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CN115667570B - 高断裂韧性、高强度、沉淀硬化型不锈钢 - Google Patents

高断裂韧性、高强度、沉淀硬化型不锈钢 Download PDF

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CN115667570B CN202180031075.4A CN202180031075A CN115667570B CN 115667570 B CN115667570 B CN 115667570B CN 202180031075 A CN202180031075 A CN 202180031075A CN 115667570 B CN115667570 B CN 115667570B
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Abstract

公开了一种沉淀硬化型马氏体不锈钢。该合金具有按重量%计的下列宽泛组成。Ni 10.5‑12.5，Co 1.0‑6.0，Mo 1.0‑4.0，Ti 1.5‑2.0，Cr 8.5‑11.5，Al高达0.5，Mn 1.0 max.Si 0.75 max.B 0.01 max.如此类钢的熔炼实践中的本领域技术人员已知，所述合金的余量是铁和在商业级的沉淀硬化型马氏体不锈钢中存在的常见杂质。还描述了由所述合金制造部件的方法和由所述合金制成的制品。

Description

高断裂韧性、高强度、沉淀硬化型不锈钢
发明背景。
发明领域
本发明涉及一种沉淀硬化型马氏体不锈钢合金，其能够提供非常高的强度和断裂韧性以及耐腐蚀性。与耐腐蚀性结合的断裂韧性和强度的优异组合使得这种合金特别适用于航空航天组件，尤其是用于飞机起落架。该合金可用于制造需要由合金提供的高强度和断裂韧性的组合的其它制品。
相关技术描述
航空航天工业多年来一直在寻找用于飞机起落架的高强度不锈钢合金。目前用于商业飞机起落架应用的已知合金是300M合金。300M合金可以淬火和回火以提供约280 ksi（1930 MPa）的极限抗拉强度和通过大于10%的伸长率表示的良好延性。300M合金还提供50-60（55-66/>）的KIc断裂韧性。但是，300M合金没有提供有效的耐腐蚀性。因此，必须的是用耐腐蚀金属如镉镀覆起落架组件。镉是一种高毒性的致癌材料，并且其在由300M合金制成的飞机起落架和其它暴露组件的制造和维护中的使用已经表现出显著的健康和环境风险。飞机起落架应用所需的耐腐蚀性包括耐均匀腐蚀性、耐点蚀性和耐应力腐蚀开裂性。
另外，对于涉及高强度和高韧性的关键应用，如在航空航天起落架的情况下，相关材料规格需要基于临界缺陷尺寸的设计。其中许多规格要求了合格材料必须满足的断裂韧性/极限抗拉强度比KIc:UTS。尽管已知一些耐腐蚀、沉淀硬化型合金能够满足起落架应用的强度、延性和耐腐蚀性要求，但它们还不能提供大于约50(55/>）或大于约60（65/>）的断裂韧性。它们也不能提供与300M相当或更优的断裂韧性/UTS比。例如，300M合金已知提供约0.20-0.26 √in的断裂韧性/抗拉强度比，且US2016/02898056A1中公开的合金的实例提供仅约0.20 √in和0.21 √in的比率。
因此，需要一种耐腐蚀钢合金以适合直接替代300M合金而没有在机械功能方面的重大设计修改，并且其提供航空航天起落架应用所需的且常规由300M合金提供的强度和断裂韧性的组合。
发明简述
根据本发明的第一个方面，提供一种沉淀硬化型马氏体不锈钢，其具有按重量%计的下列宽泛、中间和优选组成。
如此类钢的熔炼实践中的本领域技术人员已知，该合金的余量是铁和在商业级的沉淀硬化型马氏体不锈钢中存在的常见杂质。
上述列表作为方便的概要提供，且无意由此限制本发明的合金的彼此组合使用的各个元素的范围的下限值和上限值，或限制彼此组合地单独使用的元素的范围。因此，宽泛组成的一个或多个元素范围可与优选组成中的其余元素的一个或多个其它范围一起使用。此外，宽泛、中间或优选实施方案的元素的最小或最大值可与来自另一宽泛、中间或优选实施方案的该元素的最大或最小值一起使用。此外，根据本发明的合金可包含、基本由或由上述和如本说明书通篇所述的构成元素组成。
根据本发明的另一个方面，提供一种制造由上述马氏体沉淀硬化型不锈钢合金制成的金属部件或组件的方法。该方法包括提供具有上述马氏体沉淀硬化型不锈钢合金的组成的锭料的步骤。该方法还包括将锭料在约2000℉（1093℃）至约2400℉（1315℃）的温度下加热足以均质化所述锭料的时间的步骤。然后对均质化锭料进行热加工以提供近净形部件或中间产品形式。该方法进一步包括通过将所述部件或产品形式在约1700℉（927℃）至约1900℉（1038℃）的温度下加热预选的时间段而将近净形部件退火来热处理所述部件或中间产品形式。然后将所述部件或产品形式从退火温度淬火至约-100℉（-73℃）以下以确保合金基体的全马氏体转变。该方法进一步包括通过在900℉（482℃）至约1150℉（621℃）的温度下加热为获得高抗拉强度、良好断裂韧性和良好耐腐蚀性的组合所选的时间而时效硬化所述淬火部件的步骤。
根据本发明的进一步方面，提供一种由上表中描述的合金制成的制品。该制品的特征在于具有高强度和高断裂韧性，以及良好的耐腐蚀性。根据本发明的制品在固溶退火和时效硬化条件下提供至少约280 ksi（1930 MPa）的极限抗拉强度、至少约60ksi√in（65MPa√m）的平面应变断裂韧性和约0.25-0.3√in（√m）的断裂韧性/抗拉强度比。
在此和在本说明书通篇，除非另有说明，术语“百分比”或符号“%”是指重量百分比或质量百分比。如该性质通常定义和本领域技术人员所理解，术语“抗拉强度”是指极限抗拉强度。关于断裂韧性，符号“KIc”是指在主要线弹性、平面应变条件下测得的断裂韧性。符号“KQ”是指在主要线弹性条件下测得的断裂韧性。在所应用的实验条件下，这两个量之间的差异类似于方法（ASTM E399）的再现性标准偏差。因此，术语“断裂韧性”在本文中用作表示“KIc”和“KQ”两者的通用术语。
附图简述
图1显示US2016/02899805A1中描述的实施例合金和根据本发明的合金的实施例的断裂韧性（MPa√m）随极限抗拉强度（MPa）变化的曲线图。
图2显示根据本发明的合金的实施例以及US2016/02899805A1、US8097098B2、US2016/0319406A1和US5855844中描述的实施例合金的断裂韧性（ksi√in）随极限抗拉强度（ksi）变化的曲线图。
详述
根据本发明的合金含有至少约10.50%镍，因为镍有助于奥氏体相的稳定化。稳定的奥氏体相促进合金在淬火过程中向位错致密的马氏体的转变，同时避免在合金中形成δ铁素体。足够浓度的镍也是必要的，因为镍参与初生强化相Ni3Ti的形成。此外，镍通过在合金的时效和淬火过程中促生逆转变奥氏体、板条间奥氏体（interlath austenite）和残余奥氏体而确保良好的韧性。镍还将韧脆转变温度（DBTT）降低到远低于室温以提供良好的冲击韧性，这是该合金的特征。优选地，该合金含有至少约11.0%镍，且又更好地至少约11.4%镍。过多的镍导致马氏体转变起始温度（Ms）被抑制到不合意地远低于室温，这阻碍了充分的转变以实现所需机械性质。因此，该合金含有不多于约12.5%镍。优选地，该合金含有不多于约12.2%镍，且又更好地不多于约12.0%镍。
在这种合金中存在至少约1.0%，优选至少约1.5%，且再更好地至少约2.0%钴。钴以几种重要的方式有益于合金的性质。更具体地，钴延迟在合金的时效热处理过程中发生的位错回复。位错回复现象的延迟有益于强化沉淀物在合金基体中的精细分散体的异相成核。此外，钴与钼相互作用以降低钼在合金中的溶解度，这致使改进基体与沉淀物之间的共格（coherency）。改进的共格有益于该合金所提供的断裂韧性。此外，钴在升高的温度下使合金中的奥氏体稳定化并有助于合金的固溶强化。另一方面，当合金中存在多于约6%的钴时，该合金提供的耐腐蚀性受到不利影响。在时效热处理的过程中，钴与铬相互作用以形成富Cr相，由此消耗基体材料中的铬。因此，钴在这种合金中被限制在不多于约6.0%，优选不多于约5.5%，且为了获得最佳结果，不多于约5.0%。
这种合金含有至少约1.5%钛以有益于该合金所提供的强度。钛与镍在时效硬化热处理的过程中组合形成初生强化相Ni3Ti。优选地，该合金含有至少约1.55%钛，且为了获得最佳结果，至少约1.6%钛。过多的钛导致在合金中形成的拉弗斯（Laves）相的溶线温度不合意地提高到其中不可能在没有不合意的晶粒生长的情况下充分溶解拉弗斯相的点。因此，钛在这种合金中被限制在不多于约2.0%，优选不多于约1.8%，且为了获得最佳结果，不多于约1.75%。
铬有益于本发明的合金所提供的耐腐蚀性。为此目的，该合金含有至少约8.5%铬。优选地，该合金含有至少约8.75%，且又更好地至少约9.0%铬。过多的铬降低合金的Ms温度，这在淬火过程中抑制马氏体在合金基体中的形成，由此不利地影响该合金所提供的抗拉强度。因此，铬在这种合金中被限制在不多于约11.5%。优选地，该合金含有不多于约10.5%，且又更好地不多于约10.0%铬。
在这种合金中存在至少约1.0%的钼以通过在合金的时效硬化过程中参与强化相，如R相的沉淀而有益于该合金所提供的强度。钼还有助于该合金所提供的耐点蚀性和耐缝隙腐蚀性。为了这些目的，该合金优选含有至少约2.0%钼，且为了获得最佳结果，至少约2.25%钼。过多的钼导致Ms温度降低以致抑制全马氏体转变。另外，过多的钼可促进富钼拓扑密堆（TCP）相的形成，以降低钼对耐局部腐蚀性的可用性。因此，该合金含有不多于约4.0%，又更好地不多于约3.0%，且优选不多于约2.75%钼。
高达约0.5%或高达约0.3%铝可作为来自在合金初熔过程中的脱氧添加物的残余物存在于这种合金中。铝可改进合金在铸造过程中的流动性。少量铝被认为提高合金的Ms温度，这有助于确保完全转变成马氏体相。该合金可任选含有至少约0.15%铝以有益于该合金所提供的屈服强度和抗拉强度。过多的铝对该合金所提供的断裂韧性有害。因此，当正向添加（positively added）时，铝在这种合金中被限制在不多于约0.25%，且优选不多于约0.20%。对于需要最大韧性的应用，该合金含有不多于约0.025%铝。
其它元素如硼、锰和硅可以以受控量存在，以有益于由这种合金提供的其它所需性质。更具体地，高达约0.01%的硼，又更好地高达约0.005%硼，且优选高达约0.0035%硼可存在于该合金中以有益于该合金的热加工性。为了提供所需效果，在该合金中存在至少约0.001%，且优选至少约0.0015%硼。高达约1.0%，又更好地高达约0.5%，且再更好地高达约0.25%的锰可作为来自在熔炼过程中的装料添加物（charge additions）的残余物存在于该合金中。高达约0.75%，又更好地高达约0.5%，或再更好地高达约0.25%的硅可作为来自废装料材料（scrap charge materials）或脱氧添加物的残余物存在于该合金中。当合金不是真空熔炼时，这样的添加物是有益的。锰和/或硅优选保持在低含量下，因为它们可以不利地影响合金所提供的韧性和耐腐蚀性。过多的锰和/或硅也不利地影响基体材料中的奥氏体-马氏体相平衡。因此，锰和硅在这种合金中优选被限制在各自不多于约0.10%。另外，Nb的量应该被限制在不多于约0.10%以减小Nb对合金韧性的不利影响或通过促进高温拉弗斯相而提高合金的偏析倾向。
该合金的余量基本是铁和在用于类似服务或用途的商业级合金中存在的常见杂质。控制这些元素的含量以免不利地影响该合金所提供的性质组合。
特别地，过多的碳和/或氮损害耐腐蚀性并有害地影响这种合金所提供的韧性。因此，在该合金中存在不多于约0.03%，又更好地不多于约0.02%，且优选不多于约0.015%碳。此外，在该合金中也存在不多于约0.030%，又更好地不多于约0.015%、不多于约0.010%的氮。当碳和/或氮以更大的量存在时，碳和/或氮与钛结合形成富钛的非金属夹杂物。该反应抑制富镍-钛相的形成，富镍-钛相是这种合金所提供的高强度的主要因素。
也不可避免地存在来自在初熔过程中添加的合金添加剂（alloying additions）的磷和硫。但是，磷和硫的量是受控的。特别地，由于其对该合金所提供的韧性和耐腐蚀性质的不利影响，将磷保持在低含量。在这方面，在这种合金中存在不多于约0.04%，又更好地不多于约0.015%，且优选不多于约0.01%的磷。硫在这种合金中被限制在不多于约0.020%，又更好地不多于约0.01%，且优选不多于约0.005%。更大量的硫促进富钛的非金属夹杂物的形成，其抑制原本由钛提供的强化效应，因为较少的钛可供用于在时效硬化热处理的过程中形成初生强化相。此外，超过这些限值的硫量也不利地影响该合金所提供的热加工性和耐腐蚀性。此外，这样的硫量不利地影响该合金的韧性，特别是在横向上。
当存在时，硫和磷倾向于偏析到合金的晶界。这样的偏析降低晶界附着力，这不利地影响该合金的断裂韧性、缺口韧性和缺口抗拉强度。具有大于约0.7 in2（4 cm2）的横截面的这种合金的产品形式不经历足以使该合金均质化和中和硫和磷集中在晶界中的不利影响的热机械加工。对于如此大截面尺寸的产品，优选在熔炼过程中向合金中少量添加铈以通过与硫和磷结合以促进它们从合金中除去而有益于合金的断裂韧性、缺口韧性和缺口抗拉强度。为了从合金中充分清除硫和磷，铈的量与合金中存在的硫的量的比率（Ce:S）为至少约1:1，又更好地至少约2:1，且优选至少约3:1。在合金中只需保留痕量（即<0.001%）的铈就可实现铈添加的益处。但是，为了确保加入足够的铈并防止在最终产品中保留过多的硫和磷，在该合金中优选存在至少约0.001%，且又更好地至少约0.002%铈。过多的铈可不利地影响合金的热加工性及其断裂韧性。因此，铈在该合金中被限制在不多于约0.025%，又更好地不多于约0.015%，且优选不多于约0.010%。或者，该合金的铈/硫比不大于约15:1，又更好地不大于约12:1，且优选不大于约10:1。其它稀土金属如镧和钇，以及钙和镁可代替一部分或所有的铈存在于该合金中。
在本发明的合金的熔炼、铸造或机械加工中不需要特殊技术。本发明的合金优选通过真空感应熔炼（VIM）制成。当需要时，该合金可通过双重熔炼法进行精炼，其中VIM锭料通过电渣重熔（ESR）或通过真空电弧重熔（VAR）进行重熔。对于大多数关键应用，可以使用由VIM、随后ESR和随后VAR组成的三重熔炼法（triple-melt process）。或者，可以使用由VIM、随后多重VAR熔炼组成或如本领域技术人员已知的以适当顺序的ESR和VAR熔炼的任何组合组成的熔炼过程。
该合金可铸造为锭料，将其热加工以提供近净形产品形式，如坯料（billet）或棒材（bar）。尽管本发明的合金可以热加工或冷加工，但冷加工增强该合金的机械强度。在热加工之前，优选通过将锭料在约2000℉至约2400℉的温度下加热为均衡锭料的温度所选的时间而使合金锭料均质化。
热加工优选从均质化温度进行到约1900℉（1038℃）的最终温度。如果需要进一步减小横截面面积，可在进一步热加工之前将合金再加热到约1900℉-2400℉（1038℃-1315℃）。热加工可通过如压力锻造和旋转锻造之类的技术进行。
将本发明的沉淀硬化型合金固溶退火，然后时效硬化以形成所需强度。固溶退火温度应该足够高以使足够的钛和钼溶解，以在时效热处理的过程中产生所需硬化响应。但是，如果固溶退火温度太高，其将通过促进过度晶粒生长而损害合金的断裂韧性。通常，本发明的合金在约1700℉-1900℉（927℃-1038℃）下固溶退火1小时，然后淬火。淬火可用任何已知的介质进行，包括但不限于水、油或惰性气体。优选地，选择淬火介质以提供约60℃/秒（℃/s），又更好地约80℃/s，且更优选约100℃/s的淬火速率。
优选地，在淬火后对这种合金进行深冷处理以进一步形成该合金的高强度。深冷处理将合金冷却到足够低于马氏体结束温度（Mf）的温度以确保马氏体转变的完成。通常，深冷处理包括将合金冷却到约-100℉（-73℃）以下约1小时。但是，对深冷处理的需要将至少部分地受合金的马氏体结束温度的影响。如果马氏体结束温度足够高，进行向马氏体结构的转变将不需要深冷处理。此外，对深冷处理的需要也可取决于所制造的零件的横截面尺寸。随着零件的横截面尺寸增加，合金中的偏析变得更加显著且深冷处理的使用变得更加有益。此外，对于大零件，可能需要增加冷却零件的时间长度以完成向马氏体的转变。例如，已经发现，在具有大横截面面积（即0.7in2或更大）的零件中，为了形成高强度，优选持续约8至16小时的深冷处理，这是这种合金的特征。
本发明的合金根据用于已知的沉淀硬化型不锈钢合金的技术进行时效硬化，该技术是本领域技术人员已知的。例如，该合金可在约900℉（482℃）至约1150℉（621℃）之间的温度下时效处理约4至约24小时。在时效处理之后，该材料在用于产生约60℃/s，或优选约80℃/s，或更优选约100℃/s的冷却速率所选的介质中冷却。可以采用更慢的冷却速率，但不能保证机械性质。根据本发明的合金在固溶退火和时效硬化条件下能够提供至少约280ksi的极限抗拉强度和至少约60 ksi的断裂韧性。该合金的进一步特征在于具有如通过盐雾试验（ASTMB117）测定的良好的耐均匀腐蚀性。
本发明的合金可成型为用于广泛用途的各种产品形状，并适合于使用常规做法形成坯料、棒材、杆材、线材或板材。在固溶退火条件下，这种合金是可加工的并且充分延展足以加工成小规格片材和带材。此外，冷加工成片材和带材并随后时效处理将致使增强的机械强度，但以一定的韧性和延性性质为代价。此外，该合金可通过粉末冶金技术生产。由根据本发明的合金制成的金属粉末可如本领域技术人员已知的加工成接近最终产品的复合半成品状态。在这方面，金属粉末可通过粉末冶金或增材制造技术加工或制造成半成品部件。
本发明的合金可用于范围广泛的需要具有耐腐蚀性、高强度和良好韧性的良好组合的合金的实际应用。特别地，本发明的合金可用于生产飞机的结构构件，包括但不限于起落架组件、襟翼导轨和紧固件。该合金也非常适用于医疗和牙科应用，如牙科工具、医用刮刀和切割器以及缝合针。该合金也适用于消费运动应用，如高尔夫球杆头。
操作实施例
为了证明根据本发明的合金提供的高强度和断裂韧性的新颖组合，真空感应熔炼（VIM）体现本发明的合金的实施例1-13。实施例1-13的组成以重量%显示在下表1中。
各个实施例的余量是铁和常见杂质。对于实施例1-13，杂质包括小于0.01%锰、高达(max.) 0.01%硅、小于0.005%磷、小于0.001%硫、0.002-0.004%碳、小于0.01%氮和小于0.01%铌。
实施例A-W对应于已颁发的美国专利和已公开的美国专利申请中描述的实施例。与各种参考文献中的实施例A-W对应的合金指定在下表2中。
表2
将实施例1-13的熔炼料（heats）铸造成4英寸（10.2 cm）锥形锭料。将锭料在2300℉（1260℃）下均质化24小时。然后将锭料在2000℉（1093℃）下加热足以均衡温度的时间，然后压锻成2¼英寸（5.7 cm）的方棒料。将锻后（as-forged）棒料切割，然后再加热至2000℉（1093℃）。然后将方棒料压锻成1¼英寸（3.175 cm）方棒料，切割，然后再加热以在2000℉（1093℃）下均衡温度。然后将棒料单端压锻成11/16英寸（17.5 mm）方棒料，然后在空气中冷却至室温。棒料然后通过在1250℉（677℃）下加热4小时、接着在空气中冷却至室温而消除应力。
在过时效热处理后，由棒料粗加工成的纵向试样用于光滑拉伸、夏比（Charpy）V型缺口冲击（CVN）和四点弯曲断裂韧性测试。实施例1-13的试样在1750-1900℉（927-1030℃）的温度下固溶退火1小时，然后在油中淬火至室温。在固溶退火后，将试样在-100℉（-73℃）下深冷至少8小时，然后升温至室温。然后将试样精磨至它们各自的尺寸，在925℉（496℃）下加热12小时，然后在测试前水淬至室温。
如表2中指定的相应专利和已公开的专利申请中所述，制备、热处理和测试实施例A-W。
机械测试的结果呈现在下表3中，包括0.2%条件屈服强度（Y.S.）和以ksi为单位的极限抗拉强度、伸长率百分比（%El.）、面积减小百分比（%RA）、以ft-lbs为单位的夏比V型缺口冲击能（CVN）和以ksi√in为单位的断裂韧性（KQ/KIc）。在表3中还显示各个实施例的以√in为单位的断裂韧性/极限抗拉强度比（比率）。
在固溶处理和时效硬化条件下对来自实施例1-13的双份样品进行盐雾腐蚀试验。所有样品在925℉（496℃）下时效处理12小时，然后在测试前水淬至室温。根据ASTM B117使用5% NaCl浓度、自然pH、在95℉下对样品测试下表4中所示的持续时间。在暴露于盐水喷雾之前，样品用SiC砂纸进行表面研磨，对于实施例1-3用1200细度，且对于实施例4-13用120细度。盐雾试验的结果显示在下表4中，包括固溶热处理参数、表面磨光细度（surfacefinish grit）、试验持续时间和基于试样的目视检查的评级。评级等级如下：1 =无锈、2 = 1至3个锈斑、3 = 高达5%的表面锈蚀、4 = 5-10%的表面锈蚀、5 = 10-20%的表面锈蚀和6 = 20-24%的表面锈蚀。
上述实施例1提供抗拉强度、断裂韧性和耐腐蚀性的最佳组合。因此，真空感应熔炼（VIM）具有与实施例1基本相同化学成分的400-lb.（181.4 kg）熔炼料并铸造为6英寸（15.2 cm）VAR电极。熔炼料的重量%组成作为实施例14以重量%显示在下表5中。
该组合物的余量是铁和未分析的其它杂质。
将电极锭料真空电弧重熔（VAR）成8英寸（20.3 cm）锭料。VAR锭料在2300℉（1260℃）下均质化36小时，然后在2000℉（1093℃）下均衡。将8英寸（20.3 cm）锭料从2000℉（1093℃）压锻成6英寸（15.2 cm）方坯料。将坯料再加热至2000℉（1093℃）、均衡至温度，然后压锻成3.75英寸（9.5 cm）方棒料。将3.75英寸（9.5 cm）棒料的长度进一步减小到1.5英寸× 2.75英寸（3.8 cm × 6.9 cm）板坯（slab）。
由3.75英寸（9.5 cm）方棒料材料（实施例14A和14B）和由1.5英寸× 2.75英寸（3.8 cm × 6.9 cm）板坯（实施例14C和14D）制备标准纵向光滑拉伸试样和标准纵向夏比V型缺口冲击（CVN）试样。由该棒料材料和板坯材料根据ASTM标准试验程序E399制备标准纵向1英寸（2.54 cm）断裂韧性试块。实施例14A、14B、14C和14D的抗拉、CVN和断裂韧性试样如下表6中所述进行固溶退化。试样通过在925℉（496℃）下加热12小时然后水淬来进行时效硬化。
实施例14A、14B、14C和14D的室温机械测试的结果呈现在下表6中，包括0.2%条件屈服强度（Y.S.）和以ksi为单位的极限抗拉强度、伸长率百分比（%El.）、面积减小百分比（%RA）、以ft-lbs为单位的夏比V型缺口冲击能（CVN）和以ksi√in为单位的断裂韧性（KIc）。在表6中还显示各个实施例的以√in为单位的断裂韧性/极限抗拉强度比（比率）。
申请人要求保护的合金所提供的显著优点显示在图1和2中。图1显示所要求保护的合金的实施例14A-14D（▲）所提供的和US 2016/0289805中描述的实施例合金（○）所提供的断裂韧性随极限抗拉强度变化的曲线图。图2显示所要求保护的合金的实施例14A-14D（▲）、对比例U、V和W（×）、对比例K和N（◊）、对比例A-H（○）和对比例Q和R（─）所提供的断裂韧性随极限抗拉强度变化的曲线图。
对由来自3.75英寸方棒料的0.25英寸（6.35 mm）厚的切片制备的双份试片样品进行根据ASTM B117的盐雾腐蚀试验。将盐雾试片表面研磨并在35℃下暴露于5%盐水（NaCl）雾。在200小时暴露之后，在任何试片样品上都没有观察到生锈。
本说明书中使用的术语和表述是作为描述性而非限制性术语使用。在这样的术语和表述的使用中无意排除所显示和描述的特征或其部分的任何等同物。要认识到，在本文描述和要求保护的发明内可以作出各种修改。

Claims (34)

1.一种马氏体沉淀硬化型不锈钢合金，其具有断裂韧性、强度和耐腐蚀性质的组合，其由按重量%计的以下成分组成：
Ni 10.5至12.5
Co 1.0至6.0
Mo 1.0至4.0
Ti 1.5至2.0
Cr 8.5至11.5
Al 至多0.2
Mn 至多1.0
Si 至多0.75
B 至多0.01
Nb 至多0.10
其中所述合金任选地含有0.001-0.025%的选自Ce、La、Y、Ca、Mg及其组合的元素；
并且所述合金的余量是铁和常见杂质，其中常见杂质包括不多于0.03%碳、不多于0.03%氮、不多于0.04%磷和不多于0.020%硫。
2.根据权利要求1所述的合金，其含有至少0.15%铝。
3.根据权利要求1所述的合金，其含有至少11.0%镍。
4.根据权利要求1所述的合金，其含有至少1.5%钴。
5.根据权利要求4所述的合金，其含有不多于5.5%钴。
6.根据权利要求1所述的合金，其含有至少2.0%钼。
7.根据权利要求6所述的合金，其含有不多于3.0%钼。
8.根据权利要求1所述的合金，其含有至少1.55%钛。
9.根据权利要求8所述的合金，其含有不多于1.8%钛。
10.根据权利要求1所述的合金，其含有至少8.75%铬。
11.根据权利要求10所述的合金，其含有不多于10.5%铬。
12.根据权利要求1所述的合金，其含有：
Ni 11.0至12.2
Co 1.5至5.5
Mo 2.0至3.0
Ti 1.55至1.8
Cr 8.75至10.5
Al 至多0.2
Mn 至多0.25
Si 至多0.25
B 0.001-0.005
并且所述合金的余量是铁和常见杂质，其中常见杂质包括不多于0.02%碳、不多于0.015%氮、不多于0.015%磷和不多于0.01%硫。
13.根据权利要求12所述的合金，其含有至少0.15%铝。
14.根据权利要求12所述的合金，其含有至少11.4%镍。
15.根据权利要求12所述的合金，其含有至少2.0%钴。
16.根据权利要求15所述的合金，其含有不多于5.0%钴。
17.根据权利要求12所述的合金，其含有至少2.25%钼。
18.根据权利要求17所述的合金，其含有不多于2.75%钼。
19.根据权利要求12所述的合金，其含有至少1.60%钛。
20.根据权利要求19所述的合金，其含有不多于1.75%钛。
21.根据权利要求12所述的合金，其含有至少9.0%铬。
22.根据权利要求21所述的合金，其含有不多于10.0%铬。
23.根据权利要求1所述的合金，其含有：
Ni 11.4至12.0
Co 2.0至5.0
Mo 2.25至2.75
Ti 1.60至1.75
Cr 9.0至10.0
Al 至多0.2
Mn 至多0.10
Si 至多0.10
B 0.0015-0.0035
并且所述合金的余量是铁和常见杂质，其中常见杂质包括不多于0.015%碳、不多于0.010%氮、不多于0.01%磷和不多于0.005%硫。
24.根据权利要求23所述的合金，其含有至少0.15%铝。
25.一种制造由根据前述权利要求中任一项所述的马氏体沉淀硬化型不锈钢合金制成的金属部件的方法，所述方法包括以下步骤：
通过熔炼和铸造所述合金，提供具有根据前述权利要求中任一项所述的马氏体沉淀硬化型不锈钢合金的组成的锭料；
将所述锭料在1093℃至1315℃的温度下加热足以均质化所述锭料的时间；
对均质化锭料进行热加工以提供近净形部件；
通过将所述部件在927℃至1038℃的温度下加热1小时而将所述近净形部件退火；
在提供60℃/s至100℃/s的淬火速率的淬火介质中将退火部件从退火温度淬火；然后
通过在482℃至621℃的温度下加热4-24小时而时效硬化淬火部件。
26.根据权利要求25所述的方法，该方法进一步包括将淬火部件深冷处理到低于-73℃的温度以确保合金基体的全马氏体转变，其中所述深冷处理在所述淬火步骤之后和在所述时效硬化步骤之前进行。
27.根据权利要求26所述的方法，其中深冷步骤进行8-16小时。
28.由根据权利要求1-24中任一项所述的合金制成的制品，其中所述制品的特征在于至少1930 MPa的抗拉强度、至少66 MPa的平面应变断裂韧性和以根据ASTM标准试验程序B117测试时1或2的评级为特征的耐均匀腐蚀性。
29.根据权利要求28所述的制品，其中所述制品是用于飞机的结构构件。
30.根据权利要求29所述的制品，其中所述结构构件选自起落架、起落架组件、襟翼导轨和紧固件。
31.根据权利要求28所述的制品，其中所述制品是医疗和牙科设备。
32.根据权利要求31所述的制品，其中所述医疗或牙科设备选自牙科工具、医用刮刀和切割器以及缝合针。
33.根据权利要求28所述的制品，其中所述制品包括体育器材。
34.根据权利要求33所述的制品，其中所述体育器材包括高尔夫球杆头。
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