淬火和回火耐腐蚀钢合金的制作方法
淬火和回火耐腐蚀钢合金的制作方法
【专利说明】淬火和回火耐腐蚀钢合金
[0001] 发明背景。 发明领域
[0002] 本发明一般性涉及钢合金，此类钢合金提供非常高的强度与在淬火和回火条件下 具有良好的韧性的组合，具体地，本发明涉及还提供良好的耐腐蚀性的这样的钢合金。
[0003] 相关技术的描述 飞机起落装置为高度受压并且在使用中经历不利的环境条件的决定性组件。钢合金 (例如AISI 4340和300M合金）长期以来已用于制备用于飞机的起落装置，因为那些合金 可淬火和回火以提供非常高的强度（极限拉伸强度为至少280 ksi)与为至少50 ksi/in 的断裂韧性（Krc)的组合。然而，那些合金均不能提供有效的耐腐蚀性。因此，需要将起落 装置组件镀耐腐蚀金属，例如镉。镉为高度有毒的致癌材料，并且其使用在制造和维修飞机 起落装置和由这些合金制备的其它组件中已呈现显著的环境风险。
[0004] 开发了以注册商标FERRIUM S53销售的已知的合金，以提供与4340和300M合金 提供的类似的强度和韧性的组合并且还提供耐腐蚀性。设计FERRIUM S53合金，以克服与 使用镉电镀相关的问题，以在由4340合金或300M合金制备的飞机起落装置中提供足够的 耐腐蚀性。然而，FERRIUM S53合金包括钴的显著添加，钴稀有，因此为昂贵的元素。为了 避免使用FERRIUM S53用于起落装置应用的高得多的成本，已试图开发提供归因于FERRIUM S53合金的强度、韧性和耐腐蚀性的淬火和回火钢合金，但是未添加昂贵的钴。
[0005] 在美国专利号8, 071，017和美国专利号8, 361，247中描述了不含钴的马氏体钢合 金，可将其淬火和回火，以提供与FERRIUM S53合金可比的强度和韧性，并且还提供耐腐蚀 性。然而，已发现由那些钢提供的耐腐蚀性有些地方不能令人满意。增强的耐腐蚀性对于 飞机起落装置尤其重要，因为它们暴露于许多不同类型的腐蚀性环境，其中的一些在引起 钢腐蚀方面比其它的更具侵蚀性。因此，需要这样的钢合金，其提供起落装置应用所需的非 常高的强度和韧性，比起已知的耐腐蚀淬火和回火钢，提供更好的耐腐蚀性，并且相对于含 有显著量的钴的钢，可价格优惠地生产。
[0006] 发明概述 根据本发明，通过淬火-和-回火合金，很大程度上解决了用于制备起落装置的已知的 钢的缺点。根据本发明的一方面，提供了一种具有以下宽的和优选的重量百分数组成的高 强度、高韧性、耐腐蚀钢合金。
[0007]合金的余量为铁和在预期用于类似的应用或服务的类似级别的淬火和回火钢中 发现的通常杂质，包括不多于0. 01%磷、不多于0. 010%硫和不多于0. 10%氮。
[0008] 提供前述表格作为方便的汇总，并且不旨在限制用于彼此组合的单个元素的范围 的下限和上限值，或不旨在限制仅用于彼此组合的元素的范围。因此，一个或多个范围可与 其余元素的一个或多个其它范围一起使用。此外，宽范围的元素的最低或最大值可与优选 范围的相同元素的最低或最大值一起使用，反之亦然。此外，在整个本申请中，本发明的合 金可包含上述组成元素、基本上由或由上述组成元素组成。此处以及在整个本说明书中，除 非另外说明，否则术语"百分数"或符号"%"意味着重量百分数或质量百分数。
[0009] 根据本发明的另一方面，提供了一种经淬火和回火的钢制品，其由上述钢合金组 合物的任何一种制备。钢制品的特征为拉伸强度为至少280 ksi并且断裂韧性（Klc;)为至 少65 ksi/in。钢制品进一步的特征为通过盐喷雾试验（ASTM B117)测定，对一般性腐蚀具 有良好的抗性，和通过周期动电位极化方法（修改的ASTM G61)测定，对点腐蚀具有良好的 抗性。
[0010] 根据本发明再一个方面，提供了一种用于航空航天飞行器的结构组件，其中所述 组件由上述钢合金组合物中的任一种制备。优选，航空航天结构组件选自起落装置、可旋转 的轴、致动装置、襟翼导轨和前缘缝翼导轨中的一种或多种。
[0011] 发明详述 至少0. 2%并优选至少0. 35%碳存在于该合金中。碳与铁组合，以形成Fe-c马氏体结 构，其有益于由合金提供的高硬度和强度。碳还与钼、钒、钛、铌和/或钽形成碳化物，在回 火期间进一步增强合金。在本发明合金中形成的碳化物主要为MC-类型碳化物，但是还可 存在一些M2C、M 6C、M7C#P M 23C6碳化物。太多的碳不利地影响由该合金提供的韧性和延展 性。因此，碳局限于不多于0. 5%并且优选不多于0. 45%。
[0012]本发明的合金含有至少9%铬，以有益于合金的耐腐蚀性和可淬硬性。优选，合金 含有至少9. 5%铬。在合金中多于14. 5%铬不利地影响由合金提供的韧性和延展性。优选， 合金含有不多于12. 5%铬。
[0013]镍对于由本发明的合金提供的韧性和延展性是有益的。因此，合金含有至少3. 0% 镍并且优选至少3. 2%镍。为了限制合金的上部成本，镍的量局限于不多于5. 5%。优选合金 含有不多于4. 3%镍。
[0014]钼为形成M6C和M23C6碳化物的形成碳化物的元素，其对由该合金提供的耐回火性 是有益的。钼还有助于由合金提供的强度和断裂韧性。此外，钼有助于由合金提供的耐点腐 蚀性。当合金含有至少1%钼并且优选至少1.25%钼时，实现由钼提供的益处。与镍一样， 相对加入较大量的钼的提高的成本，钼不能提供提高的性质优点。出于该原因，合金含有不 多于2%钼并且优选不多于1. 75%钼。
[0015]本发明的合金含有阳性添加的钴，以有益于由合金提供的强度和韧性。采用与钼 类似的方式，钴还有益于合金的耐回火性。出乎意料地，钴看起来对由合金提供的耐腐蚀性 有益。出于这些原因，合金含有至少1%钴并且优选至少2%钴。钴稀有，因此为非常昂贵的 元素。因此，在该合金中为了得到钴的益处并且相对于含有6%或更多钴的其它高强度钢合 金仍保持成本优势，该合金含有不多于4%钴。优选，合金含有不多于3%钴。
[0016]钒和钛与一些碳组合以形成MC-类型碳化物，其限制粒度，进而有益于由本发明 的合金提供的强度和韧性。在该合金中由钒和钛形成的MC-类型碳化物也有益于合金的 耐回火性和二次硬化。因此，合金含有至少0.1%钒和至少0.01%钛。优选，合金含有至少 0. 3%钒。太多的钒和/或钛不利地影响合金的强度，因为在合金中形成较大量的碳化物耗 尽来自马氏体基质材料的碳。因此，在该合金中，钒优选局限于不多于〇. 6%，并且钛优选局 限于不多于0.2%。当通过粉末冶金术生产合金时，可能不需要钛。因此，当以粉末形式生产 合金时，预期不会有意地包括钛。
[0017] 至少0. 1%锰可存在于该合金中，主要用于使合金脱氧。认为锰还可有益于由合金 提供的高强度。如果存在太多的锰，则在淬火后可保持不期望量的保留的奥氏体，使得不利 地影响由合金提供的高强度。因此，合金含有不多于1. 0%并且优选不多于0. 7%锰。
[0018] 硅有益于该合金的可淬硬性和耐回火性。因此，合金优选含有至少0. 1%硅。太多 的硅不利地影响合金的硬度、强度和延展性。为了避免这样的不利的影响，在该合金中，硅 局限于不多于1. 2%并且优选不多于1. 0%。
[0019] 铜可存在于该合金中，因为其有助于合金的可淬硬性、韧性和延展性。铜也可有益 于合金的机械加工性和耐腐蚀性。合金优选含有至少0.1%并且还更好至少0.3%铜。本发 明人已发现铜和镍应在该合金中平衡，特别是当合金含有非常低或不含阳性添加铜时。因 此，当合金含有小于〇. 1%铜，例如，不多于〇. 01%铜时，应存在至少3. 75%并且优选不多于 4. 0%镍，以确保提供强度、韧性和延展性的期望的组合。太多的铜可导致在合金基质中不期 望量的游离铜沉淀并且不利地影响合金的断裂韧性。因此，当在合金中存在铜时，铜局限于 不多于1. 0%并且优选不多于0. 7%。
[0020] 钨为形成碳化物的元素，与钼一样，当存在时，其有助于该合金的硬度和强度。少 量的钨（最多0.2%)可存在于该合金中以代替一些钼。然而，钨看起来不有益于合金的耐 腐蚀性。因此，合金优选含有不多于0.1%钨。
[0021] 铌和钽为形成碳化物的元素，其与碳组合以形成M4C 3碳化物，有益于合金的耐回 火性和可淬硬性。因此，合金可含有铌和/或钽，条件是铌和钽的组合量（Nb+Ta)不多于 〇. 5%。然而，为了避免形成过量的碳化物，合金优选含有不多于0. 01%的铌和/或钽。
[0022] 在熔融期间，来自脱氧添加剂的最多0.25%铝可存在于合金中。优选，合金含有不 多于0. 01%铝。
[0023] 在 熔融初级熔融期间，作为混合稀土金属添加的结果，最多0. 01%的铈和/或镧可 存在于该合金中。通过与合金中的硫和或氧组合，混合稀土金属添加有益于合金的韧性，从 而限制可能存在的硫化物-和硫氧化物-包含物的尺寸和形状。优选，由于这样的添加，合 金含有不多于〇. 006%铈和不多于0. 005%镧。
[0024] 合金的余量为铁和在预期用于类似的目的或服务的已知的级别的钢中发现的通 常的杂质。关于这一点，在该合金中，磷局限于不多于0.01%并且优选不多于0.005%。在 该合金中，硫局限于不多于〇. 001%，并且优选不多于〇. 0005%。当合金通过粉末冶金术制备 时，其可含有最多达0.010%硫。在该合金中，氮优选保持尽可能低。优选氮局限于不多于 0. 05%并且还更好不多于0. 03%。当合金通过氮雾化采用粉末形式生产时，氮不可避免地存 在于合金粉末中。因此，在合金的氮-雾化的粉末形式中，预期合金含有最多〇. 10%氮。
[0025] 本发明的合金优选通过真空感应熔融（VM)来制备并且通过真空电弧再熔融 (VAR)来精炼。对于一些应用，在VM之后，合金可通过电炉渣再熔融（ESR)来精炼。对于 较少-决定性的应用，可将合金电弧熔融并通过VAR精炼。此外，该合金可通过粉末冶金术 技术来生产。
[0026] 对于合金的铸造/锻制件形式，在从模具除去后，VAR或ESR锭优选给予均化热处 理。均化优选通过将锭在2200° F-2375° F下加热9-18小时而进行，取决于锭的尺寸。随 后将锭热加工成为具有较小横截面积的钢坯。将钢坯进一步热加工，例如通过锻造或滚动， 以提供具有期望的横截面尺寸和形状的中间体产物，例如，圆或正方形棒。通过在足以溶解 在凝固期间可能已沉淀的富含Cr的碳化物的温度和时间条件下加热合金，优选使中间体 产物形式标准化。优选，通过在1925-2050° F下加热2-8小时，使中间体产物标准化。通 过在1100-1250° F下将合金进一步加热2-12小时，随后将合金退火。该低退火温度有助 于保持已溶解的碳化铬在溶液中。合金优选在退火条件下形成为最终的或接近最终的产物 形式。通过在1950-2050° F、优选2000° F温度下将合金加热足以使合金完全奥氏体化和 溶解大多数（优选所有的）其余碳化铬的时间，使由合金制备的最终的产物形式硬化，使得 存在于合金基质中的铬的量可能最大化。随后优选合金从奥氏体化温度油淬火。为了确保 基本上完全转化为马氏体结构和使保留的奥氏体的存在最小化，优选将合金在-100° F下 深冷至少1小时，随后在空气中温热。通过在350-550° F、优选400° F下加热1-6小时， 随后使合金回火至最终的硬度，随后冷却至室温。选择回火温度使得韧性最大化，同时使在 合金中碳化铬的再沉淀最小化。
[0027] 在淬火和回火条件下，合金包含如上讨论的碳化物在Fe-C马氏体基质中的分散 体。存在于合金和由其制备的制品中的碳化物的较大横截面尺寸主要（如果不是全部）大 于10 nm。优选，控制热处理参数，使得碳化物尺寸在较大横截面尺寸方面不大于15 ym。
[0028] 由上述合金制备并且根据前述加工步骤加工的钢制品提供性质的组合，使其特别 可用于飞机起落装置和其它航空或航空航天结构组件，包括但不限于襟翼导轨、前缘缝翼 导轨、旋转轴和致动装置以及其中目前使用非耐腐蚀钢300M和4340的其它应用。
[0029] 特别是，当使用满足ASTM标准测试程序E1290的要求的测试机器测试时，由如上 所述硬化和回火的合金制备的钢制品提供至少280 ksi、优选至少285 ksi的拉伸强度以及 至少65 ksi/in的断裂韧性（KIe)。当根据ASTM标准测试程序E23测试时，本发明的钢制 品的特征还有Charpy V-缺口冲击能量为至少20 ft-lbs。此外，本发明的钢制品的特征 为耐一般腐蚀性，使得当根据ASTM标准测试程序B 117测试时制品不生锈，和特征为足够 的耐点腐蚀性，使得当根据修改的ASTM标准测试程序G61测试时，制品的点蚀电位为至少 90 mV。通过使用圆棒而不是平面样品，修改ASTM G61测试程序。使用圆棒样品暴露末端 晶粒，并且可认为是比标准G61程序更严格的测试。
[0030] 工作实施例 为了证明由本发明的合金提供的强度、延展性、韧性和耐腐蚀性的新的组合，进行对比 测试程序。通过VM和VAR生产具有在表1A中描述的重量百分数组成的五个400镑熔炼 物（heats)和具有在以下表1B中描述的重量百分数组成的五个另外的400镑熔炼物。由 VIM电极锭得到在表1A和IB中描述的化学性质。在表1A中报道的熔炼物称为标称铜熔炼 物，而在表1B中报道的熔炼物称为低-铜熔炼物。
[0031]表1A 表1B
每一个熔炼物的余量为铁和通常的杂质。
熔炼物1-4代表本发明的合金。熔炼物A-F 为对比熔炼物。特别是，熔炼物A在美国专利8, 361，247中描述的合金的范围内。
[0032] 将VM熔炼物熔融并且作为6-英寸圆电极铸造用于再熔融。通过VAR将6-英寸 圆电极再熔融为8-英寸圆锭。从模具剥离后，将VAR锭在空气中冷却，在1150° F下消除 应力达3小时，随后从消除应力温度空气冷却。随后将锭装入在1200° F下运行的炉中。 炉温斜线上升至最多1600° F并且保持足以使锭的温度均等的时间。随后炉温斜线上升至 最多2300° F，并且在2300° F下将锭加热16小时。将炉温降至2200° F，将锭在该温度 下保持1小时。所有锭从2200° F的起始温度两端锻造为5. 75-英寸正方形钢坯，具有在 2200° F下单次再加热。随后将钢坯再加热至2200° F，两端锻造为4. 25-英寸正方形钢 坯，再次具有单次再加热。将钢坯在热箱中冷却过夜，空气冷却至室温，随后在1150° FT 过老化/退火3小时，空气冷却。
[0033] 如下制备用于标称铜熔炼物的测试样品。从每一个钢坯的一端进行3-英寸厚切 害J，随后从每一个钢坯切割24-英寸长的块。将24-英寸长的块装入在1200° F下运行的炉 中。炉温斜线上升至最多1600° F并且在该温度下保持，使得块的温度均等。炉温随后斜 线上升至最多2200° F并且在该温度下保持1小时。将钢坯块两端锻造为3-英寸正方形 棒，具有一次在2200° F下再加热。将3-英寸正方形棒热切割成四块，每一块约6英寸长， 其余部分在热箱中冷却。将3-英寸正方形棒块在2200° F下再加热，两端锻造为1-3/8〃 正方形，具有一次再加热，随后热切割为两块。将1-3/8〃正方形棒在2200° F下再加热，随 后一端锻造为英寸正方形棒，没有再加热。将棒在热箱中冷却过夜，随后空气冷却至室 温。通过在1950° F下将它们加热4小时，随后在空气中冷却，使％-英寸棒标准化。随后 将棒在1150° F下过老化退火6小时，并且在空气中冷却。
[0034] 从每一个熔炼物的3A-英寸正方形棒，将纵向光滑和有缺口的拉伸样品（K t=3)、纵 向Charpy V-缺口（CVN)样品和纵向上升步幅载荷（rising step load)(RSL)断裂韧性 样品粗加工。将粗加工的样品在800° F下在空气中预热15分钟。随后将来自熔炼物1、 2、B和C的样品在2000° F下奥氏体化1小时并且油淬火，在-100° F下冷冻1小时，在 空气中温热，在400° F下回火3小时，随后在空气中冷却。将得自对比实施例A的样品在 1975° F下奥氏体化1小时，油淬火2%分钟，随后空气冷却。随后将样品在-100° F下冷 冻1小时，在空气中温热，在350° F下回火3小时，随后在空气中冷却。在热处理之后，将 所有样品精加工。
[0035] 将来自标称铜熔炼物的样品粗加工用于腐蚀测试。将点蚀电位样品、盐喷雾圆锥 体样品和RSL应力腐蚀裂化（SCC)样品在800° F下在空气中预热15分钟，在1975° F (对 于熔炼物A为2000° F)下奥氏体化1小时，油淬火，在-100° F下冷冻1小时，空气温热， 并且在350° F下回火3小时，空气冷却。在热处理之后，将所有样品精加工至最终尺寸。
[0036] 如下制备用于低-铜熔炼物的测试样品。从钢坯的一端进行3-英寸整齐的切割， 随后从每一个钢坯切割8-英寸长的两块。将8-英寸长的块装入1200° F的炉中，斜线上 升至最多1600° F，均等，斜线上升至最多2200° F，在该温度下保持1小时。将钢坯两端 锻造为3-英寸正方形棒，具有一次在2200° F下再加热。将3-英寸正方形棒各自热切割 为2块。将3-英寸正方形块在2200° F下再加热，两端锻造为1-3/8英寸正方形棒，具有 一次再加热，随后热切割为2块。将 1-3/8英寸正方形棒在2100° F下再加热，随后一端锻 造为0.725英寸正方形，没有再加热。将棒在热箱中冷却过夜，随后第二天空气冷却。随后 将棒在1950° F标准化4小时，空气冷却，在1150° F下过老化退火6小时，空气冷却。
[0037] 从每一个熔炼物的0. 725英寸正方形棒，将纵向光滑拉伸样品、纵向有缺口的拉 伸样品（Kt=3)、纵向CVN样品、纵向RSL断裂韧性样品、周期极化（点蚀电位）样品、盐喷雾 圆锥体和纵向RSL SCC样品粗加工。将来自熔炼物3、4和D的粗加工的样品在800° F下 在空气中预热15分钟，在2000° F下奥氏体化1小时，油淬火，在-100° F下冷冻1小时， 空气温热，在400° F下回火3小时，空气冷却。来自熔炼物E和F的样品采用类似的方式 处理，例外的是使用1975° F奥氏体化温度。在热处理之后，将样品精加工。
[0038] 对标称铜熔炼物的样品的室温拉伸测试的结果在以下表1IA中显示，包括0.2%补 偿屈服强度（Y. S.)和极限拉伸强度（U. T. S)(以ksi计）、伸长百分率（%EL)、面积降低百 分率（%R. A.)和缺口拉伸强度（N. T. S.)(以ksi计）。报道单个和平均值。对于低铜熔炼 物的相应的结果在以下表1IB中显示 表1IA (1)每个熔炼物仅测试三个样品。
[0039]表1IB
(1)因为样品破坏在计量器部分之外，测试无效。
[0040] (2)每个熔炼物仅测试三个样品。
[0041] 室温硬度和韧性测试的结果（单个和平均值）在以下表1IIA和IIIB中描述，包 括Rockwell C-规格硬度（HRC)和Charpy V-缺口冲击能量（CVN)，以英尺-镑（ft. -lbs) 计。
[0042]表1IIA
在表1V中，室温断裂韧性测试的结果（Kk)(单个和平均值）以ksi/in呈现。
[0043]表1VA
在室温下，在3.5% NaCl溶液（中性pH)中测试干净的未经钝化的周期极化样品，以根 据上述修改的ASTM G61程序测定点蚀电位。在来自所有熔炼物的双份抛光的圆锥体样品 上进行盐喷雾腐蚀测试。根据ASTM B117测试样品，使用5% NaCl浓度，中性pH，在95° F 下，200小时测试持续时间。在测试前，所有盐喷雾圆锥体使用20%硝酸+3 oz. /加仑重铬 酸钠在120-140° F温度下钝化30分钟。对于所有样品，记录第一次生锈的时间以及在完 成测试持续时间之后最终的评级。
[0044] 点蚀电位试验的结果在以下表VA和VB中描述，包括点蚀电位，以毫伏（mV)计，由 通过测试设备绘制的曲线的弯曲处测量。
[0045]表 VA 表VB 盐喷雾试验的结果在以下表VIA和VIB中显示，包括在样品表面上第一次出现生锈的 时间，并且基于对测试样品的比较进行评级。（1=不生锈，2=1-3个锈斑，3=〈5%的表面生锈， 4=5-10%的表面生锈，5=10-20%的表面生锈。） 表VIA
根据ASTM标准测试程序F1624进行RSL应力腐蚀裂化测试。在室温下，在3. 5% NaCl 溶液（中性pH)中测试来自所有熔炼物的样品。每一个熔炼物的第一次测试使用1小时步 幅运行，第二次使用2小时步幅运行。来自熔炼物3、4、E和F的每一个的其它样品使用4 小时步幅运彳丁。应力腐蚀裂化测试的结果在以下表VIIA和VIIB中显不，包括应力腐蚀裂 化抗性（K ISCC)，以ksi/in计。
[0046]表 VIIA
|.......................................................................................I.................................................................................... ........................................................................................................................................................................ 在前述表中呈现的数据显示，熔炼物1、2、3和4提供强度、延展性、韧性和耐腐蚀性的 良好的组合。数据还显示，虽然对比熔炼物A-D总的来说提供可接受的强度，但是关于其它 重要的性质，它们有些地方不能令人满意。更具体地，熔炼物A具有比熔炼物1和2差的拉 伸延展性、断裂韧性和耐点腐蚀性和耐一般腐蚀性。与熔炼物1和2相比，熔炼物B具有小 于期望的耐点腐蚀性和应力腐蚀裂化抗性。熔炼物C具有与熔炼物1和2可比的拉伸强度、 缺口拉伸强度和耐一般腐蚀性和耐点腐蚀性。然而，熔炼物C的拉伸延展性、冲击韧性、断 裂韧性和应力腐蚀裂化抗性比熔炼物1和2的差。熔炼物D具有相对于熔炼物3和4差的 若干性质，包括拉伸延展性、断裂韧性和点蚀抗性。相对于熔炼物2和3,熔炼物E和F具有 小于可接受的拉伸强度。那些熔炼物提供的屈服强度可能使得那些合金不适用于该合金的 初级应用，即，用于飞机的结构组件。
[0047]在本说明书中使用的术语和表述用作描述的目的而不是限制。不意图使用这样的 术语和表述来排除显示和描述的特征或其各部分的任何等同物。应认识到，在本文描述和 要求保护的本发明内，各种修改是可能的。
【主权项】
1. 一种钢合金，所述合金以重量百分数计包含：并且，合金的余量为铁和通常的杂质，包括不多于0.01%磷、不多于0.001%硫和不多于 0· 10% 氮。2. 权利要求1的合金，所述合金含有最多0. 5%铌和/或钽。3. 权利要求2的合金，所述合金含有最多0. 01%铈和最多0. 01%镧。4. 权利要求1的合金，所述合金含有不多于0. 05%氮。5. 权利要求1-4中任一项的合金，所述合金含有9. 5-12. 5%铬、1. 25-1. 75%钼、2-3% 钴、3. 2-4. 3% 镍、至少 0· 3% 钒、0· 3-L 0% 钒、0· 01-0. 5% 钛和 0· 1-0. 7%。6. 权利要求1的合金，所述合金含有不多于0. 01%铜和至少3. 75%镍。7. 权利要求6的合金，所述合金含有不多于4. 0%镍。8. 前述权利要求中任一项的钢合金，所述合金以重量百分数计包含：并且，余量为铁和通常的杂质，包括不多于0. 005%磷、不多于0. 001%硫和不多于0. 03% 氮。9. 权利要求8的合金，所述合金含有不多于0. 7%铜。10. 权利要求9的合金，所述合金含有至少0. 3%铜。11. 一种用于航空航天飞行器的结构组件，其中所述组件由前述权利要求中任一项的 合金制备。12. 权利要求11的航空航天结构组件，其中所述组件选自起落装置、可旋转的轴、致 动装置、襟翼导轨和前缘缝翼导轨中的一种或多种。
【专利摘要】公开了一种具有以下组成的淬火和回火钢合金，以重量百分数计：C 0.2-0.5，Mn 0.1-1.0，Si 0.1-1.2，Cr 9-14.5，Ni 3.0-5.5，Mo 1-2，Cu 0-1.0，Co 1-4，W最大0.2，V 0.1-1.0，Ti最多0.5，Nb 0-0.5，Ta 0-0.5，Al 0-0.25，Ce 0-0.01，La 0-0.01。合金的余量为铁和在预期用于类似的应用或服务的类似级别的淬火和回火钢中发现的通常的杂质，包括不多于0.01%磷、不多于0.010%硫和不多于0.10%氮。还公开了由该合金制备的经淬火和回火的钢制品。所述钢制品的特征为拉伸强度为至少290 ksi并且断裂韧性(Klc)为至少65 ksi。所述钢制品进一步的特征为通过盐喷雾试验(ASTM B117)测定，对一般性腐蚀具有良好的抗性，和通过周期动电位极化方法(修改的ASTM G61)测定，对点腐蚀具有良好的抗性。
【IPC分类】C22C38/02, C22C38/52, C22C38/42, C22C38/50, C21D6/00, C22C38/44, C21D1/18, C22C38/04, C22C38/46
【公开号】CN104903472
【申请号】CN201380055842
【发明人】D.E.维尔特
【申请人】Crs 控股公司
【公开日】2015年9月9日
【申请日】2013年10月24日
【公告号】CA2885933A1, EP2912200A1, US20140140883, WO2014066570A1
【专利说明】淬火和回火耐腐蚀钢合金
[0001] 发明背景。 发明领域
[0002] 本发明一般性涉及钢合金，此类钢合金提供非常高的强度与在淬火和回火条件下 具有良好的韧性的组合，具体地，本发明涉及还提供良好的耐腐蚀性的这样的钢合金。
[0003] 相关技术的描述 飞机起落装置为高度受压并且在使用中经历不利的环境条件的决定性组件。钢合金 (例如AISI 4340和300M合金）长期以来已用于制备用于飞机的起落装置，因为那些合金 可淬火和回火以提供非常高的强度（极限拉伸强度为至少280 ksi)与为至少50 ksi/in 的断裂韧性（Krc)的组合。然而，那些合金均不能提供有效的耐腐蚀性。因此，需要将起落 装置组件镀耐腐蚀金属，例如镉。镉为高度有毒的致癌材料，并且其使用在制造和维修飞机 起落装置和由这些合金制备的其它组件中已呈现显著的环境风险。
[0004] 开发了以注册商标FERRIUM S53销售的已知的合金，以提供与4340和300M合金 提供的类似的强度和韧性的组合并且还提供耐腐蚀性。设计FERRIUM S53合金，以克服与 使用镉电镀相关的问题，以在由4340合金或300M合金制备的飞机起落装置中提供足够的 耐腐蚀性。然而，FERRIUM S53合金包括钴的显著添加，钴稀有，因此为昂贵的元素。为了 避免使用FERRIUM S53用于起落装置应用的高得多的成本，已试图开发提供归因于FERRIUM S53合金的强度、韧性和耐腐蚀性的淬火和回火钢合金，但是未添加昂贵的钴。
[0005] 在美国专利号8, 071，017和美国专利号8, 361，247中描述了不含钴的马氏体钢合 金，可将其淬火和回火，以提供与FERRIUM S53合金可比的强度和韧性，并且还提供耐腐蚀 性。然而，已发现由那些钢提供的耐腐蚀性有些地方不能令人满意。增强的耐腐蚀性对于 飞机起落装置尤其重要，因为它们暴露于许多不同类型的腐蚀性环境，其中的一些在引起 钢腐蚀方面比其它的更具侵蚀性。因此，需要这样的钢合金，其提供起落装置应用所需的非 常高的强度和韧性，比起已知的耐腐蚀淬火和回火钢，提供更好的耐腐蚀性，并且相对于含 有显著量的钴的钢，可价格优惠地生产。
[0006] 发明概述 根据本发明，通过淬火-和-回火合金，很大程度上解决了用于制备起落装置的已知的 钢的缺点。根据本发明的一方面，提供了一种具有以下宽的和优选的重量百分数组成的高 强度、高韧性、耐腐蚀钢合金。
[0007]合金的余量为铁和在预期用于类似的应用或服务的类似级别的淬火和回火钢中 发现的通常杂质，包括不多于0. 01%磷、不多于0. 010%硫和不多于0. 10%氮。
[0008] 提供前述表格作为方便的汇总，并且不旨在限制用于彼此组合的单个元素的范围 的下限和上限值，或不旨在限制仅用于彼此组合的元素的范围。因此，一个或多个范围可与 其余元素的一个或多个其它范围一起使用。此外，宽范围的元素的最低或最大值可与优选 范围的相同元素的最低或最大值一起使用，反之亦然。此外，在整个本申请中，本发明的合 金可包含上述组成元素、基本上由或由上述组成元素组成。此处以及在整个本说明书中，除 非另外说明，否则术语"百分数"或符号"%"意味着重量百分数或质量百分数。
[0009] 根据本发明的另一方面，提供了一种经淬火和回火的钢制品，其由上述钢合金组 合物的任何一种制备。钢制品的特征为拉伸强度为至少280 ksi并且断裂韧性（Klc;)为至 少65 ksi/in。钢制品进一步的特征为通过盐喷雾试验（ASTM B117)测定，对一般性腐蚀具 有良好的抗性，和通过周期动电位极化方法（修改的ASTM G61)测定，对点腐蚀具有良好的 抗性。
[0010] 根据本发明再一个方面，提供了一种用于航空航天飞行器的结构组件，其中所述 组件由上述钢合金组合物中的任一种制备。优选，航空航天结构组件选自起落装置、可旋转 的轴、致动装置、襟翼导轨和前缘缝翼导轨中的一种或多种。
[0011] 发明详述 至少0. 2%并优选至少0. 35%碳存在于该合金中。碳与铁组合，以形成Fe-c马氏体结 构，其有益于由合金提供的高硬度和强度。碳还与钼、钒、钛、铌和/或钽形成碳化物，在回 火期间进一步增强合金。在本发明合金中形成的碳化物主要为MC-类型碳化物，但是还可 存在一些M2C、M 6C、M7C#P M 23C6碳化物。太多的碳不利地影响由该合金提供的韧性和延展 性。因此，碳局限于不多于0. 5%并且优选不多于0. 45%。
[0012]本发明的合金含有至少9%铬，以有益于合金的耐腐蚀性和可淬硬性。优选，合金 含有至少9. 5%铬。在合金中多于14. 5%铬不利地影响由合金提供的韧性和延展性。优选， 合金含有不多于12. 5%铬。
[0013]镍对于由本发明的合金提供的韧性和延展性是有益的。因此，合金含有至少3. 0% 镍并且优选至少3. 2%镍。为了限制合金的上部成本，镍的量局限于不多于5. 5%。优选合金 含有不多于4. 3%镍。
[0014]钼为形成M6C和M23C6碳化物的形成碳化物的元素，其对由该合金提供的耐回火性 是有益的。钼还有助于由合金提供的强度和断裂韧性。此外，钼有助于由合金提供的耐点腐 蚀性。当合金含有至少1%钼并且优选至少1.25%钼时，实现由钼提供的益处。与镍一样， 相对加入较大量的钼的提高的成本，钼不能提供提高的性质优点。出于该原因，合金含有不 多于2%钼并且优选不多于1. 75%钼。
[0015]本发明的合金含有阳性添加的钴，以有益于由合金提供的强度和韧性。采用与钼 类似的方式，钴还有益于合金的耐回火性。出乎意料地，钴看起来对由合金提供的耐腐蚀性 有益。出于这些原因，合金含有至少1%钴并且优选至少2%钴。钴稀有，因此为非常昂贵的 元素。因此，在该合金中为了得到钴的益处并且相对于含有6%或更多钴的其它高强度钢合 金仍保持成本优势，该合金含有不多于4%钴。优选，合金含有不多于3%钴。
[0016]钒和钛与一些碳组合以形成MC-类型碳化物，其限制粒度，进而有益于由本发明 的合金提供的强度和韧性。在该合金中由钒和钛形成的MC-类型碳化物也有益于合金的 耐回火性和二次硬化。因此，合金含有至少0.1%钒和至少0.01%钛。优选，合金含有至少 0. 3%钒。太多的钒和/或钛不利地影响合金的强度，因为在合金中形成较大量的碳化物耗 尽来自马氏体基质材料的碳。因此，在该合金中，钒优选局限于不多于〇. 6%，并且钛优选局 限于不多于0.2%。当通过粉末冶金术生产合金时，可能不需要钛。因此，当以粉末形式生产 合金时，预期不会有意地包括钛。
[0017] 至少0. 1%锰可存在于该合金中，主要用于使合金脱氧。认为锰还可有益于由合金 提供的高强度。如果存在太多的锰，则在淬火后可保持不期望量的保留的奥氏体，使得不利 地影响由合金提供的高强度。因此，合金含有不多于1. 0%并且优选不多于0. 7%锰。
[0018] 硅有益于该合金的可淬硬性和耐回火性。因此，合金优选含有至少0. 1%硅。太多 的硅不利地影响合金的硬度、强度和延展性。为了避免这样的不利的影响，在该合金中，硅 局限于不多于1. 2%并且优选不多于1. 0%。
[0019] 铜可存在于该合金中，因为其有助于合金的可淬硬性、韧性和延展性。铜也可有益 于合金的机械加工性和耐腐蚀性。合金优选含有至少0.1%并且还更好至少0.3%铜。本发 明人已发现铜和镍应在该合金中平衡，特别是当合金含有非常低或不含阳性添加铜时。因 此，当合金含有小于〇. 1%铜，例如，不多于〇. 01%铜时，应存在至少3. 75%并且优选不多于 4. 0%镍，以确保提供强度、韧性和延展性的期望的组合。太多的铜可导致在合金基质中不期 望量的游离铜沉淀并且不利地影响合金的断裂韧性。因此，当在合金中存在铜时，铜局限于 不多于1. 0%并且优选不多于0. 7%。
[0020] 钨为形成碳化物的元素，与钼一样，当存在时，其有助于该合金的硬度和强度。少 量的钨（最多0.2%)可存在于该合金中以代替一些钼。然而，钨看起来不有益于合金的耐 腐蚀性。因此，合金优选含有不多于0.1%钨。
[0021] 铌和钽为形成碳化物的元素，其与碳组合以形成M4C 3碳化物，有益于合金的耐回 火性和可淬硬性。因此，合金可含有铌和/或钽，条件是铌和钽的组合量（Nb+Ta)不多于 〇. 5%。然而，为了避免形成过量的碳化物，合金优选含有不多于0. 01%的铌和/或钽。
[0022] 在熔融期间，来自脱氧添加剂的最多0.25%铝可存在于合金中。优选，合金含有不 多于0. 01%铝。
[0023] 在 熔融初级熔融期间，作为混合稀土金属添加的结果，最多0. 01%的铈和/或镧可 存在于该合金中。通过与合金中的硫和或氧组合，混合稀土金属添加有益于合金的韧性，从 而限制可能存在的硫化物-和硫氧化物-包含物的尺寸和形状。优选，由于这样的添加，合 金含有不多于〇. 006%铈和不多于0. 005%镧。
[0024] 合金的余量为铁和在预期用于类似的目的或服务的已知的级别的钢中发现的通 常的杂质。关于这一点，在该合金中，磷局限于不多于0.01%并且优选不多于0.005%。在 该合金中，硫局限于不多于〇. 001%，并且优选不多于〇. 0005%。当合金通过粉末冶金术制备 时，其可含有最多达0.010%硫。在该合金中，氮优选保持尽可能低。优选氮局限于不多于 0. 05%并且还更好不多于0. 03%。当合金通过氮雾化采用粉末形式生产时，氮不可避免地存 在于合金粉末中。因此，在合金的氮-雾化的粉末形式中，预期合金含有最多〇. 10%氮。
[0025] 本发明的合金优选通过真空感应熔融（VM)来制备并且通过真空电弧再熔融 (VAR)来精炼。对于一些应用，在VM之后，合金可通过电炉渣再熔融（ESR)来精炼。对于 较少-决定性的应用，可将合金电弧熔融并通过VAR精炼。此外，该合金可通过粉末冶金术 技术来生产。
[0026] 对于合金的铸造/锻制件形式，在从模具除去后，VAR或ESR锭优选给予均化热处 理。均化优选通过将锭在2200° F-2375° F下加热9-18小时而进行，取决于锭的尺寸。随 后将锭热加工成为具有较小横截面积的钢坯。将钢坯进一步热加工，例如通过锻造或滚动， 以提供具有期望的横截面尺寸和形状的中间体产物，例如，圆或正方形棒。通过在足以溶解 在凝固期间可能已沉淀的富含Cr的碳化物的温度和时间条件下加热合金，优选使中间体 产物形式标准化。优选，通过在1925-2050° F下加热2-8小时，使中间体产物标准化。通 过在1100-1250° F下将合金进一步加热2-12小时，随后将合金退火。该低退火温度有助 于保持已溶解的碳化铬在溶液中。合金优选在退火条件下形成为最终的或接近最终的产物 形式。通过在1950-2050° F、优选2000° F温度下将合金加热足以使合金完全奥氏体化和 溶解大多数（优选所有的）其余碳化铬的时间，使由合金制备的最终的产物形式硬化，使得 存在于合金基质中的铬的量可能最大化。随后优选合金从奥氏体化温度油淬火。为了确保 基本上完全转化为马氏体结构和使保留的奥氏体的存在最小化，优选将合金在-100° F下 深冷至少1小时，随后在空气中温热。通过在350-550° F、优选400° F下加热1-6小时， 随后使合金回火至最终的硬度，随后冷却至室温。选择回火温度使得韧性最大化，同时使在 合金中碳化铬的再沉淀最小化。
[0027] 在淬火和回火条件下，合金包含如上讨论的碳化物在Fe-C马氏体基质中的分散 体。存在于合金和由其制备的制品中的碳化物的较大横截面尺寸主要（如果不是全部）大 于10 nm。优选，控制热处理参数，使得碳化物尺寸在较大横截面尺寸方面不大于15 ym。
[0028] 由上述合金制备并且根据前述加工步骤加工的钢制品提供性质的组合，使其特别 可用于飞机起落装置和其它航空或航空航天结构组件，包括但不限于襟翼导轨、前缘缝翼 导轨、旋转轴和致动装置以及其中目前使用非耐腐蚀钢300M和4340的其它应用。
[0029] 特别是，当使用满足ASTM标准测试程序E1290的要求的测试机器测试时，由如上 所述硬化和回火的合金制备的钢制品提供至少280 ksi、优选至少285 ksi的拉伸强度以及 至少65 ksi/in的断裂韧性（KIe)。当根据ASTM标准测试程序E23测试时，本发明的钢制 品的特征还有Charpy V-缺口冲击能量为至少20 ft-lbs。此外，本发明的钢制品的特征 为耐一般腐蚀性，使得当根据ASTM标准测试程序B 117测试时制品不生锈，和特征为足够 的耐点腐蚀性，使得当根据修改的ASTM标准测试程序G61测试时，制品的点蚀电位为至少 90 mV。通过使用圆棒而不是平面样品，修改ASTM G61测试程序。使用圆棒样品暴露末端 晶粒，并且可认为是比标准G61程序更严格的测试。
[0030] 工作实施例 为了证明由本发明的合金提供的强度、延展性、韧性和耐腐蚀性的新的组合，进行对比 测试程序。通过VM和VAR生产具有在表1A中描述的重量百分数组成的五个400镑熔炼 物（heats)和具有在以下表1B中描述的重量百分数组成的五个另外的400镑熔炼物。由 VIM电极锭得到在表1A和IB中描述的化学性质。在表1A中报道的熔炼物称为标称铜熔炼 物，而在表1B中报道的熔炼物称为低-铜熔炼物。
[0031]表1A 表1B
每一个熔炼物的余量为铁和通常的杂质。
熔炼物1-4代表本发明的合金。熔炼物A-F 为对比熔炼物。特别是，熔炼物A在美国专利8, 361，247中描述的合金的范围内。
[0032] 将VM熔炼物熔融并且作为6-英寸圆电极铸造用于再熔融。通过VAR将6-英寸 圆电极再熔融为8-英寸圆锭。从模具剥离后，将VAR锭在空气中冷却，在1150° F下消除 应力达3小时，随后从消除应力温度空气冷却。随后将锭装入在1200° F下运行的炉中。 炉温斜线上升至最多1600° F并且保持足以使锭的温度均等的时间。随后炉温斜线上升至 最多2300° F，并且在2300° F下将锭加热16小时。将炉温降至2200° F，将锭在该温度 下保持1小时。所有锭从2200° F的起始温度两端锻造为5. 75-英寸正方形钢坯，具有在 2200° F下单次再加热。随后将钢坯再加热至2200° F，两端锻造为4. 25-英寸正方形钢 坯，再次具有单次再加热。将钢坯在热箱中冷却过夜，空气冷却至室温，随后在1150° FT 过老化/退火3小时，空气冷却。
[0033] 如下制备用于标称铜熔炼物的测试样品。从每一个钢坯的一端进行3-英寸厚切 害J，随后从每一个钢坯切割24-英寸长的块。将24-英寸长的块装入在1200° F下运行的炉 中。炉温斜线上升至最多1600° F并且在该温度下保持，使得块的温度均等。炉温随后斜 线上升至最多2200° F并且在该温度下保持1小时。将钢坯块两端锻造为3-英寸正方形 棒，具有一次在2200° F下再加热。将3-英寸正方形棒热切割成四块，每一块约6英寸长， 其余部分在热箱中冷却。将3-英寸正方形棒块在2200° F下再加热，两端锻造为1-3/8〃 正方形，具有一次再加热，随后热切割为两块。将1-3/8〃正方形棒在2200° F下再加热，随 后一端锻造为英寸正方形棒，没有再加热。将棒在热箱中冷却过夜，随后空气冷却至室 温。通过在1950° F下将它们加热4小时，随后在空气中冷却，使％-英寸棒标准化。随后 将棒在1150° F下过老化退火6小时，并且在空气中冷却。
[0034] 从每一个熔炼物的3A-英寸正方形棒，将纵向光滑和有缺口的拉伸样品（K t=3)、纵 向Charpy V-缺口（CVN)样品和纵向上升步幅载荷（rising step load)(RSL)断裂韧性 样品粗加工。将粗加工的样品在800° F下在空气中预热15分钟。随后将来自熔炼物1、 2、B和C的样品在2000° F下奥氏体化1小时并且油淬火，在-100° F下冷冻1小时，在 空气中温热，在400° F下回火3小时，随后在空气中冷却。将得自对比实施例A的样品在 1975° F下奥氏体化1小时，油淬火2%分钟，随后空气冷却。随后将样品在-100° F下冷 冻1小时，在空气中温热，在350° F下回火3小时，随后在空气中冷却。在热处理之后，将 所有样品精加工。
[0035] 将来自标称铜熔炼物的样品粗加工用于腐蚀测试。将点蚀电位样品、盐喷雾圆锥 体样品和RSL应力腐蚀裂化（SCC)样品在800° F下在空气中预热15分钟，在1975° F (对 于熔炼物A为2000° F)下奥氏体化1小时，油淬火，在-100° F下冷冻1小时，空气温热， 并且在350° F下回火3小时，空气冷却。在热处理之后，将所有样品精加工至最终尺寸。
[0036] 如下制备用于低-铜熔炼物的测试样品。从钢坯的一端进行3-英寸整齐的切割， 随后从每一个钢坯切割8-英寸长的两块。将8-英寸长的块装入1200° F的炉中，斜线上 升至最多1600° F，均等，斜线上升至最多2200° F，在该温度下保持1小时。将钢坯两端 锻造为3-英寸正方形棒，具有一次在2200° F下再加热。将3-英寸正方形棒各自热切割 为2块。将3-英寸正方形块在2200° F下再加热，两端锻造为1-3/8英寸正方形棒，具有 一次再加热，随后热切割为2块。将 1-3/8英寸正方形棒在2100° F下再加热，随后一端锻 造为0.725英寸正方形，没有再加热。将棒在热箱中冷却过夜，随后第二天空气冷却。随后 将棒在1950° F标准化4小时，空气冷却，在1150° F下过老化退火6小时，空气冷却。
[0037] 从每一个熔炼物的0. 725英寸正方形棒，将纵向光滑拉伸样品、纵向有缺口的拉 伸样品（Kt=3)、纵向CVN样品、纵向RSL断裂韧性样品、周期极化（点蚀电位）样品、盐喷雾 圆锥体和纵向RSL SCC样品粗加工。将来自熔炼物3、4和D的粗加工的样品在800° F下 在空气中预热15分钟，在2000° F下奥氏体化1小时，油淬火，在-100° F下冷冻1小时， 空气温热，在400° F下回火3小时，空气冷却。来自熔炼物E和F的样品采用类似的方式 处理，例外的是使用1975° F奥氏体化温度。在热处理之后，将样品精加工。
[0038] 对标称铜熔炼物的样品的室温拉伸测试的结果在以下表1IA中显示，包括0.2%补 偿屈服强度（Y. S.)和极限拉伸强度（U. T. S)(以ksi计）、伸长百分率（%EL)、面积降低百 分率（%R. A.)和缺口拉伸强度（N. T. S.)(以ksi计）。报道单个和平均值。对于低铜熔炼 物的相应的结果在以下表1IB中显示 表1IA (1)每个熔炼物仅测试三个样品。
[0039]表1IB
(1)因为样品破坏在计量器部分之外，测试无效。
[0040] (2)每个熔炼物仅测试三个样品。
[0041] 室温硬度和韧性测试的结果（单个和平均值）在以下表1IIA和IIIB中描述，包 括Rockwell C-规格硬度（HRC)和Charpy V-缺口冲击能量（CVN)，以英尺-镑（ft. -lbs) 计。
[0042]表1IIA
在表1V中，室温断裂韧性测试的结果（Kk)(单个和平均值）以ksi/in呈现。
[0043]表1VA
在室温下，在3.5% NaCl溶液（中性pH)中测试干净的未经钝化的周期极化样品，以根 据上述修改的ASTM G61程序测定点蚀电位。在来自所有熔炼物的双份抛光的圆锥体样品 上进行盐喷雾腐蚀测试。根据ASTM B117测试样品，使用5% NaCl浓度，中性pH，在95° F 下，200小时测试持续时间。在测试前，所有盐喷雾圆锥体使用20%硝酸+3 oz. /加仑重铬 酸钠在120-140° F温度下钝化30分钟。对于所有样品，记录第一次生锈的时间以及在完 成测试持续时间之后最终的评级。
[0044] 点蚀电位试验的结果在以下表VA和VB中描述，包括点蚀电位，以毫伏（mV)计，由 通过测试设备绘制的曲线的弯曲处测量。
[0045]表 VA 表VB 盐喷雾试验的结果在以下表VIA和VIB中显示，包括在样品表面上第一次出现生锈的 时间，并且基于对测试样品的比较进行评级。（1=不生锈，2=1-3个锈斑，3=〈5%的表面生锈， 4=5-10%的表面生锈，5=10-20%的表面生锈。） 表VIA
根据ASTM标准测试程序F1624进行RSL应力腐蚀裂化测试。在室温下，在3. 5% NaCl 溶液（中性pH)中测试来自所有熔炼物的样品。每一个熔炼物的第一次测试使用1小时步 幅运行，第二次使用2小时步幅运行。来自熔炼物3、4、E和F的每一个的其它样品使用4 小时步幅运彳丁。应力腐蚀裂化测试的结果在以下表VIIA和VIIB中显不，包括应力腐蚀裂 化抗性（K ISCC)，以ksi/in计。
[0046]表 VIIA
|.......................................................................................I.................................................................................... ........................................................................................................................................................................ 在前述表中呈现的数据显示，熔炼物1、2、3和4提供强度、延展性、韧性和耐腐蚀性的 良好的组合。数据还显示，虽然对比熔炼物A-D总的来说提供可接受的强度，但是关于其它 重要的性质，它们有些地方不能令人满意。更具体地，熔炼物A具有比熔炼物1和2差的拉 伸延展性、断裂韧性和耐点腐蚀性和耐一般腐蚀性。与熔炼物1和2相比，熔炼物B具有小 于期望的耐点腐蚀性和应力腐蚀裂化抗性。熔炼物C具有与熔炼物1和2可比的拉伸强度、 缺口拉伸强度和耐一般腐蚀性和耐点腐蚀性。然而，熔炼物C的拉伸延展性、冲击韧性、断 裂韧性和应力腐蚀裂化抗性比熔炼物1和2的差。熔炼物D具有相对于熔炼物3和4差的 若干性质，包括拉伸延展性、断裂韧性和点蚀抗性。相对于熔炼物2和3,熔炼物E和F具有 小于可接受的拉伸强度。那些熔炼物提供的屈服强度可能使得那些合金不适用于该合金的 初级应用，即，用于飞机的结构组件。
[0047]在本说明书中使用的术语和表述用作描述的目的而不是限制。不意图使用这样的 术语和表述来排除显示和描述的特征或其各部分的任何等同物。应认识到，在本文描述和 要求保护的本发明内，各种修改是可能的。
【主权项】
1. 一种钢合金，所述合金以重量百分数计包含：并且，合金的余量为铁和通常的杂质，包括不多于0.01%磷、不多于0.001%硫和不多于 0· 10% 氮。2. 权利要求1的合金，所述合金含有最多0. 5%铌和/或钽。3. 权利要求2的合金，所述合金含有最多0. 01%铈和最多0. 01%镧。4. 权利要求1的合金，所述合金含有不多于0. 05%氮。5. 权利要求1-4中任一项的合金，所述合金含有9. 5-12. 5%铬、1. 25-1. 75%钼、2-3% 钴、3. 2-4. 3% 镍、至少 0· 3% 钒、0· 3-L 0% 钒、0· 01-0. 5% 钛和 0· 1-0. 7%。6. 权利要求1的合金，所述合金含有不多于0. 01%铜和至少3. 75%镍。7. 权利要求6的合金，所述合金含有不多于4. 0%镍。8. 前述权利要求中任一项的钢合金，所述合金以重量百分数计包含：并且，余量为铁和通常的杂质，包括不多于0. 005%磷、不多于0. 001%硫和不多于0. 03% 氮。9. 权利要求8的合金，所述合金含有不多于0. 7%铜。10. 权利要求9的合金，所述合金含有至少0. 3%铜。11. 一种用于航空航天飞行器的结构组件，其中所述组件由前述权利要求中任一项的 合金制备。12. 权利要求11的航空航天结构组件，其中所述组件选自起落装置、可旋转的轴、致 动装置、襟翼导轨和前缘缝翼导轨中的一种或多种。
【专利摘要】公开了一种具有以下组成的淬火和回火钢合金，以重量百分数计：C 0.2-0.5，Mn 0.1-1.0，Si 0.1-1.2，Cr 9-14.5，Ni 3.0-5.5，Mo 1-2，Cu 0-1.0，Co 1-4，W最大0.2，V 0.1-1.0，Ti最多0.5，Nb 0-0.5，Ta 0-0.5，Al 0-0.25，Ce 0-0.01，La 0-0.01。合金的余量为铁和在预期用于类似的应用或服务的类似级别的淬火和回火钢中发现的通常的杂质，包括不多于0.01%磷、不多于0.010%硫和不多于0.10%氮。还公开了由该合金制备的经淬火和回火的钢制品。所述钢制品的特征为拉伸强度为至少290 ksi并且断裂韧性(Klc)为至少65 ksi。所述钢制品进一步的特征为通过盐喷雾试验(ASTM B117)测定，对一般性腐蚀具有良好的抗性，和通过周期动电位极化方法(修改的ASTM G61)测定，对点腐蚀具有良好的抗性。
【IPC分类】C22C38/02, C22C38/52, C22C38/42, C22C38/50, C21D6/00, C22C38/44, C21D1/18, C22C38/04, C22C38/46
【公开号】CN104903472
【申请号】CN201380055842
【发明人】D.E.维尔特
【申请人】Crs 控股公司
【公开日】2015年9月9日
【申请日】2013年10月24日
【公告号】CA2885933A1, EP2912200A1, US20140140883, WO2014066570A1
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