本发明涉及一种马氏体时效钢，更具体地，涉及一种具有高强度和优良的韧性和延展性并可用于发动机轴等的马氏体时效钢。
背景技术：
马氏体时效钢是无碳或低碳钢，其通过对含有高比例Ni、Co、Mo和Ti等元素的钢进行固溶热处理，然后进行淬火和时效处理而得到。
马氏体时效钢具有的特性包括：(1)良好的机械加工性，其归因于在淬火阶段形成软马氏体；(2)非常高的强度，其归因于通过时效处理，在马氏体组织中析出了Ni3Mo、Fe2Mo和Ni3Ti等金属间化合物；以及(3)尽管具有高强度，却仍然具有高的韧性和延展性。
因此已经将马氏体时效钢用作为航天器和飞机用结构材料(例如发动机轴)、汽车用结构材料、高压容器用材料和工具材料等等。
到目前为止，已经将具有高强度和优良的韧性和延展性的马氏体时效钢(例如等级为250ksi(1724MP)的18Ni马氏体时效钢/Fe-18Ni-9Co-5Mo-0.5Ti-0.1Al)用于飞机的发动机轴上。然而，随着最近(例如)通过严格控制废气排放而改善大气污染的需求日益增多，也对航空器提出了增强效率的需求。从设计发动机的观点出发，人们愈加需要能够承受高功率、小型化和轻量化的高强度材料。
由General Electric Company研发的GE1014(抗拉强度：大约2,200MPa)(专利文献1)是一种特性优于等级为250ksi的马氏体时效钢的材料，但是据认为仍需要远远更高的强度(抗拉强度：2,300MPa以上)。
另外，低循环疲劳特性也很重要，并且因为疲劳断裂的起点受夹杂物的化学种类和形状的影响，所以夹杂物的控制变得重要。
为了解决这个问题，已经提出了各种建议。
例如，在专利文献2中公开了一种钢，其包含0.18重量％至0.30重量％的C、5重量％至7重量％的Co、2重量％至5重量％的Cr、1重量％至2重量％的Al、1重量％至4重量％的Mo+W/2、至多0.3重量％的V、至多0.1重量％的Nb、至多50ppm的B、10.5重量％至15重量％的Ni、至多0.4重量％的Si、至多0.4重量％的Mn、至多500ppm的Ca、至多500ppm的稀土元素、至多500ppm的Ti、至多200ppm的O、至多100ppm的N、至多50ppm的S、至多1重量％的Cu和至多200ppm的P，余量为Fe和不可避免的杂质。
以上引用的文献中公开的材料具有大约2,300MPa的高强度。然而，其具有为10.5重量％以上的高Ni含量、以及为7重量％以下的低Co含量，因此仍然存在进一步提高强度的空间。此外，以上引用的文献中公开的材料是Al添加钢，因此，据信形成了AlN作为影响低循环疲劳特性的夹杂物，并且带来使低循环疲劳特性恶化的潜在影响。
专利文献3公开了一种马氏体时效钢，其包含0.10质量％至0.30质量％的C、6.0质量％至9.4质量％的Ni、11.0质量％至20.0质量％的Co、1.0质量％至6.0质量％的Mo、2.0质量％至6.0质量％的Cr、0.5质量％至1.3质量％的Al和至多0.1质量％的Ti，余量为Fe和不可避免的杂质，除此之外，其满足表达式1.0≤A值≤1.08。
以上引用的文献中公开的材料具有大约2,400MPa的高强度，但是其与专利文献2中所公开的材料一样是一种Al添加钢。因此，据信形成了AlN作为影响低循环疲劳特性的夹杂物，并且带来使低循环疲劳特性恶化的潜在影响。
此外，专利文献4公开了一种时效硬化性马氏体钢，其包含0.21重量％至0.34重量％的C、至多0.20重量％的Mn、至多0.1重量％的Si、至多0.008重量％的P、至多0.003重量％的S、1.5重量％至2.80重量％的Cr、0.90重量％至1.80重量％的Mo、10重量％至13重量％的Ni、14.0重量％至22.0重量％的Co、至多0.1重量％的Al、至多0.05重量％的Ti、至多0.030重量％的Ce、和至多0.010重量％ 的La，余量为Fe。
以上引用的文献中公开的材料具有至少2,300MPa的高强度。但是，这样的材料未添加Al，因而不存在因NiAl相的析出导致强度上升的因素。既然如此，添加10重量％以上的量的Ni与所获得的各种特性不符。此外，为了抑制硫化物的形成，以上引用的文献中公开的材料包含Ce等，与此相对的是，担心这些元素的硫化物会形成起点并且容易引起疲劳断裂。
专利文献1：美国专利No.5,393,488
专利文献2：U.S.A-2008/0193321
专利文献3：JP-A-2014-12887
专利文献4：美国专利No.5,866,066
技术实现要素：
本发明所解决的问题在于提供马氏体时效钢，其具有2,300MPa以上的抗拉强度，并且具有优异的韧性、延展性和疲劳特性。
旨在解决上述问题的本发明马氏体时效钢的要点在于，其由以下组分组成：
作为必要组分的
0.20质量％≤C≤0.35质量％，
9.0质量％≤Co≤20.0质量％，
1.0质量％≤(Mo+W/2)≤2.0质量％，
1.0质量％≤Cr≤4.0质量％，和
一定量的Ni，以及
作为任选组分的
Al≤0.10质量％，
Ti≤0.10质量％，
S≤0.0010质量％，
N≤0.0020质量％，
V+Nb≤0.60质量％，
B≤0.0050质量％，
Si≤1.0质量％，
Mg≤0.0030质量％，和
Ca≤0.0030质量％，
余量为Fe和不可避免的杂质，
其中在V和Nb的含量满足V+Nb≤0.020质量％的第一种情况中，Ni的量为：
6.0质量％≤Ni≤9.4质量％，并且
其中在V和Nb的含量满足0.020质量％<V+Nb≤0.60质量％的第二种情况中，Ni的量为：
6.0质量％≤Ni≤16.0质量％。
马氏体时效钢在室温(23℃)下的抗拉强度优选为至少2,300MPa，优选的在室温(23℃)下的伸长率为至少8％。
由于根据本发明的马氏体时效钢基本上不含Al和Ti，所以其能够抑制由AlN和/或TiN的形成所导致的低循环疲劳强度的降低。另一方面，根据本发明的马氏体时效钢因为缺乏Al，所以不能通过NiAl相的析出从而提高强度。然而，对钢中构成元素的含量范围进行了优化，从而确保析出合适量的碳化物(例如，Mo碳化物和Cr碳化物)，由此能够获得不仅具有高疲劳特性而且还具有高抗拉强度和高伸长率的马氏体时效钢。
具体实施方式
以下将详细描述本发明的实施方案。
[1.马氏体时效钢]
[1.1.主要构成元素]
根据本发明实施方案的各马氏体时效钢包含以下所述各含量范围的元素，余量为Fe和不可避免的杂质。添加的元素的种类和含量范围及其限制原因如下所述。
(1)0.20质量％≤C≤0.35质量％
C通过形成碳化物而具有析出强化作用，并且对强度特性发挥出显著控制。在此形成的碳化物为Cr化合物和Mo化合物。为了确保这 样的效果，要求C含量为至少0.20质量％。优选将C含量调节为0.30质量％以上。
另一方面，在C含量过高的情况下，强度的升高幅度过大，从而显著损害了韧性和延展性。因此，要求C含量为至多0.35质量％。优选将C含量调节为0.33质量％以下。
(2.1)6.0质量％≤Ni≤9.4质量％(第一种情况的马氏体时效钢，其中V+Nb≤0.020质量％)
Ni通过在基质中形成固溶体从而能够增强韧性和延展性。在V和Nb的总含量为0.020质量％以下的情况下，为了确保这种效果，要求Ni含量为至少6.0质量％。优选将Ni含量调整为7.0质量％以上。
另一方面，在Ni含量过剩的情况下，出现Ms点下降，残留奥氏体的量增多，因此不能形成令人满意的马氏体结构。即使在包含超过9.4质量％的Ni的情况下，通过重复进行低温处理(sub-zero treatment)也能够获得令人满意的马氏体结构。然而，这样的重复会导致制造成本增加。因此，要求Ni含量为至多9.4质量％。优选将Ni含量调整为9.0质量％以下。
(2.2)6.0质量％≤Ni≤16.0质量％(第二种情况中的马氏体时效钢，其中0.020质量％<V+Nb≤0.60质量％)
在V和Nb的总含量超过0.020质量％的另一种情况下，为了产生上述效果，要求Ni含量为至少6.0质量％。优选将Ni含量调整为7.0质量％以上。
在V和Nb的总含量超过0.020质量％的情况下，可以通过V碳化物或Nb碳化物的钉扎效应来增强强度。因此可以将Ni含量调整为16.0质量％以下。优选将Ni的含量调整为14.5质量％以下。
(3)9.0质量％≤Co≤20.0质量％
如果使Co以固溶体的状态保留在基质中，有可能降低马氏体中碳化物形成元素(如Cr和Mo)的溶解量，使得促进了M2C型的析出。其结果是，抗拉强度和疲劳强度都得以提高。为了确保这种效果，要求Co含量为至少9.0质量％。优选将Co含量调节为11.5质量％以上，并且更优选为13.0质量％以上。通过将Co含量调节到这样的范围内， 即使在V和Nb的总含量为0.020质量％以下的情况下，所获得的马氏体时效钢不仅具有优异强度而且还具有优良断裂韧性特性(例如35MPa√m以上)。
另一方面，在Co含量过高的情况下，强度变得过高，由此延展性变得特别低。另外，由于Co价格昂贵，将带来成本增加的问题。因此，要求Co含量为至多20.0质量％。优选将Co含量调节为18.0质量％以下。
(4.1)1.0质量％≤(Mo+W/2)≤2.0质量％(在使用Mo或W、或使用这两者的情况下)
W形成含W碳化物(例如W2C)，与上述含Mo碳化物的情况相同，有助于增强基质强度。因此，部分或全部Mo可以被W所替代。然而，通过添加W而产生的强度增强效果是通过添加Mo所产生效果的大约1/2(以质量％计)。因此，以(Mo+W/2)计算，要求Mo和W的总含量为1.0质量％以上。
另一方面，在其中Mo和W的含量过高的情况下，为了使在凝固下析出的碳化物(例如Mo2C和W2C)能够转化成固溶体，所以有必要在更高的温度下进行热处理，由此导致原始奥氏体晶粒尺寸过度增大。因此，抑制原始奥氏体晶粒尺寸变粗且溶解碳化物的合适的温度范围变得很窄。由于原始奥氏体晶粒尺寸的变粗以及固溶热处理之后仍存留的碳化物，使得伸长率降低。所以，以(Mo+W/2)计算，要求Mo和W的总含量为至多2.0质量％。以(Mo+W/2)计算，优选将Mo和W的总含量调整为1.8质量％以下，更优选为1.6质量％以下。
顺带提及，在同时包括Mo和W的情况下，Mo≥0.40质量％是合适的，因为这能确保通过使金属间化合物(例如Ni3Mo)析出从而增加基质强度。
(4.2)1.0质量％≤Mo≤2.0质量％(在单独使用Mo的情况下)
Mo通过形成碳化物从而有助于提升强度特性。在单独使用Mo的情况下，为了确保该效果，要求Mo含量为至少1.0质量％。
另一方面，在Mo含量过高的情况下，析出的碳化物的固溶处理升高。因此在抑制原始奥氏体晶粒尺寸变大和溶解碳化物方面，热处 理变得困难。此外，Mo的扩散缓慢，从而使得因残留偏析而导致脆化严重。在Mo含量高于2.0质量％的情况中，因偏析而造成的脆化加剧。因此要求Mo含量为至多2.0质量％。优选将Mo含量调节至1.8质量％以下。
(4.3)2.0质量％≤W≤4.0质量％(在单独使用W的情况下)
出于与Mo相同的原因，在单独使用W的情况下，合适的W含量为2.0质量％以上。
另外，出于与Mo相同的原因，合适的W含量为4.0质量％以下，优选为3.6质量％以下。
(5)1.0质量％≤Cr≤4.0质量％
与Mo的情况相同，Cr通过形成碳化物从而有助于强度特性的增强。为了确保该效果，要求Cr含量为至少1.0质量％。优选将Cr含量调节为2.0质量％以上。
另一方面，在其中Cr含量过高的情况下，延展性提高，但是抗拉强度降低，这使得无法实现作为马氏体时效钢特征的高强度。因此，要求Cr含量为至多4.0质量％。优选将Cr含量调节为3.5质量％以下。
(6)Al≤0.10质量％(0质量％≤Al≤0.10质量％)
Al形成作为金属间化合物的NiAl，并且有助于强度的增强，但是其会形成AlN。在存在AlN的情况下，由于AlN附近的应力集中从而导致疲劳特性劣化。因此，要求Al含量为至多0.10质量％。优选将Al含量调整为0.050质量％以下。Al含量可以为0(Al＝0质量％)。
(7)Ti≤0.10质量％(0质量％≤Ti≤0.10质量％)
与Al的情况相同，Ti通过形成金属间化合物也有助于强度的增强，但是其会形成TiN。在存在TiN的情况下，由于TiN附近的应力集中从而导致疲劳特性劣化。因此，要求Ti含量为至多0.10质量％。优选将Ti含量调整为0.010质量％以下。Ti含量可以为0(Ti＝0质量％)。
(8)S≤0.0010质量％(0质量％≤S≤0.0010质量％)
S是杂质，如果S含量高，则将形成粗晶粒硫化物。硫化物的形成不仅会导致疲劳特性劣化，而且还导致抗拉强度降低。因此，要求S 含量为至多0.0010质量％。S含量可以为0(S＝0质量％)。
(9)N≤0.0020质量％(0质量％≤N≤0.0020质量％)
N是杂质，在N含量高的情况下，即使当降低Al或Ti的含量时，也能够形成AlN和TiN。氮化物的形成导致疲劳特性劣化。因此，要求N含量为至多0.0020质量％。N含量可以为0(N＝0质量％)。
[1.2.次构成元素]
除了上述主要构成元素之外，根据本发明实施方案的各马氏体时效钢可进一步包含以下提及的元素。添加的元素的种类和含量范围及其限制原因如下所述。
(10)V和Nb：V+Nb≤0.60质量％(0质量％≤V+Nb≤0.60质量％)
(10.1)0.020质量％<V+Nb≤0.60质量％(第二种情况的马氏体时效钢，其中0.020质量％<V+Nb≤0.60质量％)
在本发明中，即使在其中V和Nb的总含量为0.020质量％以下的情况下，也能够保证足够的抗拉强度和疲劳强度。然而，通过掺入特定量的V和/或Nb，会形成M2C型碳化物，其不仅有助于抗拉强度的提高，还有助于改善氢脆化特性。此外，通过掺入V和/或Nb，使得通过M2C型碳化物的钉扎效应而产生晶体颗粒微细化的效果。为了确保该效果，合适的是V和Nb的总含量高于0.020质量％。
另一方面，在其中V和Nb的总含量过高的情况下，形成的Mo和Cr碳化物的总量降低，由此抗拉强度下降。因此，V和Nb的总含量适合为0.60质量％以下。
(10.2)0.10质量％≤V≤0.60质量％
在本发明中，即使在其中V的含量为0.020质量％以下的情况下，也能够保证足够的抗拉强度和疲劳强度。然而，通过掺入特定量以上的V，会形成M2C型碳化物，其不仅有助于抗拉强度的提高，还有助于改善氢脆化特性。此外，通过掺入V，使得通过M2C型碳化物的钉扎效应而产生晶体颗粒微细化的效果。另外，V的掺入确保了优异的断裂韧性特性。为了确保该效果，合适的是V的含量为0.10质量％以上。
另一方面，在V含量过高的情况下，形成的Mo和Cr碳化物的总量降低，由此抗拉强度下降。因此，适当的是，V含量为0.60质量％以下。
(10.3)0.10质量％≤Nb≤0.60质量％
与V相同，即使在其中Nb的含量为0.020质量％以下的情况下，也能够保证足够的抗拉强度和疲劳强度。然而，通过掺入特定量以上的Nb，会形成M2C型碳化物，其不仅有助于抗拉强度的提高，还能够有助于改善氢脆化特性。此外，通过掺入Nb，使得通过M2C型碳化物的钉扎效应而产生晶体颗粒微细化的效果。另外，Nb的掺入确保了优异的断裂韧性特性。为了确保该效果，合适的是Nb的含量为0.10质量％以上。
另一方面，在其中Nb含量过高的情况下，形成的Mo和Cr碳化物的总量降低，由此抗拉强度下降。因此，Nb含量适合为0.60质量％以下。
(11)0质量％≤B≤0.0050质量％(0.0010质量％≤B≤0.0050质量％)
可以添加B，因为其为能够有效改善钢的热加工性的元素。另外，B的掺入有助于改善韧性和延展性。这是因为B会导致晶界内的偏析，并抑制Si和Mn在晶界内的偏析。B含量可以为0(B＝0质量％)，但是为了确保该效果，适当的是，B含量调节为0.001质量％以上。
另一方面，在B含量过高的情况下，B与N结合并形成BN，这降低了韧性和延展性。因此，合适的B含量为至多0.0050质量％。
(12)0质量％≤Si≤1.0质量％(0.30质量％≤Si≤1.0质量％)
Si在熔融过程中起脱氧剂的作用，并减少作为杂质而包含的氧。另外，Si通过固溶强化，而有助于增强抗拉强度。Si含量可以为0(Si＝0质量％)，但是为了确保该效果，Si含量适合为0.3质量％以上。
另一方面，过高的Si含量不仅使热加工性降低，从而导致锻造过程中断裂加剧，还使得强度过高，从而导致韧性和延展性降低。因此，合适的Si含量为至多1.0质量％。
(13)Mg≤0.0030质量％(0质量％≤Mg≤0.0030质量％)
(14)Ca≤0.0030质量％(0质量％≤Ca≤0.0030质量％)
Mg和Ca均为可有效改善热加工性的元素，因此可以加入Mg和Ca。可以加入Mg或Ca中的任一者，或添加这两者。
但是，过量添加这些元素会形成它们的氧化物，从而降低钢的洁净度，导致疲劳强度降低。因此，适当的是，可将这些元素的含量分别调节为至多0.0030质量％。
[1.3.夹杂物]
通过优化构成元素以及制造条件，就能够得到这样的马氏体时效钢，该马氏体时效钢不含最大直径为φ5μm以上的AlN和TiN夹杂物。
在此，表述“不含最大直径为φ5μm以上的AlN和TiN夹杂物”意味着当将5g试验片化学溶解并且通过孔径为φ5μm的过滤器过滤时，AlN或TiN都没有残留在过滤器上。
[1.4.特性]
通过优化构成元素以及制造条件，能够获得这样的马氏体时效钢，所述各马氏体时效钢在室温(23℃)下的抗拉强度为至少2,300MPa，并且在室温(23℃)下的伸长率为至少8％。
[1.5.用途]
根据本发明的马氏体时效钢可以用于各种应用。例如，根据本发明的马氏体时效钢特别适用于作为飞机的发动机轴。
[2.马氏体时效钢的制造方法]
根据本发明的马氏体时效钢的制造方法包括熔融步骤、再熔融步骤、均质化步骤、锻造步骤、固溶热处理步骤、低温处理步骤以及时效处理步骤。
[2.1.熔融步骤]
熔融步骤是将各规定含量范围内的构成元素混合而制备的原料熔融铸造的步骤。对于所使用的原料的背景和熔融铸造的条件没有特别的限制，可以选自最适用于预期目的的那些。为了获得特别是具有优良强度和耐疲劳性的马氏体时效钢，提高钢的洁净度是有利的。为了实现该目的，合适的是在真空下(例如通过使用真空感应熔炼炉的方法)进行原料的熔融。
[2.2.再熔融步骤]
再熔融步骤是将熔融步骤中获得的钢块再次进行熔融铸造的步骤。此步骤不是必须的，但通过进行再熔融可以进一步提高钢的洁净度，由此钢的耐疲劳性得以提高。为了实现该效果，合适的是在真空下(例如根据真空电弧再熔法)进行再熔融，而且，再熔融可以重复进行几次。
[2.3.均质化步骤]
均质化步骤是将在熔融步骤或再熔融步骤中获得的钢块在特定温度下加热的步骤。进行均质化热处理的目的在于除去铸造时已经发生的偏析。对于均质化热处理的条件没有特别的限制，任何条件都可以，只要该条件能够消除凝固偏析即可。关于均质化热处理的条件，加热温度通常为从1,150℃至1,350℃，加热时间通常为至少10小时。通常将均质化热处理后的钢块进行空气冷却，或者将其以炽热状态直接送至下一个步骤。
[2.4.锻造步骤]
锻造步骤是将均质化热处理后的钢块锻造成预定形状的步骤。锻造一般在热状态下进行。至于热锻造条件，加热温度通常为900℃至1,350℃，加热时间通常为至少一小时，终止温度通常为800℃以上。对于热锻造后的冷却方法没有特别的限制。热锻可以一次进行，或者可以分成4至5个步骤并相继进行。
锻造后，根据需要进行退火。关于通常情况下的退火条件，加热温度为550℃至950℃，加热时间为1小时至36小时，冷却方法为空气冷却。
[2.5.固溶热处理步骤]
固溶热处理步骤是在特定温度下对加工为预定形状的钢进行加热的步骤。此步骤的目的是将基质仅转化成γ相，并且使Mo碳化物等析出的碳化物固溶。关于固溶热处理，根据钢的组成来选择最佳条件。关于常规情况下的固溶热处理的条件，加热温度为800℃至1,200℃，加热时间为1小时至10小时，冷却方法为空气冷却(AC)、鼓风冷却(BC)、水冷(WC)或油冷(OC)。
[2.6.低温处理]
低温处理是将经受固溶热处理后的钢冷却至室温(23℃)以下的步骤。进行该处理的目的在于将剩余的γ相转化成为马氏体相。马氏体时效钢的Ms点低，因此在钢冷却至室温(23℃)时，通常残留大量的γ相。由于其中残留有大量的γ相，因此即使对马氏体时效钢进行时效处理，预期强度也不会显著增加。因此有必要在固溶热处理后，通过进行低温处理，从而使残留的γ相转化为马氏体相。关于在常规情况下的低温处理的条件，冷却温度为-197℃至-73℃，冷却时间为1小时至10小时。
[2.7.时效处理]
时效处理是在特定温度下对已经转化成马氏体相的钢进行加热的步骤。进行该处理的目的在于使碳化物(例如Mo2C)析出。关于时效处理，根据钢的组成来选择最佳条件。关于常规情况下的时效处理的条件，时效处理温度为400℃至600℃，时效处理时间为0.5小时至24小时，冷却方法为空气冷却。
[3.作用]
由于根据本发明的马氏体时效钢基本上不含Al和Ti，因此其可以防止由于形成AlN和/或TiN而导致的低循环疲劳强度的降低。另一方面，根据本发明的马氏体时效钢因为缺乏Al，所以不能通过NiAl相的析出从而提高强度。然而，对钢中构成元素的含量范围进行了优化，从而确保以合适的量析出碳化物(例如，Mo碳化物和Cr碳化物)，由此能够获得不仅具有高疲劳特性而且还具有高抗拉强度和高伸长率的马氏体时效钢。
例子
(实施例1至28和比较例1至20)
[1.试样的制备]
在真空感应熔炉(VIF)中将具有如表1和表2所示组成的各合金熔融，并铸造成50kg的钢块。在1,200℃×20小时的条件下将由此获得的各VIF钢块进行均质化处理。该处理后，将各钢块的一部分锻造成用作为断裂韧性试验片的边长为70mm的方棒，余下的钢块锻造 成用作其他试验片的尺寸为φ22的圆棒。锻造后，将所有的试验片在650℃×16小时的条件下进行退火处理，从而使其软化。
然后，依次在930℃×1小时/空气冷却的条件下进行溶体化处理，在-100℃×1小时的条件下进行低温处理并且在450℃×9小时的条件下进行时效处理。
顺便提及，表1和表2中示出的B含量是受到关注的，表述“<0.001”意味着B含量低于检出限。
[2.试验方法]
[2.1.硬度]
根据JIS Z 2244：2009中规定的维氏硬度测试方法进行硬度测量。在4.9N的负载下，在φ22圆棒的1/4直径的位置处进行测量。采用在5个点处测量的值的平均值作为硬度。
[2.2.拉伸试验]
根据JIS Z 2241：2011中规定的金属拉伸试验法进行拉伸试验。在此所采用的测试温度为室温(23℃)。
[2.3.低循环疲劳(LCF)试验]
以在材料的锻造过程中使试验片的长度方向平行于拉伸方向的方式取试验片材料，并根据JIS法(JIS Z 2242：2005)制作试验片。通过使用这些试验片来进行试验。将试验过程中的温度设为200℃。另外，选取三角形作为斜波(skew waveform)，将频率调节为0.1Hz，变形率(distortion setting)调节为0.9％。
[2.4.化学提取试验]
采用两个以上的尺寸均为15mm×15mm×0.1mm(厚度)的试验片，并通过酸洗除去其表面上的附着物。用溴甲醇将所得试验片(总计5g)进行化学溶解，并且通过孔径为φ5μm的提取过滤器过滤。在SEM(扫描电子显微镜)下观察提取的残留物，并检测试验片中的夹杂物。为了识别夹杂物，进行了EDX分析。
将过滤器上残留有最大直径大于5μm的AlN或TiN残留物的情况评估为失败，而最大直径大于5μm的AlN和TiN残留物均未残留在过滤器上的情况评估为通过。
[2.5.断裂韧性试验]
以在材料的锻造过程中使试验片的凹口方向平行于拉伸方向的方式取试验片材料，根据ASTM法(ASTM E399)制作紧凑拉伸(CT)试验片。通过使用这些试验片进行试验，并确定断裂韧性K1C值。选取室温(23℃)作为试验温度。
[3.结果]
所得结果示于表3和表4中。由表3和表4可以得出以下结论。 (1)在其中C含量低的情况下，不能充分获得由碳化物带来的析出强化，因而不能获得足够的强度。另一方面，在C的含量过高的情况下，强度变得过高，延展性出现严重下降。(2)至于Si，Si的引入有助于提高强度，但是在Si含量变得过高的情况下，延展性出现严重下降。
(3)在其中S、Al和Ti含量过高的情况下，会形成这些元素的硫化物和氮化物，导致低循环疲劳寿命严重降低。因此，要求将S、Al和Ti含量分别调整为0.0010质量％以下，0.10质量％以下和0.10质量％以下。
(4)在Ni含量低的情况下，无法获得充足的延展性。另一方面，过高的Ni含量使得不可能获得足够的强度。
(5)Mo和Cr是形成碳化物的元素，它们的低含量使得不可能获得足够的强度。另一方面，过高的Mo含量不仅导致其碳化物过量析出，而且容易造成偏析残留。因此，延展性(伸长率)出现严重下降。至于Cr，过高的Cr含量使得不可能获得足够的强度。
(6)关于Co，低Co含量无法析出足够量的碳化物，从而导致强度不足。另一方面，过量添加Co带来延展性(伸长率)不足的问题，而且，因为必须使用昂贵的钴合金，将会导致制造成本增加。然而，通过将Co含量调节至11.0质量％以上，就能够实现高的断裂韧性值，以及高强度、高伸长率和高耐疲劳性。
(7)为了改善热加工性，可以添加B，但过量添加会导致延展性劣化。
(8)关于V和Nb，只要它们的掺入范围为0.3质量％以下，则随着其含量的增加，有助于提高强度。但是，当它们的添加量过多的情况下，会出现强度严重降低。
(实施例51至80和比较例51至69)
[1.试样的制备和试验方法]
按照与实施例1相同的方法制备试样，不同之处在于使用具有表5至表7中所示组成的合金并且在以下条件下进行时效处理。对于如此制得的试样，按照与实施例1中相同的方法对其特性进行评价。在实施例58和59以及比较例55中，时效处理的条件为(a)450℃×9小时，而在实施例51至57和60至80以及比较例51至54和56至59中，时效处理的条件为(b)450℃×5小时。
[2.结果]
试验结果示于表8至表10中。在其中0.020质量％<V+Nb≤0.60质量％的情况下，由表8至10可以看出，Co≥11.5质量％的实施例不仅在抗拉强度方面、还在断裂韧性(35MPa√m以上)方面优于Co＝9.5质量％的实施例66。
虽然以上已经对本发明的实施方案进行了详细描述，但是本发明不以任何方式局限于上述实施方案，并且显而易见的是在不脱离本发明的精神和范围内可以做出各种变化和修改。
本发明基于2015年5月22日递交的日本专利申请No.2015-104464和2015年12月18日递交的日本专利申请No.2015-247123，它们的全部内容以引用方式并入本文。
工业实用性
因为根据本发明的马氏体时效钢具有2,300MPa以上的非常高的抗拉强度，所以能够将它们用作需要高强度的部件，例如用于航天器和飞机的结构材料、用于汽车发动机的连续变速部件、用于高压容器的材料以及各种工具材料和模具。
更具体而言，根据本发明的马氏体时效钢能够用于飞机的发动机轴、固体火箭发动机壳体、飞机的升降装置、发动机气门弹簧、重型螺栓、传动轴和石油化学工业用高压容器等。