本發(fā)明涉及一種馬氏體時效鋼，更具體地，涉及一種具有高強度和優(yōu)良的韌性和延展性并用于發(fā)動機軸等的馬氏體時效鋼。

背景技術：

馬氏體時效鋼是無碳或低碳鋼，其通過對含有高比例Ni、Co、Mo和Ti等元素的鋼進行固溶熱處理，然后進行淬火和時效處理而得到。

馬氏體時效鋼具有的特性包括：(1)良好的機械加工性，其歸因于在淬火階段形成軟馬氏體；(2)非常高的強度，其歸因于通過時效處理，在馬氏體組織中析出了Ni₃Mo、Fe₂Mo和Ni₃Ti等金屬間化合物；以及(3)盡管具有高強度，卻仍然具有高的韌性和延展性。

因此已經(jīng)將馬氏體時效鋼用作為航天器和飛機用結構材料(例如發(fā)動機軸)、汽車用結構材料、高壓容器用材料和工具材料等等。

到目前為止，已經(jīng)將等級為250ksi(1724MP)的18Ni馬氏體時效鋼(例如Fe-18Ni-9Co-5Mo-0.5Ti-0.1Al)用于飛機的發(fā)動機軸上。然而，隨著最近(例如)通過嚴格控制廢氣排放而改善大氣污染的需求日益增多，也對航空器提出了增強效率的需求。從設計發(fā)動機的觀點出發(fā)，人們愈加需要能夠承受高功率、小型化和輕量化的高強度材料。

關于這種高強度材料，目前為止已經(jīng)提出了各種類型的鋼。

例如，在專利文獻1中公開了一種超高抗拉強度韌性硬鋼(tough-and-hard steel)，其含有0.05重量％至0.20重量％的C、至多2.0重量％的Si、至多3.0重量％的Mn、4.1重量％至9.5重量％的Ni、2.1重量％至8.0重量％的Cr、0.1重量％至4.5重量％的Mo(其可以被2倍量的W全部或部分替代)、0.2重量％至2.0重量％的Al、和 0.3重量％至3.0重量％的Cu，余量為Fe和不可避免的雜質。

在以上引用的文獻中，有這樣的說明：通過向Ni-Cr-Mo低碳鋼中多次添加Cu和Al，能夠獲得150kg/mm²(1471MPa)以上的強度，而不會顯著損害韌性和可焊接性。

另外，專利文獻2中公開了一種高強度的高抗疲勞鋼，其包含約10重量％至18重量％的Ni、約8重量％至16重量％的Co、約1重量％至5重量％的Mo、0.5重量％至1.3重量％的Al、約1重量％至3重量％的Cr、至多約0.3重量％的C、小于約0.10重量％的Ti，余量為Fe和不可避免的雜質，其還包含析出的微細金屬間化合物和碳化物。

在以上引用文獻的表2中可以發(fā)現(xiàn)這種鋼的抗拉強度為284ksi至327ksi(1959MPa至2255MPa)，且伸長率為7％至15％。

盡管馬氏體時效鋼通常是韌性和延展性優(yōu)良的高強度材料，但是已知的是在抗拉強度范圍超過2,000MPa時，則難以確保耐疲勞性以及韌性和延展性。因此，對于通用的材料而言，目前僅使用了等級為250ksi的18Ni馬氏體時效鋼。

另一方面，專利文獻2中所公開的類型的鋼也已知為用于通用目的的高等級材料。然而，例如，為了滿足提高航天器效率的需求，需要進一步提高馬氏體時效鋼的強度(2,300MPa以上)，同時不降低耐疲勞性以及韌性和延展性。

在此背景下，本申請人提出了專利文獻3的抗拉強度為2,300MPa以上、伸長率為7％以上且具有優(yōu)良的耐疲勞性的馬氏體時效鋼。然而，這種馬氏體時效鋼易于形成薄平板狀AlN顆粒，據(jù)認為其為影響低循環(huán)疲勞特性的夾雜物。因此，該馬氏體時效鋼的低循環(huán)疲勞特性可能會劣化，并且可能難以實現(xiàn)低循環(huán)疲勞特性的高水平穩(wěn)定性。

專利文獻1：JP-A-S53-30916

專利文獻2：U.S.專利No.5,393,488

專利文獻3：JP-A-2014-12887

技術實現(xiàn)要素：

本發(fā)明所要解決的問題在于提供這樣的馬氏體時效鋼，其具有2,300MPa以上的抗拉強度，并且具有優(yōu)異的韌性、延展性和疲勞特性。

旨在解決上述問題的本發(fā)明馬氏體時效鋼的主旨在于，其由以下組分組成：

作為必要組分的

0.10質量％≤C≤0.35質量％，

9.0質量％≤Co≤20.0質量％，

1.0質量％≤(Mo+W/2)≤2.0質量％，

1.0質量％≤Cr≤4.0質量％，

一定量的Ni，和

一定量的Al，以及

作為任選組分的

Ti≤0.10質量％，

S≤0.0010質量％，

N≤0.0020質量％，

V+Nb≤0.60質量％，

B≤0.0050質量％，和

Si≤1.0質量％，

余量為Fe和不可避免的雜質，

其中在V和Nb的含量滿足V+Nb≤0.020質量％的第一種情況下，Ni的量以及Al的量為：

6.0質量％≤Ni≤9.4質量％，且

1.4質量％≤Al≤2.0質量％，并且

其中在V和Nb的含量滿足0.020質量％<V+Nb≤0.60質量％的第二種情況下，Ni的量以及Al的量為：

6.0質量％≤Ni≤20.0質量％，且

0.50質量％≤Al≤2.0質量％。

馬氏體時效鋼的室溫(23℃)下的抗拉強度優(yōu)選為至少2,300MPa，室溫(23℃)下的伸長率優(yōu)選為至少8％。

優(yōu)選的是，第一種情況的馬氏體時效鋼滿足以下表達式(1)：

參數(shù)X≥45···(1)

其中X＝5.5[C]+11.6[Si]–1.4[Ni]–5[Cr]–1.2[Mo]+0.7[Co]+41.9[Al]–7[V]–98.4[Nb]+3.3[B]，

并且?guī)Юㄌ柕母髟胤柋硎靖髟氐暮?質量％)。

另一方面，優(yōu)選的是，第二種情況的馬氏體時效鋼滿足以下表達式(2)：

參數(shù)X≥10···(2)

其中X＝5.5[C]+11.6[Si]–1.4[Ni]–5[Cr]–1.2[Mo]+0.7[Co]+41.9[Al]–7[V]–98.4[Nb]+3.3[B]，

并且?guī)Юㄌ柕母髟胤柋硎靖髟氐暮?質量％)。

通過將各主要元素含量的百分比限定在上述范圍內(nèi)，同時優(yōu)選將各元素的含量范圍分別優(yōu)化以滿足關系式(1)或(2)，從而可以控制被認為是會影響低循環(huán)疲勞特性的夾雜物的AlN的形式(析出形狀)。因此，可以獲得這樣的馬氏體時效鋼，其不僅具有至少為2,300MPa的拉伸強度和至少為8％的伸長率，而且還具有高度穩(wěn)定的疲勞特性。

附圖說明

圖1是塊狀AlN顆粒的SEM照片。

圖2是平板狀的AlN顆粒的SEM照片。

圖3是通過化學提取實驗提取的塊狀AlN顆粒的SEM照片。

圖4是通過化學提取實驗提取的平板狀的AlN顆粒的SEM照片。

具體實施方式

以下將詳細描述本發(fā)明的實施方案。

[1.馬氏體時效鋼]

[1.1.主要構成元素]

根據(jù)本發(fā)明實施方案的各馬氏體時效鋼包含以下所述各含量范圍的元素，余量為Fe和不可避免的雜質。添加的元素的種類以及含量范圍及其限制原因如下所述。

(1)0.10質量％≤C≤0.35質量％

C通過含Mo碳化物(例如Mo₂C)的析出，從而有助于增強基質強度。另外，在基質中殘留適量的碳化物能夠抑制在固溶熱處理期間原始奧氏體晶粒尺寸過大。原始奧氏體晶粒尺寸越小，形成的馬氏體越微細，由此能夠獲得更高的韌性和延展性，以及更高的強度。為了確保該效果，要求C含量為至少0.10質量％。優(yōu)選將C含量調(diào)整為0.16質量％以上，更優(yōu)選為0.20質量％以上。

另一方面，在C含量過高的情況下，含Mo碳化物大量析出，導致用于使金屬間化合物析出的Mo不足。此外，為了將碳化物轉變?yōu)楣倘荏w，需要在更高的溫度下進行固溶熱處理，由此原始奧氏體晶粒尺寸變得過大。其結果是，抑制原始奧氏體晶粒尺寸變得過大且將碳化物轉變?yōu)楣倘荏w的合適的溫度范圍變得很窄。因此，由于原始奧氏體晶粒尺寸的過度增加或者由于尚未轉化成固溶體的碳化物，導致伸長率降低。所以，要求C含量為至多0.35質量％。優(yōu)選將C含量調(diào)整為0.30質量％以下，更優(yōu)選為0.25質量％以下。

(2.1)6.0質量％≤Ni≤9.4質量％(第一種情況中的馬氏體時效鋼，其中V+Nb≤0.020質量％)

Ni通過金屬間化合物(例如Ni₃Mo和NiAl)的析出，從而有助于增強基質強度。在其中V和Nb的總含量為0.020質量％以下的情況下，為了獲得這種效果，要求Ni含量為至少6.0質量％。優(yōu)選將Ni含量調(diào)整為7.0質量％以上。

另一方面，在Ni含量過高的情況下，出現(xiàn)Ms點下降，殘留奧氏體的量增多，并且不能形成令人滿意的馬氏體結構，從而會造成強度降低。因此，要求Ni含量為至多9.4質量％。優(yōu)選將Ni含量調(diào)整為9.0質量％以下。

(2.2)6.0質量％≤Ni≤20.0質量％(第二種情況中的馬氏體時效鋼，其中0.020質量％<V+Nb≤0.60質量％)

在其中V和Nb的總含量超過0.020質量％的另一種情況下，為了產(chǎn)生上述效果，要求Ni含量為至少6.0質量％。優(yōu)選將Ni含量調(diào)整為7.0質量％以上，更優(yōu)選為10.0質量％以上。

在其中V和Nb的總含量超過0.020質量％的情況下，可以通過V 碳化物或Nb碳化物的釘扎效應來增強強度。因此可以將Ni含量調(diào)整為20.0質量％以下。為了易于獲得優(yōu)良的強度(例如，2,310MPa以上的抗拉強度)，優(yōu)選將Ni的含量調(diào)整為19.0質量％以下。另外，為了易于獲得優(yōu)良的斷裂韌性(例如K_1C為32MPa√m以上)，優(yōu)選將Ni的含量調(diào)整為12.0質量％以上。

(3)9.0質量％≤Co≤20.0質量％

Co通過以固溶體狀態(tài)存在于基質中，從而具有促使金屬間化合物(例如Ni₃Mo和NiAl)析出的效果。為了確保該效果，要求Co的含量為至少9.0質量％。優(yōu)選將Co含量調(diào)整為11.0質量％以上，更優(yōu)選為12.0質量％以上，進一步優(yōu)選為14.0質量％以上。

另一方面，在Co含量過高的情況下，會過度促進金屬間化合物的析出，由此，含Mo碳化物的析出量減小。在這種減小的影響下，伸長率會降低。因此，要求Co含量為至多20.0質量％。優(yōu)選將Co含量調(diào)整為18.0質量％以下，更優(yōu)選為16.0質量％以下。

(4.1)1.0質量％≤(Mo+W/2)≤2.0質量％(在使用Mo或W、或使用其兩者的情況下)

W形成含W碳化物(例如W₂C)，與上述含Mo碳化物的情況相同，有助于增強基質強度。因此，部分或全部Mo可以被W所替代。然而，通過添加W而產(chǎn)生的強度增強效果是通過添加Mo所產(chǎn)生效果的大約1/2(以質量％計)。因此，以(Mo+W/2)計算，要求Mo和W的總含量為1.0質量％以上。

另一方面，在其中Mo和W的含量過高的情況下，為了使在凝固下析出的碳化物(例如Mo₂C和W₂C)能夠溶解，所以有必要在更高的溫度下進行熱處理，由此導致原始奧氏體晶粒尺寸過度增大。因此，抑制原始奧氏體晶粒尺寸變粗且溶解碳化物的合適的溫度范圍變得很窄。由于原始奧氏體晶粒尺寸的變粗以及固溶熱處理之后仍存留的碳化物，使得伸長率降低。所以，以(Mo+W/2)計算，要求Mo和W的總含量為至多2.0質量％。以(Mo+W/2)計算，優(yōu)選將Mo和W的總含量調(diào)整為1.8質量％以下，更優(yōu)選為1.6質量％以下。

順帶提及，在同時包括Mo和W的情況下，Mo≥0.40質量％是合 適的，因為這能確保通過使金屬間化合物(例如Ni₃Mo)析出從而增加基質強度。

(4.2)1.0質量％≤Mo≤2.0質量％(在單獨使用Mo的情況下)

Mo通過使金屬間化合物(例如Ni₃Mo)和含Mo碳化物(例如Mo₂C)析出，從而增加基質強度。在單獨使用Mo的情況下，為了確保該效果，要求Mo含量為至少1.0質量％。

另一方面，在Mo含量過高的情況下，為了使在凝固下析出的碳化物(例如Mo₂C)能夠轉變成為固溶體，所以有必要在更高的溫度下進行熱處理，由此導致原始奧氏體晶粒尺寸的過度增大。因此，抑制原始奧氏體晶粒尺寸變得過大且將碳化物轉變?yōu)楣倘荏w的合適的溫度范圍變得很窄。因此，在原始奧氏體晶粒尺寸過度增加或者未轉化成固溶體的碳化物的影響下，伸長率降低。所以，要求Mo含量為至多2.0質量％。優(yōu)選將Mo含量調(diào)整為1.8質量％以下，更優(yōu)選為1.6質量％以下。

(4.3)2.0質量％≤W≤4.0質量％(在單獨使用W的情況下)

出于與Mo相同的原因，在單獨使用W的情況下，合適的W含量為2.0質量％以上。

另外，出于與Mo相同的原因，合適的W含量為4.0質量％以下，優(yōu)選為3.6質量％以下，更優(yōu)選為3.2質量％以下。

(5)1.0質量％≤Cr≤4.0質量％

Cr有助于改善延展性。據(jù)信，通過添加Cr而改善延展性歸功于Cr固溶于含Mo碳化物中，這使得碳化物呈球形。為了確保該效果，要求Cr含量為至少1.0質量％。優(yōu)選將Cr含量調(diào)整為2.0質量％以上。

另一方面，在Cr含量過高的情況下，導致強度下降。據(jù)認為其原因是：過量添加Cr導致含Mo碳化物過大。因此，要求Cr含量為至多4.0質量％。優(yōu)選將Cr含量調(diào)整為3.5質量％以下，更優(yōu)選為3.0質量％以下。通過將Cr含量調(diào)整在該范圍，不僅能夠獲得高強度，還能獲得優(yōu)良的斷裂韌性(例如32MPa√m以上)。

(6.1)1.4質量％≤Al≤2.0質量％(第一種情況的馬氏體時效鋼，其中V+Nb≤0.020質量％)

Al通過使金屬間化合物(例如NiAl)的析出，從而有助于增強基質強度。另外，Al含量越高，AlN析出物由平板狀變?yōu)榍驙畹目赡苄栽酱?，且更易于控制低循環(huán)疲勞特性的變化。在V和Nb的總含量為0.020質量％以下的情況下，為了確保該效果，要求Al含量為至少1.4質量％。

另一方面，在Al含量過高的情況下，金屬間化合物(例如NiAl)的量過大，由此韌性和延展性降低。因此，要求Al含量為至多2.0質量％。優(yōu)選將Al含量調(diào)整為1.7質量％以下。

(6.2)0.50質量％≤Al≤2.0質量％(第二種情況的馬氏體時效鋼，其中0.020質量％<V+Nb≤0.6質量％)

另一方面，在其中V和Nb的總含量高于0.020質量％的情況下，會出現(xiàn)這樣一種現(xiàn)象：由于V碳化物或Nb碳化物的釘扎效應，導致原始奧氏體的晶界變細。通過使原始奧氏體具有細晶界，不僅有助于強度增強，而且還產(chǎn)生抑制AlN具有平板狀形狀的效果(防止其沿長度方向生長)。因此，在V和Nb的總含量高于0.020質量％的情況下，可以將Al含量調(diào)整為0.50質量％以上。優(yōu)選將Al含量調(diào)整為0.90質量％以上。

另一方面，在Al含量過高的情況下，金屬間化合物(例如NiAl)的量過剩，因此韌性和延展性降低。因此，要求Al含量為至多2.0質量％。優(yōu)選將Al含量調(diào)整為1.7質量％以下。

(7)Ti≤0.10質量％(0質量％≤Ti≤0.10質量％)

Ti通過形成TiC、TiN等使清凈度降低，由此導致低循環(huán)疲勞特性劣化。因此，要求Ti含量為至多0.10質量％。Ti含量可以為0(Ti＝0質量％)。

(8)S≤0.0010質量％(0質量％≤S≤0.0010質量％)

S是雜質，如果S含量高，則將形成粗晶粒硫化物。硫化物的形成不僅會導致疲勞特性劣化，而且還導致抗拉強度降低。因此，要求S含量為至多0.0010質量％。S含量可以為0(S＝0質量％)。

(9)N≤0.0020質量％(0質量％≤N≤0.0020質量％)

N是雜質，如果N含量高，則將形成粗晶粒氮化物(如AlN)。 這種氮化物的形成會導致疲勞特性劣化。因此，要求N含量為至多0.0020質量％。N含量可以為0(N＝0質量％)。

[1.2.具有添加效果的元素(次構成元素)]

除了上述主要構成元素之外，根據(jù)本發(fā)明實施方案的各馬氏體時效鋼可進一步包含以下提及的元素。添加的元素的種類和含量范圍及其限制原因如下所述。

(10)V和Nb：V+Nb≤0.60質量％(0質量％≤V+Nb≤0.60質量％)

(10.1)0.020質量％<V+Nb≤0.6質量％(第二種情況的馬氏體時效鋼，其中0.020質量％<V+Nb≤0.60質量％)

在本發(fā)明中，即使在V和Nb的總含量為0.020質量％以下的情況下，也能夠保證足夠的抗拉強度和疲勞強度。然而，通過摻入特定量的V和/或Nb，會形成M2C型碳化物或MC型碳化物，并且它們有助于改善氫脆化特性。此外，V和/或Nb的摻入確保優(yōu)異的斷裂韌性特性。在V和Nb的總含量高于0.020質量％的情況中，能夠有效地看見這些效果。優(yōu)選將V和Nb的總含量調(diào)整為0.050質量％以上。

另一方面，在V和Nb的總含量過高的情況下，形成的Mo和Cr碳化物的總量降低，由此抗拉強度下降。因此，V和Nb的總含量適合為0.60質量％以下。優(yōu)選將V和Nb的總含量調(diào)整為0.30質量％以下。

(10.2)0.050質量％≤V≤0.60質量％

在本發(fā)明中，即使在V含量為0.050質量％以下的情況下，也能夠保證足夠的抗拉強度和疲勞強度。然而，通過摻入特定量以上的V，會形成M2C型碳化物或MC型碳化物，其有助于改善氫脆化特性。另外，V的摻入確保優(yōu)異的斷裂韌性特性。在V含量為0.050質量％以上的情況中，能夠有效地看見這些效果。優(yōu)選將V含量調(diào)整為0.10質量％以上。

另一方面，在V含量過高的情況下，形成的Mo和Cr碳化物的總量降低，由此抗拉強度下降。因此，V含量適合為0.60質量％以下。優(yōu)選將V含量調(diào)整為0.30質量％以下。

即使在0.50質量％≤Al≤2.0質量％的條件下，將V含量調(diào)整為 0.050質量％以上仍能夠有效抑制AlN變?yōu)槠桨鍫睢?/p>

(10.3)0.05質量％≤Nb≤0.6質量％

與V的情況相同，即使在Nb含量為0.050質量％以下的情況下，也能夠保證足夠的抗拉強度和疲勞強度。然而，通過摻入特定量以上的Nb，會形成M2C型碳化物或MC型碳化物，這有助于改善氫脆化特性。另外，Nb的摻入確保優(yōu)異的斷裂韌性特性。在Nb含量為0.050質量％以上的情況中，能夠有效地看見這些效果。

另一方面，在Nb含量過高的情況下，形成的Mo和Cr碳化物的總量降低，由此抗拉強度下降。因此，Nb含量適合為0.60質量％以下。優(yōu)選將Nb含量調(diào)整為0.30質量％以下。

即使在0.50質量％≤Al≤2.0質量％的條件下，將Nb含量調(diào)整為0.050質量％以上也能夠有效抑制AlN變?yōu)槠桨鍫睢?/p>

(11)0質量％≤B≤0.0050質量％(0.0010質量％≤B≤0.0050質量％)

可以添加B，因為其為能夠有效改善鋼的熱加工性的元素。另外，B的摻入有助于改善韌性和延展性。這是因為B會導致晶界內(nèi)的偏析，并抑制晶界內(nèi)S的偏析。在B含量為0.0010質量％以上的情況下，可以觀察到該效果。即，B含量可以為0(B＝0質量％)，但是出于產(chǎn)生該效果的目的，B含量優(yōu)選為0.0010質量％以上。

另一方面，在B含量過高的情況下，B與N結合并形成BN，這降低了韌性和延展性。因此，合適的B含量為至多0.0050質量％。

(12)0質量％≤Si≤1.0質量％(0.10質量％≤Si≤1.0質量％)

Si在熔融時起脫氧劑的作用，并減少作為雜質而包含的氧。另外，Si通過固溶強化，而有助于增強抗拉強度。進一步地，Si含量越高，AlN析出物由平板狀變?yōu)榍驙畹目赡苄栽酱螅子诳刂频脱h(huán)疲勞特性的變化。在Si含量為0.10質量％以上、優(yōu)選為0.30質量％的情況下，可能夠觀察到這些效果。即，Si含量可以為0(Si＝0質量％)，但是出于產(chǎn)生該效果的目的，Si含量優(yōu)選為0.10質量％以上。

另一方面，過高的Si含量不僅使熱加工性降低，從而導致鍛造過程中斷裂加劇，還使得強度過高，從而導致韌性和延展性降低。因此， 合適的Si含量為至多1.0質量％。

[1.3.成分均衡]

優(yōu)選地，除了構成元素的含量在前述范圍內(nèi)之外，V和Nb含量滿足V+Nb≤0.020質量％的本發(fā)明第一種情況的馬氏體時效鋼還滿足以下關系式(1)：

參數(shù)X≥45···(1)

另外，優(yōu)選地，除了構成元素的含量在前述范圍內(nèi)之外，V和Nb含量滿足0.020質量％<V+Nb≤0.60質量％的本發(fā)明第二種情況的馬氏體時效鋼還滿足以下關系式(2)：

參數(shù)X≥10···(2)

在關系式(1)和(2)中，X＝5.5[C]+11.6[Si]–1.4[Ni]–5[Cr]–1.2[Mo]+0.7[Co]+41.9[Al]–7[V]–98.4[Nb]+3.3[B]，并且?guī)Юㄌ柕母髟胤柋硎靖髟氐暮?質量％)。

各關系式(1)和(2)是表示了各構成元素的均衡的經(jīng)驗公式，該經(jīng)驗公式是使低循環(huán)疲勞強度高度穩(wěn)定所必要的。在根據(jù)本發(fā)明的構成元素的范圍內(nèi)，AlN被視為是影響低循環(huán)疲勞特性的夾雜物。大多數(shù)AlN析出物的形狀為塊狀或板狀。在AlN析出物中，具有板狀的析出物、特別是具有高縱橫比的薄平板狀析出物會不利地影響低循環(huán)疲勞特性。

更具體而言，當在SEM下觀察金屬組織的表面時，產(chǎn)生不利影響的AlN析出物是具有平板狀幾何形狀的AlN析出物，該平板狀析出物的短軸為1.0μm以下，其縱橫比(長軸/短軸比)為10以上。適當?shù)氖?，當在SEM下觀察時，每100mm²中這種平板狀AlN析出物存在的數(shù)目為6個以下。該平板狀AlN析出物的數(shù)目優(yōu)選為每100mm² 4個以下，更優(yōu)選為2個以下，特別優(yōu)選為0。通過減少平板狀AlN析出物的數(shù)目，可以制備具有優(yōu)良的低循環(huán)疲勞特性的馬氏體時效鋼。

X值越大，AlN析出物呈平板狀的可能性越低(AlN析出物呈塊狀的可能性越高)。因此，X值越大，越易于控制低循環(huán)疲勞特性的變化。為了憑借該效果從而高度穩(wěn)定低循環(huán)疲勞特性，在V和Nb的 總含量為0.020質量％以下的第一種情況(a)中，合適的X值為45以上。

另一方面，在V和Nb的總含量滿足表達式0.020質量％<V+Nb≤0.60質量％的第二種情況(b)中，原始奧氏體的晶界是微細的，即使當AlN以平板狀析出的情況下，也能抑制長度方向上的生長，由此難以形成具有高縱橫比的AlN析出物。因此，可以將X的值限定為10以上。

在此，圖1和圖2分別示出了塊狀AlN析出物和平板狀AlN析出物的SEM照片。在圖1和圖2中的各數(shù)值分別表示短軸長度、長軸長度以及縱橫比。

另外，在圖3和圖4中分別示出了通過化學提取實驗提取的塊狀AlN析出物和平板狀AlN析出物的SEM照片?；瘜W提取試驗(例如)可以通過以下方式進行：取試驗片，通過酸洗去除其表面上的附著物，用溴甲醇將所得試驗片進行化學溶解，然后，通過孔徑φ為約5μm的提取過濾器過濾該溶解試樣。在塊狀AlN析出物的情況下，透過AlN析出物不能看到位于AlN析出物下方的過濾器孔(圖3)。另一方面，在AlN析出物的厚度(短軸)較薄(例如1.0μm以下)的情況下，透過AlN析出物能看到位于AlN析出物下方的過濾器孔(圖4)。因此，可以將AlN析出物在提取過濾器孔上是否透明這一觀察結果用作平板狀AlN析出物的簡單評價標準。

[2.馬氏體時效鋼的制造方法]

根據(jù)本發(fā)明的馬氏體時效鋼的制造方法包括熔融步驟、再熔融步驟、均質化步驟、鍛造步驟、固溶熱處理步驟、低溫處理(sub-zero treatment)步驟以及時效處理步驟。

[2.1.熔融步驟]

熔融步驟是將各規(guī)定含量范圍內(nèi)的構成元素混合而制備的原料熔融鑄造的步驟。對于所使用的原料的背景和熔融鑄造的條件沒有特別的限制，可以選自最適用于預期目的的那些。為了獲得特別是具有優(yōu)良強度和耐疲勞性的馬氏體時效鋼，提高鋼的潔凈度是有利的。為了實現(xiàn)該目的，合適的是在真空下(例如通過使用真空感應熔煉爐的方法)進行原料的熔融。

[2.2.再熔融步驟]

再熔融驟是將熔融步驟中獲得的鋼塊再次進行熔融鑄造的步驟。此步驟不是必須的，但通過進行再熔融可以進一步提高鋼的潔凈度，由此鋼的耐疲勞性得以提高。為了實現(xiàn)該效果，合適的是在真空下(例如根據(jù)真空電弧再熔法)進行再熔融，而且，再熔融可以重復進行幾次。

[2.3.均質化步驟]

均質化步驟是將在熔融步驟或再熔融步驟中獲得的鋼塊在特定溫度下加熱的步驟。進行均質化熱處理的目的在于除去鑄造時已經(jīng)發(fā)生的偏析。對于均質化熱處理的條件沒有特別的限制，任何條件都可以，只要該條件能夠消除凝固偏析即可。關于均質化熱處理的條件，加熱溫度通常為從1,150℃至1,350℃，加熱時間通常為至少10小時。通常將均質化熱處理后的鋼塊進行空氣冷卻，或者將其以熾熱狀態(tài)直接送至下一個步驟。

[2.4.鍛造步驟]

鍛造步驟是將均質化熱處理后的鋼塊鍛造成預定形狀的步驟。鍛造一般在熱狀態(tài)下進行。至于熱鍛造條件，加熱溫度通常為900℃至1,350℃，加熱時間通常為至少一小時，終止溫度通常為800℃以上。對于熱鍛造后的冷卻方法沒有特別的限制。熱鍛可以一次進行，或者可以分成4至5個步驟并相繼進行。

鍛造后，根據(jù)需要進行退火。關于通常情況下的退火條件，加熱溫度為550℃至950℃，加熱時間為1小時至36小時，冷卻方法為空氣冷卻。

[2.5.固溶熱處理步驟]

固溶熱處理步驟是對加工為預定形狀的鋼在特定溫度下進行加熱的步驟。此步驟的目的是將基質僅轉化成γ相，并且使Mo碳化物等析出物轉化成固溶體。關于固溶熱處理，根據(jù)鋼的組成來選擇最佳條件。關于常規(guī)情況下的固溶熱處理的條件，加熱溫度為800℃至1,200℃，加熱時間為1小時至10小時，冷卻方法為空氣冷卻(AC)、鼓風冷卻(BC)、水冷(WC)或油冷(OC)。

[2.6.低溫處理]

低溫處理是將經(jīng)受固溶熱處理后的鋼冷卻至室溫(23℃)以下的步驟。進行該處理的目的在于將剩余的γ相轉化成為馬氏體相。馬氏體時效鋼的Ms點低，因此在鋼冷卻至室溫(23℃)時，通常殘留大量的γ相。由于其中殘留有大量的γ相，因此即使對馬氏體時效鋼進行時效處理，預期強度也不會顯著增加。因此有必要在固溶熱處理后，通過進行低溫處理，從而使殘留的γ相轉化為馬氏體相。關于在常規(guī)情況下的低溫處理的條件，冷卻溫度為-197℃至-73℃，冷卻時間為1小時至10小時。

[2.7.時效處理]

時效處理是在特定溫度下對已經(jīng)轉化成馬氏體相的鋼進行加熱的步驟。進行該處理的目的在于使碳化物(例如Mo₂C)以及金屬間化合物(例如Ni₃Mo和NiAl)析出。關于時效處理，根據(jù)鋼的組成來選擇最佳條件。關于常規(guī)情況下的時效處理的條件，時效處理溫度為400℃至600℃，時效處理時間為0.5小時至24小時，冷卻方法為空氣冷卻。

[3.馬氏體時效鋼的作用]

通過將各主要元素含量的百分比限定在上述特定范圍內(nèi)，優(yōu)選同時將各元素的含量優(yōu)化從而滿足關系式(1)或(2)，可以控制據(jù)認為是影響低循環(huán)疲勞特性的夾雜物的AlN的形式(析出物幾何形狀)。因此，獲得的馬氏體時效鋼能夠具有2,300MPa以上的抗拉強度，8％以上的伸長率，并且疲勞特性高度穩(wěn)定。

特別地，在利用根據(jù)本發(fā)明的馬氏體時效鋼制造發(fā)動機軸的情況中，可以使該發(fā)動機軸具有優(yōu)異的低循環(huán)疲勞特性。這是因為，對于短軸為1.0μm以下且縱橫比為10以上的AlN夾雜物，在每100mm²的平行于發(fā)動機軸的長度方向的平面中，根據(jù)本發(fā)明馬氏體時效鋼可使該AlN夾雜物的數(shù)目減為6以下，優(yōu)選2以下。

例子

(實施例1至26和比較例1至25)

[1.試樣的制備]

在真空感應熔爐(VIF)中將具有如表1和表2所示化學組成的各鋼材熔融，并鑄造成50kg的鋼塊。在1,200℃×20小時的條件下將由此獲得的各VIF鋼塊進行均質化處理。該處理后，將各鋼塊的一部分鍛造成用作為斷裂韌性試驗片的邊長為70mm的方棒，余下的鋼塊鍛造成用作其他試驗片的尺寸為φ22的圓棒。鍛造后，將所有的試驗片在650℃×16小時的條件下進行退火處理，從而使其軟化。

然后，依次在900℃×1小時/空氣冷卻的條件下進行溶體化處理、在-100℃×1小時的條件下進行低溫處理、以及進行時效處理。實施例1至26、51至54和72、以及比較例1至25和55中的時效處理條件為(a)525℃×9小時，而實施例55至71和73至82、以及比較例51至54和56至73中的時效處理條件為(b)450℃×5小時。

[2.試驗方法]

[2.1.硬度]

根據(jù)JIS Z 2244：2009中規(guī)定的維氏硬度測試方法進行硬度測量。在4.9N的負載下，在φ22圓棒的1/4直徑的位置處進行測量。采用在5個點處測量的值的平均值作為硬度。

[2.2.拉伸試驗]

根據(jù)JIS Z 2241：2011中規(guī)定的金屬拉伸試驗法進行拉伸試驗。在此所采用的測試溫度為室溫(23℃)。

[2.3.低循環(huán)疲勞(LCF)試驗]

以在材料的鍛造過程中使試驗片的長度方向平行于延伸方向的方式取試驗片材料，其中的試驗片是根據(jù)JIS法(JIS Z 2242：2005)所制作的。通過使用這些試驗片來進行試驗。將試驗過程中的溫度設為200℃。另外，選取三角形作為斜波(skew waveform)，將頻率調(diào)節(jié)為0.1Hz，變形率(distortion setting)調(diào)節(jié)為0.9％。

[2.4.SEM下觀察]

取邊長為10mm的試驗片，將相當于平行于圓棒材料的長度方向的平面的觀察面拋光成鏡面平滑狀態(tài)。在SEM(掃描電子顯微鏡)下觀察各面的全部區(qū)域(100mm²)，并檢測夾雜物。為了識別夾雜物，進行EDX分析。

對短軸(厚度)為1.0μm以下并且縱橫比(長軸/短軸之比)為10以上的AlN夾雜物進行計數(shù)，并確定在100mm²面積內(nèi)存在的這種AlN夾雜物的數(shù)目。

[2.5.斷裂韌性試驗]

以在材料的鍛造過程中使試驗片的凹口方向平行于延伸方向的方式取試驗片材料，根據(jù)ASTM法(ASTM E399)制作緊湊拉伸(CT)試驗片。通過使用這些試驗片進行試驗，并確定斷裂韌性K_1C值。選取室溫(23℃)作為試驗溫度。

[3.結果]

所得結果示于表3和表4中。由表3和表4可以看出以下方面。(1)在C含量低的情況下，盡管拉伸率變大，但硬度和抗拉強度變低。 另一方面，在C含量過高的情況下，雖然硬度和拉伸強度變高，但拉伸率變小。與這些趨勢相對的是，通過進行C含量的優(yōu)化并同時執(zhí)行其它元素含量的優(yōu)化，能夠獲得高強度、高伸長率和高耐疲勞性之間的相容性。(2)在與金屬間化合物和碳化物的析出量相關的Ni、Co、Mo和Al含量過低的情況下，抗拉強度趨于變低。與此趨勢相反，通過對這些元素含量進行優(yōu)化并同時對其他元素含量加以優(yōu)化，能夠獲得高強度、高伸長率和高耐疲勞性之間的相容性。

(3)在Cr含量低的情況下，雖然可以得到高強度，但伸長率變小。另一方面，在Cr含量過高的情況下，雖然得到大的伸長率，但強度變低。與這些趨勢相反，通過對Cr含量進行優(yōu)化并同時對其他元素含量加以優(yōu)化，能夠獲得高強度、高伸長率和高耐疲勞性之間的相容性。另外，通過將Cr含量控制到3.5質量％以下，不僅能夠得到高強度、高伸長率和高抗疲勞性，還能獲得高的斷裂韌性。(4)在X值小的情況下，雖然伸長率高，但強度變低。此外，AlN夾雜物數(shù)目增加并且疲勞特性劣化。另一方面，在V和Nb的總含量為0.020質量％以下的情況下，如果X值變?yōu)?5以上，或者在V和Nb的總含量高于0.020質量％的情況下，如果X值變?yōu)?0以上，則能夠獲得高強度、高伸長率、高斷裂韌性和高耐疲勞性之間的相容性。

(實施例51至82和比較例51至73)

[1.試樣的制備和試驗方法]

按照與實施例1相同的方法制備試樣，不同之處在于使用表5至表8中所示組成的合金。對于如此制得的試樣，按照與實施例1中相同的方法對其特性進行評價。順帶提及的是，實施例20至22以及比較例20至22中的組成也分別列于表5和表8中。

[2.結果]

表9和表12示出了獲得的結果。順帶提及，實施例20至22中獲得的結果以及比較例20至22中獲得的結果也分別在表9和表12中示出?？梢詮谋?至表12中看出，在0.020質量％<V+Nb≤0.60質量％的情況下，Ni含量在10.0質量％至19.0質量％的范圍內(nèi)的實施例與Ni含量低于上述范圍(實施例25至54和72)以及高于上述范圍(實施例65)的其他實施例相比，不僅確保了優(yōu)異的抗拉強度，并且還具有優(yōu)良的斷裂韌性(32MPa√m以上)。另外，可以看出，與Cr為3.7質量％的實施例67相比，Cr為3.0質量％以下的其他實施例不僅確保了優(yōu)異的抗拉強度，而且還賦予了出色的斷裂韌性(32MPa√m以上)。

雖然以上已經(jīng)對本發(fā)明的實施方案進行了詳細描述，但是本發(fā)明不以任何方式局限于上述實施方案，并且顯而易見的是在不脫離本發(fā)明的精神和范圍內(nèi)可以做出各種變化和修改。

本發(fā)明基于2015年5月22日遞交的日本專利申請No.2015-104465和2015年12月18日遞交的日本專利申請No.2015-247124，它們的全部內(nèi)容通過引用方式并入本文。

工業(yè)實用性

因為根據(jù)本發(fā)明的馬氏體時效鋼具有2,300MPa以上的非常高的抗拉強度，所以能夠將它們用作需要高強度的部件，例如用于航天器和飛機的結構材料、用于汽車發(fā)動機的連續(xù)變速部件、用于高壓容器的材料、工具材料和模具。

具體而言，根據(jù)本發(fā)明的馬氏體時效鋼能夠用于飛機的發(fā)動機軸、固體火箭發(fā)動機殼體、飛機的升降裝置、發(fā)動機氣門彈簧、重型螺栓、傳動軸和石油化學工業(yè)用高壓容器等。