B1 (en) 1999-08-06 2009-10-14 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Martensite stainless steel welded steel pipe
US6238455B1 (en) 1999-10-22 2001-05-29 Crs Holdings, Inc. High-strength, titanium-bearing, powder metallurgy stainless steel article with enhanced machinability
US6273973B1 (en) 1999-12-02 2001-08-14 Ati Properties, Inc. Steelmaking process
WO2001079576A1 (en) 2000-04-18 2001-10-25 Crs Holdings, Inc. High-strength precipitation-hardenable stainless steel suitable for casting in air
US6746548B2 (en) * 2001-12-14 2004-06-08 Mmfx Technologies Corporation Triple-phase nano-composite steels
JP4732694B2 (ja) * 2002-02-08 2011-07-27 ケステック イノベーションズ エルエルシー ナノカーバイド析出強化超高強度耐食性構造用鋼

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN85102387A (zh) * 1985-04-01 1986-04-10 陕西机械学院 高碳高铬系模具钢复合强韧化处理工艺方法
US5061440A (en) * 1989-02-23 1991-10-29 Hitachi Metals, Ltd. Ferritic heat resisting steel having superior high-temperature strength
CN1075172A (zh) * 1993-01-13 1993-08-11 冶金工业部钢铁研究总院 高强高韧钢
CN1119878A (zh) * 1993-12-28 1996-04-03 新日本制铁株式会社 耐haz软化性能优良的马氏体耐热钢及其制造方法
US6030469A (en) * 1997-03-21 2000-02-29 Abb Research Ltd. Fully martensitic steel alloy
US6176946B1 (en) * 1998-01-28 2001-01-23 Northwestern University Advanced case carburizing secondary hardening steels
US6117388A (en) * 1998-09-02 2000-09-12 The Japan Steel Works, Ltd. Hot working die steel and member comprising the same for high-temperature use

Also Published As

Publication number Publication date
WO2003018856A9 (en) 2004-03-18
US20030226625A1 (en) 2003-12-11
US7160399B2 (en) 2007-01-09
EP2206799A1 (en) 2010-07-14
JP4583754B2 (ja) 2010-11-17
ES2339851T3 (es) 2010-05-26
JP2004522001A (ja) 2004-07-22
US20100258217A1 (en) 2010-10-14
US20030072671A1 (en) 2003-04-17
CN1514887A (zh) 2004-07-21
WO2003018856A3 (en) 2003-04-24
US7967927B2 (en) 2011-06-28
WO2003018856A8 (en) 2003-08-14
EP1368504B1 (en) 2010-02-10
US7235212B2 (en) 2007-06-26
EP1368504A2 (en) 2003-12-10
AU2002347760A1 (en) 2003-03-10
WO2003018856A2 (en) 2003-03-06
ATE457367T1 (de) 2010-02-15
DE60235295D1 (de) 2010-03-25
CA2438239A1 (en) 2003-03-06
EP1368504A4 (en) 2004-12-01
CA2438239C (en) 2011-04-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1514887B (zh) 纳米碳化物沉积增强的超高强度的、耐腐蚀的结构钢
US10351921B2 (en) Martensitic stainless steel strengthened by copper-nucleated nitride precipitates
Pandey et al. Evolution of phases in P91 steel in various heat treatment conditions and their effect on microstructure stability and mechanical properties
CN100467656C (zh) 细晶粒马氏体不锈钢及其生产方法
CN104364408B (zh) 合金化热浸镀锌热轧钢板及其制造方法
CN105579594A (zh) 基于铁的合金、其制备方法及其用途
Huo et al. A review of research and development on titanium microalloyed high strength steels
Skubisz et al. Controlled cooling of drop forged microalloyed-steel automotive crankshaft
CN111876674A (zh) 一种高强度中碳低合金钢板的制备方法
CA2528165A1 (en) Nano-precipitation strengthened ultra-high strength corrosion resistant structural steels
Zhang et al. Microstructure and mechanical properties of directed energy deposited U75V/15–5PH structurally graded material
US20050103408A1 (en) Nanocarbide precipitation strengthened ultrahigh-strength, corrosion resistant, structural steels
CA2475248C (en) Nanocarbide precipitation strengthened ultrahigh-strength, corrosion resistant, structural steels
JP4732694B2 (ja) ナノカーバイド析出強化超高強度耐食性構造用鋼
Schlegel The Material Steel
KR101445726B1 (ko) 고장력강 및 그 제조방법
Abdullahi Effects of Alloying Element and Heat Treatment on Mechanical Properties of Alloy Steels
Van Tyne et al. Warm and hot working applications
Raj et al. Forge and Heat-treatments in Microalloyed Steels–A Review
Chanda et al. Metals and Alloys
Oruč et al. NEW MATERIALS AS BASE FOR DEVELOPMENT OF MODERN INDUSTRIAL TECHNOLOGIES

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C12 Rejection of a patent application after its publication
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Open date: 20040721

CI01 Publication of corrected invention patent application

Correction item: Rejection of patent application

Correct: Dismiss

False: Reject

Number: 32

Volume: 26

ERR Gazette correction

Free format text: CORRECT: PATENT APPLICATION REJECTION OF AFTER PUBLICATION; FROM: REJECTION TO: REVOCATION REJECTED

C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20130515

Termination date: 20150211

EXPY Termination of patent right or utility model