马氏体时效钢的制作方法

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，已经将等级为250ksi(1724MP)的18Ni马氏体时效钢(例如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。

关于这种高强度材料，目前为止已经提出了各种类型的钢。

例如，在专利文献1中公开了一种超高抗拉强度韧性硬钢(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，余量为Fe和不可避免的杂质。

在以上引用的文献中，有这样的说明：通过向Ni-Cr-Mo低碳钢中多次添加Cu和Al，能够获得150kg/mm²(1471MPa)以上的强度，而不会显著损害韧性和可焊接性。

另外，专利文献2中公开了一种高强度的高抗疲劳钢，其包含约10重量％至18重量％的Ni、约8重量％至16重量％的Co、约1重量％至5重量％的Mo、0.5重量％至1.3重量％的Al、约1重量％至3重量％的Cr、至多约0.3重量％的C、小于约0.10重量％的Ti，余量为Fe和不可避免的杂质，其还包含析出的微细金属间化合物和碳化物。

在以上引用文献的表2中可以发现这种钢的抗拉强度为284ksi至327ksi(1959MPa至2255MPa)，且伸长率为7％至15％。

尽管马氏体时效钢通常是韧性和延展性优良的高强度材料，但是已知的是在抗拉强度范围超过2,000MPa时，则难以确保耐疲劳性以及韧性和延展性。因此，对于通用的材料而言，目前仅使用了等级为250ksi的18Ni马氏体时效钢。

另一方面，专利文献2中所公开的类型的钢也已知为用于通用目的的高等级材料。然而，例如，为了满足提高航天器效率的需求，需要进一步提高马氏体时效钢的强度(2,300MPa以上)，同时不降低耐疲劳性以及韧性和延展性。

在此背景下，本申请人提出了专利文献3的抗拉强度为2,300MPa以上、伸长率为7％以上且具有优良的耐疲劳性的马氏体时效钢。然而，这种马氏体时效钢易于形成薄平板状AlN颗粒，据认为其为影响低循环疲劳特性的夹杂物。因此，该马氏体时效钢的低循环疲劳特性可能会劣化，并且可能难以实现低循环疲劳特性的高水平稳定性。

专利文献1：JP-A-S53-30916

专利文献2：U.S.专利No.5,393,488

专利文献3：JP-A-2014-12887

技术实现要素：

本发明所要解决的问题在于提供这样的马氏体时效钢，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主旨在于，其由以下组分组成：

作为必要组分的

0.10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％，

一定量的Ni，和

一定量的Al，以及

作为任选组分的

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％，和

Si≤1.0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％的第一种情况下，Ni的量以及Al的量为：

6.0质量％≤Ni≤9.4质量％，且

1.4质量％≤Al≤2.0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％的第二种情况下，Ni的量以及Al的量为：

6.0质量％≤Ni≤20.0质量％，且

0.50质量％≤Al≤2.0质量％。

马氏体时效钢的室温(23℃)下的抗拉强度优选为至少2,300MPa，室温(23℃)下的伸长率优选为至少8％。

优选的是，第一种情况的马氏体时效钢满足以下表达式(1)：

参数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]，

并且带括号的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。

另一方面，优选的是，第二种情况的马氏体时效钢满足以下表达式(2)：

参数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]，

并且带括号的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。

通过将各主要元素含量的百分比限定在上述范围内，同时优选将各元素的含量范围分别优化以满足关系式(1)或(2)，从而可以控制被认为是会影响低循环疲劳特性的夹杂物的AlN的形式(析出形状)。因此，可以获得这样的马氏体时效钢，其不仅具有至少为2,300MPa的拉伸强度和至少为8％的伸长率，而且还具有高度稳定的疲劳特性。

附图说明

图1是块状AlN颗粒的SEM照片。

图2是平板状的AlN颗粒的SEM照片。

图3是通过化学提取实验提取的块状AlN颗粒的SEM照片。

图4是通过化学提取实验提取的平板状的AlN颗粒的SEM照片。

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。添加的元素的种类以及含量范围及其限制原因如下所述。

(1)0.10质量％≤C≤0.35质量％

C通过含Mo碳化物(例如Mo₂C)的析出，从而有助于增强基质强度。另外，在基质中残留适量的碳化物能够抑制在固溶热处理期间原始奥氏体晶粒尺寸过大。原始奥氏体晶粒尺寸越小，形成的马氏体越微细，由此能够获得更高的韧性和延展性，以及更高的强度。为了确保该效果，要求C含量为至少0.10质量％。优选将C含量调整为0.16质量％以上，更优选为0.20质量％以上。

另一方面，在C含量过高的情况下，含Mo碳化物大量析出，导致用于使金属间化合物析出的Mo不足。此外，为了将碳化物转变为固溶体，需要在更高的温度下进行固溶热处理，由此原始奥氏体晶粒尺寸变得过大。其结果是，抑制原始奥氏体晶粒尺寸变得过大且将碳化物转变为固溶体的合适的温度范围变得很窄。因此，由于原始奥氏体晶粒尺寸的过度增加或者由于尚未转化成固溶体的碳化物，导致伸长率降低。所以，要求C含量为至多0.35质量％。优选将C含量调整为0.30质量％以下，更优选为0.25质量％以下。

(2.1)6.0质量％≤Ni≤9.4质量％(第一种情况中的马氏体时效钢，其中V+Nb≤0.020质量％)

Ni通过金属间化合物(例如Ni₃Mo和NiAl)的析出，从而有助于增强基质强度。在其中V和Nb的总含量为0.020质量％以下的情况下，为了获得这种效果，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含量过高的情况下，出现Ms点下降，残留奥氏体的量增多，并且不能形成令人满意的马氏体结构，从而会造成强度降低。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≤20.0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％)

在其中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，更优选为10.0质量％以上。

在其中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20.0质量％以下。为了易于获得优良的强度(例如，2,310MPa以上的抗拉强度)，优选将Ni的含量调整为19.0质量％以下。另外，为了易于获得优良的断裂韧性(例如K_1C为32MPa√m以上)，优选将Ni的含量调整为12.0质量％以上。

(3)9.0质量％≤Co≤20.0质量％

Co通过以固溶体状态存在于基质中，从而具有促使金属间化合物(例如Ni₃Mo和NiAl)析出的效果。为了确保该效果，要求Co的含量为至少9.0质量％。优选将Co含量调整为11.0质量％以上，更优选为12.0质量％以上，进一步优选为14.0质量％以上。

另一方面，在Co含量过高的情况下，会过度促进金属间化合物的析出，由此，含Mo碳化物的析出量减小。在这种减小的影响下，伸长率会降低。因此，要求Co含量为至多20.0质量％。优选将Co含量调整为18.0质量％以下，更优选为16.0质量％以下。

(4.1)1.0质量％≤(Mo+W/2)≤2.0质量％(在使用Mo或W、或使用其两者的情况下)

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)能够溶解，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通过使金属间化合物(例如Ni₃Mo)和含Mo碳化物(例如Mo₂C)析出，从而增加基质强度。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，为了使在凝固下析出的碳化物(例如Mo₂C)能够转变成为固溶体，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的过度增大。因此，抑制原始奥氏体晶粒尺寸变得过大且将碳化物转变为固溶体的合适的温度范围变得很窄。因此，在原始奥氏体晶粒尺寸过度增加或者未转化成固溶体的碳化物的影响下，伸长率降低。所以，要求Mo含量为至多2.0质量％。优选将Mo含量调整为1.8质量％以下，更优选为1.6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，更优选为3.2质量％以下。

(5)1.0质量％≤Cr≤4.0质量％

Cr有助于改善延展性。据信，通过添加Cr而改善延展性归功于Cr固溶于含Mo碳化物中，这使得碳化物呈球形。为了确保该效果，要求Cr含量为至少1.0质量％。优选将Cr含量调整为2.0质量％以上。

另一方面，在Cr含量过高的情况下，导致强度下降。据认为其原因是：过量添加Cr导致含Mo碳化物过大。因此，要求Cr含量为至多4.0质量％。优选将Cr含量调整为3.5质量％以下，更优选为3.0质量％以下。通过将Cr含量调整在该范围，不仅能够获得高强度，还能获得优良的断裂韧性(例如32MPa√m以上)。

(6.1)1.4质量％≤Al≤2.0质量％(第一种情况的马氏体时效钢，其中V+Nb≤0.020质量％)

Al通过使金属间化合物(例如NiAl)的析出，从而有助于增强基质强度。另外，Al含量越高，AlN析出物由平板状变为球状的可能性越大，且更易于控制低循环疲劳特性的变化。在V和Nb的总含量为0.020质量％以下的情况下，为了确保该效果，要求Al含量为至少1.4质量％。

另一方面，在Al含量过高的情况下，金属间化合物(例如NiAl)的量过大，由此韧性和延展性降低。因此，要求Al含量为至多2.0质量％。优选将Al含量调整为1.7质量％以下。

(6.2)0.50质量％≤Al≤2.0质量％(第二种情况的马氏体时效钢，其中0.020质量％<V+Nb≤0.6质量％)

另一方面，在其中V和Nb的总含量高于0.020质量％的情况下，会出现这样一种现象：由于V碳化物或Nb碳化物的钉扎效应，导致原始奥氏体的晶界变细。通过使原始奥氏体具有细晶界，不仅有助于强度增强，而且还产生抑制AlN具有平板状形状的效果(防止其沿长度方向生长)。因此，在V和Nb的总含量高于0.020质量％的情况下，可以将Al含量调整为0.50质量％以上。优选将Al含量调整为0.90质量％以上。

另一方面，在Al含量过高的情况下，金属间化合物(例如NiAl)的量过剩，因此韧性和延展性降低。因此，要求Al含量为至多2.0质量％。优选将Al含量调整为1.7质量％以下。

(7)Ti≤0.10质量％(0质量％≤Ti≤0.10质量％)

Ti通过形成TiC、TiN等使清净度降低，由此导致低循环疲劳特性劣化。因此，要求Ti含量为至多0.10质量％。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，如果N含量高，则将形成粗晶粒氮化物(如AlN)。 这种氮化物的形成会导致疲劳特性劣化。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.具有添加效果的元素(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≤0.6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型碳化物或MC型碳化物，并且它们有助于改善氢脆化特性。此外，V和/或Nb的掺入确保优异的断裂韧性特性。在V和Nb的总含量高于0.020质量％的情况中，能够有效地看见这些效果。优选将V和Nb的总含量调整为0.050质量％以上。

另一方面，在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。优选将V和Nb的总含量调整为0.30质量％以下。

(10.2)0.050质量％≤V≤0.60质量％

在本发明中，即使在V含量为0.050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型碳化物或MC型碳化物，其有助于改善氢脆化特性。另外，V的掺入确保优异的断裂韧性特性。在V含量为0.050质量％以上的情况中，能够有效地看见这些效果。优选将V含量调整为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，V含量适合为0.60质量％以下。优选将V含量调整为0.30质量％以下。

即使在0.50质量％≤Al≤2.0质量％的条件下，将V含量调整为 0.050质量％以上仍能够有效抑制AlN变为平板状。

(10.3)0.05质量％≤Nb≤0.6质量％

与V的情况相同，即使在Nb含量为0.050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型碳化物或MC型碳化物，这有助于改善氢脆化特性。另外，Nb的掺入确保优异的断裂韧性特性。在Nb含量为0.050质量％以上的情况中，能够有效地看见这些效果。

另一方面，在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。优选将Nb含量调整为0.30质量％以下。

即使在0.50质量％≤Al≤2.0质量％的条件下，将Nb含量调整为0.050质量％以上也能够有效抑制AlN变为平板状。

(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，并抑制晶界内S的偏析。在B含量为0.0010质量％以上的情况下，可以观察到该效果。即，B含量可以为0(B＝0质量％)，但是出于产生该效果的目的，B含量优选为0.0010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％(0.10质量％≤Si≤1.0质量％)

Si在熔融时起脱氧剂的作用，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。进一步地，Si含量越高，AlN析出物由平板状变为球状的可能性越大，更易于控制低循环疲劳特性的变化。在Si含量为0.10质量％以上、优选为0.30质量％的情况下，可能够观察到这些效果。即，Si含量可以为0(Si＝0质量％)，但是出于产生该效果的目的，Si含量优选为0.10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％。

[1.3.成分均衡]

优选地，除了构成元素的含量在前述范围内之外，V和Nb含量满足V+Nb≤0.020质量％的本发明第一种情况的马氏体时效钢还满足以下关系式(1)：

参数X≥45···(1)

另外，优选地，除了构成元素的含量在前述范围内之外，V和Nb含量满足0.020质量％<V+Nb≤0.60质量％的本发明第二种情况的马氏体时效钢还满足以下关系式(2)：

参数X≥10···(2)

在关系式(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]，并且带括号的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。

各关系式(1)和(2)是表示了各构成元素的均衡的经验公式，该经验公式是使低循环疲劳强度高度稳定所必要的。在根据本发明的构成元素的范围内，AlN被视为是影响低循环疲劳特性的夹杂物。大多数AlN析出物的形状为块状或板状。在AlN析出物中，具有板状的析出物、特别是具有高纵横比的薄平板状析出物会不利地影响低循环疲劳特性。

更具体而言，当在SEM下观察金属组织的表面时，产生不利影响的AlN析出物是具有平板状几何形状的AlN析出物，该平板状析出物的短轴为1.0μm以下，其纵横比(长轴/短轴比)为10以上。适当的是，当在SEM下观察时，每100mm²中这种平板状AlN析出物存在的数目为6个以下。该平板状AlN析出物的数目优选为每100mm² 4个以下，更优选为2个以下，特别优选为0。通过减少平板状AlN析出物的数目，可以制备具有优良的低循环疲劳特性的马氏体时效钢。

X值越大，AlN析出物呈平板状的可能性越低(AlN析出物呈块状的可能性越高)。因此，X值越大，越易于控制低循环疲劳特性的变化。为了凭借该效果从而高度稳定低循环疲劳特性，在V和Nb的 总含量为0.020质量％以下的第一种情况(a)中，合适的X值为45以上。

另一方面，在V和Nb的总含量满足表达式0.020质量％<V+Nb≤0.60质量％的第二种情况(b)中，原始奥氏体的晶界是微细的，即使当AlN以平板状析出的情况下，也能抑制长度方向上的生长，由此难以形成具有高纵横比的AlN析出物。因此，可以将X的值限定为10以上。

在此，图1和图2分别示出了块状AlN析出物和平板状AlN析出物的SEM照片。在图1和图2中的各数值分别表示短轴长度、长轴长度以及纵横比。

另外，在图3和图4中分别示出了通过化学提取实验提取的块状AlN析出物和平板状AlN析出物的SEM照片。化学提取试验(例如)可以通过以下方式进行：取试验片，通过酸洗去除其表面上的附着物，用溴甲醇将所得试验片进行化学溶解，然后，通过孔径φ为约5μm的提取过滤器过滤该溶解试样。在块状AlN析出物的情况下，透过AlN析出物不能看到位于AlN析出物下方的过滤器孔(图3)。另一方面，在AlN析出物的厚度(短轴)较薄(例如1.0μm以下)的情况下，透过AlN析出物能看到位于AlN析出物下方的过滤器孔(图4)。因此，可以将AlN析出物在提取过滤器孔上是否透明这一观察结果用作平板状AlN析出物的简单评价标准。

[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(sub-zero treatment)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]

固溶热处理步骤是对加工为预定形状的钢在特定温度下进行加热的步骤。此步骤的目的是将基质仅转化成γ相，并且使Mo碳化物等析出物转化成固溶体。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)以及金属间化合物(例如Ni₃Mo和NiAl)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.马氏体时效钢的作用]

通过将各主要元素含量的百分比限定在上述特定范围内，优选同时将各元素的含量优化从而满足关系式(1)或(2)，可以控制据认为是影响低循环疲劳特性的夹杂物的AlN的形式(析出物几何形状)。因此，获得的马氏体时效钢能够具有2,300MPa以上的抗拉强度，8％以上的伸长率，并且疲劳特性高度稳定。

特别地，在利用根据本发明的马氏体时效钢制造发动机轴的情况中，可以使该发动机轴具有优异的低循环疲劳特性。这是因为，对于短轴为1.0μm以下且纵横比为10以上的AlN夹杂物，在每100mm²的平行于发动机轴的长度方向的平面中，根据本发明马氏体时效钢可使该AlN夹杂物的数目减为6以下，优选2以下。

例子

(实施例1至26和比较例1至25)

[1.试样的制备]

在真空感应熔炉(VIF)中将具有如表1和表2所示化学组成的各钢材熔融，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900℃×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、以及进行时效处理。实施例1至26、51至54和72、以及比较例1至25和55中的时效处理条件为(a)525℃×9小时，而实施例55至71和73至82、以及比较例51至54和56至73中的时效处理条件为(b)450℃×5小时。

[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延伸方向的方式取试验片材料，其中的试验片是根据JIS法(JIS Z 2242：2005)所制作的。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.SEM下观察]

取边长为10mm的试验片，将相当于平行于圆棒材料的长度方向的平面的观察面抛光成镜面平滑状态。在SEM(扫描电子显微镜)下观察各面的全部区域(100mm²)，并检测夹杂物。为了识别夹杂物，进行EDX分析。

对短轴(厚度)为1.0μm以下并且纵横比(长轴/短轴之比)为10以上的AlN夹杂物进行计数，并确定在100mm²面积内存在的这种AlN夹杂物的数目。

[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延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K_1C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可以看出以下方面。(1)在C含量低的情况下，尽管拉伸率变大，但硬度和抗拉强度变低。 另一方面，在C含量过高的情况下，虽然硬度和拉伸强度变高，但拉伸率变小。与这些趋势相对的是，通过进行C含量的优化并同时执行其它元素含量的优化，能够获得高强度、高伸长率和高耐疲劳性之间的相容性。(2)在与金属间化合物和碳化物的析出量相关的Ni、Co、Mo和Al含量过低的情况下，抗拉强度趋于变低。与此趋势相反，通过对这些元素含量进行优化并同时对其他元素含量加以优化，能够获得高强度、高伸长率和高耐疲劳性之间的相容性。

(3)在Cr含量低的情况下，虽然可以得到高强度，但伸长率变小。另一方面，在Cr含量过高的情况下，虽然得到大的伸长率，但强度变低。与这些趋势相反，通过对Cr含量进行优化并同时对其他元素含量加以优化，能够获得高强度、高伸长率和高耐疲劳性之间的相容性。另外，通过将Cr含量控制到3.5质量％以下，不仅能够得到高强度、高伸长率和高抗疲劳性，还能获得高的断裂韧性。(4)在X值小的情况下，虽然伸长率高，但强度变低。此外，AlN夹杂物数目增加并且疲劳特性劣化。另一方面，在V和Nb的总含量为0.020质量％以下的情况下，如果X值变为45以上，或者在V和Nb的总含量高于0.020质量％的情况下，如果X值变为10以上，则能够获得高强度、高伸长率、高断裂韧性和高耐疲劳性之间的相容性。

(实施例51至82和比较例51至73)

[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，不同之处在于使用表5至表8中所示组成的合金。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。顺带提及的是，实施例20至22以及比较例20至22中的组成也分别列于表5和表8中。

[2.结果]

表9和表12示出了获得的结果。顺带提及，实施例20至22中获得的结果以及比较例20至22中获得的结果也分别在表9和表12中示出。可以从表9至表12中看出，在0.020质量％<V+Nb≤0.60质量％的情况下，Ni含量在10.0质量％至19.0质量％的范围内的实施例与Ni含量低于上述范围(实施例25至54和72)以及高于上述范围(实施例65)的其他实施例相比，不仅确保了优异的抗拉强度，并且还具有优良的断裂韧性(32MPa√m以上)。另外，可以看出，与Cr为3.7质量％的实施例67相比，Cr为3.0质量％以下的其他实施例不仅确保了优异的抗拉强度，而且还赋予了出色的断裂韧性(32MPa√m以上)。

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.2015-104465和2015年12月18日递交的日本专利申请No.2015-247124，它们的全部内容通过引用方式并入本文。

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、工具材料和模具。

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。