專(zhuān)利名稱(chēng)：納米碳化物沉積增強(qiáng)的超高強(qiáng)度的、耐腐蝕的結(jié)構(gòu)鋼的制作方法
相關(guān)申請(qǐng)的交叉參考文獻(xiàn)本申請(qǐng)基于以下美國(guó)臨時(shí)和非臨時(shí)申請(qǐng)，這里一起列入作參考，并提出優(yōu)先權(quán)美國(guó)序列號(hào)60/267627，2001.2.9申請(qǐng)，題為“納米沉積增強(qiáng)的超高強(qiáng)度耐腐蝕的結(jié)構(gòu)鋼”，美國(guó)序列號(hào)60/323996，2001.9.21申請(qǐng)，題為“納米沉積增強(qiáng)的超高強(qiáng)度耐腐蝕的結(jié)構(gòu)鋼”，和美國(guó)序列號(hào)(待定)，2002.2.8申請(qǐng)，題為“納米碳化物沉積增強(qiáng)的超高強(qiáng)度，耐腐蝕的結(jié)構(gòu)鋼”。
背景技術(shù)：
主要方面，本發(fā)明是關(guān)于鈷、鎳、鉻、不銹鋼的馬氏體鋼合金，具有超高強(qiáng)度和耐腐蝕能力，其特征是納米大小的碳化物沉積物，尤其是M2C沉積物。
在航空航天和其他高性能構(gòu)件中的主要構(gòu)成成分幾乎完全是由超高強(qiáng)度鋼制成，因?yàn)橹亓俊⒊叽?，和某些情況下，涉及其他材料的使用的費(fèi)用受到了限制。然而，具有至少240-300ksi抗拉強(qiáng)度的超高強(qiáng)度鋼一般其耐腐蝕性能差，而且對(duì)氫敏感，并環(huán)境下易脆裂。
因此，在航天航空和其他鋼構(gòu)件中具有一般抗腐蝕性的，主要是使用鍍鎘構(gòu)件，而且當(dāng)需要抗磨損時(shí)，主要是使用鍍硬鉻件。從費(fèi)用、加工、環(huán)境和可靠性方面看，這些鍍層具有很多缺點(diǎn)。所以，在超高強(qiáng)度鋼合金的設(shè)計(jì)或開(kāi)發(fā)中，目標(biāo)是排除對(duì)鎘和鉻鍍層的需要性，而沒(méi)有機(jī)械性缺乏或者強(qiáng)度的減小。對(duì)于本發(fā)明合金的一個(gè)特性目的是用具有大于240ksi抗拉強(qiáng)度的不銹鋼或耐腐蝕的鋼取代非不銹鋼的結(jié)構(gòu)鋼，這不需要鎘鍍層，并證明沒(méi)有鍍鉻或其他保護(hù)性的抗磨性鍍層，仍具有抗磨性。
在用于航天航空構(gòu)件的一種最廣泛使用的超高強(qiáng)度鋼為300M。這種合金主要是改進(jìn)的4340鋼，提供了稍高級(jí)I的回火溫度，因而，在處理過(guò)程中可以使引入的脆性氫氣加熱除氣。航天航空材料說(shuō)明書(shū)AMS 6257A[SAEInternational，Warrendale，PA，2001]，列入本文作參考，它涉及在航天航空應(yīng)用中的300M的多種使用。在這說(shuō)明書(shū)中，最小拉伸特性是280ksi的極限抗拉強(qiáng)度(UTS)，230ksi的屈服強(qiáng)度(YS)，8％的延伸率和30％的面積減小率。平均平面應(yīng)變摸式I斷裂韌性為 [Philip，T.V.和T.J.McCaffrey，超高強(qiáng)度鋼，Properties and SelectionIrons.Steels and High-Performance Alloys，Materials Park，OH，ASM International，1430-448，1990]，列入本文作參考。報(bào)導(dǎo)了在3.5wt％的氯化鈉水溶液中抗應(yīng)力腐蝕裂紋性為 300M的高抗拉強(qiáng)度可設(shè)計(jì)航天航空系統(tǒng)內(nèi)輕質(zhì)構(gòu)件，諸如著陸起落架。然而，一般缺乏抗腐蝕性，要求鎘鍍層，由于環(huán)境下脆化，低的抗應(yīng)力腐蝕裂紋性，導(dǎo)致重要方面出現(xiàn)故障。
沉積硬化不銹鋼的鋼，主要是15-5PH，[AMS 5659K，SAE International，Warrendale，PA，1998]，列入本文作參考，也可以用作航天航空構(gòu)件，但主要是僅用于輕負(fù)載應(yīng)用，由于其強(qiáng)度低，所以重量損失不大。對(duì)于這種合金，抗腐蝕性要足以排除鍍鎘，然而，在最大強(qiáng)度為H900的條件下，15-5PH的最小的拉伸特性只有190ksi UTS和170ksi YS，這就限制了不受強(qiáng)度限制的構(gòu)件的應(yīng)用。
另一種沉積增強(qiáng)不銹鋼的鋼，Carpenter Cusfom 465TM[Alloy Digest，SS-716，Materials Parl，OH，ASM International，1998]，列入本文作參考，使用金屬間沉積并達(dá)到稍低于270ksi的最大UTS。在那種強(qiáng)度水平，Cusfom 465TM具有約為5ft-Ib的低的夏氏V形缺口試件沖擊動(dòng)能[Kimmel，WM.，N.S.Kuhn，等人，Cryogenic Model Materials，39th AIAA Aerospace Sciences Meeting &Exhiblt，Keno，NV，2001]，列入本文作參考。對(duì)于多數(shù)結(jié)構(gòu)應(yīng)用，為了保持適當(dāng)?shù)目瓜氖蟅形缺口試件沖擊，Cusfom 465TM必須在限定其UTS到適當(dāng)?shù)偷?70ksi的條件下使用。
已開(kāi)發(fā)研制出了許多二次硬化不銹鋼的鋼，它們都達(dá)到了至多270ksi的極限強(qiáng)度水平。這些公開(kāi)在美國(guó)專(zhuān)利號(hào)Re 26225、3756808、3873378和5358577中。這些不銹鋼的鋼使用較高量的鉻，以保持抗腐蝕性，而且兼顧了強(qiáng)度。這些合金的主要特征是在二次硬化期間形成并保有大量的奧氏體。奧氏體改進(jìn)了合金的流動(dòng)性能，并同時(shí)它們可以獲得高達(dá)270ksi的UTS，它們的屈服強(qiáng)度不大于200ksi。這種屈服和極限之間的極大差距，限制了可以使用這些鋼的應(yīng)用。因此，仍然存在需要超高強(qiáng)度、非腐蝕性的鋼合金，具有至少約230ksi的屈服強(qiáng)度，和至少約280ksi的極限抗拉強(qiáng)度。
發(fā)明簡(jiǎn)要簡(jiǎn)單地說(shuō)，本發(fā)明的不銹鋼的鋼合金含有，以重量計(jì)，約0.1～0.3％的碳(C)，8～17％的鈷(Co)，小于5％的鎳(Ni)，大于6％小于11％的鉻(Cr)，和小于3％的鉬(Mo)，與其他元素添加劑，包括少量的Si、Cu、Mn、Nb、V、Ta、W、Ti、Zr，稀土類(lèi)和B，余量為鐵(Fe)，和偶存的元素和雜質(zhì)，加工時(shí)主要是馬氏體相，具有超高強(qiáng)度和非腐蝕的物理特性，這是由于成分的選擇和定量以及加工規(guī)程的結(jié)果。
本發(fā)明的合金可以獲得約300ksi的極限抗拉強(qiáng)度(UTS)和約230ksi的屈服強(qiáng)度(YS)，而且，用大于6％，小于11％，最好小于10％(以重量計(jì))的鉻，提供了抗腐蝕能力。本發(fā)明的合金提供了多種結(jié)構(gòu)鋼的組合的觀測(cè)機(jī)械特性，這些結(jié)構(gòu)鋼普遍是鎘鍍層，并用于航天航空應(yīng)用中，沒(méi)有專(zhuān)門(mén)涂布或電鍍，該不銹鋼的鋼仍具有腐蝕特性。高效納米級(jí)碳化物(M2C)增強(qiáng)，以較低的碳和合金含量提供了超高強(qiáng)度，同時(shí)，由于納米級(jí)碳化物的氧化能力并提供的鉻，作為純化氧化物膜，從而改進(jìn)了抗腐蝕性。這種超高強(qiáng)度和抗腐蝕特性在單一材料中的結(jié)合，排除了對(duì)鎘鍍層的要求，而沒(méi)有涉及目前結(jié)構(gòu)鋼的重量損失。此外，由于本發(fā)明的合金不再依賴(lài)于防護(hù)環(huán)境的不可靠鍍層，所以不會(huì)因環(huán)境脆化而導(dǎo)致均失效。
因此，本發(fā)明的一個(gè)目的是提供一種新型的超高強(qiáng)度，抗腐蝕性的結(jié)構(gòu)鋼合金。
本發(fā)明的另一個(gè)目的是提供一種不需要電鍍或涂層以抗腐蝕的超高強(qiáng)度，耐腐蝕性的結(jié)構(gòu)鋼合金。
本發(fā)明的再一個(gè)目的是提供一種具有鈷、鎳和鉻合金元素，與其他元素結(jié)合的超高強(qiáng)度，抗腐蝕性的結(jié)構(gòu)鋼合金，由此該合金是耐腐蝕性的。
本發(fā)明還有一個(gè)目的，就是提供一種超高強(qiáng)度、抗腐蝕性的結(jié)構(gòu)鋼合金，它具有大于240ksi，優(yōu)選大于280ksi的極限拉伸強(qiáng)度(UTS)，和大于200ksi，優(yōu)選大于230ksi的屈服強(qiáng)度(YS)。
本發(fā)明還有一個(gè)目的，就是提供一種超高強(qiáng)度、抗腐蝕性結(jié)構(gòu)鋼合金，其特征是板條狀馬氏體顯微組織，和由M2C納米級(jí)大小沉積的粒狀結(jié)構(gòu)，并且其中，其他的其中X＞2的MXC沉積物，一般已溶解。
本發(fā)明仍有一個(gè)目的，是提供一種超高強(qiáng)度，抗腐蝕的結(jié)構(gòu)鋼合金，它易于加工以形成部件和制品，同時(shí)仍保持其超高強(qiáng)度和不腐蝕的特性。
本發(fā)明仍有一個(gè)目的，是對(duì)已公開(kāi)的不銹鋼鋼合金組成提供一種加工規(guī)程，這使形成的合金顯微組織具有所要求的高強(qiáng)度和不腐蝕特性。
在下面詳細(xì)的描述中將列出這些和其他目的，優(yōu)點(diǎn)和特征。
附圖的簡(jiǎn)要描述如下的詳細(xì)描述中，將參照以下圖構(gòu)成的附圖。


圖1是方框流程圖，體現(xiàn)出本發(fā)明合金的設(shè)計(jì)概念特征。
圖2A是平衡相圖，描繪本發(fā)明合金實(shí)例中各種溫度下的相和碳化物組成。
圖2B是本發(fā)明合金的典型加工過(guò)程相對(duì)于現(xiàn)有平衡相的曲線(xiàn)圖。
圖3是對(duì)改變碳(C)含量，峰硬度和M2C傳動(dòng)力之間的相關(guān)圖，其值以重量％表示。
圖4是表示對(duì)不同鉬(Mo)和釩(V)的含量M2C傳動(dòng)力(ΔG)和比例速率常數(shù)的等值線(xiàn)圖，其中，溫度設(shè)定為482℃，其他合金元素的量，設(shè)定為0.14wt％的碳(C)、9wt％的鉻、13wt％的鈷(Co)、和4.8wt％的鎳(Ni)。
圖5是在1000℃下，對(duì)于0.14wt％的碳(C)含量，用以確定最終釩(V)含量的相圖，其中其他合金元素設(shè)定為9wt％的鉻(Cr)、1.5wt％的鉬(Mo)、13wt％的鈷(Co)、和4.8wt％的鎳(Ni)。
圖6是表示本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方案中，改變鈷(Co)和鎳(Ni)含量時(shí)，Ms溫度和M2C傳動(dòng)力(ΔG)的等值線(xiàn)圖，其中，溫度設(shè)定為482℃，其他合金元素的量設(shè)定為0.14wt％的碳(C)、9wt％的鉻(Cr)、1.5wt％的鉬(Mo)、和0.4wt％的釩(V)。
圖7是本發(fā)明的一個(gè)最佳熱處理的優(yōu)選實(shí)施方案和實(shí)施例中，M2C碳化物的3維原子探針圖像。
本發(fā)明的詳細(xì)說(shuō)明本發(fā)明的鋼合金呈現(xiàn)各種物理特性和加工能力。確定這些特征和能力作為總體標(biāo)準(zhǔn)，隨后，證明元素組合和加工步驟適于制造這種滿(mǎn)足這些標(biāo)準(zhǔn)的鋼合金。圖1是系統(tǒng)流程方塊圖，說(shuō)明了用于本發(fā)明合金的加工/結(jié)構(gòu)/特性/性能之間的關(guān)系。對(duì)應(yīng)用所要求的性能(例如，航天航空構(gòu)件、著落起落架等)確定了所要求的一組合金特性。本發(fā)明的合金呈現(xiàn)出組織特征，能獲得所要求的特性組合，并能通過(guò)圖1左圖中所示順序加工步驟進(jìn)行評(píng)價(jià)。以下是合金的物理特性、加工能力或特征的標(biāo)準(zhǔn)，隨后通過(guò)合金有關(guān)發(fā)現(xiàn)和實(shí)例的分析和實(shí)驗(yàn)技術(shù)的描述，總體是限定本發(fā)明的元素、物理特征和加工特征的范圍和程度。
物理特征本發(fā)明最佳實(shí)施方案的物理特征或特性一般如下通過(guò)線(xiàn)性極化技術(shù)測(cè)量，抗腐蝕能力相當(dāng)于15-5PH(H900條件)。
強(qiáng)度相當(dāng)于或好于300M合金，即極限拉伸強(qiáng)度(UTS)≥280ksi，屈服強(qiáng)度(YS)≥230ksi，延伸率(EL)≥8％，面積減小(RA)≥30％，抗應(yīng)力腐蝕裂紋能力(KIscc)≥15ksiin,]]>KIcYS≥0.21]]>對(duì)于抗磨和抗疲勞，表面可硬化到≥67 Rockwell C(HRC)。
對(duì)于最大的抗疲勞/抗腐蝕疲勞的最佳顯微組織特征。
加工性能的特征本發(fā)明的主要目的是提供一種具有上述真實(shí)的物理特性和具有使合金有用和實(shí)踐的加工性能的合金。具有許多與制造規(guī)模和給定使用得到的清潔度和質(zhì)量的可加工途徑，要求本發(fā)明的合金與廣泛的加工具有兼容性，因此這也是本發(fā)明的一個(gè)特征。
主要的目的是使合金的特性與熔融技術(shù)相兼容，如真空感應(yīng)熔融(VIM)、真空電弧再熔融(VAR)、和電爐渣再溶融(ESR)和其他類(lèi)型，如真空電爐渣再溶融(VSR)。本發(fā)明的合金也可以利用其他方法生產(chǎn)，像空氣熔融和粉末冶金。最重要的是在以上各方法的凝固條件下，合金的性狀呈現(xiàn)有限的凝固微觀偏析。本發(fā)明的合金中，通過(guò)選擇適當(dāng)?shù)脑睾浚庸ふ麄€(gè)二次枝晶期間，可以減少由凝固產(chǎn)生的組合物變化?？稍试S的變化導(dǎo)致合金在工業(yè)中的合理溫度下，能夠使其均質(zhì)化的，通常在超過(guò)1100℃的金屬溫度下，并達(dá)到合金的初熔溫度，并適當(dāng)?shù)募庸r(shí)間，基本上小于72小時(shí)，最好小于36小時(shí)。
本發(fā)明的合金也具有適當(dāng)?shù)臒嵫永m(xù)性，致使均質(zhì)化后的處理可以在目前工業(yè)實(shí)踐的溫度和降低限制條件下進(jìn)行。對(duì)本發(fā)明合金的典型熱加工實(shí)施，能夠使截面減小比率超過(guò)3∶1，優(yōu)選超過(guò)5∶1。此外，坯錠的初始熱加工可降低到1100℃以下，對(duì)于所要求產(chǎn)品尺寸的最后熱加工可在950℃以下進(jìn)行。
關(guān)于溶液熱處理的目的，包括將所有原合金的碳化物(即MXC，其中X＞2)充分溶解的目的，同時(shí)保持細(xì)小顆粒的精煉分散(即，MC)和小的顆粒大小，按照ASTM E112[ASTM，ASTM E112-96，West Conshohocken，PA，1996]，一般等于或小于ASTM顆粒大小號(hào)5，列入本文作參考。因此，用本發(fā)明的合金，在溶液熱處理過(guò)程進(jìn)入奧氏體相區(qū)時(shí)，在早期加工期間形成的粗級(jí)合金碳化物被溶解，溶液中產(chǎn)生的碳，然后在回火期間便于增強(qiáng)沉積。然而，在同樣的處理期間，奧氏體粒子能粗化，由此，降低了強(qiáng)度、韌性和延展性。本發(fā)明的合金，通過(guò)MC沉積可減慢這種顆粒粗化，這牽制晶界，當(dāng)溶液熱處理溫度增加時(shí)，要求這種顆粒精煉分散的量要避免或減小顆粒粗化增加。本發(fā)明的合金能徹底溶解所有粗級(jí)碳化物，即MXC，其中X＞2，而在適當(dāng)?shù)娜芤簾崽幚頊囟认?，?50～1100℃，優(yōu)選950-1050℃同時(shí)保持足夠的顆粒精煉分散。
在溶液熱處理后，由本發(fā)明合金制造的構(gòu)件通常迅速冷卻，或在低于形成馬氏體的溫度下淬火。這一過(guò)程的優(yōu)選結(jié)果是顯微組織，它基本上全部由馬氏體構(gòu)成，而完全不含有奧氏體，其他轉(zhuǎn)變形式的產(chǎn)品，像貝氏體或鐵氧體，或者處理期間保留的或形成的其他碳化物產(chǎn)品。被冷卻構(gòu)件的厚度和冷卻介質(zhì)諸如油、水或空氣，都決定了這種處理形式的冷卻速度。當(dāng)冷卻速度增加時(shí)，形成其他非馬氏體產(chǎn)品的危險(xiǎn)性降低，但構(gòu)件的變形可能增加，因此被處理部分的截面厚度減小。本發(fā)明的合金在以中等速度冷卻或淬火后，基本上完全是馬氏體，當(dāng)冷卻到低溫時(shí)，或優(yōu)選冷卻到室溫時(shí)，斷面尺寸小于3英寸，優(yōu)選小于6英寸。
利用本發(fā)明合金制造的構(gòu)件，冷卻或淬火后，可在這樣的溫度范圍內(nèi)和時(shí)間周期中進(jìn)行回火處理，其中合金中的碳將形成共格納米級(jí)M2C碳化物，同時(shí)避免形成其他碳化物產(chǎn)品。在這老化或二次硬化處理期間，以通過(guò)爐子的功率和構(gòu)件斷面的尺寸確定的速度將構(gòu)件加熱到處理溫度，并保持適當(dāng)時(shí)間，然后，冷卻或淬火到室溫。
如果早期溶液處理在避免保留奧氏體中無(wú)效的話(huà)。可以將回火處理分成多步進(jìn)行，每個(gè)回火處理后，緊接著冷卻或淬火到室溫，并優(yōu)選相繼冷卻到低溫，以形成馬氏體。回火處理的溫度基本上在200～600℃之間，優(yōu)選在450～540℃之間，并持續(xù)時(shí)間小于24小時(shí)，優(yōu)選是2～10小時(shí)。理想處理的結(jié)果是由納米級(jí)M2C碳化物分散增強(qiáng)的馬氏體基體(基本上沒(méi)有奧氏體)，避免了早期處理階段形成的瞬變態(tài)的滲碳體，如果處理時(shí)間太長(zhǎng)，也沒(méi)有其他合金碳化物沉積。
本發(fā)明合金的一個(gè)顯著特征是關(guān)于所使用的高回火溫度，以獲得它的二次硬化應(yīng)答。雖然特有的目的是避免為抗腐蝕的鍍鎘，由本發(fā)明合金制造的許多構(gòu)件，在制造或檢修期間，可以要求電鍍處理，諸如鎳或鉻。電鍍處理會(huì)向顯微組織中引入氫，這導(dǎo)致脆化，并在電鍍后，必須將該部分暴露于高溫下烘焙。本發(fā)明的合金可以在接收它最初回火溫度的高溫下進(jìn)行烘焙。而不會(huì)降低合金強(qiáng)度。與通常使用的4340和300M合金比較，本發(fā)明合金的回火溫度明顯地高，所以烘焙處理能更迅速并可靠地完成。
對(duì)抗磨損、抗腐蝕、和裝飾的某些表面改性技術(shù)，諸如物理蒸汽沉積(PVD)，或表面硬化技術(shù)，諸如氣體或等離子體氮化，都是在約500℃的溫度下，約幾小時(shí)完成。本發(fā)明合金的另一個(gè)特征是熱處理過(guò)程與這些表面涂層或硬化處理的溫度和程序是相兼容的。
由本發(fā)明合金制造的構(gòu)件在溶液熱處理的老化之前，可以加工或機(jī)加工。當(dāng)去除材料時(shí)，加工或機(jī)加工作業(yè)要求材料是軟的，并具有合適的切屑形成。因此，本發(fā)明的合金，在將它們提供給加工者之前，熱加工處理后，最好實(shí)施退火處理。退火處理的目的是降低本發(fā)明合金的硬度，而不會(huì)促使過(guò)多的奧氏體。通常退火處理是通過(guò)加熱合金而完成，該溫度為600～850℃，優(yōu)選為700～750℃，時(shí)間小于24小時(shí)，優(yōu)選2-8小時(shí)，并慢慢冷卻到室溫。在某些情況下，多步退火處理可獲得更佳的結(jié)果。在這種處理中，本發(fā)明的合金可以以系列的溫度在不同的時(shí)間進(jìn)行退火，通過(guò)中間冷卻步驟或多步驟可進(jìn)行分離或不分離。
在機(jī)加工，溶液熱處理和老化之后，本發(fā)明合金制造的構(gòu)件要求研磨步驟，以保持該部件所要求的最終尺寸。表面研磨是通過(guò)對(duì)高速陶瓷輪的研磨作用而從該部件去除材料。需要避免因該部件表面過(guò)熱而對(duì)構(gòu)件造成危害和因粘附材料而對(duì)研磨輪造成危害。通過(guò)降低合金中保留的奧氏體含量基本上可以避免這些復(fù)雜問(wèn)題。對(duì)于上述這種和其他原因，本發(fā)明的合金在溶液熱處理后，呈現(xiàn)非常少的存留奧氏體。
由本發(fā)明合金制造的許多構(gòu)件可以通過(guò)各種焊接方法而接合，諸如，氣弧焊、埋弧焊、摩擦-攪拌焊、電子束焊，等等。這些方法要求材料在加工后，在熔融區(qū)或在要延展焊接的熱影響區(qū)內(nèi)進(jìn)行固化，可使用預(yù)熱和后熱以控制合金在焊接中和熱影響區(qū)內(nèi)促進(jìn)焊接延展性中所經(jīng)受的熱過(guò)程。延展焊接的主要傳動(dòng)裝置是材料中的低碳含量，然而，這也限制了強(qiáng)度。本發(fā)明的合金使用非常有效的納米級(jí)M2C碳化物可達(dá)到它們的強(qiáng)度，因此使用比諸如300M鋼要低的碳含量可獲得規(guī)定水平的強(qiáng)度，并由此促進(jìn)了焊接性。
顯微組織和組合物特征合金設(shè)計(jì)，通過(guò)減少Cr含量而獲得所要求的抗腐蝕性，因?yàn)楦逤r含量以幾種方式限制了其他所要求的特性。例如，較高Cr的一個(gè)結(jié)果是降低馬氏體Ms的溫度，依次又限制了其他要求合金元素如Ni的含量。高Cr量也促進(jìn)了過(guò)度凝固微觀偏析，這難以用高溫均質(zhì)化處理消除。高Cr也限制了碳化物沉積增強(qiáng)所需的C的高溫溶解性，造成使用高溫溶液熱處理，為此，顆粒大小的控制變得困難。因此，本發(fā)明合金的一個(gè)特征是Cr的用量范圍，以重量計(jì)，大于6％，小于11％(最好小于10％)，并正如上所述，與其他元素結(jié)合可獲得具有結(jié)構(gòu)強(qiáng)度的抗腐蝕性。
本發(fā)明合金的另一特征是用最少的碳含量獲得所要的碳化物增強(qiáng)。如Cr、C可極大地降低Ms溫度并提高溶液溫度。高C含量也限制焊接性，并能引起涉及Cr碳化物在晶界沉積的腐蝕問(wèn)題。高C也限制了通過(guò)退火提高機(jī)加工性能而獲得的軟化程度。
剛剛討論的兩個(gè)主要特征可通過(guò)使用Co提高。Co和Cr的熱動(dòng)力學(xué)相互反應(yīng)提高了Cr對(duì)腐蝕鈍化期間形成氧化物膜的分配，因此提供的防腐能力相當(dāng)于更高Cr的鋼。在回火期間，Co通過(guò)提高沉積熱動(dòng)力傳動(dòng)力也能催化碳化物沉積，并通過(guò)延緩位錯(cuò)復(fù)原以促進(jìn)碳化物在位錯(cuò)處的非均勻成核。因此，以重量計(jì)，0.1～0.3％的C范圍，與8～17％范圍的Co相結(jié)合，并與Cr一起，如上所述，和其他少量的構(gòu)成元素，提供的合金具有抗腐蝕性和超高強(qiáng)度。
通過(guò)碳化物精煉，增強(qiáng)分散降低到納米結(jié)構(gòu)水平，即，直徑小于10nm，優(yōu)選小于5nm的程度，也可以促進(jìn)抗腐蝕性和超高強(qiáng)度的理想組合。與其他增強(qiáng)沉積比較，如馬氏體時(shí)效型鋼中所使用的金屬間相，M2C合金碳化物的相當(dāng)高的剪切模量降低了用于增強(qiáng)粒徑僅約3納米的最佳顆粒大小。精煉碳化物沉積尺寸到這一程度提供了高效的增強(qiáng)分散，這是通過(guò)進(jìn)行合金獲得足夠高的熱動(dòng)力的傳動(dòng)力而達(dá)到的。這種精煉提供了額外的好處，就是使碳化物達(dá)到像鈍化氧化物膜一樣長(zhǎng)的規(guī)模，以致于碳化物中的Cr能沉積在形成的膜中。因此，碳化物形成沒(méi)有明顯地降低抗腐蝕性。納米碳化物分散的另一個(gè)優(yōu)點(diǎn)是在碳化物的介面上有效地捕獲氫，從而提高了抗應(yīng)力腐蝕裂紋的能力。有效的納米級(jí)碳化物增強(qiáng)也使得體系能很好地適于在回火期間通過(guò)滲氮的表面硬化，以產(chǎn)生相同尺寸級(jí)的碳氮化物M2(C，N)，可額外地有效增強(qiáng)，而不會(huì)明顯損失抗腐蝕性。這種滲氮可以使表面硬度高達(dá)1100維氏硬度(VHN)，相當(dāng)于70HRC。
通過(guò)對(duì)精煉MC碳化物分散的顆粒的最佳分散，而通過(guò)精煉顆?？蛇M(jìn)一步提高韌性，在正火和溶液處理期間仍保持顆粒牽住，在韌性斷裂期間仍能抗拒微孔核化。為此目的，控制熔融脫氧實(shí)踐以有助于形成富Ti的MC分散，以及減少氧化物和硫氧化物夾雜顆粒的數(shù)量密度，這些在斷裂期間形成主要的孔隙。在最佳條件下，根據(jù)存在的Ti含量，由質(zhì)量平衡確定的MC量，計(jì)算小于10％的合金C含量。在其他要求的限制中，增加Ni含量可提高抗脆性斷裂的能力。通過(guò)沉積傳動(dòng)力控制而精煉的M2C顆粒大小，在完成M2C沉積時(shí)能保持超高強(qiáng)度，以便充分溶解Fe3C滲碳碳化物，這種碳化物沉積早于M2C，并通過(guò)微孔核化限制了斷裂韌性。認(rèn)為當(dāng)M2C的量達(dá)到合金C含量的85％時(shí)，可有效完成滲碳溶解，正像通過(guò)由Montgomery描述的技術(shù)測(cè)量M2C相所評(píng)價(jià)的，[Montgomery，J.S.和G.B.Olson，M2C Carbide Precipitationin AF1410，Gilbert R.Rpeich SymposiumFundamentals of Aging and Temperingin Bainitic and Martensitic Steel Products，ISS-AIME，Warrendale，PA，177-214，1992]，列入本文以作參考?？上拗祈g性的其他相沉積，如其他碳化物(例如，M23C6，M6C和M7C3)和拓?fù)鋵W(xué)上的密閉包裝(TCP)金屬間相(例如，σ和μ相)，對(duì)于它們的形成，通過(guò)強(qiáng)烈熱力學(xué)傳動(dòng)力而可以避免。
此外，由納米級(jí)M2C碳化物而有效捕集氫以降低氫的遷移，通過(guò)控制雜質(zhì)的偏析和將合金化元素控制到早期奧氏體晶界以抵制氫輔助的晶間斷裂，可進(jìn)一步提高抗氫應(yīng)力腐蝕的能力。通過(guò)控制不需要的雜質(zhì)的含量諸如P和S，降低水平，并使合金中的殘留量吸收進(jìn)穩(wěn)定的化合物中，諸如La2O2S或Ce2O2S，可促進(jìn)這一結(jié)果。在熱處理期間，通過(guò)有意識(shí)偏析提高粘著力的元素，諸如B、Mo和W，可進(jìn)一步提高晶界粘著力。這些促進(jìn)抗應(yīng)力腐蝕斷裂能力的因素也能提高抗腐蝕疲勞的能力。
通過(guò)所探查合金的類(lèi)型可獲得所有這些條件，同時(shí)保持溶液熱處理溫度不會(huì)過(guò)高，通過(guò)淬火膨脹測(cè)量法和1％轉(zhuǎn)變分額而測(cè)定馬氏體Ms溫度，也可以保持足夠的高以確立板條馬氏體的顯微組織，并減少存留奧氏體的含量，它另外可限制屈服強(qiáng)度。
優(yōu)選的處理技術(shù)通過(guò)各種處理途徑生產(chǎn)合金，例如，鑄造法，粉末冶金或坯錠冶金。使用任何普遍的熔融法可熔融合金成分，諸如，空氣熔融。但通過(guò)真空感應(yīng)熔融(VIM)更優(yōu)選。而后，合金可以均質(zhì)化和熱加工，但是，優(yōu)選是二次熔融法，例如電渣再熔融(ESR)或真空電弧再熔融(VAR)，以便獲得改進(jìn)的斷裂韌性和疲勞特性。為了獲得更高的斷裂韌性和疲勞特性，在均質(zhì)化和熱加工之前，可使用額外的再熔融作業(yè)。在任何情況下，都是通過(guò)在熔融步驟中組合成分而開(kāi)始形成合金。
在熱加工之前可以將合金均質(zhì)化。或可以加熱和直接熱加工。如果使用均質(zhì)化，可通過(guò)將合金加熱到金屬溫度而完成，該溫度范圍為1100℃或1110℃或1120℃到1330℃或1340℃或1350℃，也可達(dá)到1400℃之高，時(shí)間期限，至少4小時(shí)，以溶解可溶的元素和碳化物，并也可以均化結(jié)構(gòu)。一種對(duì)合金的設(shè)計(jì)標(biāo)準(zhǔn)是低的微觀偏析，因此，合金均勻所需要的時(shí)間要短于其他不銹鋼合金。在金屬均化金屬溫度范圍內(nèi)，適宜時(shí)間是6小時(shí)或更多。即，在均化溫度下的均熱時(shí)間不可擴(kuò)展到大于72小時(shí)，發(fā)現(xiàn)在均化溫度范圍內(nèi)12～18小時(shí)最為適宜，代表性的金屬均化溫度約為1240℃。
在均質(zhì)化之后，合金基本上可以熱加工?？梢酝ㄟ^(guò)但不限于熱軋、熱煅、或熱壓，或它們的任何組合方式，對(duì)合金進(jìn)行熱加工。通常是，為了在合金中獲得已加熱的利益，在均質(zhì)化處理后，可立即啟動(dòng)熱加工。重要的是，為了通過(guò)MC碳化物沉積確保結(jié)構(gòu)的顆粒精煉，完成熱加工的金屬溫度實(shí)質(zhì)上低于開(kāi)始熱加工的金屬溫度。在第一次熱加工步驟之后，合金通常再加熱以繼續(xù)熱加工到最終所要求的尺寸和形狀。再加熱金屬的溫度范圍為950℃或960℃或970℃到1230℃或1240℃或1250℃，或可高達(dá)1300℃，其優(yōu)選范圍為1000℃或1010℃到1150℃或1160℃。對(duì)于MC碳化物，再加熱金屬溫度接近或高于MC碳化物的固溶溫度，其目的是溶解或部分溶解鑄造中存留的可溶成分，或者在上述熱加工期間可進(jìn)行沉積的。這種再加熱步驟可使第一和第二相粒子減至最小或避免，并改進(jìn)抗疲勞裂紋增長(zhǎng)的能力和斷裂韌性。
當(dāng)合金繼續(xù)熱加工和再加熱時(shí)，截面尺寸減小，因此，金屬冷卻加快。最終不再能夠使用高的再加熱溫度，必須使用較低的再加熱溫度，對(duì)于較小的截面，金屬再加熱溫度范圍為840℃或850℃或860℃到1080℃或1090℃或1100℃，或者高達(dá)1200℃，其優(yōu)選范圍為950℃或960℃到1000℃或1010℃。對(duì)于較小截面的較低再加熱金屬溫度要低于其他(非-MC)碳化物的固溶溫度，目的是在再加熱時(shí)減小或防止它們的粗化，以便在隨后的正火或溶液熱處理期間能快速地溶解。
最終軋制產(chǎn)品形成為例如，棒狀坯料和鍛造坯料，在船運(yùn)到消費(fèi)者之前通常進(jìn)行正火和/或退火。正火期間，除了MC碳化物外，對(duì)所有的碳化物，將合金加熱到固溶溫度之上的金屬溫度，目的是溶解早期熱加工期間可能沉積下來(lái)的可溶成分及校正粒子大小。金屬的正火溫度范圍為880℃或890℃或900℃到1080℃或1090℃或1100℃，其優(yōu)選范圍為1020℃到1030℃或1040℃。適宜時(shí)間一小時(shí)至多于一小時(shí)，在正火溫度下的均熱時(shí)間通常不擴(kuò)大到高于3小時(shí)，隨后將合金冷卻到室溫。
正火之后，通常將合金退火到適宜的硬度或強(qiáng)度，以供后來(lái)的消費(fèi)者加工處理，例如機(jī)加工。退火期間，將合金加熱到約600℃或610℃到840℃或850℃，優(yōu)選為700℃～750℃的金屬溫度范圍，時(shí)間為至少1小時(shí)以使所有碳化物粗化，除了MC碳化物。適宜的時(shí)間為2小時(shí)或更多，在退火溫度下的一般均熱時(shí)間不能擴(kuò)大到高于24小時(shí)。
在合金運(yùn)送至消費(fèi)者并處理到，或接近，其最終形式和形狀后，優(yōu)選在850℃或860℃到1090℃或1100℃，更優(yōu)選950℃到1040℃或1050℃的金屬溫度范圍下經(jīng)受溶液熱處理，時(shí)間為3小時(shí)或少于3小時(shí)。溶液熱處理的典型時(shí)間是1小時(shí)。除了MC碳化物外，對(duì)所有的碳化物，溶液熱處理金屬溫度是在高于固溶溫度，目的是溶解進(jìn)行處理期間可能沉積的可溶成分。這就抑制了粒子增長(zhǎng)，同時(shí)提高了強(qiáng)度，斷裂韌性和疲勞強(qiáng)力。
溶液熱處理之后，重要的是將合金足夠快地冷卻到室溫或更低，以使顯微組織轉(zhuǎn)變成主要是板條狀的馬氏體結(jié)構(gòu)，并防止或減少初級(jí)碳化物的晶界沉積至最小。根據(jù)截面厚度使用水、油、或各種淬火氣體，可獲得最適宜的冷卻速度。
在淬火到室溫后，使合金經(jīng)受低溫處理或?qū)⑺苯蛹訜岬交鼗饻囟龋蜏靥幚砜纱偈癸@微組織更完全的轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l狀馬氏體結(jié)構(gòu)。如果使用低溫處理，優(yōu)選在低于-70℃下進(jìn)行。更好的低溫處理應(yīng)在低于-195℃下。代表性的低溫處理，是在金屬溫度范圍為-60℃或-70℃到-85℃或-95℃。另一種代表性的低溫處理，是在金屬溫度范圍為-180℃或-190℃到220℃或-230℃，一般，在低溫下的均熱時(shí)間不可擴(kuò)展到高于10小時(shí)。典型的低溫處理時(shí)間為1小時(shí)。
低溫處理后，或者，如果省去低溫處理，直接進(jìn)行淬火，則將合金在適中的金屬溫度下進(jìn)行回火?；鼗鹛幚淼膬?yōu)選金屬溫度范圍為200℃或210℃或220℃到580℃或590℃或600℃，更好是450℃到530℃或540℃。一般，在回火溫度下的均熱時(shí)間不可擴(kuò)展到高于24小時(shí)。發(fā)現(xiàn)在回火溫度下2-10小時(shí)是相當(dāng)適宜的。在回火處理期間，納米級(jí)M2C增強(qiáng)顆粒的沉淀增加了合金的熱穩(wěn)定性，通過(guò)使用不同溫度和時(shí)間的組合，可獲得各種強(qiáng)度和斷裂韌性的結(jié)合。
對(duì)于具有低MS溫度的本發(fā)明合金，通過(guò)減少存留的奧氏體的多步熱處理，可進(jìn)一步提高強(qiáng)度和斷裂韌性。多步處理是如上文所述，包括低溫處理后熱處理的額外循環(huán)。一次額外循環(huán)可以是有利的，但多次循環(huán)就更為有益。
圖2A和2B中描繪了在個(gè)別本發(fā)明合金中，加工途徑和相穩(wěn)定性之間的關(guān)系實(shí)例。
圖2A描繪了本發(fā)明合金2C的平衡相，其中碳含量為0.23wt％，如表1所示。
圖2B公開(kāi)了關(guān)于所述合金2C所使用的加工順序。通過(guò)熔融加工步驟形成熔體后，使合金在超過(guò)約1220℃單相(fcc)平衡溫度的金屬溫度下進(jìn)行均化。在此溫度下所有的碳化物被溶解。鍛造以限定所要求的鋼坯，棒或其他形狀，導(dǎo)致冷卻到可形成各種復(fù)合的碳化物的范圍。鍛造步驟通過(guò)至少再加熱到金屬溫度范圍(980℃～1220℃)而可以重復(fù)，其中只有MC碳化物處于平衡態(tài)。
隨后的冷卻(空氣冷卻)一般導(dǎo)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，并基本上形成馬氏體基體。以同樣的金屬溫度范圍進(jìn)行正火，接著冷卻溶解M7C3和M23C6初始碳化物，同時(shí)保持MC碳化物，在金屬溫度范圍600℃或610℃到840℃或850℃內(nèi)進(jìn)行退火，并冷卻，使硬度降低到機(jī)加工的合理值。退火處理，通過(guò)使碳沉積進(jìn)入合金碳化物中，而使馬氏體軟化，合金碳化物太大以致于顯著增強(qiáng)合金，但在后來(lái)的溶液處理期間，仍有足夠小的易于溶解。該處理之后，將合金產(chǎn)品輸送到消費(fèi)者以最后加工成構(gòu)件，并適當(dāng)熱處理和精加工。
通常消費(fèi)者將合金加工成所需要的形狀。隨后在MC碳化物溫度范圍內(nèi)進(jìn)行溶液熱處理，并接著迅速淬火，以保持或形成所要求的馬氏體結(jié)構(gòu)。然后利用上述的回火和冷卻處理以獲得所要求的強(qiáng)度和斷裂韌性。
實(shí)驗(yàn)結(jié)果和實(shí)施例準(zhǔn)備一系列的原型合金，選擇用精煉加工的熔體技術(shù)，是具有La和Ce雜質(zhì)消氣添加劑的雙真空熔融。在制造第一批原型中，不考慮代用的晶界增粘劑，如W和Re，但為此目的要添加每百萬(wàn)份之二十份的B，為脫氧處理，添加Ti作為脫氧化劑，促使TiC顆粒牽制晶界，并在回火前，降低溶液處理期間的顆粒增長(zhǎng)。
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鈍化膜成形物)，和Co和Ni(用于不同要求的基體特性)。考慮到其他地方描述的[Olson，G.B，“Computational Design ofHierarchically Structured Materials”，Science 277，1237-1242，1997]連接和一套計(jì)算模式，通過(guò)一個(gè)總設(shè)計(jì)合成而確定實(shí)際合金組合物和材料加工參數(shù)，而該文列入本文作參考。以下是初始原型步驟的簡(jiǎn)述。圖3-6中用星號(hào)(★)表明所選擇的參數(shù)。
根據(jù)要求的抗腐蝕的必要性和由Campbell研制的鈍化熱動(dòng)力學(xué)模式[Campbell，C，Systems Design of High Performance Stainless Steels，MaterialsScience and Engineering，Evanston，IL，Northwestern 243，1997]，確定Cr的含量。該文列入本文以作參考。根據(jù)強(qiáng)度的要求和圖3中說(shuō)明的M2C沉積/增強(qiáng)模式之間的關(guān)系確定C的含量，根據(jù)獲得53HRC硬度的目的，選定C含量為0.14wt％。確定回火溫度和M2C碳化物形成物Mo和V的量，以滿(mǎn)足具有足夠M2C沉積動(dòng)力學(xué)的強(qiáng)度要求，保持1000℃的溶液處理溫度，和避免微觀偏析。圖4和5說(shuō)明如何確定最終的V和Mo含量。選定的最終Mo含量為1.5wt％，V含量為0.5wt％。通過(guò)凝固冷卻速度的凝固模擬和預(yù)測(cè)鋼錠加工的有關(guān)枝晶臂間距，評(píng)估凝固微觀偏析的水平。確定Co和Ni的量，以①保持馬氏體的開(kāi)始溫度至少為200℃，利用模式校正到通過(guò)淬火膨脹法和1％轉(zhuǎn)變分額而測(cè)定的Ms溫度，所以淬火后可獲得板條馬氏體基體結(jié)構(gòu)，②為有效增強(qiáng)，保持高的M2C碳化物起始傳動(dòng)力，③通過(guò)使Ni含量增至最大而改進(jìn)抗bcc分裂的能力，和④保持Co含量為8wt％，以獲得足夠的抗位錯(cuò)恢復(fù)能力，以增強(qiáng)M2C核化，并通過(guò)添加基體Cr的活性而增加Cr對(duì)氧化物膜的分配。圖6表示以最終水平設(shè)定的其他合金元素含量和回火溫度，優(yōu)化以上四因素，而導(dǎo)致Co和Ni的選擇量分別約為13wt％和4.8wt％。參照過(guò)去其他沉積硬化Ni-Co鋼的研究，檢測(cè)M2C和其他碳化物和金屬間相之間的傳動(dòng)力比率，而仔細(xì)調(diào)整材料組合物和回火溫度。
指定為1的第一批設(shè)計(jì)原型組合物與后來(lái)重復(fù)設(shè)計(jì)的一起示于表1。初始設(shè)計(jì)包括如下加工參數(shù)具有消氣雜質(zhì)和Ti脫氧的雙真空熔體；1005℃的最小溶液處理溫度，其中，按照熱動(dòng)力學(xué)平衡，該溫度受形成的碳化釩(VC)所限制；和482℃的回火溫度，估算回火時(shí)間3小時(shí)，獲得最佳的強(qiáng)度和韌性。
第一批原型的(表1中編號(hào)1)評(píng)價(jià)對(duì)所有評(píng)價(jià)特性給出了有希望的結(jié)果。最明顯的不足是低于所要求的Ms溫度25～50℃，而強(qiáng)度水平低于目標(biāo)15％。然后評(píng)價(jià)表1中第二系列設(shè)計(jì)，編號(hào)2A、2B和2C。所有3個(gè)第二批原型都給出了滿(mǎn)意的轉(zhuǎn)變溫度，合金2C呈現(xiàn)出第二批重復(fù)的最好的機(jī)械特性。根據(jù)后面的基本組合物，第三批系列合金，表1中定為3A、3B和3C，研究了在顆粒精煉MC碳化物中的小變化，比較TiC，(Ti，V)C，和NbC。主要參數(shù)是MC相部分和溶液溫度下的抗粗化能力，在均化溫度下，經(jīng)受抑制全部MC的溶解性。選擇(Ti，V)C作為最佳顆粒精煉途徑，第四批設(shè)計(jì)系列，表1中指定為4A～4G，檢測(cè)(a)馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的精煉，以使存留的奧氏體含量減至最小，(b)增加對(duì)照M2C碳化物的穩(wěn)定性，以在M2C沉積增強(qiáng)期間，促使?jié)B碳全部溶解，以提高斷裂韌性，和(c)利用低溫鐵(Fe)基M2C沉積增強(qiáng)以完全避免滲碳的沉積并提高抗分裂能力。在后2個(gè)系列中包括添加W和Si，改性碳化物的熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)。
以下是描述實(shí)驗(yàn)和合金的簡(jiǎn)述
表1注所有值以重量％表示合金 C Co Ni Cr MoW SiV Ti Nb1 0.15 13.0 4.89.01.5- -0.50 0.02-2A 0.18 12.5 2.89.11.3- -0.29 0.03-2B 0.11 16.7 3.79.22.0- -0.50 0.03-2C 0.23 12.5 2.89.01.3- -0.30 0.03-3A 0.24 12.4 2.89.01.3- -0.29 0.02-3B 0.24 12.4 2.89.11.3- -0.37 0.033C 0.24 12.4 2.89.01.3- -0.34 - 0.034A 0.24 12.5 2.09.01.3- -0.30 0.02-4B 0.25 12.5 2.88.01.3- -0.30 0.02-4C 0.21 12.5 2.18.01.3- -0.30 0.02-4D 0.20 14.5 2.87.02.51.3-0.30 0.02-4E 0.20 12.5 2.08.51.32.0-0.30 0.02-4F 0.21 14.5 2.68.01.3- 0.6 0.30 0.02-4G 0.27 12.5 1.78.00.25 - -0.30 0.02-實(shí)施例1將表1中的合金1真空感應(yīng)熔融(VIM)成6英寸直徑電極，隨后將其真空電弧再熔融(VAR)成為8英寸直徑坯錠。在1200℃下使該材料均化72小時(shí)，根據(jù)以上述和圖2A、2B中描繪的優(yōu)選處理技術(shù)進(jìn)行鍛造和退火。機(jī)加工成膨脹計(jì)測(cè)量用的樣品，通過(guò)淬火膨脹測(cè)量法和1％轉(zhuǎn)變分額，測(cè)定Ms溫度為175℃。
機(jī)加工成試驗(yàn)樣品，在1025℃下溶液熱處理1小時(shí)，油淬火，液氮中浸漬1小時(shí)，加溫到室溫，并在482℃下回火8小時(shí)。測(cè)定的特性列于下表2。
表2合金1的各種測(cè)定特性特性 值屈服強(qiáng)度 205ksi極限抗拉強(qiáng)度 245ksi延伸度 10％面積的降低 48％硬度 51HRC實(shí)施例2將表1中的合金2A真空感應(yīng)熔融(VIM)成6英寸直徑電極，隨后將其真空電弧再熔融(VAR)成8英寸直徑坯錠，將該坯錠在1190℃下均化12小時(shí)，在1120℃下開(kāi)始鍛造并軋制成1.500英寸的方形棒，按照以上描述和圖2A、2B描述的優(yōu)選加工技術(shù)進(jìn)行退火。機(jī)加工成膨脹計(jì)測(cè)量用的樣品，通過(guò)淬火膨脹測(cè)量法和1％轉(zhuǎn)變分額測(cè)定Ms溫度為265 ℃。
由方形棒機(jī)加工成試驗(yàn)樣品，1050℃下溶液熱處理1小時(shí)，油淬火、液氮中浸漬1小時(shí)，加溫到室溫，500℃下回火5小時(shí)，空氣冷卻，液氮中浸漬1小時(shí)。加溫到室溫，500℃下回火5.5小時(shí)。測(cè)量的特性列于下表3。在同樣的條件下，使用試驗(yàn)樣品參照15-5PH(H900條件)的腐蝕速率。對(duì)本試驗(yàn)，15-5PH(H900條件)的平均腐蝕速率為0.26mils/平(mpy)。
表3合金2A的各種測(cè)定特性特性值屈服強(qiáng)度197ksi極限抗拉強(qiáng)度259ksi延伸度 14％面積的降低 64％硬度51.5HRCKIc斷裂韌性開(kāi)路電位(OCP) -0.33V平均腐蝕速率0.52mpy(200％of 15-5PH H900條件)KIscc 滲氮表的硬度1100HV(70HRC)
由方形棒機(jī)加工成抗拉樣品，1025℃下溶液熱處理75分鐘，油淬火，液氮中浸漬1小時(shí)，加溫到室溫，在496℃下，多步回火每次4小時(shí)或6小時(shí)，在回火步驟之間，用液氮(LN2)處理1小時(shí)。測(cè)定的抗拉特性列于下表4。
表4測(cè)定合金2A的抗拉特性極限屈服 拉伸回火處理 強(qiáng)度(ksi)強(qiáng)度(ksi) 延伸度(％) 面積的減小(％)12h 208 264 17 646h+LN2+6h 216 261 17 654h+LN2+4h+LN2+4h 203 262 15 64實(shí)施例3將表1中合金2B真空感應(yīng)熔融(VIM)成6英寸直徑電極，隨后將其真空電弧再熔融(VAR)成為8英寸直徑坯錠。1190℃下將該坯錠均化12小時(shí)，1120℃開(kāi)始鍛造并軋制成1.000英寸直徑的圓棒，按照上述和圖2A、2B描繪的最佳處理技術(shù)進(jìn)行退火，機(jī)加工成膨脹計(jì)測(cè)量用的樣品，通過(guò)淬火膨脹測(cè)量法和1％轉(zhuǎn)變分額，測(cè)定Ms溫度為225℃。
由該圓棒機(jī)加工成試驗(yàn)樣品，1100℃下溶液熱處理70分鐘，油淬火，液氮中浸漬1小時(shí)，加溫到室溫，并在482℃下回火24小時(shí)。測(cè)定的特性列于下表5。
表5合金2B的各種測(cè)定特性特性 值屈服強(qiáng)度 211ksi極限抗拉強(qiáng)度 247ksi延伸度17％面積的降低62％硬度 51HRC實(shí)施例4將表1中的合金2C真空感應(yīng)熔融(VIM)成6英寸直徑電極，隨后將其真空再熔融(VAR)成為8英寸直徑坯錠。1190℃下將該坯錠均化12小時(shí)，1120℃開(kāi)始鍛造成2.250英寸方棒，并按照上述和圖2A、2B描繪的最佳處理技術(shù)進(jìn)行退火。機(jī)加工成膨脹計(jì)測(cè)量用樣品，利用淬火膨脹測(cè)量法和1％轉(zhuǎn)變分額，測(cè)定的Ms溫度為253℃。
由方棒機(jī)加工成試驗(yàn)樣品，1025℃下溶液熱處理75分鐘，油淬火，液氮中浸漬1小時(shí)，加溫到室溫，498℃下回火8小時(shí)。測(cè)定特性列于下表6。
表6合金2C的各種測(cè)定特性特性值屈服強(qiáng)度211ksi極限抗拉強(qiáng)度297ksi延伸度 12.5％面積的降低 58％硬度55HRCKIc斷裂韌性 由方棒機(jī)加工成試驗(yàn)樣品，1025℃下溶液熱處理75分鐘，油淬火，液氮中浸漬1小時(shí)，加溫到室溫，498℃下回火12小時(shí)。測(cè)定的特性列于下表7。
表7合金2C的各種測(cè)定特性特性 值屈服強(qiáng)度 223ksi極限抗拉強(qiáng)度 290ksi延伸度13％面積的降低62％硬度 54HRCKIc破裂韌性 由方棒機(jī)加工成腐蝕試驗(yàn)樣品，1025℃下溶液處理75分鐘，油淬火，液氮中活靈活現(xiàn)1小時(shí)，加溫到室溫，498℃下回火8小時(shí)，空氣冷卻，498℃下回火4小時(shí)，測(cè)定的特性列于下表8。使用使用試驗(yàn)樣品在相同的條件下參照15-5PH(H900條件)的腐蝕速率。對(duì)該試驗(yàn)的15-5PH(H900條件)的平均腐蝕速率為0.26mils/平(mpy)。
表8合金2C的各種測(cè)定特性特性值開(kāi)路電位(OCP) -0.32V平均腐蝕速率0.40mpy(150％of 15-5PH H900條件)由方棒機(jī)加工成抗拉樣品，1025℃下溶液熱處理75分鐘，油淬火，液氮中浸漬1小時(shí)，加溫到室溫，496℃下多步回火每次4小時(shí)或6小時(shí)，在回火步驟之間用液氮(LN2)處理1小時(shí)。測(cè)定的抗拉特性列于下表9。
表9合金2C的測(cè)定抗拉特性極限屈服 拉伸回火處理 強(qiáng)度(ksi) 強(qiáng)度(ksi) 延伸度(％) 面積 硬度減小(％) [HRC]12h213293 17 6355.56h+LN2+6h 227295 15 51564h+LN2+4h+LN2+4h 223294 18 6455.5合金設(shè)計(jì)主要是獲得有效增強(qiáng)，同時(shí)保持抗腐蝕性和有效捕集氫，以抗應(yīng)力腐蝕能力。通過(guò)在完成沉積時(shí)，精煉增強(qiáng)的M2C碳化物顆粒大小到約3nm的最佳尺寸而促進(jìn)所有這些特性。圖7示出了使用3維原子探針微量分析[M.K.Miller，Atom Probe Tomography，Kluwer Academic/plenum Publishers，New York，NY，2000]，在最佳熱處理合金2C中3nm M2C碳化物的原子級(jí)圖像，引入本文以作參考，證明事實(shí)上已獲得設(shè)定的尺寸和粒子組合物。該圖像是合金板坯的原子的再組織，其中圖上由一個(gè)點(diǎn)表示每個(gè)原子，具有相當(dāng)于其元素的顏色和尺寸，圖7中劃的圖表示合金碳化物成形物和圖像中確定M2C納米級(jí)碳化物的碳的聚集體。
結(jié)果，顯示的合金具有表10中設(shè)定的元素組合范圍。
表10所有值以重量％表示
具有一種或多種的
和一種或多種的
和平衡的鐵。
最好避免雜質(zhì)，然而允許存在一些雜質(zhì)和偶存的元素，并在本發(fā)明范圍內(nèi)。因此，以重量計(jì)，最好是S小于0.02％，P小于0.01％，O小于0.015％，和N小于0.01 5％。當(dāng)進(jìn)行如上處理時(shí)，顯微組織主要是馬氏體，并所要求地保持以板條馬氏體它具有小于2.5體積％，優(yōu)選小于1體積％的存留或沉積奧氏體。顯微組織主要包括M2C納米級(jí)碳化物，其中M是選自Mo、Nb、V、Ta、W和Cr中的一種或多種元素。碳化物的分子式，大小和存在是重要的。優(yōu)選地碳化物只以M2C形式存在，在某種程度上存在MC碳化物，而不存在其他碳化物，尺寸(平均直徑)小于10nm，優(yōu)選在約3～5nm的范圍。尤其要避免他較大尺寸的不相干的碳化物，像滲碳體、M23C6，M6C和M7C3。其他脆性相，如拓?fù)涿荛]包裹的(TCP)金屬間相，也應(yīng)避免。
馬氏體基體，其中埋入的增強(qiáng)納米碳化物，含有最佳平衡的Co和Ni，以保持足夠高的Ms溫度，其有足夠的Co以增強(qiáng)Cr分配到鈍化的氧化物膜中，提高M(jìn)2C傳動(dòng)力并保持納米碳化物的錯(cuò)位成核。通過(guò)保持足夠的Ni以提高抗分裂能力并通過(guò)穩(wěn)定MC碳化物分散而促進(jìn)粒子精煉，這可以在正火或溶解處理溫度下阻止粗化。使合金組合物和熱處理最佳化，以使所有其他限制韌性和抗疲勞的分散粒子降至最小或排除。通過(guò)粘合增強(qiáng)元素，如B、Mo和W的顆粒晶界偏析并通過(guò)納米級(jí)M2C碳化物分散的捕氫效果可提高抗氫應(yīng)力腐蝕的能力。在生產(chǎn)規(guī)模的坯錠固化條件下，強(qiáng)制合金組合物，以限制微觀偏析。
表1中的特定合金組合物表示在這種類(lèi)型合金中是目前公知的最佳和優(yōu)化的配方，可以理解配方的變化與上述的物理物性相容，處理步驟和公開(kāi)的范圍以及等同物都在本發(fā)明范圍之內(nèi)。
這些優(yōu)選的實(shí)施方案可以概括為5小類(lèi)的合金組合物，列于表11中。小類(lèi)1類(lèi)似于表1中合金2C，3A和3B的組合物，對(duì)于在400～600℃下沉積Cr-Mo基M2C碳化物的二次固化回火是最佳的，并獲得270～300ksi的UTS。小類(lèi)2類(lèi)似于表1中合金4D和4E的組合物，包括添加W和/和Si，以擾動(dòng)滲碳，并提供更大的熱穩(wěn)定性，具有在約400-600℃下的二次硬化回火以沉積Cr-Mo-W基的M2C碳化物。對(duì)于要求更高斷裂韌性的應(yīng)用，小類(lèi)3類(lèi)似于表1中合金1，2A和2B的組合物，并提供了一種240～270ksi的中等UTS。小類(lèi)4類(lèi)似于表1中合金4F和4G的組合物，并對(duì)在200-300℃的低溫回火優(yōu)化，以沉積Fe基的M2C碳化物而不會(huì)形成滲碳體沉積。合金小類(lèi)5是小類(lèi)1的最佳實(shí)施方案。
表11所有值以重量％表示
因此，本發(fā)明包括超高強(qiáng)度、抗腐蝕結(jié)構(gòu)的鋼合金的類(lèi)型，及制備和使用這些合金的方法，這些合金僅受如下權(quán)利要求以及它們的等同物所限定。
權(quán)利要求
1.一種合金組合物，包括在組合物中，按重量計(jì)含有，0.1～0.3％碳(C)、8～17％鈷(Co)，小于5％鎳(Ni)，大于6％并小于11％鉻(Cr)，和小于3％鉬(Mo)，主要以鐵(Fe)平衡，和偶存元素和雜質(zhì)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于240ksi。
3.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于260ksi。
4.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于280ksi。
5.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于240ksi，和屈服強(qiáng)度(YS)大于200ksi。
6.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于260ksi，和屈服強(qiáng)度(YS)大于215ksi。
7.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于280ksi，和屈服強(qiáng)度(YS)大于230ksi。
8.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，通過(guò)淬火膨脹測(cè)量法和1％轉(zhuǎn)變分額測(cè)定的馬氏體起始(Ms)溫度大于150℃。
9.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，通過(guò)淬火膨脹測(cè)量法和1％轉(zhuǎn)變分額測(cè)定的馬氏體起始(Ms)溫度大于200℃。
10.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，通過(guò)淬火膨脹測(cè)量法和1％轉(zhuǎn)變分額測(cè)定的馬氏體起始(Ms)溫度大于250℃。
11.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，具有大于85wt％合金的碳(C)含量，由小于10nm的M2C碳化物構(gòu)成，其中M選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta和它們的組合物。
12.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，具有大于85wt％合金的碳(C)含量，由小于5nm的M2C碳化物構(gòu)成，其中M選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta和它們的組合物。
13.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，以Cr鈍化表面層形成的并通過(guò)在3.5wt％的氯化鈉水溶液中，使用線(xiàn)性極化測(cè)量法測(cè)得的年腐蝕速率等于或小于對(duì)15-5PH(H900條件)不銹鋼測(cè)定的速率。
14.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，以Cr鈍化表面層形成的并通過(guò)在3.5wt％的氯化鈉水溶液中，用線(xiàn)性極化測(cè)量法測(cè)得的年腐蝕速率比對(duì)15-5PH(H900條件)不銹鋼確定速率小250％。
15.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于240ksi，和通過(guò)淬火膨脹測(cè)量法和1％轉(zhuǎn)變分額測(cè)量的馬氏體起始(Ms)溫度大于200℃。
16.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于260ksi，和通過(guò)淬火膨脹測(cè)量法和1％轉(zhuǎn)變分額測(cè)量的馬氏體起始(Ms)溫度大于200℃。
17.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于280ksi，和通過(guò)淬火膨脹測(cè)量法和1％轉(zhuǎn)變分額測(cè)量的馬氏體起始(Ms)溫度大于200℃。
18.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于240ksi，和在3.5wt％的氯化鈉水溶液中，通過(guò)線(xiàn)性極化測(cè)量法測(cè)得的年腐蝕速率比對(duì)15-5PH(H900條件)不銹鋼確定速率小250％。
19.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于260ksi，和在3.5wt％的氯化鈉水溶液中，通過(guò)線(xiàn)性極化測(cè)量法測(cè)得的年腐蝕速率比對(duì)15-5PH(H900條件)不銹鋼確定速率小250％。
20.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于280ksi，和在3.5wt％的氯化鈉水溶液中，通過(guò)線(xiàn)性極化測(cè)量法測(cè)得的年腐蝕速率比對(duì)15-5PH(H900條件)不銹鋼確定速率小250％。
21.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于240ksi，和在3.5wt％的氯化鈉水溶液中，通過(guò)線(xiàn)性極化測(cè)量法測(cè)得的年腐蝕速率等于或小于對(duì)15-5PH(H900條件)不銹鋼的測(cè)定速率。
22.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于260ksi，和在3.5wt％的氯化鈉水溶液中，通過(guò)線(xiàn)性極化測(cè)量法測(cè)得的年腐蝕速率等于或小于對(duì)15-5PH(H900條件)不銹鋼的測(cè)定速率。
23.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于280ksi，和在3.5wt％的氯化鈉水溶液中，通過(guò)線(xiàn)性極化測(cè)量法測(cè)得的年腐蝕速率等于或小于對(duì)15-5PH(H900條件)不銹鋼的測(cè)定速率。
24.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于240ksi，其中發(fā)現(xiàn)大于85wt％合金的碳含量是小于10nm的M2C碳化物，其中M選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta和它們的組合物。
25.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于240ksi，其中發(fā)現(xiàn)大于85wt％的合金碳含量是小于5nm的M2C碳化物，其中M選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta和它們的組合物。
26.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于260ksi，其中發(fā)現(xiàn)大于85wt％的合金碳含量是小于10nm的M2C碳化物，其中M選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta和它們的組合物。
27.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于260ksi，其中發(fā)現(xiàn)大于85wt％的合金碳含量是小于5nm的M2C碳化物，其中M選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta和它們的組合物。
28.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于280ksi，發(fā)現(xiàn)其中大于85wt％的合金碳含量是小于10nm的M2C碳化物，其中M選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta和它們的組合物。
29.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于280ksi，發(fā)現(xiàn)其中大于85wt％的合金碳含量是小于5nm的M2C碳化物，其中M選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta和它們的組合物。
30.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于240ksi，發(fā)現(xiàn)大于85wt％的合金碳含量是小于10nm的M2C碳化物，其中M選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta和它們的組合物，其中通過(guò)淬火膨脹計(jì)和1％轉(zhuǎn)變分額測(cè)量的合金馬氏體起始(Ms)溫度大于150℃，在3.5wt％的氯化鈉水溶液中，通過(guò)線(xiàn)性極化測(cè)量法測(cè)量的年腐蝕速率比對(duì)15-5PH(H900條件)不銹鋼確定速率小250％。
31.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，其極限抗拉強(qiáng)度(UTS)大于240ksi，發(fā)現(xiàn)大于85wt％的合金碳含量是小于5nm的M2C碳化物，其中M選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta和它們的組合物，其中利用淬火膨脹計(jì)和1％轉(zhuǎn)變分額測(cè)量的合金馬氏體起始(Ms)溫度大于150℃，在3.5wt％的氯化鈉水溶液中，通過(guò)線(xiàn)性極化測(cè)量法測(cè)量的年腐蝕速率比對(duì)15-5PH(H900條件)不銹鋼確定速率小250％。
32.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，所說(shuō)合金含有1種或多種元素，以重量％計(jì)，包括小于1％硅(Si)，小于0.3％鈮(Nb)，小于0.8％釩(V)，小于3％鎢(W)，小于0.2％鈦(Ti)，小于0.2％鑭(La)或其他稀土元素，小于0.15％鋯(Zr)，和小于0.005％硼(B)。
33.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，所說(shuō)合金，以重量％計(jì)，含有小于0.02％硫(S)，小于0.012％磷(P)，小于0.015％氧(O)，和小于0.015％氮(N)。
34.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，所說(shuō)合金主要由板條狀馬氏體相構(gòu)成。
35.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，所說(shuō)合金含有Cr和Co，與M2C組合，提供一種富Cr的抗腐蝕鈍化層。
36.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，還含有消氣化合物和提高晶粒晶界粘著性的元素。
37.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，還含有消氣化合物L(fēng)a2O2S或Ce2O2S。
38.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，還含有選自B、C和Mo中的提高晶粒晶界粘著性的元素。
39.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，還含有平均直徑小于10nm的M2C碳化物沉積物，作為氫遷移抑制劑。
40.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，發(fā)現(xiàn)不大于10wt％的合金的碳含量，主要的MC碳化物大于約10nm，其中M選自Ti、V、Nb、Mo、Ta和它們的組合物。
41.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，發(fā)現(xiàn)不大于2wt％的合金的碳含量，以大于75nm碳化物存在，碳化物選自M6C、M7C3、M23C6、M3C，和M2C，其中M選自Fe、Cr、Mo、V、W、Nb、Ta和Ti，及它們的組合物。
42.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，發(fā)現(xiàn)不大于5wt％的合金的碳含量，以大于10nm MC碳化物存在，其中M選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta、Ti和它們的組合物。
43.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，在金屬溫度為850～1200℃下，對(duì)合金進(jìn)行溶液熱處理。
44.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，在金屬溫度為950～1100℃下，對(duì)合金進(jìn)行溶液熱處理。
45.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，將合金從溶液熱處理冷卻到室溫，以形成占優(yōu)勢(shì)的板條狀馬氏體結(jié)構(gòu)。
46.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，將合金從溶液熱處理冷卻到室溫，再?gòu)氖覝乩鋮s到小于-70℃的金屬溫度，以形成占優(yōu)勢(shì)的板條狀馬氏體結(jié)構(gòu)。
47.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，將合金從溶液熱處理冷卻到室溫，并再?gòu)氖覝乩鋮s到小于-195℃的金屬溫度，以形成主要是板條狀馬氏體結(jié)構(gòu)。
48.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，在小于600℃的金屬溫度下，以一步或多步對(duì)合金進(jìn)行回火，在步驟之間冷卻合金，以形成主要是板條狀馬氏體結(jié)構(gòu)。
49.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，在小于300℃的金屬溫度下，以一步或多步對(duì)合金進(jìn)行回火，并在步驟之間冷卻合金，以形成主要是板條狀馬氏體結(jié)構(gòu)。
50.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，在小于400℃的金屬溫度下，以一步或多步對(duì)合金進(jìn)行回火，在步驟之間冷卻合金，以形成主要是板條狀馬氏體結(jié)構(gòu)。
51.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，在400℃和600℃之間的金屬溫度下，以一步或多步對(duì)合金進(jìn)行回火，在步驟之間冷卻合金，以形成主要是板條狀馬氏體結(jié)構(gòu)。
52.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，在475℃和525℃之間的金屬溫度下，以一步或多步對(duì)合金進(jìn)行回火，在步驟之間冷卻合金，以形成主要是板條狀馬氏體結(jié)構(gòu)。
53.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，將合金回火到硬度大于53RockwellC。
54.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，將合金回火到硬度大于50RockwellC。
55.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，將合金回火到硬度大于45RockwellC。
56.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，將合金表面硬化到表面硬度大于67Rockwell C。
57.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，將合金表面硬化到表面硬度大于60Rockwell C。
58.根據(jù)權(quán)利要求1的合金，特征是，合金的韌性/強(qiáng)度比率，KIC/σy，大于或等于約 其中KIC是合金的斷裂韌性，σy是屈服強(qiáng)度。
59.一種制造超高強(qiáng)度、抗腐蝕、結(jié)構(gòu)鋼合金產(chǎn)品的方法，包括步驟如下將元素在熔融中組合成混合物，以重量計(jì)，含有0.1～0.3％碳(C)、8～17％鈷(Co)，小于5％鎳(Ni)，大于6％并小于11％鉻(Cr)，和小于3％鉬(Mo)，主要以鐵(Fe)平衡，和偶存的元素和雜質(zhì)，和加工上述熔體混合物以形成制品。
60.根據(jù)權(quán)利要求59的方法，特征是，配制所述鋼合金產(chǎn)品，以重量％計(jì)，含有以下中的一種或多種元素即小于1％硅(Si)，小于0.3％鈮(Nb)，小于0.8％釩(V)，小于3％鎢(W)，小于0.2％鈦(Ti)，小于0.2％鑭(La)或其他稀土元素，小于0.15％鋯(Zr)，和小于0.005％硼(B)。
61.根據(jù)權(quán)利要求59的方法，特征是，配制所述鋼合金產(chǎn)品，以重量％計(jì)，含有小于0.02％硫(S)，小于0.012％磷(P)，小于0.015％氧(O)，和小于0.015％氮(N)。
62.根據(jù)權(quán)利要求59的方法，特征是，加工所述鋼合金產(chǎn)品的步驟，包括(a)均質(zhì)化所述鋼合金制品，(b)熱加工所述鋼合金制品，(c)正火所述鋼合金制品，和(d)退火上述鋼合金制品。
63.根據(jù)權(quán)利要求62的方法，特征是，所述均質(zhì)化是在1100～1400℃的金屬溫度下進(jìn)行至少4小時(shí)。
64.根據(jù)權(quán)利要求62的方法，特征是，所述的均質(zhì)化是在1200～1300℃的金屬溫度下進(jìn)行至少4小時(shí)。
65.根據(jù)權(quán)利要求62的方法，特征是，所述熱加工是在840～1300℃的金屬溫度下，并導(dǎo)致使截面面積的總降低量至少5∶1。
66.根據(jù)權(quán)利要求62的方法，特征是，所述熱加工是在1030～1200℃的金屬溫度下，并導(dǎo)致使截面面積的總降低量至少5∶1。
67.根據(jù)權(quán)利要求62的方法，特征是，所述的正火是在880～1100℃的金屬溫度下進(jìn)行。
68.根據(jù)權(quán)利要求62的方法，特征是，所述的正火是在980～1080℃的金屬溫度下進(jìn)行。
69.根據(jù)權(quán)利要求62的方法，特征是，所述的退火是在600～850℃的金屬溫度下進(jìn)行1小時(shí)以上。
70.根據(jù)權(quán)利要求62的方法，特征是，所述的退火是在650～790℃的金屬溫度下進(jìn)行1小時(shí)以上。
71.根據(jù)權(quán)利要求59的方法，特征是，加工上述鋼合金產(chǎn)品的步驟，包括(a)均質(zhì)化所述鋼合金制品，(b)熱加工所述鋼合金制品，和(c)退火所述鋼合金制品。
72.根據(jù)權(quán)利要求71的方法，特征是，所述均質(zhì)化是在1100～1400℃的金屬溫度下，至少進(jìn)行4小時(shí)。
73.根據(jù)權(quán)利要求71的方法，特征是，所述均質(zhì)化是在1200～1300℃的金屬溫度下，至少進(jìn)行4小時(shí)。
74.根據(jù)權(quán)利要求71的方法，特征是，所述熱加工是在840～1300℃的金屬溫度下進(jìn)行，使截面積總降低量至少5∶1。
75.根據(jù)權(quán)利要求71的方法，特征是，所述熱加工是在1030～1200℃的金屬溫度下進(jìn)行，使截面積總降低量至少5∶1。
76.根據(jù)權(quán)利要求71的方法，特征是，所述的退火是在600～850℃的金屬溫度下進(jìn)行1小時(shí)以上。
77.根據(jù)權(quán)利要求71的方法，特征是，所述的退火是在650～790℃的金屬溫度下進(jìn)行1小時(shí)以上。
78.根據(jù)權(quán)利要求62的方法，特征是，對(duì)所述鋼合金制品進(jìn)一步按下述步驟處理(a)溶液熱處理所述鋼合金制品，(b)冷卻所述鋼合金制品，和(c)回火所述鋼合金制品。
79.根據(jù)權(quán)利要求78的方法，特征是，所述溶液熱處理是在850～1100℃的金屬溫度下進(jìn)行。
80.根據(jù)權(quán)利要求78的方法，特征是，所述溶液熱處理是在950～1050℃的金屬溫度下進(jìn)行。
81.根據(jù)權(quán)利要求78的方法，特征是，所述冷卻是到室溫。
82.根據(jù)權(quán)利要求78的方法，特征是，所述冷卻是到小于-70℃的金屬溫度。
83.根據(jù)權(quán)利要求78的方法，特征是，所述冷卻是到小于-195℃的金屬溫度。
84.根據(jù)權(quán)利要求78的方法，特征是，所述回火是在小于600℃的金屬溫度下進(jìn)行一步或多步，并在步驟之間冷卻鋼合金產(chǎn)品。
85.根據(jù)權(quán)利要求78的方法，特征是，所述回火是在小于500℃的金屬溫度下進(jìn)行1步或多步，并在步驟之間冷卻鋼合金產(chǎn)品。
86.根據(jù)權(quán)利要求78的方法，特征是，所述回火是在小于400℃的金屬溫度下進(jìn)行1步或多步，并在步驟之間冷卻鋼合金產(chǎn)品。
87.根據(jù)權(quán)利要求78的方法，特征是，所述回火是在小于300℃的金屬溫度下進(jìn)行1步或多步，并在步驟之間冷卻鋼合金產(chǎn)品。
88.根據(jù)權(quán)利要求78的方法，特征是，所述回火是在小于400～600℃的金屬溫度下進(jìn)行1步或多步，并在步驟之間冷卻鋼合金產(chǎn)品。
89.根據(jù)權(quán)利要求78的方法，特征是，所述回火是在小于450～540℃的金屬溫度下進(jìn)行1步或多步，并在步驟之間冷卻鋼合金產(chǎn)品。
90.根據(jù)權(quán)利要求71的方法，特征是，對(duì)所述鋼合金制品還按以下步驟處理(a)溶液熱處理所述鋼合金制品，(b)冷卻所述鋼合金制品，和(c)回火所述鋼合金制品。
91.根據(jù)權(quán)利要求90的方法，特征是，所述溶液熱處理是在850～1100℃的金屬溫度下進(jìn)行。
92.根據(jù)權(quán)利要求90的方法，特征是，所述溶液熱處理是在950～1050℃的金屬溫度下進(jìn)行。
93.根據(jù)權(quán)利要求90的方法，特征是，所述冷卻是到室溫的金屬溫度。
94.根據(jù)權(quán)利要求90的方法，特征是，所述冷卻是到小于-70℃的金屬溫度。
95.根據(jù)權(quán)利要求90的方法，特征是，所述冷卻是到小于-195℃的金屬溫度。
96.根據(jù)權(quán)利要求90的方法，特征是，所述回火是在小于600℃的金屬溫度下進(jìn)行1步或多步，并在步驟之間冷卻鋼合金產(chǎn)品。
97.根據(jù)權(quán)利要求90的方法，特征是，所述回火是在小于500℃的金屬溫度下進(jìn)行1步或多步，并在步驟之間冷卻鋼合金產(chǎn)品。
98.根據(jù)權(quán)利要求90的方法，特征是，所述回火是在小于400℃的金屬溫度下進(jìn)行1步或多步，并在步驟之間冷卻鋼合金產(chǎn)品。
99.根據(jù)權(quán)利要求90的方法，特征是，所述回火是在小于300℃的金屬溫度下進(jìn)行1步或多步，并在步驟之間冷卻鋼合金產(chǎn)品。
100.根據(jù)權(quán)利要求90的方法，特征是，所述回火是在400～600℃的金屬溫度下進(jìn)行1步或多步，并在步驟之間冷卻鋼合金產(chǎn)品。
101.根據(jù)權(quán)利要求90的方法，特征是，所述回火是在450～540℃的金屬溫度下進(jìn)行1步或多步，并在步驟之間冷卻鋼合金產(chǎn)品。
102.根據(jù)權(quán)利要求59的方法，特征是，加工包括在合金中形成M2C碳化物的步驟，其中M是選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta元素及它們的組合物。
103.根據(jù)權(quán)利要求59的方法，特征是，所述加工包括熱處理以形成主要是馬氏體相材料。
104.根據(jù)權(quán)利要求59的方法，特征是，加工包括熱處理以形成多數(shù)碳(重量計(jì))以M2C碳化物存在，其中M是選自Cr、Fe、Mo、V、W、Nb、Ta、Ti，及它們的組合物。
105.一種合金組合物，特征是，組合物中，以重量計(jì)，含有0.2～0.26％碳(C)、11～15％鈷(Co)，2.0～3.0％鎳(Ni)，7.5～9.5％鉻(Cr)，1.0～2.0％鉬(Mo)，和小于0.8％釩(V)，主要以鐵(Fe)平衡，及偶存的元素和雜質(zhì)。
106.一種合金組合物，特征是，組合物中，以重量計(jì)，含有0.20～0.25％碳(C)、12～15％鈷(Co)，2.0～3.0％鎳(Ni)，7.0～9.0％鉻(Cr)，1.0～3.0％鉬(Mo)，小于2.5％鎢(W)，小于0.75％硅(Si)，和小于0.8％釩(V)，主要以鐵(Fe)平衡，及偶存的元素和雜質(zhì)。
107.一種合金組合物，特征是，組合物中，以重量計(jì)，含有0.10～0.20％碳(C)、12～17％鈷(Co)，2.5～5.0％鎳(Ni)，8.5～9.5％鉻(Cr)，1.0～2.0％鉬(Mo)，和小于0.8％釩(V)，主要以鐵(Fe)平衡，及偶存的元素和雜質(zhì)。
108.一種合金組合物，特征是，組合物中，以重量計(jì)，含有0.25～0.28％碳(C)、11～15％鈷(Co)，1.0～3.0％鎳(Ni)，7.0～9.0％鉻(Cr)，小于1.0％鉬(Mo)，小于1.0％硅(Si)，和小于0.8％釩(V)，主要以鐵(Fe)平衡，及偶存的元素和雜質(zhì)。
109.一種合金組合物，特征是，組合物中，以重量計(jì)，含有0.22～0.25％碳(C)、12～13％鈷(Co)，2.5～3.0％鎳(Ni)，8.5～9.5％鉻(Cr)，1.0～1.5％鉬(Mo)，和小于0.8％礬(V)，主要以鐵(Fe)平衡，及偶存的元素和雜質(zhì)。
110.一種合金組合物，特征是，組合物中，以重量計(jì)，含有0.1～0.3％碳(C)、8～17％鈷(Co)，0～5％鎳(Ni)，6～12％鉻(Cr)，小于1％硅(Si)，小于0.5％錳(Mn)，和小于0.15％銅(Cu)，并具有選自以下的添加物小于3％鉬(Mo)，小于0.3％鈮(Nb)，小于0.8％釩(V)，小于0.2％鉭(Ta)，小于3％鎢(W)，及它們的組合物，并具有選自以下的另外添加物小于0.2％鈦(Ti)，小于0.2％鑭(1a)或其他稀土元素，小于0.15％鋯(Zr)，小于0.005％硼(B)，和它們的組合物，及主要以鐵(Fe)平衡，及偶存的元素和雜質(zhì)。
111.一種合成組合物，特征是，組合物中，以重量計(jì)，含有0.1～0.3％碳(C)、8～17％鈷(Co)，0～5％鎳(Ni)，6～12％鉻(Cr)，小于1％硅(Si)，小于0.5％錳(Mn)，和小于0.15％銅(Cu)，具有選自以下的添加物小于3％鉬(Mo)，小于0.3％鈮(Nb)，小于0.8％釩(V)，小于0.2％鉭(Ta)，小于3％鎢(W)，和它們的組合物，并具有選自以下的額外添加物小于0.2％鈦(Ti)，小于0.2％鑭(la)或其他稀土元素，小于0.15％鋯(Zr)，小于0.005％硼(B)，和它們的組合物，雜質(zhì)小于0.02％硫(S)、0.012％磷(P)，0.015％氧(O)，和0.015％氮(N)，主要以鐵(Fe)平衡，及偶存的元素和雜質(zhì)。
112.根據(jù)權(quán)利要求106-112中任一項(xiàng)記載的合金，特征是，大于85wt％的合金的碳含量由直徑小于10nm的M2C碳化物構(gòu)成，其中M選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta中的元素及它們的組合物。
113.根據(jù)權(quán)利要求106-112中任一項(xiàng)記載的合金，特征是，大于85wt％的合金的碳含量由直徑小于5nm的M2C碳化物構(gòu)成，其中M選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta，及它們的組合物。
114.根據(jù)權(quán)利要求106-112中任一項(xiàng)的合金，特征是，極限抗拉強(qiáng)度大于240ksi。
115.根據(jù)權(quán)利要求106-112中任一項(xiàng)的合金，特征是，屈服強(qiáng)度大于200ksi。
116.根據(jù)權(quán)利要求106-112中任一項(xiàng)的合金，包括，其中分散有金屬(M)碳化物顆粒，對(duì)所說(shuō)顆粒的主要重量％，具有的分子式為其中X≤2的MXC，并且所述合金中占優(yōu)勢(shì)的是馬氏體相。
117.根據(jù)權(quán)利要求106-112中任一項(xiàng)的合金，特征是，所述合金以馬氏體相存在，并包括分散于其中的金屬碳化物，所述金屬碳化物具有直徑小于10nm的額定大小并具有金屬離子與碳離子的比率主要在2∶1或更小的范圍內(nèi)。
118.根據(jù)權(quán)利要求106-112中任一項(xiàng)的合金，特征是，所述合金是以馬氏體相存在，并包括分散在其中的金屬碳化物，所述金屬碳化物具有直徑小于5nm的額定大小并且其金屬離子與碳離子的比率主要是2∶1或更小的范圍內(nèi)。
119.根據(jù)權(quán)利要求106-112中任一項(xiàng)的合金，特征是，所述合金具有分散在其中的金屬碳化物，其中，金屬離子與碳離子的比率主要在2∶1，并且其中金屬是選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta、Ti及它們的組合物。
120.根據(jù)權(quán)利要求106-112中任一項(xiàng)的合金，特征是，合金具有分散其中的金屬碳化物，所述金屬選自Cr、Mo、V、W、Nb、Ta、Ti，金屬離子與碳離子的比率主要為2∶1，合金基本上是以馬氏體相存在。
121.根據(jù)權(quán)利要求106-112中任一項(xiàng)的合金，特征是，該合金的額定顆粒大小等于或小于ASTM顆粒大小號(hào)5(ASTM E112)。
122.根據(jù)權(quán)利要求106-112中任一項(xiàng)的合金，特征是，該合金中占優(yōu)勢(shì)的是以馬氏體相存在，其額定顆粒大小等于或小于ASTM顆粒大小號(hào)5(ASTM E112)。
全文摘要
一種納米碳化物沉積增強(qiáng)的超高強(qiáng)度、抗腐蝕的結(jié)構(gòu)鋼，具有強(qiáng)度和抗腐蝕的結(jié)合能力，以組合形式，以重量計(jì)，含有0.1～0.3％碳(C)、8～17％鈷(Co)，0～5％鎳(Ni)，6～12％鉻(Cr)，小于1％硅(Si)，小于0.5％錳(Mn)，和小于0.15％銅(Cu)，具有選自以下的添加物小于3％鉬(Mo)，小于0.3％鈮(Nb)，小于0.8％釩(V)，小于0.2％鉭(Ta)，小于3％鎢(W)，及它們的組合物，并具有選自從以下中的另外添加物小于0.2％鈦(Ti)，小于0.2％鑭(la)或稀土元素，小于0.15％鋯(Zr)，小于0.005％硼(B)及它們的組合物，小于以下雜質(zhì)0.02％硫(S)、0.012％磷(P)，0.015％氧(O)，和0.015％氮(N)，其余主要是鐵(Fe)，偶存元素和其他雜質(zhì)。合金由在很細(xì)的板條馬氏體基體中的納米級(jí)M
文檔編號(hào)C21D8/00GK1514887SQ02807100
公開(kāi)日2004年7月21日 申請(qǐng)日期2002年2月11日 優(yōu)先權(quán)日2001年2月9日
發(fā)明者查爾斯·J·庫(kù)曼, 查爾斯 J 庫(kù)曼, 格雷戈里·B·奧爾森, 里 B 奧爾森, 周恒正 申請(qǐng)人:奎斯泰克創(chuàng)新公司