專利名稱：：含鈷量低或不含鈷的硬化馬氏體鋼、由其制造組件的方法以及由此方法獲得的組件的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及通過雙重系統(tǒng)(duplexsystem)進行硬化的馬氏體鋼，也就是其通過析出由合適的鋼組成和時效熱處理操作所獲得的金屬間化合物和碳化物而進行硬化。
背景技術(shù)：
：所述鋼提供了-非常高的機械強度，但同時還提供高韌性和延性，即低脆性斷裂易感性；在熱狀態(tài)(溫度高達40(TC數(shù)量級)下也能保持這種非常高的強度，-良好的疲勞性能，特別是其不包含有害夾雜物，例如氮化物和氧化物；該特性必須通過合適的組成和液體金屬的精細生產(chǎn)條件而獲得。此外，為了能夠硬化其表面使表面在潤滑摩擦過程中具有高耐磨損性，其是表面(case-hardenab1e)>nJMft,WW(carbonitribiible)?？梢栽O(shè)想，所述鋼的應(yīng)用涉及需要結(jié)構(gòu)組件或傳動組件在動應(yīng)力下和感應(yīng)加熱或環(huán)境加熱(inducedorambientheating)條件下必須兼有非常強的負載的機械工程的所有領(lǐng)域。非窮盡的可舉的例子有傳動軸(transmissionshafts)、變速箱軸(gearboxshafts)(bearingshafts)等。對熱狀態(tài)下具有優(yōu)異機械強度的需求妨礙了強度從200°C下降的碳鋼或被稱為“低合金(slightlyalloyed)”的鋼在一些應(yīng)用中的使用。此外，當這些鋼經(jīng)過處理以獲得大于2000MPa的機械強度時，其韌性通常不符合要求，而且，通常它們的“真實”屈服強度比其在牽引測試(tractiontest)中測定的最大強度要小得多因此屈服強度是在這種情況下成為不利的主要指標。可以使用馬氏體時效鋼，其屈服強度與其抗張強度的最大值基本相近，在高達350-400°C具有滿足要求的強度水平，并且其在具有非常高的機械強度的同時還提供良好的韌性。然而，這些馬氏體時效鋼相當系統(tǒng)地(quitesystematically)包含高含量的鎳、鈷和鉬，所有元素均非常昂貴且其原材料市場上的價格變化顯著。這些馬氏體時效鋼還含有能夠顯著影響二次硬化(secondaryhardening)的鈦，但由于形成氮化物TiN，鈦又是馬氏體時效鋼的疲勞強度降低的主因，即使僅包含千分之幾(afewtenthsofapercentage)，也幾乎不可能防止在鋼的生產(chǎn)中形成氮化物TiN。文獻US-A-5，393，388已經(jīng)提出了沒有添加鈦而發(fā)生了二次硬化的鋼組合物，其用于提高在熱狀態(tài)下的耐性并且特別是提高疲勞、延性和韌性方面的性能。該組合物的缺陷在于需要高含量的Co(8-16%)，使鋼的造價非常高。(注意在本文中，各種元素的所有含量都表示為重量百分數(shù)。)文獻W0-A-2006/114499提出了硬化的馬氏體鋼的組合物以及適合該組合物的熱處理操作的優(yōu)化順序，且與US-A-5，393，388中公開的現(xiàn)有技術(shù)相比，其優(yōu)勢在于僅需要較低的鈷含量，即5-7%。通過調(diào)整其它元素的含量和相應(yīng)的熱處理操作的參數(shù)，有可能獲得具有一系列機械性能非常符合要求的組件(尤其是在航空應(yīng)用中)。具體而言，這些機械性能包括，在冷狀態(tài)下2200Mpa2350Mpa的抗張強度、至少與最佳高強度鋼相等的延性和彈性，以及在熱狀態(tài)(400°C)下ISOOMpa數(shù)量級的抗張強度、和最佳疲勞性能。由于其硬化是通過同時硬化析出金屬間化合物和M2C型碳化物實現(xiàn)的，所以這種鋼被視為具有“雙重硬化(duplexhardening)”。然而，這種鋼仍包含相對顯著量的鈷。由于該元素在任何情況下都很昂貴，并且其在原材料市場上的價格易于出現(xiàn)明顯波動，因此重要的是尋找從根本上進一步減少其含量(presence)的方式，尤其在用于比航空應(yīng)用更常見的機械應(yīng)用的材料中。
發(fā)明內(nèi)容具體而言，本發(fā)明的目的是提供可以用于特別是制造機械組件(例如傳動軸)或結(jié)構(gòu)元件的鋼，所述鋼具有進一步提高的熱狀態(tài)下的機械強度，以及具有使其仍然適合所述應(yīng)用的疲勞性能和脆度。特別是，由于鈷含量進一步顯著地降低，與目前已知用于這些應(yīng)用的最有效的鋼相比，這些鋼還具有較低的生產(chǎn)成本。因此，本發(fā)明涉及一種鋼，其特征在于含有下列以重量百分數(shù)表示的組成-C=0.200.30%-Co=痕量水平-1%-Cr=25%-Al=I2%-Mo+ff/2=1—4%-V=痕量水平0.3%-Nb=痕量水平0.1%-B=痕量水平30ppm-Ni=1116%，其中Ni彡7+3.5A1-Si=痕量水平1.0%-Mn=痕量水平2.0%-Ca=痕量水平20ppm-稀土元素=痕量水平IOOppm-如果N^IOppm,Ti+Zr/2=痕量水平lOOppm，其中Ti+Zr/2^ION-如果IOppm<N彡20ppm,Ti+Zr/2=痕量水平150ppm-0=痕量水平50ppm-N=痕量水平20ppm-S=痕量水平20ppm-Cu=痕量水平-P=痕量水平200ppm其余為鐵和生產(chǎn)過程中不可避免的雜質(zhì)。其優(yōu)選包含C=0.200.25%。其優(yōu)選包含Cr=24%。其優(yōu)選包含Al=11.6%，優(yōu)選1.41.6%。其優(yōu)選包含Mo彡1%。其優(yōu)選包含Mo+W/2=12%。其優(yōu)選包含V=0.20.3%。其優(yōu)選包含Ni=1214%，且Ni彡7+3.5A1。其優(yōu)選包含Nb=痕量水平0.05%。其優(yōu)選包含Si=痕量水平0.25%，優(yōu)選痕量水平0.10%。其優(yōu)選包含0=痕量水平lOppm。其優(yōu)選包含N=痕量水平lOppm。其優(yōu)選包含S=痕量水平lOppm，優(yōu)選痕量水平5ppm。其優(yōu)選包含P=痕量水平lOOppm。測定的馬氏體轉(zhuǎn)化溫度(martensitictransformationtemperature)Ms優(yōu)選大于或等于100°C。測定的馬氏體轉(zhuǎn)化溫度Ms優(yōu)選可以大于或等于140°C。本發(fā)明還涉及由鋼制造組件的方法，其特征在于在賦予所述組件確定形狀的修整(finishing)步驟前包括以下步驟-制備具有以上組成的鋼；-至少一個用于使所述鋼成型的操作；-在600_675°C進行軟化回火操作4_20小時，然后在空氣中冷卻；-在900-1000°C進行固熔熱處理至少1小時，然后在油中或空氣中急速冷卻，以防止奧氏體基體中晶粒間碳化物析出；-在475-600°C、優(yōu)選490_525°C進行5-20小時時效硬化操作(hardeningageingoperation)。所述方法優(yōu)選進一步包括在-50°C或以下、優(yōu)選-80°C或以下進行低溫處理操作，使所有奧氏體轉(zhuǎn)化為馬氏體，所述溫度比測定的Ms低150°C或更多，至少一個處理操作持續(xù)至少4小時且最多50小時。所述方法優(yōu)選進一步包括用于軟化粗馬氏體的處理操作，包括在150-250°C進行4-16小時退火，然后在靜止空氣中進行冷卻。所述組件還優(yōu)選經(jīng)受表面硬化操作或者氮化或碳氮化操作。氮化操作可以在時效循環(huán)中進行。優(yōu)選地，該氮化操作在490_525°C進行5_100小時。可以在固熔熱處理之前或與固熔熱處理同時，在熱循環(huán)過程中進行氮化或表面硬化或者碳氮化操作。本發(fā)明還涉及機械組件或者結(jié)構(gòu)元件組件，其特征在于其根據(jù)上述方法制造。具體而言，其可以是發(fā)動機傳動軸(enginetransmissionshaft)、發(fā)動機懸掛裝置(enginesuspensiondevice)、起落架兀件(landinggearelement)、變速箱兀件(gearboxelement)或軸承。具體實施例方式可以理解，本發(fā)明首先基于與W0-A-2006/114499構(gòu)成的現(xiàn)有技術(shù)不同的鋼組合物，具體是Co含量非常低，不超過1%，且通常能夠被限制在生產(chǎn)過程中產(chǎn)生的不可避免的痕量水平。顯著存在的其它最常見合金元素的含量僅被稍加改進，但必須小心控制一些雜質(zhì)的含量。在本發(fā)明所述的那些類型的馬氏體鋼中能夠完全免除(dispensing)通常添加的鈷，這是特別驚人的結(jié)果。因此，本發(fā)明的鋼不再包含顯著量的貴重添加元素(除了鎳以外，然而其含量與現(xiàn)有技術(shù)相比并沒有增加)。在生產(chǎn)過程中僅需要特別注意將氮的含量限制在最大20ppm，以盡可能防止氮化鋁的形成。因此，對鈦和鋯的最大含量也必須進行限制，以防止其與殘余的氮形成氮化物。這些鋼的中間塑性偏差(intermediateplasticdeviation，耐斷裂性Rm和屈服強度rp。.2之間的偏差)處于碳鋼和馬氏體時效鋼之間。馬氏體時效鋼的偏差非常低，因而具高屈服強度，但一旦超出就會急速斷裂。本發(fā)明的鋼在這方面的特性能夠通過硬化相和/或碳的比例進行調(diào)整。本發(fā)明的鋼可以在退火狀態(tài)下利用適于硬度為45HRC的工具進行加工。其介于馬氏體時效鋼(由于其具有碳含量低的軟馬氏體，所以能夠在粗退火狀態(tài)下進行加工)與碳鋼(其基本上必須在退火狀態(tài)下進行加工)之間。在本發(fā)明所述的那些類型的鋼中，在逆變奧氏體(revertedaustenite)的存在下進行“雙重”硬化，即通過聯(lián)合使用日-NiAl型金屬間化合物和M2C型碳化物而獲得，所述逆變奧氏體通過在硬化時效操作中由擴散富集的鎳而形成/穩(wěn)定，其由于形成三明治結(jié)構(gòu)(在硬化馬氏體的支柱(struts)之間有少量％的穩(wěn)定和可延性奧氏體)而在結(jié)構(gòu)上具有延性。必須防止氮化物的形成，尤其是正脆化的Ti、&和A1的氮化物其會降低韌性和疲勞強度。由于這些氮化物在Ti、&和/或A1存在下，可以析出lppm至數(shù)ppm的N，且常規(guī)生產(chǎn)方法使其難以實現(xiàn)N含量低于5ppm，本發(fā)明的鋼符合以下規(guī)定。任何添加的Ti都原則上受限(最大允許值100ppm)，且N盡可能受限。根據(jù)本發(fā)明，N的含量必須不超過20ppm，優(yōu)選不超過lOppm，而Ti的含量必須不超過N含量的10倍。然而，可以預(yù)計，為了固定殘留的氮并由此防止氮化物A1N的有害析出，生產(chǎn)結(jié)束時在減壓下向爐內(nèi)按比例添加鈦。然而，由于必須防止液相中形成氮化物TiN(由于其變得粗糙(5-lOym或更高))，僅可以針對液體金屬中最大殘留含量的氮(lOppm)進行鈦的添加，并且永遠不超過該殘留氮值的10倍。例如，對于生產(chǎn)結(jié)束時N終含量為8ppm，任選添加的鈦的極限量為80ppm。有可能用&部分或完全代替Ti，這兩種元素的性質(zhì)非常相似。由于它們的原子質(zhì)量比為2，如果除了Ti外還添加&或者用&代替Ti，則必須將Ti+&/2的總數(shù)作為比例的基礎(chǔ)，并且必須說明的是，當N彡lOppm時，-Ti+Zr/2必須總是彡lOOppm；-并且，Ti+Zr/2必須彡10N。如果N的含量大于lOppm且小于或等于20ppm，則Ti和&應(yīng)該被認為是需要避免的雜質(zhì)，并且Ti+Zr/2的總數(shù)必須不超過150ppm。在制造操作結(jié)束時任選添加的稀土金屬也可以有助于固定部分N、以及S和0。在這種情況下，必須保證稀土金屬的殘留量保持小于lOOpprn，且優(yōu)選小于50ppm，因為當它們以高于所述數(shù)值存在時，這些元素使鋼變脆。一般認為，稀土金屬(例如La)的氧氮化物比Ti或A1的氮化物的危害小，原因在于它們的球形形狀可以使其較不易作為引發(fā)疲勞斷裂的位置。然而，盡管如此，利用常規(guī)的謹慎制造技術(shù)使這些雜質(zhì)在鋼中的保留量盡可能小是有利的。為了完成液體金屬的脫氧/脫硫，可以用鈣進行加工。優(yōu)選用任選添加的Ti、Zr或稀土金屬進行該加工。由于其硬化和非脆化的性質(zhì)，優(yōu)選包含極少量Fe的Cr、Mo、W和V的碳化物M2C。相對于平衡的碳化物M7c3和/或M6C和/或M23C6，碳化物M2C是亞穩(wěn)定的。用Mo和W使其穩(wěn)定。Mo含量和W的一半含量之和必須至少為1%。然而，不應(yīng)使Mo+W/2超過4%，從而不降低可煅性(或者一般為熱狀態(tài)下的可變形性)，且不形成Fe7Mo6型的y相的金屬間化合物，P相是常規(guī)馬氏體時效鋼的必要硬化相之一，但不希望其存在于在本發(fā)明的鋼中。優(yōu)選地，Mo+ff/2為-2%。防止能夠使晶粒結(jié)合(grainjoints)變脆的非硬化的Ti碳化物的形成還需要將本發(fā)明的鋼的Ti含量強制限制在lOOppm。Cr和V為激活“亞穩(wěn)定的”碳化物的形成的元素。V還形成MC型的碳化物，該碳化物在高達溶解溫度的溫度下穩(wěn)定，且“封閉”晶粒邊界并在高溫的熱處理操作過程中限制晶粒的擴大。V必須不超過0.3%，從而在溶解循環(huán)(dissolutioncycle)中不在V的碳化物中固定過量水平的C，以免損害Cr、Mo、W、V的碳化物M2C，其中，期望所述碳化物M2C在隨后的時效循環(huán)中析出。優(yōu)選地，V的含量在0.2和0.3%之間。Cr的存在(至少2%)可使V的碳化物的水平降低，使M2C的水平增高。但必須不超過5%，從而不過度促進穩(wěn)定碳化物、尤其是M23C6的形成。優(yōu)選地，Cr不超過4%，從而更好地確保不存在M23C6，且不過度降低馬氏體轉(zhuǎn)化的起始溫度Ms。相對于y相，C的存在促進了M2C的出現(xiàn)。然而，過量可導(dǎo)致偏析(segregation)、Ms降低，并在工業(yè)規(guī)模的生產(chǎn)過程中帶來問題應(yīng)力裂紋(在快速冷卻過程中的表面裂縫)的易感性、過度堅硬的馬氏體在粗淬火狀態(tài)下的難加工性等。其含量必須為0.20-0.30%,優(yōu)選為0.20-0.25%，從而不賦予組件過度的硬度，這種硬度可能需要在退火狀態(tài)下加工。如果在預(yù)期應(yīng)用中需要非常高的表面硬度，則可以通過表面硬化、氮化或碳氮化使組件的表面層富含C。Co延遲了位錯的回復(fù)，并因此減緩了馬氏體在熱狀態(tài)下的過時效過程(excessiveageingmechanisms)0可以理解，其由此可以在熱狀態(tài)下保持高水平的抗張強度。然而，另一方面，懷疑由于Co促進了上述y相的形成，u相使具有Fe-Ni-Co-Mo的現(xiàn)有技術(shù)的馬氏體時效鋼硬化，其大量存在會減少可用于形成M2C碳化物的Mo和/或W的量，而根據(jù)機理，M2C碳化物有助于期望促進的硬化。另一方面，鈷略微提高了延展/脆性轉(zhuǎn)化溫度，這樣是不利的，尤其在鎳含量相當?shù)偷慕M合物中，然而，與能夠在其它鋼中發(fā)現(xiàn)的相反，鈷并不明顯提高本發(fā)明組合物的轉(zhuǎn)化溫度Ms，并由此在該方面也沒有任何明顯優(yōu)勢。在W0-A-2006/114499的鋼中提出Co含量(5_7%)與其它元素的含量的組合，是在這些各種優(yōu)勢和劣勢之間尋求折衷的結(jié)果。然而，本發(fā)明人已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，與本發(fā)明領(lǐng)域內(nèi)的冶金學(xué)專家目前的偏見相反，鈷的存在對于在雙重硬化的馬氏體時效鋼中獲得(尤其是)高水平的機械強度并不是絕對必要的。不使用鈷甚至可以具有在抗張強度Rm與韌性Kv之間提供更好折衷的優(yōu)勢。然而，必須同時具有與一些雜質(zhì)的含量相關(guān)的耐性，并且優(yōu)選伴隨著一些元素含量的調(diào)整以確保足夠高的測定溫度Ms。Ni和A1與本發(fā)明相關(guān)，其中，Ni必須為彡7+3.5A1。由于B2型(例如NiAl)納米金屬間相的析出，它們是與大部分(significantpart)時效硬化相關(guān)的兩種主要元素。在熱狀態(tài)下(高達約400°C)，這個相賦予大部分的機械強度。由于其降低馬氏體的延展/脆性轉(zhuǎn)換溫度，鎳也是降低解理脆性(cleavagebrittleness)的元素。如果A1的水平與M相比太高，在時效過程中在硬化析出物MA1析出之后，馬氏體基體在鎳方面的消耗太高。由于馬氏體相中鎳含量的降低導(dǎo)致其延展/脆性轉(zhuǎn)換溫度升高，從而導(dǎo)致其在接近環(huán)境溫度的溫度變脆，這降低了韌性和延性的指標。此外，鎳促進了逆變奧氏體的形成和/或在時效循環(huán)中穩(wěn)定了殘余的(可能存在的)奧氏體部分。這些過程(mechanism)提高了鋼的延性和韌性的指標，還提高了鋼的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。如果時效的基體過度消耗鎳，則損害或抑制這些特有的過程(characteristicmechanisms)不再存在任何用于逆變奧氏體的可能。另一方面，如果有過多水平的Ni，則會由于逆變奧氏體水平增大(其中A1大量留在固溶體(solution)中)使NiAl型硬化相的水平過度降低。在退火結(jié)束時，必須沒有殘余奧氏體(<3%)，并且必須留下充足的馬氏體結(jié)構(gòu)。為此，必須調(diào)整退火條件，尤其是冷卻結(jié)束的溫度，以及鋼的組成。這決定了本發(fā)明的馬氏體轉(zhuǎn)化開始的溫度Ms，在沒有低溫循環(huán)時，該溫度必須優(yōu)選保持等于或大于140°C，并且在有低溫循環(huán)時，該溫度必須優(yōu)選等于或大于ioo°c。通常根據(jù)來自文獻的常規(guī)公式計算Ms:Ms=550-350xC%-40xMn%_17xCr%-10xMo%-17xNi%_8xff%_35xV%-10xCu%-10xCo%+30xA1%°C。然而實驗證明，這個公式僅僅非常近似，尤其是其由于Co和A1的作用而容易隨著鋼的類型變化。因此，為了了解鋼是否符合本發(fā)明，必須測量實際溫度Ms作為基礎(chǔ)，例如通過常規(guī)方式的膨脹測量法。Ni的含量是Ms可能調(diào)整的變量之一。為了使鋼完全馬氏體轉(zhuǎn)化，退火后，冷卻結(jié)束時的溫度必須低于實際Ms-150°C，優(yōu)選低于實際MS-200°C。特別對于最富含C和Ni的組合物，冷卻結(jié)束時的溫度可以在低溫處理后獲得，該低溫處理在從固熔熱處理溫度冷卻至環(huán)境溫度后立即實施。還可以不從環(huán)境溫度開始實施低溫處理，而是在等溫退火后進行，該等溫退火在略高于Ms、優(yōu)選在Ms至Ms+50°C的溫度停止。為了防止富含碳的殘留奧氏體的穩(wěn)定化步驟，整體冷卻速率必須盡可能高。然而，由于結(jié)構(gòu)的熱擾動(thermalagitation)可能不足以在該位置產(chǎn)生馬氏體轉(zhuǎn)化，因此尋求低于-100°C的低溫并不總是非常有利的。通常，如果應(yīng)用低溫循環(huán)，則鋼的Ms值優(yōu)選高于或等于100°C，如果不應(yīng)用低溫循環(huán)，則鋼的Ms值高于或等于140°C。如果必要，則低溫循環(huán)的持續(xù)時間為4-50小時，優(yōu)選4-16小時，更優(yōu)選4-8小時。有可能進行多個低溫循環(huán)，重要因素是其中至少一個具有上述特性。A1必須為1_2%，優(yōu)選1-1.6%，更優(yōu)選1.4_1.6%，而附必須為11-16%，其中Ni彡7+3.5A1。理論上，存在1.5%的A1和12-14%的Ni。這些條件促進了提高抗張強度Rffl的NiAl的存在，還發(fā)現(xiàn)如果結(jié)合本發(fā)明的其它條件，在不存在Co的情況下并沒有使Rm過度惡化。屈服強度Rp。.2以與Rm相同的方式受到影響。與從US-A-5，393，388獲知的鋼(為了具有高水平的延性和韌性，其追求高含量的逆變奧氏體)相比，為了在熱狀態(tài)下獲得高水平的機械強度，本發(fā)明類型的鋼促進了硬化B2相、尤其是MA1的存在。遵循已經(jīng)陳述的與M和A1相關(guān)的條件，確保適當潛在含量的逆變奧氏體，從而保持用于預(yù)期應(yīng)用的適當延性和韌性。有可能添加B，但不超過30ppm，從而不降低鋼的性能。為了控制晶粒的尺寸，還可能在鍛造操作中或另一個熱狀態(tài)下的轉(zhuǎn)化中添加含量不超過0.的Nb，優(yōu)選含量不超過0.05%從而防止可能過分的偏析。因此，根據(jù)本發(fā)明的鋼可包含不可忽略的殘留量的Nb的原材料。本發(fā)明類型的鋼的特征還在于用W代替至少一些Mo的可能性。在同樣的原子分數(shù)，W在凝固時的偏析比Mo小，并在熱狀態(tài)下使機械強度增高。W的缺點在于成本高，有可能通過將其與Mo結(jié)合來優(yōu)化其成本。如已經(jīng)闡明的，Mo+W/2必須為1-4%，優(yōu)選為1-2%。為了限制鋼的成本，尤其由于高溫下的耐性不是本發(fā)明的鋼的主要目的，優(yōu)選保留的最小含量的Mo?？梢源嬖诟哌_的Cu。利用其、相，其能夠參與硬化，并且Ni的存在使其不利影響受到限制，尤其是在組件鍛造過程中出現(xiàn)的表面裂紋(在將銅添加到不含鎳的鋼的過程中發(fā)現(xiàn)會出現(xiàn)表面裂紋)。然而，銅的存在并不是絕對必要的，其可以僅存在于源自原材料的污染的殘留痕量狀態(tài)。錳并不是獲得鋼的預(yù)期性質(zhì)的先驗優(yōu)勢，但其沒有公認的不利影響；此外，其在液體鋼的溫度下的低蒸汽壓導(dǎo)致其濃度在減壓生產(chǎn)過程中和減壓再熔過程中難以控制其含量可根據(jù)再熔鋼錠中的徑向和軸向定位(localisation)而變化。由于其經(jīng)常存在于原材料中，并且出于上述原因，其含量將優(yōu)選最大為0.25%，且由于其濃度在同一產(chǎn)品中的過度變化不利于性質(zhì)的一致性，因此其含量在任何情況下都限制在最大值為2%。已知硅在鐵素體固溶體中具有硬化作用(與鈷相同)，并降低鐵素體中特定元素或特定相的可溶性(solubility)。然而，本發(fā)明的鋼并不大量添加鈷和硅，這特別是因為通常硅還會促進有害金屬間相(萊夫斯相(Lavesphases)、硅化物等)在復(fù)合鋼中的析出。其含量將被限制在1%，優(yōu)選小于0.25%，更優(yōu)選小于0.1%。通常，必須將可以在晶粒邊界離析(segregate)并使其變脆的元素(例如P和S)控制在以下界限以內(nèi)S=痕量水平_20ppm，優(yōu)選痕量水平-lOppm，更優(yōu)選痕量水平-5ppm，并且P=痕量水平-200ppm，優(yōu)選痕量水平-lOOppm，更優(yōu)選痕量水平_50ppm。有可能使用Ca作為脫氧劑和硫捕集劑(sulphurcollector)，最終發(fā)現(xiàn)殘留(^20ppm)。以同一方式，在利用稀土金屬捕獲0、S和/或N的精煉液體金屬的加工操作之后，最終可剩下殘余的稀土金屬lOOppm)。由于在最后并不需要使用Ca和稀土金屬，這些元素可以僅以痕量狀態(tài)存在于本發(fā)明的鋼中。氧的可接受含量最大值為50ppm，優(yōu)選最大值為lOppm。通過舉例，已經(jīng)測試過的鋼樣品的組成(重量百分數(shù))列于表1<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>表1測試樣品的組成和測量的Ms溫度樣品G和H的Co含量<0.10%，對應(yīng)于該元素分析的常規(guī)精確度極限。在兩個實例中，并沒有有意添加Co。表中沒有列出的元素最多僅以由生產(chǎn)操作引起的痕量水平存在。參照鋼A對應(yīng)于US-A-5，393，388的鋼，因此具有高Co含量。參照鋼B對應(yīng)于與鋼A類似的鋼，其中添加了V且沒有改變Co的含量。參照鋼C對應(yīng)于W0-A-2006/114499的鋼，與鋼A和B相比，特別之處在于其A1含量提高而其鈷含量降低。與C相比，參照鋼D添加B。與C相比，參照鋼E添加Nb。參照鋼F與C的主要區(qū)別在于不存在大量添加的V，其通過較低含量的C和較高純度的殘留元素而補償。參照鋼G與F的差別在于與本發(fā)明一致的極低含量的Co，V的存在水平與C、D和E相當，并且較高含量的Ni，但單獨來說仍然與本發(fā)明一致的。然而，其Ti和N的含量略高于本發(fā)明的允許值。實驗也已經(jīng)證明，與本發(fā)明的要求相比，其測定溫度Ms實質(zhì)上太低，較高含量的Ni并沒有由較低含量的Cr、Mo、Al和V而得到補償。鋼H在所有方面都與本發(fā)明一致，尤其是極低含量的Co以及在N和Ti方面的高純度。此外，其0的含量極低。最后，其測定溫度Ms完全與本發(fā)明一致。這些樣品在以下條件下從200kg的鋼錠鍛造成75X35mm的條鋼。在1250°C進行至少16小時的均質(zhì)化處理之后進行第一鍛造操作，其旨在分裂鋼錠的粗結(jié)構(gòu)；然后，在將截面為75X75mm的半成品置于1180°C的溫度下之后對其進行鍛造；最后，將各個半成品置于950°C的爐內(nèi)，然后在此溫度將其鍛造成75X35mm條鋼(flatbars)的形式，所述條鋼的粒狀結(jié)構(gòu)通過這些連續(xù)的操作而精制。此外，使樣品在至少600°C的溫度下進行軟化回火操作。實驗已經(jīng)證明，為了實現(xiàn)鋼在隨后將要進行的固熔熱處理過程中的完全重結(jié)晶，這是必須的。在這種情況下，軟化回火操作在650°C進行8小時，隨后在空氣中冷卻。因此，沒有特殊的問題，熱機械轉(zhuǎn)化的粗產(chǎn)品可經(jīng)受修整操作(精餾、剝光、加工等)從而賦予組件確定的形狀。在鍛造和軟化回火操作之后，樣品經(jīng)受-在935°C進行1小時固熔熱處理，然后通過油淬滅而冷卻；-在-80°C進行低溫處理操作8小時；尤其對于樣品H，增加在-120°C進行2小時的另一個低溫處理操作；-在200°C進行16小時的消除應(yīng)力退火操作；-在500°C進行12小時時效-硬化操作(age-hardeningoperation)，然后在空氣中冷卻。樣品的性質(zhì)(縱向的抗張強度Rm、屈服強度Rpa2、伸長A5d、收縮Z、強度KV、韌性Klc、ASTM粒度)列于表2中。在這種情況下，在正常的環(huán)境溫度下對其進行測量。<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>表2:測試樣品的性質(zhì)可以看出，參照樣品C、D和E具有遠大于參照樣品A和B的抗張強度。屈服強度至少為同一數(shù)量級。在所闡述和使用的熱處理操作的情況下，與抗張強度的增加不同，與延性(收縮和斷裂伸長)、韌性和彈性相關(guān)的性質(zhì)降低?？梢酝ㄟ^更改時效條件來調(diào)整強度/韌性之間的期望折衷。參照樣品B表明，在鋼A中僅添加V僅可引起某些性質(zhì)的改善，并且與Co含量降低或為零的鋼C至H的情況相比，提高的比例通常較小。特別地，鋼C至H中Al的提高并維持高含量的Ni，使硬化相NiAl較多，并且這是抗張強度改善或?qū)⑵渚S持在有利的高數(shù)值的重要因素。分別在樣品D和E中添加B和Nb對于獲得本發(fā)明類型的鋼所主要尋求的高機械強度并不是必須的。然而，根據(jù)常規(guī)ASTM指數(shù)所述(與最精細顆粒對應(yīng)的最高ASTM值)，添加Nb可使粒徑得以精煉。在650°C軟化回火8小時并在空氣中冷卻后，在935°C進行固熔熱處理1小時，接著在油中冷卻，然后在-80°C低溫處理8小時，然后在20(TC消除應(yīng)力8小時(針對張力樣品)或16小時(針對彈性樣品，為了便于卻貝樣品的V缺口加工；該低溫回火僅具有軟化數(shù)HRC單位的粗退火結(jié)構(gòu)的作用)，然后在500°C進行12小時時效操作，接著在空氣下冷卻，從而可以在20°C于縱向獲得抗張強度、延性和彈性之間的優(yōu)異折衷。補充實驗表明，彈性值在橫向保持可接受。在400°C，抗張強度保持非常高，并且較低的Co含量(如樣品C至F的)或者本發(fā)明幾乎或?qū)嵸|(zhì)上可以忽略的Co含量(如樣品G和H)，與要解決的問題組(problemsset)的那些方面不沖突。樣品G表明，鈷的大幅降低，甚至完全消除仍然可以保持高水平的抗張強度。延性性質(zhì)也以驚人的方式得到提高。然而，在樣品G的情況下，由于該樣品中高含量的Ni，對彈性極限的損害非常嚴重損，這與分散在結(jié)構(gòu)中的較高量的奧氏體有關(guān)。這使得測量的Ms過度降低，其不能通過調(diào)整其它元素的含量來補償。然而，在所有方面都對應(yīng)于根據(jù)本發(fā)明的組合物、并且其溫度Ms足夠高的樣品H的情況下，獲得_抗張強度，其保持在高水平并且如果需要可以通過增加C含量而進一步提高，其中C含量的增加可以通過退火和二級碳化物的形成而促進硬化；對于大約0.25%的C含量，由此可以達到2300MPa數(shù)量級的抗張強度；-屈服強度，其得到充分改善，高于樣品G；以及-尤其是延性的性質(zhì)，其是顯著的且高于所有參考樣品，可以實現(xiàn)抗張強度和韌性之間的良好折衷，該特征在本發(fā)明的鋼預(yù)期的優(yōu)選應(yīng)用中是非常重要的。樣品G中與本發(fā)明的需求相比略微過高的N和Ti含量、以及其略高的氧含量，也部分地造成其有效性不如樣品H好的事實。對于該樣品G，另一個要考慮的因素是S的含量，其并不是特別低，并且其往往易于使韌性減少(如果沒有被有利于該性質(zhì)的其它特征所補償)。最后，如上所述，該樣品G具有相當高的Ni含量(雖然保持在本發(fā)明的范圍內(nèi))，其降低了Ms，并且由此，即使在該樣品經(jīng)歷了被明顯增強的低溫處理操作(-80°C，然后-120°C)后，也保持了可能過高的殘留奧氏體水平。然而，根據(jù)本發(fā)明的樣品H僅在-80°C進行低溫處理，但具有經(jīng)明智調(diào)整的Ni含量、根據(jù)所有方面的最小雜質(zhì)含量、以及足夠高的測定的溫度Ms，非常好地解決所闡述的問題。通常，在使組件的毛坯成型之后和賦予該組件確定形狀的修整步驟之前，用于最終獲得具有期望性質(zhì)的組件的根據(jù)本發(fā)明的鋼的優(yōu)化熱處理方法為-從600_675°C軟化回火4_20小時，然后在空氣下冷卻；-在900-1000°C固熔熱處理至少1小時，然后在油中或空氣中急速冷卻，以防止奧氏體基體中晶粒間碳化物析出；-如果必要，為了將所有的奧氏體轉(zhuǎn)化為馬氏體，在-50°C或更低溫度、優(yōu)選在-80°C或更低溫度進行低溫處理操作，所述溫度比Ms低150°C或更多，優(yōu)選比Ms低大約200°C，至少一個低溫處理操作持續(xù)至少4小時且最多50小時；對于導(dǎo)致較高的溫度Ms的具有較低的特定Ni含量的組合物，該低溫處理操作的益處較小；-任選地，粗馬氏體的軟化處理，其包括在150_250°C進行退火4_16小時，隨后在靜止空氣下冷卻；-在475-600°C，優(yōu)選490-525V進行5_20小時時效硬化；通常不推薦在低于490°C進行時效操作，因為亞穩(wěn)的碳化物M3C可能仍然存在，并賦予所述結(jié)構(gòu)脆性；高于525°C的時效操作由于時效可引起機械強度的損失，而韌性或延性基本沒有任何提高。在已經(jīng)闡述的實施例中，在鑄造之后和軟化回火之前使鋼成型的操作以及其它熱處理操作涉及鍛造。然而，除了該鍛造操作外，根據(jù)期望獲得的終產(chǎn)品的類型(旋鍛組件(swagedcomponents)、條(bar)、半成品)，可以進行用于熱成型的其它類型的熱機械處理操作，或者以其代替鍛造操作。尤其可能進行一個或多個滾動操作、型鍛、沖壓等，以及多個這種加工操作的組合。根據(jù)本發(fā)明的鋼的優(yōu)選應(yīng)用為用于工程和結(jié)構(gòu)元件的耐久組件，其在冷狀態(tài)下必須具有2000MPa至2350MPa或更高的抗張強度，同時延性和彈性至少等于較好的高強度鋼、在熱狀態(tài)下(400°C)抗張強度為ISOOMPa數(shù)量級并具有最佳疲勞性能。根據(jù)本發(fā)明的鋼還具有能夠表面硬化、氮化和碳氮化的優(yōu)勢。因此，有可能賦予組件高水平的抗磨損性，而不影響其核心性能。這在所述的預(yù)期應(yīng)用中尤其有利?？梢灶A(yù)期其它表面處理操作，例如限制來自表面缺陷的疲勞裂痕發(fā)生的機械加工操作。噴丸加工理(Shotpeening)是這種加工的一個實例。如果進行氮化，其可以在時效循環(huán)過程中進行，優(yōu)選在490°C_525°C的溫度下進行5-100小時的時間，最長的時效操作產(chǎn)生累進的結(jié)構(gòu)軟化，并由此產(chǎn)生最大抗張強度的累進減少。另一個可能性是在熱循環(huán)過程中，在固熔熱處理之前或同時進行表面硬化、氮化或碳氮化，本發(fā)明的鋼基(steelsubstrate)在這種情況下保持其機械性質(zhì)方面的所有潛能。權(quán)利要求鋼，其特征在于含有下列以重量百分比表示的組成-C＝0.20～0.30％-Co＝痕量水平～1％-Cr＝2～5％-Al＝1～2％-Mo+W/2＝1～4％-V＝痕量水平～0.3％-Nb＝痕量水平～0.1％-B＝痕量水平～30ppm-Ni＝11～16％，且Ni≥7+3.5Al-Si＝痕量水平～1.0％-Mn＝痕量水平～2.0％-Ca＝痕量水平～20ppm-稀土元素＝痕量水平～100ppm-如果N≤10ppm，Ti+Zr/2＝痕量水平～100ppm，其中Ti+Zr/2≤10N-如果10ppm＜N≤20ppm，Ti+Zr/2＝痕量水平～150ppm-O＝痕量水平～50ppm-N＝痕量水平～20ppm-S＝痕量水平～20ppm-Cu＝痕量水平～1％-P＝痕量水平～200ppm其余為鐵和生產(chǎn)過程中不可避免的雜質(zhì)。2.如權(quán)利要求1所述的鋼，其特征在于，其包含C=0.200.25%。3.如權(quán)利要求1或2所述的鋼，其特征在于，其包含Cr=24%。4.如權(quán)利要求13中任一項所述的鋼，其特征在于，其包含Al=11.6%，優(yōu)選為1.41.6%。5.如權(quán)利要求14中任一項所述的鋼，其特征在于，其包含Mo>1%。6.如權(quán)利要求1-5中任一項所述的鋼，其特征在于，其包含Mo+W/2=12%。7.如權(quán)利要求1-6中任一項所述的鋼，其特征在于，其包含V=0.20.3%。8.如權(quán)利要求1-7中任一項所述的鋼，其特征在于，其包含Ni=1214%，且Ni彡7+3.5A1。9.如權(quán)利要求1-8中任一項所述的鋼，其特征在于，其包含Nb=痕量水平0.05%。10.如權(quán)利要求1-9中任一項所述的鋼，其特征在于，其包含Si=痕量水平0.25%，優(yōu)選痕量水平0.10%。11.如權(quán)利要求1-10中任一項所述的鋼，其特征在于，其包含O=痕量水平lOppm。12.如權(quán)利要求1-11中任一項所述的鋼，其特征在于，其包含N=痕量水平lOppm。13.如權(quán)利要求1-12中任一項所述的鋼，其特征在于，其包含S=痕量水平lOppm，優(yōu)選痕量水平5ppm。14.如權(quán)利要求1-13中任一項所述的鋼，其特征在于，其包含P=痕量水平lOOppm。15.如權(quán)利要求1-14中任一項所述的鋼，其特征在于，其經(jīng)測定的馬氏體轉(zhuǎn)化溫度Ms大于或等于ioo°c。16.如權(quán)利要求15所述的鋼，其特征在于，其經(jīng)測定的馬氏體轉(zhuǎn)化溫度Ms大于或等于140"C。17.由鋼制造組件的方法，其特征在于所述方法在賦予組件確定形狀的修整步驟之前包括以下步驟-制備具有權(quán)利要求1-16中任一項所述的組成的鋼；-至少一個用于使所述鋼成型的操作；-在600-675°C進行4-20小時軟化回火操作，隨后在空氣中進行冷卻；-在900-1000°C進行至少1小時固熔熱處理，然后在油中或空氣中急速冷卻，以防止奧氏體基體中晶粒間碳化物析出；-在475-600°C，優(yōu)選490-525°C進行5_20小時時效硬化操作。18.如權(quán)利要求17所述的由鋼制造組件的方法，其特征在于其進一步包括在_50°C或以下，優(yōu)選-80°C或以下進行低溫處理操作，使所有奧氏體轉(zhuǎn)化為馬氏體，所述溫度比測定的Ms低150°C或更多，至少一個處理操作持續(xù)至少4小時且至多50小時。19.如權(quán)利要求17或18所述的由鋼制造組件的方法，其特征在于其進一步包括用于軟化粗馬氏體的處理操作，包括在150-250°C進行4-16小時退火，然后在靜止空氣中進行冷卻。20.如權(quán)利要求17-19中任一項所述的由鋼制造組件的方法，其特征在于，所述組件還經(jīng)受表面硬化操作或者氮化或碳氮化操作。21.如權(quán)利要求20所述的由鋼制造組件的方法，其特征在于，在時效循環(huán)中進行所述氮化操作。22.如權(quán)利要求21所述的由鋼制造組件的方法，其特征在于，所述氮化操作在490-525°C進行5-100小時。23.如權(quán)利要求20-22中任一項所述的由鋼制造組件的方法，其特征在于，所述氮化或表面硬化操作在熱循環(huán)過程中在固熔熱處理之前進行或與固熔熱處理同時進行。24.機械組件或結(jié)構(gòu)元件組件，其特征在于，其是根據(jù)權(quán)利要求17-23中任一項所述的方法制造的。25.如權(quán)利要求24所述的機械組件，其特征在于，其為發(fā)動機傳動軸、發(fā)動機懸掛裝置、起落架元件、變速箱元件或軸承。全文摘要本發(fā)明涉及鋼，其特征在于含有下列以質(zhì)量百分比表示的組成C＝0.20～0.30％；Co＝痕量水平-1％；Cr＝2～5％；Al＝1～2％；Mo+W/2＝1～4％；V＝痕量水平～0.3％；Nb＝痕量水平～0.1％；B＝痕量水平～30ppm；Ni＝11～16％，其中Ni≥7+3.5Al；Si＝痕量水平～1.0％；Mn＝痕量水平～2.0％；Ca＝痕量水平～20ppm；稀土元素＝痕量水平～100ppm；如果N≤10ppm，Ti+Zr/2＝痕量水平～100ppm，其中Ti+Zr/2≤10N；如果10ppm＜N≤20ppm，Ti+Zr/2＝痕量水平～150ppm；O＝痕量水平～50ppm；N＝痕量水平～20ppm；S＝痕量水平～20ppm；Cu＝痕量水平～1％；P＝痕量水平～200ppm；其余為鐵和生產(chǎn)過程中不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明還涉及由所述鋼制造組件的方法以及由此方法獲得的組件。文檔編號F16D3/00GK101815797SQ200880103287公開日2010年8月25日申請日期2008年6月18日優(yōu)先權(quán)日2007年7月10日發(fā)明者雅克·蒙塔尼翁申請人:奧貝特迪瓦爾公司