专利名称：具有低的钴含量的硬化马氏体钢、由这种钢制造零件的方法以及如此获得的零件的制作方法
具有低的钴含量的硬化马氏体钢、由这种钢制造零件的方 法以及如此获得的零件本发明涉及通过双联体系(duplex system)硬化的马氏体钢，也就是通过借助合 适的钢组成和合适的热时效处理而获得的金属间化合物和碳化物的析出而硬化。这类钢提供了 -非常高的机械强度，但同时具有高的韧性和延性，即对脆性失效的低敏感性；在 温度为约400°C的热状态下继续维持这种非常高的强度；-良好的疲劳性能，这特别意味着不存在有害夹杂物例如氮化物和氧化物；这种 特性必须通过合适的组成和加工液体金属的仔细条件获得。此外，其可渗碳和可渗氮，从而能够硬化其表面以赋予其对磨蚀和润滑摩擦的良 好抵抗性。
这种钢的可能应用涉及需要结构零件或传动零件的所有机械领域，这些结构零件 或传动零件在动态应力下和存在感应加热或环境加热的条件下必须兼备非常高的负载。以 非穷举方式，可提及传动轴、变速箱轴、支承轴等。在某些应用中，对优异热机械强度的要求妨碍了强度从200°C开始劣化的碳钢或 所谓的“低合金化”钢的使用。此外，当对这些钢进行处理以获得大于2000MPa的机械强度 水平时，其韧性通常不再令人满意，而且，通常它们的“真实”屈服强度比其在拉伸测试中测 得的最大强度要小得多因此屈服强度是在这种情况下成为不利的量度(dimensioning) 指标。另外可以使用马氏体时效钢，其屈服强度极限显著更为接近其最大拉伸强度值，在高 达350-400°C具有令人满意的强度，并且对于非常高的机械强度水平还提供良好的韧性。然 而，这些马氏体时效钢相当系统地含有高的镍、钴和钼含量，所有这些元素均非常昂贵且它 们在商品市场上的价格变化显著。它们还含有钛，用于强烈促进二次硬化，但由于形成氮化 物TiN因而钛是马氏体时效钢的疲劳强度降低的重要原因，即使仅含有千分之几，也几乎 不可能避免在钢的熔炼期间形成氮化物TiN。在US-A-5，393，488中，提出了在不添加钛的情况下具有二次硬化的钢组合物，其 旨在改善热强度，特别是改善疲劳性能、延性和韧性。该组合物的缺陷是需要高的Co含量 (8-16% )，这使得所述钢非常昂贵(注意在本文中，不同元素的所有含量都以重量％表 示)°在文献W0-A-2006/114499中提出了硬化的马氏体钢的组合物以及适合于该组合 物的优化系列的热处理操作，相对于US-A-5，393，388代表的现有技术，该组合物具有的优 势在于仅需要更低的钴含量，即5-7%。通过调整其它元素的含量和相应地调整热处理参 数，能够获得提供非常令人满意的机械性能组集的零件(特别是用于航空应用)。这些性能 特别是2200MPa-2350MPa的冷拉伸强度、与最佳高强度钢至少相等的延性和弹性，以及在 热状态(400°C )下约ISOOMPa的拉伸强度，以及最佳的疲劳性能。由于这种钢的硬化是通过同时硬化析出金属间化合物和M2C型碳化物实现的，所 以将其称为“具有双联硬化(duplex hardening)”。然而，这种钢始终包含相对大量的钴。由于该元素无论如何都是昂贵的，并且其价格可能在商品市场上发生大的起伏，因此重要的是寻找进一步显著减少其存在的方法，特 别是在意欲用于比航空应用更普通的机械应用的材料中。对于如W0-A-2006/114499和US-A-5，393，488中所提出的钢，有可能获得良好弹 性，但是对于某些应用弹性据证明是不足的。对于相同的应用，还需要获得非常高的拉伸强度(Rm)。 本发明的目的是提出可以特别用于制造机械零件(例如传动轴)或结构部件的 钢，所述钢具有较高的弹性并同时具有大的机械强度。与目前已知用于这些应用的最出色 的钢相比，所述钢还应该具有较低的制造成本，特别是通过显著较为减小的钴含量。为此，本发明的目的是一种钢，其特征在于它的组成以重量百分数计如下-C = 0. 18-0. 30%-Co = 1. 5-4%，优选 2-3%-Cr = 2-5%-Al = 1-2%-Mo+ff/2 = 1-4%-V=痕量 0.3%-Nb=痕量 0.1%-B =痕量 30ppm-Ni = 11-16%其中 Ni 彡 7+3. 5A1-Si=痕量 1.0%-Mn=痕量 2.0%-Ca =痕量 20ppm-稀土元素=痕量 IOOppm-如果N ^ IOppm, Ti+Zr/2 =痕量 IOOppm 其中 Ti+Zr/2 ^ ION-如果 IOppm < N 彡 20ppm,则 Ti+Zr/2 =痕量 150ppm-0=痕量 50ppm-N=痕量 20ppm-S =痕量 20ppm-Cu=痕量 -P =痕量 200ppm余量是铁和熔炼产生的不可避免的杂质。其优选含有C = O. 20-0. 25 %。其优选含有Cr = 2-4 %。其优选含有Al = 1-1.6%，更好为 1.4-1.6%。其优选含有Mo彡1%。其优选含有 Mo+W/2 = 1-2 %。其优选含有V = O. 2-0. 3 %。其优选含有Ni = 12-14%，且 Ni 彡 7+3. 5A1。其优选含有Nb =痕量 0.05%。其优选含有Si =痕量 0.25%，更好为痕量 0. 10%。
其优选含有0 =痕量 lOppm。其优选含有N =痕量 lOppm。其优选含有S =痕量 lOppm，更好为痕量 5ppm。其优选含有P =痕量 lOOppm。它的实测马氏体转变温度Ms优选大于或等于100°C它的实测马氏体转变温度Ms可以大于或等于140°C。本发明的目的还在于制造钢零件的方法，其特征在于该方法包括在赋予零件确定 形状的精整之前的下列步骤-制备具有上述组成的钢；_用于使所述钢成型的至少一个操作；-在600_675°C进行软化回火4_20小时，接着在空气中冷却；-在900-1000°C进行固溶热处理至少1小时，接着在油中或空气中足够快速地冷 却，以避免在奥氏体基质中析出晶粒间碳化物；-在475-600°C、优选 490-525°C 时效硬化 5_20 小时。其还优选包括在_50°C或更低、优选_80°C至-100°C或更低但不低于_110°C进行 低温处理，以将所有奥氏体转变成马氏体，所述温度比实测的Ms低150°C或更多，至少一个 所述处理持续至少4小时至50小时，优选4小时至10小时。其还优选包括在150_250°C进行用于软化粗淬火马氏体的处理4_16小时、接着进 行静止空气冷却。所述零件还优选进行渗碳、或渗氮、或碳氮共渗(carbonitridation)。可以在时效循环期间进行渗氮、或渗碳(cementation)、或碳氮共渗。可以在475_600°C进行渗氮。可以在所述固溶热处理之前或与其同时进行的热循环期间进行所述渗氮或渗碳 或碳氮共渗。本发明的目的还在于一种机械零件或结构部件用零件，其特征在于该零件依照上 述方法制得。这特别可以是发动机传动轴、或发动机悬挂装置、或起落架部件、或变速箱部件或 支承轴。将会被理解的是，本发明首先是基于一种钢组合物，该钢组合物与 W0-A-2006/114499代表的现有技术显著不同之处在于Co含量较低但保留相当数量，即 1. 5-4%。显著存在的其它最常见合金元素的含量仅被稍加调整，但必须仔细控制某些杂质含量。Co是昂贵的元素，与现有技术相比其含量被显著降低，然而却不对其进行抑制或 者使其达到非常低的水平。根据本发明的钢通常含有相当少的高成本添加元素(镍除外)， 然而镍的含量与现有技术相比没有得到提高。但是，在熔炼期间应特别仔细以将氮含量限 制到最多20ppm，以便尽可能避免铝氮化物的可能形成。相应地，最大的钛和锆含量也必须 加以限制以防止它们与残留的氮形成氮化物。本发明的钢可以在淬火状态下用适于45HRC硬度的工具进行机加工。其介于马氏 体时效钢(其是可在粗淬火状态下机加工的钢，因为其具有低碳的软马氏体)与碳钢(其基本上必须在退火状态下进行机加工)之间。参考附
图1，通过阅读下面的描述将更好地理解本发明，附图1就各种组成的样品 显示了它们的拉伸强度Rm和它们的韧性Kv。在本发明的这些类型的钢中，在逆变奥氏体存在下进行“双联”硬化，即共同通过 β -NiAl型金属间化合物和M2C型碳化物而获得所述“双联”硬化，所述逆变奥氏体通过在 时效硬化期间由扩散实现的镍富集而得以形成/稳定，其通过形成三明治结构(在硬化的 马氏体的板条之间存在若干百分数的稳定且延性的奥氏体)而向组织赋予延性。必须防止形成脆化的氮化物，特别是Ti、&和Al的氮化物它们使韧性和疲劳强 度劣化。由于这些氮化物可以在Ti、&和/或Al存在时从Ippm至数ppm含量的N析出， 并且由于常规熔炼方法使得难以实现低于5ppm的N含量，因此本发明的钢满足以下规定。原则上，任何Ti添加都受限制(最大允许量IOOppm)，并且尽可能限制N。根据 本发明，N含量不应超过20ppm，最好不超过lOppm，而Ti含量不应超过N含量的10倍。然而，可以想到，为了结合残留的氮并由此防止氮化物AlN的有害析出，于真空下 在炉内进行熔炼结束时按比例添加钛。然而，由于应当避免在液相中形成氮化物TiN(因为 其变得粗大(5-10μπι或更大))，仅应当就液体金属中最大残留氮含量(IOppm)进行钛的添 力口，并且始终不超过该残留氮值的10倍。例如，对于熔炼结束时Sppm的N终含量，可能添 加的钛的限制量为80ppm。可用&部分或全部替代Ti，这两种元素具有相当类似的性质。由于它们的原子量 比率为2，如果除Ti外还添加ττ或者添加ττ替代Ti，则必须按照总和Ti+&/2加以考虑， 并且规定，当N彡IOppm时，-Ti+Zr/2 应始终彡 IOOppm ；-并且，Ti+&/2应当彡 10N。在N含量大于IOppm且小于或等于20ppm的情形中，Ti和&应被认为是应该避 免的杂质，并且总和Ti+&/2应当< 150ppm。除S和O外，在熔炼结束时可能添加的稀土元素也可以有助于结合一部分N。在该 情形中，应当保证游离形式的残留稀土元素含量保持小于或等于lOOppm，优选小于或等于 50ppm，因为当这些元素的存在量超过这些值时，它们使钢变脆。据认为稀土元素(例如La) 的氧氮化物比Ti或Al的氮化物的危害小，原因在于它们的球形形状使得它们较不易形成 疲劳断裂萌生点。为了完成液体金属的脱氧/脱硫，可以进行钙处理。优选随着可能添加Ti、Zr或 稀土元素进行该处理。优选含有极少量Fe的Cr、Mo、W和V的碳化物M2C,这是由于其硬化和非脆化的性 质。相对于平衡碳化物M7C3和/或M6C和/或M23C6,碳化物M2C是亚稳定的。用Mo和W使 其稳定。Mo含量和半数W含量之和应当至少为1%。然而，Mo+W/2不应超过4%，以便不劣 化可煅性(或者通常为热变形性)，且不形成Fe7Mo6型的金属间μ相化合物，其是标准马氏 体时效钢的主要硬化相之一，但在本发明的钢中是不希望的。优选地，Mo+W/2为1%-2%。 此外为了避免可能使晶界变脆的非硬化Ti碳化物的形成，要求将本发明的钢的Ti含量强 制限制到lOOppm。Cr和V是激活“亚稳定”碳化物的形成的元素
V还形成MC型的碳化物，该碳化物在高至固溶热处理温度的温度下稳定，且“封 闭”晶界并且在高温热处理期间限制晶粒的生长。V不应超过0. 3%，以便在溶解循环期间 不在V碳化物中结合过多的C从而损害Cr、Mo、W、V的碳化物M2C,期望所述碳化物M2C在随 后的时效循环期间析出。优选地，V的含量为0. 2-0. 3%。Cr的存在(至少2% )使V碳化物的水平降低，并且使M2C 的水平提高。但不应 超过5%，以免过度促进稳定碳化物、特别是M23C6的形成。优选地，Cr不超过4%。相对于μ相，C的存在促进M2C的出现。然而，过多含量会导致偏析，Ms降低，并 且在工业规模制造期间带来困难对裂纹(快速冷却期间表面开裂)敏感、在粗淬火状态下 过硬的马氏体难于机加工等。其含量应为0.20-0. 30%，优选0.20-0. 25%。如果在预期应 用中需要非常大的表面硬度，则可以通过渗碳或碳氮共渗使零件的表面层富含C。钴稍微提高韧/脆转变温度，这是不利的，特别是在镍含量非常低的组合物中，然 而，与在其它钢中可发现的情况不同，钴并不明显提高本发明组合物的Ms转变点，且因此 在这方面也没有任何明显意义。W0-A-2006/114499的钢中建议的Co含量(5_7% )，与其它元素的含量相组合，是 在这些各种优点和缺点之间寻求折衷的结果。如如所述，本发明首先基于一种钢组合物，该组合物与W0-A-2006/114499所代表 的现有技术的不同之处特别在于Co含量较低，即为1.5-4%，更好为2-3%。显著存在的最 常见合金元素的含量仅被稍加调整，但必须仔细控制某些杂质含量，特别是影响韧性的Ti、 Zr和N含量。在研究Co对这种类型钢的机械性能(Rm和Kv)影响的场合(context)中，出乎预 料地显示，通过调整这种元素的浓度能够获得最佳的弹性/Rm折衷。在图1中示出了该发 现，对于1. 5-4% Co的钴含量，其中Rm/Kv点群分布在具有弯曲的3阶多项式曲线附近。在 该Co含量范围内同时获得约30焦耳或更大的弹性以及大于或等于2140MPa的Rm。应避免不必要高的Co浓度，Co不仅非常昂贵，并且使弹性劣化。已知Co使纯Fe 的弹性转变劣化(Materials Sciences andTechnology, 1994 年 1 月，第 10 卷，第 52-54 页)。实际上，正如其所述，Co的存在提高韧/脆转变温度。此外，大于1.5% Co的Co含量 证明适于通过碳化物M2C的析出来改善组织硬化并且因此显著提高Rm。另外，出人意料地， 发明人注意到在若干试验后，与具有非常低Co含量(< )的等级(除此之外组成是相 同的)相比，约1. 5-4%，更好为2-3%的Co含量显著改善机械强度而几乎不使弹性劣化。Ni和Al与本发明相关，其中Ni应当彡7+3. 5A1。通过B2型(例如NiAl)纳米金 属间相的析出，它们是与时效硬化在很大程度上相关的两种基本元素。该相在高达约400°C 时赋予大部分的热机械强度。由于镍降低马氏体的韧/脆转变温度，镍也是降低劈裂脆性 的元素。如果Al相对于M过高，则在时效期间在硬化MAl的析出物析出之后，马氏体基 质过于强烈地消耗镍。由于马氏体相中镍含量的降低导致其韧/脆转变温度升高，从而导 致其在接近室温的温度下变脆，这有损于韧性和延性指标。此外，在时效循环期间镍促进逆 变奥氏体的形成和/或稳定残余的(可能存在的)奥氏体部分。这些机制有利于钢的延性 和韧性指标，还有利于钢的组织稳定性这些指标。如果时效的基质的镍消耗过大，这些有利 机制受到减小或抑制不再存在任何逆变奥氏体可能。相反地，如果存在过多的Ni，则会由 于逆变奥氏体水平增大(其中Al广泛留在溶体中)使MAl型硬化相的水平过度降低。
在淬火结束时，应当没有任何残余奥氏体(< 3% )，并且应当存在基本为马氏体 的组织。为此目的，必须调整淬火条件，特别是冷却结束时的温度，以及钢的组成。后者决 定了马氏体转变开始的温度Ms，根据本发明，如果实施低温循环，则该温度应优选保持等于 或大于140°C，并且如果实施低温循环，则该温度应当优选为100°C -140°C。通常根据文献的标准公式计算Ms=Ms = 550-350 X C% -40 XMn% -17 X Cr% -10 X Mo% -17XNi% -8Xff% -35XV% -10XCu% -10XCo% +30XAl%°C。然而实验显示，该公 式仅仅是非常粗略的估算， 特别是由于Co和Al的作用从一种钢到另一种钢变化很大。因 此，为了解钢是否符合本发明，必须依靠实际Ms温度的测量，例如通过常规的膨胀测量法 进行。Ni含量是Ms的可能调节变量之一。为了确保钢的完全马氏体转变，在淬火后冷却结束时的温度应低于实际 Ms-150°C，优选低于实际Ms-200°C。因此冷却结束时的温度应低于在该钢的马氏体转变结 束时测得的温度Ms。特别对于最富含C和Ni的组合物，可以在从固溶热处理温度冷却至 室温后立即施加低温处理。为避免富含碳的残余奥氏体的稳定化机制，总冷却速率应当尽 可能高。然而，由于组织的热扰动在其中不足以引起马氏体转变，不必寻求低于-iio°c的 低温。通常，如果应用低温循环，则钢的Ms值优选为100-140°C，并且在不存在这种低温循 环时，高于或等于140°C。如已用于通过双联体系硬化的马氏体钢和从W0-A-2006/114499 所已知的，如果必要，低温循环的持续时间为4-50小时，优选4-16小时，更优选4-10小时。 可进行若干低温循环，关键是其中至少一个具有上述特性。具体而言，应具有1-2%的Al，优选1-1.6%，更优选1.4_1.6%，而Ni必须为 11-16%，且Ni彡7+3. 5A1。理想地，存在1. 5%的Al和12-14%的Ni。这些条件促进NiAl 的存在，所述MAl提高拉伸强度Rm，还发现如果满足本发明的其它条件则拉伸强度Rm不会 被低Co含量过度劣化。屈服强度Rpa2以与Rm相同的方式受到影响。与从US-A_5，393，488获知的钢(其中为了具有高的延性和韧性，追求非常高存在 量的逆变奥氏体)相比，本发明类型的钢优选存在硬化相B2、特别是MA1，以获得高的热机 械强度。遵循已经给出的关于M和Al的条件，确保了足够的逆变奥氏体可能含量，以便保 持适合于预期应用的延性和韧性。可以添加B，但不大于30ppm，以便不劣化钢的性能。还可添加含量不超过0. 1 %的Nb用以在锻造期间或其它热变形期间控制晶粒尺 寸。因此，根据本发明的钢接受可含有不可忽略的残留Nb含量的原料。本发明类型的钢的特征还在于能够用W代替至少一部分Mo。在相同的原子分数 下，在凝固时W的偏析比Mo少，并且提供了热机械强度的盈余。其缺点在于成本高，可以通 过将其与Mo结合来优化该成本。如对此所述，Mo+W/2应当为1-4%，优选为1-2%。为了 限制钢的成本，优选保留1 %的最小Mo含量，特别是因为高温强度不是本发明的钢的主要 目的。Cu可以高达1%。其有可能通过其ε (epsilon)相参与硬化，并且因Ni的存在， 其有害影响可受到限制，特别是在锻造零件时出现表面裂纹(在将铜添加到不含镍的钢期 间所看到)。然而，铜的存在并非是不可缺少的，其可仅以源自原料污染的残留痕量状态存在。锰并不是用于获得钢的预期性质的先验条件，但其没有任何公认的不利影响。此夕卜，其在液体钢温度下的低蒸气压导致在真空熔炼期间和真空再熔期间难以控制其浓度其含量可根据再熔坯锭中的径向和轴向定位而变化。由于其经常存在于原料中，并且出于 上述原因，其含量将优选为最大0. 25%，并且由于其浓度在同一产品中的过大变化不利于 性质的再现性，因此其含量在任何情况下都限于最大2%。已知硅具有铁素体固溶硬化的作用(如同钴)，从而降低某些元素或某些相在铁 素体中的溶解性。然而，正如已看到的，本发明的钢仅包含相对少的钴，并且其可以不含硅， 这特别还因为硅通常会促进有害的金属间化合物相(拉弗斯相、硅化物等)在复合钢中的 析出。其含量将被限制到1 %，优选小于0. 25%，更优选小于0. 1 %。通常，应将可以在晶界偏析并且使其变脆的元素(例如P和S)控制在以下范围 内s =痕量 20ppm，优选痕量 lOppm，更优选痕量 5ppm，并且P =痕量 200ppm，优 选痕量 lOOppm，更优选痕量 50ppm。可以使用Ca作为脱氧剂和硫清除剂，并且其最终以残留水平(彡20ppm)存在。同 样，在用稀土元素捕获0、S和/或N的精炼液体金属的处理后，最终可剩下稀土元素残留物
lOOppm)。并不强制为此目的使用Ca和稀土元素，这些元素可仅以痕量存在于本发明 的钢中。可接受的氧含量为最多50ppm，优选为最多lOppm。作为实例，测试了其组成(重量百分数)列于表1的钢样品表1:测试样品的组成
权利要求
1. 一种钢，其特征在于它的组成如下，以重量百分数计-C = 0. 18-0. 30%-Co = 1. 5-4%,-Cr = 2-5%-Al = 1-2%-Mo+ff/2 = 1-4%-V =痕量 0. 3%-Nb =痕量 0. 1%-B =痕量 30ppm-Ni = 11-16%其中 Ni 彡 7+3. 5A1-Si =痕量 1. 0%-Mn =痕量 2. 0%-Ca =痕量 20ppm-稀土元素=痕量 IOOppm-如果 N ( IOppm,则 Ti+Zr/2 =痕量 IOOppm 其中 Ti+Zr/2 ( ION -如果 IOppm < N 彡 20ppm, Ti+Zr/2 =痕量 150ppm0 ==痕量 ■ 50ppm■N ==痕量 ■ 20ppm■S ==痕量 ■ 20ppm■Cu =痕量- 1%■P ==痕量 ‘200ppm余量是铁和由熔炼产生的不可避免的杂质。
2.根据权利要求1的钢，其特征在于其含有2-3%的Co。
3.根据权利要求1或2的钢，其特征在于其含有C= O. 20-0. 25%。
4.根据权利要求1-3中任一项的钢，其特征在于其含有Cr= 2-4%。
5.根据权利要求1-4中任一项的钢，其特征在于其含有Al= 1-1.6%，优选 1. 4-1. 6%。
6.根据权利要求1-5中任一项的钢，其特征在于其含有Mo^ 1%。
7.根据权利要求1-6中任一项的钢，其特征在于其含有Mo+W/2= 1-2%。
8.根据权利要求1-7中任一项的钢，其特征在于其含有V= 0. 2-0. 3%。
9.根据权利要求1-8中任一项的钢，其特征在于其含有Ni= 12-14%，其中 Ni 彡 7+3. 5A1。
10.根据权利要求1-9中任一项的钢，其特征在于其含有Nb=痕量 0. 05%。
11.根据权利要求1-10中任一项的钢，其特征在于其含有Si=痕量 0. 25%，优选痕 量 0. 10%。
12.根据权利要求1-11中任一项的钢，其特征在于其含有0=痕量 lOppm。
13.根据权利要求1-12中任一项的钢，其特征在于其含有N=痕量 lOppm。
14.根据权利要求1-13中任一项的钢，其特征在于其含有S=痕量 lOppm，优选痕 量 5ppm0
15.根据权利要求1-14中任一项的钢，其特征在于其含有P=痕量 lOOppm。
16.根据权利要求1-15中任一项的钢，其特征在于它的实测马氏体转变温度Ms大于或 等于100°C。
17.根据权利要求16的钢，其特征在于它的实测马氏体转变温度Ms大于或等于 140 "C。
18.—种制造钢零件的方法，其特征在于该方法包括在对零件进行精整从而赋予其确 定形状之前进行以下步骤-制备具有根据权利要求1-17中任一项所述组成的钢；-用于使这种钢成型的至少一个操作；-在600-675°C进行软化回火4-20小时，接着在空气中冷却；-在900-1000°C进行固溶热处理至少1小时，接着在油中或空气中足够快速地冷却，以 避免在奥氏体基质中析出晶粒间碳化物；-在475-600°C、优选490-525°C时效硬化5_20小时。
19.根据权利要求18的用于制造钢零件的方法，其特征在于该方法进一步包括 在-50°C或更低、优选-80°C至-100°C或更低但不低于-110°C进行低温处理，以便将所有奥 氏体转变成马氏体，所述温度比实测的Ms低150°C或更多，至少一个所述处理持续4小时至 50小时，优选4小时至10小时。
20.根据权利要求18或19中任一项的用于制造钢零件的方法，其特征在于该方法进一 步包括在150-250°C进行的用于使粗淬火马氏体软化的处4-16小时，接着进行静止空气冷 却。
21.根据权利要求18-20中任一项的用于制造钢零件的方法，其特征在于所述零件还 进行渗碳、或渗氮、或碳氮共渗。
22.根据权利要求21的用于制造钢零件的方法，其特征在于在进行时效循环期间进行 渗氮、或渗碳、或碳氮共渗。
23.根据权利要求22的用于制造钢零件的方法，其特征在于在475-600°C进行渗氮。
24.根据权利要求21-23中任一项的用于制造钢零件的方法，其特征在于，在所述固溶 热处理之前或者与所述固溶热处理同时的热循环期间进行所述渗氮或渗碳或碳氮共渗。
25.机械零件或结构部件的零件，其特征在于其根据权利要求18-24中任一项的方法 制造。
26.根据权利要求25的机械零件，其特征在于其为发动机传动轴、或发动机悬挂装置、 或起落架部件、或变速箱部件或支承轴。
全文摘要
提供了具有低钴含量的硬化马氏体钢、由这种钢制造零件的方法、以及如此获得的零件。所述钢的特征在于其重量百分比组成如下C＝0.18-0.30％；Co＝1.5-4％；Cr＝2-5％；Al＝1-2％；Mo+W/2＝1-4％；V＝痕量～0.3％；Nb＝痕量～0.1％；B＝痕量～30ppm；Ni＝11-16％其中Ni≥7+3.5Al；Si＝痕量～1.0％；Mn＝痕量～4.0％；Ca＝痕量～20ppm；稀土元素＝痕量～100ppm；如果N≤10ppm，则Ti+Zr/2＝痕量～100ppm，其中Ti+Zr/2≤10N；如果10ppm＜N≤20ppm，则Ti+Zr/2＝痕量～150ppm；O＝痕量～50ppm；N＝痕量～20ppm；S＝痕量～20ppm；Cu＝痕量～1％；P＝痕量～200ppm；余量是铁和熔炼产生的不可避免的杂质。由这种钢制造零件的方法以及如此获得的零件。
文档编号C21D6/00GK102131947SQ200980132722
公开日2011年7月20日 申请日期2009年7月8日 优先权日2008年7月15日
发明者F·罗克 申请人:奥贝尔&杜瓦尔公司