CN1869271A - 超高强度不锈钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

通过组合Si、Cr、Cu、Mo、Ni、Co、W和Fe而制造的，空气中铸造的超高强度不锈钢，其中该钢的屈服强度大于约215,000psi，拉伸强度大于约240,000psi，且伸长率大于约6％。在一种优选实施方案中，该空气中铸造的超高强度不锈钢包括选自C，V，Mn和其混合物的至少一种成分。该钢可包括最多为0.08wt％的C，约0.3至1.5wt％的Si，约9至13wt％的Cr，约0.3至3wt％的Cu，约2.5至4.5wt％的Mo，约4至7wt％的Ni，约7至13wt％的Co，约0.2至2wt％的W，最多为约0.5wt％的V，以及余量的Fe。

Description

超高强度不锈钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及超高强度钢，更具体地，涉及可在空气中铸造的超高强度钢，其相比起传统的超高强度钢，具有改进的强度、廷展性、韧度和耐腐蚀性方面的性质。

背景技术

传统的超高强度钢存在许多缺陷。例如，大多数的马氏体和马氏体时效钢不耐大气腐蚀，尤其是在铸造过程中。为了严格控制不需要的填隙和外来元素的存在，采用高纯度的原材料，在真空条件下进行传统马氏体时效钢的熔融。

马氏体时效钢和其它类型的超高强度沉淀硬化钢在惰性环境中于真空条件下进行熔融和浇注(pour)，从而保护用于制造这类钢的必需和很高活性的元素，如钛和铝，使其不暴露到大气中。在熔融和浇注工艺中有目的地避免暴露到大气，其目的是防止活性元素发生氧化反应。已经知道，氧化态的活性元素的存在严重降低了所得到的钢的想要的机械性质。

然而，这种真空熔融和浇注是昂贵的。此外，许多传统的超高强度钢必须进行多次真空熔融和浇注，以获得期望水平的纯度。一旦完成了熔融和浇注工艺，钢必须经历重要的锻造加工而获得期望的机械性质。由于要求进行锻造加工，钢制造商必须拥有和使用顺序冲模以获得期望的形状和机械性质，这进一步增加了制造期望钢产品所需的成本和时间。而且，许多传统的超高强度钢在大多数应用中需要镀铬或镀镉，以提供一定水平的防腐蚀性保护，从而保护合金不生锈。

传统的超高强度马氏体时效钢通常包括以下表1中所列的合金元素(按重量百分比)：

                                    表1

13-8Mo	8Ni	2.25Mo	13Cr	.05C	1.1Al			平衡Fe
									Maraging 250	18Ni	5Mo	8.5Co	0.4Ti	0.1Al			平衡Fe
Maraging 300	18Ni	5Mo	9Co	0.7Ti	0.1Al			平衡Fe
									Cobalt Free250	18.5Ni	3Mo		0.7Ti	0.1Al			平衡Fe
Custom 455	8.5Ni	0.5Mo	12Cr	2Cu	1.1Ti	0.3Cb	0.05C	平衡Fe
									Custom 465	11Ni	1Mo	12Cr	1.65Ti	0.02C			平衡Fe

钛和铝是制造马氏体时效钢中采用的必须成分，其目的是使得到的钢具有增大的强度和硬度的性质。然而，采用钛和铝制造的任何钢都不能在空气中熔融(如上所解释的)，原因是它们易于形成脆化的化合物。因此，采用钛和铝形成的超高强度钢必须进行真空熔融和浇注。

而且，传统的马氏体超高强度钢，如AISI 4340，H11和300M的韧度水平不足，对大气元素的耐腐蚀性差，从而不能使用于许多既要求具有理想水平的韧度，又要求有一定程度耐腐蚀性的高强度钢应用场合中，例如不能使用在户外暴露的应用场合中。此外，为制造这些钢而使用的合金通常使得到的钢难以焊接(因为高碳含量一一般超过0.25％)，所得的作为铸件的钢与锻造的对应物相比，机械性质较差。

另一方面，已知超高强度的马氏体时效钢具有良好的韧度和可焊接性性质。然而，如上所述，马氏体时效钢对大气腐蚀和相关的应力腐蚀断裂敏感。获得这些钢的代价也是非常昂贵的。

如上所简述的，制造超高强度马氏体时效钢的最常见工艺是通过两或三道熔融工艺，其包括至少一个真空熔融/精练循环。熔融/精练循环之后通常进行锻造，并卷成片材或棒料。通过锻造加工，马氏体时效钢获得最佳性质。尽管已经知道对马氏体时效钢进行铸造获得了具有相当强度的钢产品，但铸造成为网状导致延展性较差(与其锻造的和机械加工的对应物相比)，如下表2所示。

                        表2

合金	屈服强度PSI	拉伸强度PSI	伸长率％	减少率％(延展性)
					Maraging 250(锻造的)	247,000	260,000	8	55
Maraging 250(铸造的)	242,102	261,233	5.8	10

因此需要开发出与上述那些传统超高强度钢相比，在强度、韧度、延展性和耐大气侵蚀性方面的综合性质有所改进的新的超高强度钢。也希望在无需昂贵的和耗时的真空熔融和浇注工艺的条件下，能以允许在空气中铸造的方式制造这类新的超高强度钢。

优选实施方案的概述

根据本发明的一个方面，提供了一种通过组合Si，Cr，Mo，Ni，Co，Cu，W和Fe而制造的，空气中铸造的(air-cast)超高强度不锈钢，其中该钢的屈服强度大于约215,000psi，拉伸强度大于约240,000psi，且伸长率大于约6％。该空气中铸造的超高强度不锈钢还可包括选自C，Mn，V和其混合物的一种或多种成分。在一种实施方案中，该空气中铸造的超高强度不锈钢基本上不含Al和Ti。

根据本发明的一个方面，本发明的超高强度不锈钢可包括约0.3至1.5wt％的Si，约9至13wt％的Cr，约2.5至4.5wt％的Mo，约4至7wt％的Ni，约7至13wt％的Co，约0.3至3wt％的Cu，以及约0.2至2wt％的W。另外，C的含量可最高为约0.08wt％，Mn的含量可最高为约1.5wt％，而V的含量可最高为约0.5wt％。Fe以余量存在。在一种实施方案中，该钢的屈服强度为约255,000到300,000psi范围内，拉伸强度为255,000到320,000psi之间，且伸长率为约10％到14％。

根据本发明的另一方面，本发明的超高强度不锈钢可包括约0.4至1.2wt％的Si，约10.5至13wt％的Cr，约2.75至4.25wt％的Mo，约4.5至6wt％的Ni，约8至12.5wt％的Co，约0.4至1.5wt％的Cu，以及约0.2至1wt％的W。另外，C的含量可最高为约0.05wt％，Mn的含量范围为约0.2至1wt％，而V的含量可最高为约0.25wt％。Fe以余量存在。

根据本发明的再一方面，提供的超高强度不锈钢包括约0.4至0.9wt％的Si，约10.5至12wt％的Cr，约3.5至4.1wt％的Mo，约4.5至5.5wt％的Ni，约8.3至10.6wt％的Co，约0.4至1wt％的Cu，约0.3至0.6wt％的W，余量为Fe。另外，C的含量可最高为约0.03wt％，Mn的含量范围可为约0.2至0.6wt％，而V的含量可最高为约0.15wt％。Fe以余量存在。根据本发明的又一方面，提供了由不锈钢制造的铸件(casting)，其是按照下列步骤制备的：熔融上述组合的成分以形成不锈钢混合物，浇注该不锈钢混合物而形成铸造件(cast part)，熔融和浇注均可在开放的空气中进行；在约2,100以上的温度下对铸造件进行约1到6小时的均匀化处理；在约1,600到约2,100的温度范围内对铸造件进行约1到4小时的固溶体热处理(solution heat treating)，然后冷却到室温；通过冷冻使铸造件在低于约-50的温度下冷却约1到8小时；以及在约800到约1,000的温度范围内对铸造件进行约4到约5小时的老化处理；如果要求进一步提高该合金的机械性质，可在约1,900以上的温度和高于约14,000psi的压力下，对由该不锈钢制成的铸造件进行约3到5小时的热等静压制(hot isostatic pressing)处理。这一处理应该在均匀化步骤之前进行。在一种实施方案中，经历所述老化步骤之后，所述铸造件的屈服强度大于约215,000psi，拉伸强度大于约240,000psi，且伸长率大于约6％。在一种实施方案中，所述均匀化步骤在约2,150到2,220的温度范围内进行，所述固溶体热处理步骤在约1,800到1,950的温度范围内进行，所述冷却步骤在约-110到-75的温度范围内进行，以及所述老化步骤在约900到1,000的温度范围内进行。在一种实施方案中，所述热等静压制处理步骤在约2,000到2,240的温度范围内进行。

根据本发明的另一方面，提供了由不锈钢制造铸造件的方法。该方法包括下列步骤：组合最多为0.08wt％的C，约0.3至1.5wt％的Si，约9至13wt％的Cr，约0.3至3wt％的Cu，约2.5至4.5wt％的Mo，约4至7wt％的Ni，约7至13wt％的Co，约0.2至2wt％的W，以及余量的Fe；熔融所述组合的成分，形成不锈钢混合物；以及浇注所述不锈钢混合物，形成所述铸造件。在一种实施方案中，在组合步骤期间，加入选自V，Mn和其混合物的一种或多种成分。在一种实施方案中，熔融和浇注均可在开放的空气中进行。在一种实施方案中，经历所述老化步骤之后，所述铸造件的屈服强度大于约215,000psi，拉伸强度大于约240,000psi，且伸长率大于约6％。

根据本发明原理制备的超高强度钢提供了可在空气中铸造的产品，当与上文所述的那些传统超高强度钢相比时，该产品表现出在强度、韧度、延展性和对大气的耐腐蚀性方面有所改进的综合性质。此外，本发明的这类新的超高强度不锈钢可在开放的空气环境中制造，从而避免利用昂贵的和耗时的真空熔融和多道熔融及铸造工艺。

优选实施方案的详述

本发明涉及超高强度不锈钢(以下成为“不锈钢”)和其制造方法。本发明的不锈钢通常包括硅、铬、钼、镍、钴、铜和钨作为基本合金元素，在需要的情况下还包括少量添加物——碳、锰和钒，其余的成分则是铁。用于形成本发明不锈钢的合金成分的特定组成，以及用于加工该不锈钢的热处理，提供了可在空气中铸造的，比起传统超高强度钢在强度、延展性、韧度和耐大气腐蚀性方面具有改进的综合性质的钢，且获得了占主导的马氏体微结构，该马氏体微结构随后被金属互化物硬化。如果需要，本发明的不锈钢可进行真空熔融并直接浇注到模具中(熔模铸造)或制成铸锭，其随后被锻造，以进一步提高其韧度和疲劳特性。

本发明不锈钢的关键特征在于实现这些性能改进的同时有目的地避免采用活性元素如钛和/或铝的能力。在为了获得硬度而制造典型马氏体时效钢中，对这些元素的使用很常见。因此，提供具有高硬度的不锈钢的同时有目的地避免采用这些元素的能力是意想不到的和令人惊奇的，且在以前认为是不可能实现的。

为了使不锈钢能在空气中熔融，有意地避免使用这些活性元素。判断性地选择其它的合金元素和/或对用于制造不锈钢的合金成分的整体平衡进行调节，从而获得期望的综合机械性质。对这些元素进行有策略的替代，这避免了必须在非活性的环境中进行多个熔融和浇注循环，从而能在开放的空气环境下，以既是成本较低的，又更有时间效率的方式形成不锈钢。

不锈钢可由以下的原子元素形成：Fe，Si，Cr，Mo，Ni，Co，Cu和W。如上所述，本发明的不锈钢区别于传统的超高强度钢如马氏体时效钢等的关键特征在于有意地避免使用活性元素钛和铝。

本发明的不锈钢包括下表3中所列的，以各自重量百分比范围表示的合金元素。应该理解的是，所有的值都是近似值。

                    表3

元素	实施例范围	优选范围	最优选范围
				C	最多0.08	最多0.05	最多0.03
Si	0.3至1.5	0.4至1.2	0.4至0.9
				Cr	9至13	10.5至13	10.5至12
Cu	0.3至3	0.4至1.5	0.4至1
				Mo	2.5至4.5	2.75至4.25	3.5至4.15
Ni	4至7	4.5至6	4.5至5.5
				Mn	最多1.5	0.2至1	0.2至0.6
Co	7至13	8至12.5	8.3至10.6
				V	最多0.5	最多0.25	最多0.15
W	0.2至2	0.2至1	0.2至0.6
				S	最多0.01	最多0.01	最多0.01
P	最多0.03	最多0.03	最多0.03
				N	最多0.05	最多0.05	最多0.05
Fe	平衡(Balance)	平衡	平衡

本发明的不锈钢可包括商业级马氏体时效钢中常见的杂质。例如，如表3所示，本发明的不锈钢中可存在痕量元素，如最多约0.01wt％的S，最多约0.03wt％的P，以及最多0.05wt％的N。

采用硅的目的是在钢的加工过程中提供可铸造性和流动性方面的改进性质。本发明的不锈钢可包括约0.3至1.5wt％的Si。采用铬的目的是提供耐腐蚀性、强度和可硬化性方面的改进性质。本发明的不锈钢包括约9至13wt％的Cr。采用铜的目的是为最终的钢产品提供改进的耐腐蚀性和耐气候性。它与Cr，Ni和Mo一起提供了预期程度的耐腐蚀性。本发明的不锈钢包括约0.3至3wt％的Cu。

采用钼的目的是提高本发明不锈钢的可硬化性。因此，本发明的不锈钢包括约2.5至4.5wt％的Mo。采用镍的目的是增大合金的强度和韧度。本发明的不锈钢包括约4至7wt％的Ni。采用钴的目的是提高强度。因此，本发明的不锈钢包括约7至13wt％的Co。采用钨的目的是提供强度和硬度方面的改进性质。本发明的不锈钢包括约0.2至2wt％的W。

C，Mn和V的采用应该理解为是任选的。采用碳的目的是通过热处理而提高合金的强度和可硬化性。因此，本发明的不锈钢可包括最多达约0.08wt％的C。采用锰是为了可铸造性目的。本发明的不锈钢可包括最多达1.5wt％的Mn。采用钒的目的是提高硬度，或在给定的硬度水平下提高韧度。本发明的不锈钢可包括最多达约0.5wt％的V。

通过采用更良性(benign)的元素取代具有高度活性的元素，如传统马氏体时效钢或其它超高强度沉淀硬化合金中含有的铝和/或钛，因此本发明的不锈钢被赋予了更强的抗大气腐蚀性。采用活性较低的元素有目的地取代具有高度活性的元素，从而生成了能在空气中进行单次熔融和浇注的，同时表现出优异稳定性和可铸造性(流动性)的合金。

在一种优选的实施方案中，本发明的不锈钢被熔模铸造为想要的形式。优选地，在单次操作中熔融和浇注不锈钢，与传统马氏体时效钢所不同的是，这一操作无需在非活性的环境中进行。应该理解的是，根据本发明原理制备的不锈钢能够容易地在空气中铸造成复杂的结构。

应该理解的是，尽管优选采用在空气中进行熔融，但也可采用保护性的气体。例如，为提高可铸造性，可在熔融期间将液态或气态的氩覆盖到电荷材料(charge material)的表面上。另外，在铸件固化的开始十分钟左右，如果通过放置罐体盖在冷却壳体上而除去冷却壳体周围的空气，则可得到较好的铸体表面。然而，这并不是对本发明的限制。

一般来说，本发明的不锈钢显示出下列期望的综合机械性质：(i)屈服强度大于约215,000psi，优选为约230,000到260,000psi的范围内；(ii)拉伸强度大于约240,000psi；优选为约250,000到280,000psi的范围内；以及(iii)伸长率超过约6％，优选为8到14％。除了这些机械性质之外，本发明的不锈钢也显示出可铸造性、流动性、可焊接性以及耐大气腐蚀性方面的良好性质。

可设计本发明的不锈钢的配方，以根据需要而提供落在上述范围内的预期水平的强度、韧度、伸长率和耐腐蚀性，从而适应特定的钢应用场合。通过选择性地采用合金成分和/或通过改变这些合金成分的用量，可得到在这些范围内不同水平的性能。

如上所述，本发明的不锈钢可在空气环境中被熔融和浇注，即可在空气中熔融、浇注并可在空气中铸造成为期望的结构。在铸造件被铸造后，加工不锈钢的典型工艺包括下列步骤：(a)均匀化处理；(b)固溶体热处理；(c)冷却；(d)需要时可进行高温/高压固结(consolidation)，但应在均匀化处理步骤之前进行。

高温/高压固结的步骤优选采用热等静压制方式进行。在热等静压制步骤期间，将熔模铸造产品放置于特定压力容器中，该特定压力容器能在超过约14,000psi的惰性气体压力下将该产品加热至特定的温度。该工艺中所采用的高温和高压导致产品内的内在铸造间断(internal castingdiscontinuities)，如孔隙、气体或收缩孔发生崩塌，从而获得内部缺陷大大降低，而机械性质较好的铸件。

铸造产品优选在约15,000psi的压力和高于约1,900的温度下，更优选在约1,900到2,250的温度范围内，于惰性气体，如氩气填充的室(chamber)中进行热等静压制。被加热之前，在压力室中填充或装载氩气达到某一特定的压力范围。使室内的温度升高到预期温度，这导致室内的压力增加至期望的水平。维持该预期温度约3-5小时，然后将铸件冷却到室温。热等静压制之后对产品进行正常的检测，以评价孔隙的封闭情况。

均匀化处理步骤在中性气体中，于约2,000到约2,225温度范围内进行约1到6小时。均匀化处理用于逆转和/或中和热等静压制循环期间产生的微结构变化，并最小化铸造期间引起的任何化学分离(segregation)。

固溶体加热步骤在中性气体中于约1,600到约2,100温度范围内进行约1到4小时，然后采用快速气体鼓风(rapid gas fan)而冷却到室温。固溶体加热步骤的作用是使微结构处于奥氏体条件下，并通过快速冷却而将该结构转化为马氏体。

冷却步骤是通过在完成为时约1到4小时的固溶体热处理之后的24小时内，在约-50以下(优选-90到-100)冷冻处于室温的铸造产品，从而完成奥氏体到马氏体的转化。老化步骤在约800到1,000的温度范围下进行约1到6小时，以获得期望的上述综合机械性质。

下表4列出了根据本发明的原理，用于制造不锈钢而采用的优选的、更优选的和最优选的工艺参数。应该理解的是，所有的值都是近似值。

                                 表4

加工步骤	优选	更优选	最优选
				热等静压制(任选)	1,900至2,250@14,000至16,000psi3至5小时	2,000至2,240@14,000至16,000psi3至5小时	2,125至2,220@14,000至16,000psi3至5小时
均匀化	2,100至2,2251至6小时	2,150至2,2202至5小时	2,205至2,2204小时±15分钟
				固溶体热处理	1,600至2,1001至4小时	1,800至1,9501至3小时	1,875至1,9251小时±15分钟
冷却	-350至-501至8小时	-110至-751至3.5小时	-110至-903小时±15分钟
				老化	800至10001至6小时	900至1,0003至5小时	925至9504小时±15分钟

为了更好地理解根据本发明原理的不锈钢和其制造方法，提供了以下

实施例。

实施例

根据本发明的实践方法制备本发明不锈钢的多个示例性实施方案。这些实施例被称为下表5中所列举的MR04-1、MR04-2、MR04B、MR04C、MR04D、MR04E、MR04L、MR06C、MR08A、MR08B。这些实施例是通过组合含量范围如表5所示的各种合金成分，在空气中进行熔融、浇注，并将组合的合金混合物铸造成期望的铸件而制备得到的。

                                                            表5

合金	MR04-1	MR04-2	MR04B	MR04C	MR04D	MR04E	MR04L	MR06C	MR08A	MR08B
											元素
C	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.01	0.02	0.02	0.02	0.02
											Mn	0.35	0.35	0.25	0.25	0.26	0.26	0.24	0.24	0.21	0.20
Si	0.49	0.49	0.48	0.47	0.48	0.51	0.47	0.45	0.55	0.56
											Cr	9.51	9.51	10.14	10.67	11.14	11.66	10.09	10.76	11.00	11.05
Ni	6.94	6.94	5.89	5.40	5.37	5.26	6.30	5.14	4.85	4.84
											Mo	4.00	4.00	4.15	4.13	4.02	4.20	4.12	4.13	3.98	4.02
Cu	0.48	0.48	0.51	0.52	0.50	0.44	0.51	0.49	1.41	0.94
											Co	8.49	8.49	8.51	8.48	8.59	8.22	8.48	10.60	10.39	10.40
W	-	-	-	-	-	-	-	-	0.51	0.98
											N	0.020	0.020	-	-	-	0.011	-	-	0.01	0.01
V	0.03	0.03	0.03	0.03	0.03	0.03	0.03	0.03	-	-
											P	0.018	0.018	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021
S	0.011	0.011	0.009	0.009	0.009	0.010	0.009	0.009	0.005	0.006
											Fe	平衡	平衡	平衡	平衡	平衡	平衡	平衡	平衡	平衡	平衡

对本发明的示例性不锈钢进行测试，结果表明其具有可与传统的真空熔融锻造的超高强度不锈钢合金相媲美的屈服强度和拉伸强度性质。然而，本发明的实施例不锈钢钢以空气中熔融和在空气中铸造的熔模铸件形式提供。

下表6示出了按照上述方法制备的示例性不锈钢的物理性质以及每个样品的热处理过程的数据。铸造件在2,100到约温度下2,220的温度范围内进行约4小时的均匀化处理(参见针对每个样品的表格)，然后在约1,900温度下进行约1.5小时的固溶体热处理。然后通过快速气体鼓风使经过固溶体热处理后的铸造件冷却到室温，并随后在约-100的温度下冷冻约4到约6小时(参见针对每个样品的表格)，从而将残留的奥氏体转化为马氏体。然后使该铸造件在约950的温度下老化4到6小时，以获得期望的机械性质。

在表6的热处理列中，第一个时间和温度数字代表均匀化数据，第二个时间和温度数字代表固溶体热处理的数据，第三个时间和温度数字代表冷冻数据，而第四个时间和温度数字则代表老化数据。

                               表6

样品	屈服KSI	UTSKSI	％EL	％RA	热处理
						MR04-1	231.5	253.5	13	40	2220，4小时；1900，1.5小时；-100，4小时；950，4小时
MR04-2	236.0	257.0	10.3	35.25	2220，4小时；1900，1.5小时；-100，2小时；950，6小时
						MR04-1	226.0	249.0	11.5	40.0	2120，4小时；1900，1.5小时；-100，2小时；950，4小时
MR04-2	233.0	256.8	11.5	38.5	2120，4小时；1900，1.5小时；-100，2小时；950，6小时
						MR04B	235.0	254.6	10.2	39.4	2220，4小时；1900，1.5小时；-100，2小时；950，4小时
MR04C	231.6	252.0	10.8	41.0	2220，4小时；1900，1.5小时；-100，2小时；950，4小时
						MR04D	232.4	251.2	10.2	41.2	2220，4小时；1900，1.5小时；-100，2小时；950，4小时
MR04E	232.8	252.2	11.2	41.6	2220，4小时；1900，1.5小时；-100，2小时；950，4小时
						MR04L	237.0	256.6	10.4	37.4	2220，4小时；1900，1.5小时；-100，2小时；950，4小时
MR06C	252.5	271.0	9.5	33.0	2220，4小时；1900，1.5小时；-100，2小时；950，4小时
						MR08A	257.7	278.0	7.1	21.5	2220，4小时；1900，1.5小时；-100，2小时；950，4小时
MR08B	259.9	280.1	6.9	20.9	2220，4小时；1900，1.5小时；-100，2小时；950，4小时

下表7提供了按照上述方法制备的示例性不锈钢的物理/机械性质与其他传统钢相比较的数据：

                                    表7

合金	YS，PSI	UTS，PSI	％El	密度	强度：重量	腐蚀等级	可铸造性等级
								MR04-1平均值	231,500	253,500	13	0.285	889474	8	8
MR04-2平均值	236,000	257,000	10.3	0.285	901754	8	8
								MR04B平均值	235,000	254,600	10.2	0.285	893333	8	8
MR04C平均值	231,600	252,000	10.8	0.285	884211	8	8
								MR04D平均值	232,400	251,200	10.2	0.285	881403	8	8
MR04E平均值	232,800	252,200	11.2	0.285	884912	8	8
								MR04L平均值	237,000	256,600	10.4	0.285	900351	8	8
MR06C平均值	252,500	271,000	9.5	0.285	950877	8	8
								MR08A平均值	257,700	278,000	7.1	0.285	975438	8	8
MR08B平均值	259,900	280,100	6.9	0.285	982807	8	8
								17-4铸件	159,300	167,000	8	0.282	592199	8	8
17-4锻造件	178,000	192,000	12	0.282	680851	8
								超钢C	170,000	185,000	7	0.282	656028	9	5
Ti-6-4片	140,000	150,000	10	0.16	937500	10
								Ti-6-4平均值	122,000	134,000	7	0.16	837500	10	3
Custom465	234,000	257,000	12	0.282	911348	7	2
								13-8PH	210,000	225,00	12	0.282	797872	8	2

304不锈钢	300,00	700,00	35	0.282	248227	9	7
								IC316	350,00	750,00	35	0.282	265957	10	6
IC8620	120,000	140,000	10	0.280	500000	1	5

根据如上所述的性能数据，本发明的不锈钢显示出屈服强度和拉伸强度均优于其它用于比较的传统钢的综合性质，同时还具有伸长百分率和耐腐蚀性可与其它用于比较的传统钢相媲美的性质。

因此，本发明提供的不锈钢是可在空气中铸造的，并且被特别设计用于克服上述传统超高强度钢的所述缺点。与它们的马氏体和马氏体时效钢等同物相比，本发明的不锈钢的耐大气腐蚀性更高，且具有比多数锻造硬化的和沉淀硬化的不锈钢更好的综合机械性质，屈服强度超过约215,000psi，拉伸强度大于约240,000psi，伸长率大于6％，而面积减小则为20％。

本发明的不锈钢具有优异的流动性和可铸造性，这使得它们可被用于铸造成复杂的薄壁结构。不锈钢的活性低于其它马氏体时效钢，这使得能进行空气中熔融和浇注，并获得期望的综合机械性质，而无需进行多次真空熔融和锻造加工。这类钢活性较小的性质导致了金属-模反应和多孔性较少。此外，通过熔模铸造可将本发明的不锈钢直接制成近似网的形状。与传统的马氏体时效合金相比，这些合金的价格更便宜，更易于获得。无需采用高纯度的原材料，这些合金就能达到期望的机械性质。这些合金易于被回收，从而降低了成本，并有利于环境。与低合金马氏体类似物(4140或300M合金)相比，本发明的合金表现出更好的可焊接性。与传统的超高强度钢相比，它们在大多数应用中并不需要镀铬或镀镉，因此它们对环境更为友好。

本发明的不锈钢可被单次熔融，因而显著地降低了加工成本。它们可在空气中熔融和空气中浇注成为复杂的结构，从而降低了真空铸造炉所需要的资本支出。作为空气中铸造的合金，产率(每小时的产量)明显高于采用真空熔融的合金的产率。不锈钢所要求的采购交付周期(acquisition lead-times)降低，生产循环时间更快，以及制造成本更低。由于加工更简单，整个生产时间和周期(准备和操作时间)更快，因此需要较少的存货。由于本发明的不锈钢在无需进行锻造加工的情况下就能获得其性质，因此不需要顺序冲模来获得期望的形状和机械性质。在花费采购和加工成本的情况下，锻造加工和真空熔融能改善它们的特性，以用于特定应用。

尽管已经公开和阐释了特定的实施例，但应该理解的是，本发明的不锈钢可根据最终产品的特定应用而具有许多不同化学构成中的其中一种化学构成。而且，应该理解的是，为制造这些钢而所述的温度、时间、压力等都只是示例性的，本领域的技术人员将能够在不背离本发明精神的情况下设计出不同于所公开和阐释的工艺过程和化学性质。

Claims (11)

1.一种空气中铸造的超高强度不锈钢，其通过组合Si，Cr，Mo，Ni，Co，Cu，W和Fe而制造，其中，所述钢的屈服强度大于约215,000psi，拉伸强度大于约240,000psi，且伸长率大于约6％。

2.如权利要求1所述的空气中铸造的超高强度不锈钢，还包括选自C，Mn，V和其混合物的至少一种成分。

3.如权利要求1所述的空气中铸造的超高强度不锈钢，其中，Si的含量为约0.3至1.5wt％，Cr的含量为约9至13wt％，Mo的含量为约2.5至

4.5wt％，Ni的含量为约4至7wt％，Co的含量为约7至13wt％，以及W的含量为约0.2至2wt％，Fe以余量存在。

4.一种超高强度不锈钢，基本由下列物质组成：

约0.3至1.5wt％范围内的Si，

约9至13wt％范围内的Cr，

约2.5至4.5wt％范围内的Mo，

约4至7wt％范围内的Ni，

约7至13wt％范围内的Co，

约0.3至3wt％范围内的Cu，

约0.2至2wt％范围内的W，以及

余量的Fe。

5.一种超高强度不锈钢，包括：

最多为约0.08wt％的C，

约0.3至1.5wt％范围内的Si，

约9至13wt％范围内的Cr，

约0.3至3wt％范围内的Cu，

约2.5至4.5wt％范围内的Mo，

约4至7wt％范围内的Ni，

约7至13wt％范围内的Co，

约0.2至2wt％范围内的W，

最多为约0.5wt％的V，

最多为约1.5wt％的Mn，以及

余量的Fe。

6.一种由不锈钢制造的铸件，其是按照下列步骤制备的：

在约2,000以上的温度下，对由不锈钢制造的铸造件进行约1到6小时的均匀化处理；

在约1,600到约2,100的温度范围内，对所述铸造件进行约1到4小时的固溶体热处理，然后冷却到室温；

通过冷冻使所述铸造件在低于约-50的温度下冷却约1到8小时；和

在约800到约1,000的温度之间，对所述铸造件进行约4到约5小时的老化处理。

7.如权利要求6所述的铸件，其中，在所述均匀化步骤之前进行下列的步骤：

在约1,900以上的温度和高于约14,000psi的压力下，对所述铸造件进行约3到5小时的热等静压制处理。

8.如权利要求6所述的铸件，其中，在所述压制步骤之前，所述铸件由下列步骤形成：

组合约0.3至1.5wt％的Si，约9至13wt％的Cr，约0.3至3wt％的Cu，约2.5至4.5wt％的Mo，约4至7wt％的Ni，约7至13wt％的Co，约0.2至2wt％的W，以及余量的Fe；

熔融所述组合的成分，以形成不锈钢混合物；以及

浇注所述不锈钢混合物而形成所述铸造件。

9.一种由不锈钢制造铸造件的方法，包括下列步骤：

组合最多为0.08wt％的C，约0.3至1.5wt％的Si，约9至13wt％的Cr，约0.3至3wt％的Cu，约2.5至4.5wt％的Mo，约4至7wt％的Ni，约7至13wt％的Co，约0.2至2wt％的W，以及余量的Fe；

熔融所述组合的成分，形成不锈钢混合物；以及

浇注所述不锈钢混合物，形成所述铸造件。

10.如权利要求9所述的方法，还包括下列步骤：

在约2,100以上的温度下，对所述铸造件进行约1到6小时的均匀化处理；

在约1,600到约2,100的温度范围内，对所述铸造件进行约1到4小时的固溶体热处理，然后冷却到室温；

通过冷冻使所述铸造件在低于约-50的温度下，冷却约1到4小时；和

在约800到约1,000的温度下，对所述铸造件进行约4到约5小时的老化处理。

11.如权利要求10所述的方法，还包括下列步骤：

在所述均匀化步骤之前，于约1,900以上的温度和高于约14,000psi的压力下，对所述铸造件进行约3到5小时的热等静压制处理。