JP2016504498A - 高強度析出硬化型ステンレス鋼 - Google Patents

Abstract

析出硬化型マルテンサイト系ステンレス合金鋼が開示される。当該合金鋼は、重量パーセントで、Ｃ：約０．０３以下、Ｍｎ：約１．０以下、Ｓｉ：約０．７５以下、Ｐ：約０．０４０以下、Ｓ：約０．０２０以下、Ｃｒ：約１０〜約１３、Ｎｉ：約１０．５〜約１１．６、Ｍｏ：約０．２５〜約１．５、Ｃｕ：約０．７５以下、Ｃｏ：約０．５〜約１．５、Ｔｉ：約１．５〜約１．８、Ａｌ：約０．３〜約０．８、Ｃｂ：約０．３〜約０．８、Ｂ：約０．０１０以下、Ｎ：約０．０３０以下を含み、残部は鉄および一般的な不純物である。本発明に係る合金は、強度、靱性および耐食性の優れた組み合わせを有する。

Description

本発明は、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス合金鋼に関するものであり、とりわけ、強度と耐食性の新規な組み合わせを有するマルテンサイト系ステンレス合金鋼および当該合金から作られる物品に関する。

航空宇宙産業では、長年にわたって、着陸装置のためのステンレス合金鋼が求められてきた。民間用の着陸装置の用途で現在使用されている主な合金は、３００Ｍ合金である。３００Ｍ合金は、焼入れおよび焼戻しをすることで、少なくとも２８０ｋｓｉの引張強さ（または最大抗張力）と、少なくとも５０ｋｓｉ√ｉｎの破壊靱性（Ｋ_Ｉｃ）とを備えることができる。しかし、３００Ｍ合金は有効な耐食性を備えない。従って、例えばカドミウムのような耐食性がある金属で着陸装置の部品をメッキすることが必要であった。カドミウムは毒性が高く、また発がん性の物質であり、３００Ｍ合金から作られた航空機着陸装置および他の部品の製造および保守管理において、その使用には著しい環境リスクが存在している。

商業的に許容できる強度と靱性との組み合わせを有する析出硬化型ステンレス合金鋼が知られており、種々の航空宇宙分野の用途で用いられている。しかし、これらの合金の一部は３００Ｍと同等の強さを備えておらず、３００Ｍ合金の代わりの“ドロップイン”として考えることはできない。他の知られた析出硬化型ステンレス鋼は、着陸装置の用途として適切な強さを備えるが、それらが備える耐食性においては十分ではない。航空機着陸装置の用途で求められる耐食性は、耐全面腐食性、耐孔食性および耐応力腐食性を含む。

上述の観点から、民間の航空機が用いられる様々な環境において、３００Ｍと同等の機械特性を備え、それにより代わりのドロップインとして用いられ、かつ有効な耐食性を組み合わせた合金鋼に対するニーズが存在する。

既知の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス合金鋼に関する欠点の大部分は、本発明に係る合金により解決される。本発明に係る合金は、強度、靱性および耐食性の優れた（または特異な、ユニークな、unique）組み合わせを備える、析出硬化型Ｃｒ−Ｎｉ−Ｔｉ−Ｍｏマルテンサイト系ステンレス合金鋼である。

本発明に係る合金の、広い組成範囲、中間の組成範囲および好ましい組成範囲は、下記のとおり重量パーセントで示される。

合金の残部は、原則的に、このような鋼の商用の鋼種において見られる一般的な不純物（または、通常の不純物、usual impurities）を除くと、鉄と、千分の数パーセントの量から、当該合金が備える好ましい特性の組み合わせに悪影響を及ぼさない程度のより多くの量まで変動してもよい少量の追加元素とである。

前述の表は、簡易な概要として提供されたものであり、従って、組み合わせて用いるための、本発明の合金の１つ１つの元素の範囲の上限および下限を制限することを意図するものではなく、またはもっぱら組み合わせて用いられる複数の元素の範囲を制限することを意図するものでもない。従って、１つ以上の元素の広い組成範囲と、他の１つ以上の元素の好ましい範囲とが、共に用いられてもよい。さらに、ある好ましい実施形態の１つの元素の広い範囲の最小量または最大量を、他の好ましい実施形態の同じ元素の最小量または最大量に用いることができる。さらに、本発明に係る合金は、上述した構成元素および本出願の全体を通して記載される構成元素を含んでもよく、基本的にこれらの元素から構成されてもよく、またはこれらの元素から構成されてもよい。本明細書において、“パーセント”または“％”の記号は、他に規定がない限り、重量％または質量％を意味する。

本発明に係る合金は、クロム、ニッケル、コバルト、モリブデンの元素と、チタン、アルミニウムおよびコロンビウムの元素との新規な釣り合い（またはバランス、balancing）により生じる、強度、靱性および耐食性の優れた組み合わせを備える。少なくとも約１０％、好ましくは少なくとも約１０．５％、より好ましくは少なくとも約１１．０％のクロムが、合金中に存在し、従来のステンレス鋼と同様の耐食性を与える。ニッケルは合金の強度およびノッチ靱性を向上させるので、少なくとも約１０．５％、好ましくは少なくとも約１０．７５％、より好ましくは少なくとも約１０．８５％のニッケルが、合金中に存在する。ニッケルは、合金の、再不動態化の能力を向上させることにより耐食性にも寄与する。コバルトは、合金が備える高い強度および耐食性に寄与するので、合金は、少なくとも約０．５％、好ましくは少なくとも約０．７５％、より好ましくは少なくとも約０．９％のコバルトを含む。モリブデンは、合金のノッチ靱性に寄与するので、合金は、少なくとも約０．２５％、好ましくは少なくとも約０．７５％、より好ましくは少なくとも約０．９％のモリブデンが合金中に存在する。モリブデンは、還元性媒質内における合金の耐食性や、孔食および応力腐食割れを促進する環境における合金の耐食性も向上させる。

本発明の合金はまた、少なくとも約１．５％のチタンを含み、時効中のニッケル−チタンリッチ相の析出を通じて、合金の強度に有利な効果を与える。コロンビウムおよびアルミニウムも、合金が備える強度に寄与する。従って、合金は、コロンビウムとアルミニウムとをそれぞれ、少なくとも約０．３％、好ましくは少なくとも約０．４％含む。好ましくは、合金は少なくとも約０．４５％のアルミニウムを含む。

クロム、ニッケル、コバルト、モリブデン、チタン、コロンビウムおよびアルミニウムが、適切に釣り合っていない場合、従来の製造技術を用いて、マルテンサイト組織に完全に変態する合金の能力が抑制される。さらに、溶体化処理および時効硬化を受けた場合に、実質的に完全にマルテンサイトのままであり続ける合金の能力が低下する。このような条件の下では、合金が備える強度は著しく低下する。従って、合金中のクロム、ニッケル、コバルト、モリブデン、チタン、コロンビウムおよびアルミニウムの量は制限される。より具体的には、クロムは約１３％以下、好ましくは約１２．５％以下、より好ましくは１２．０％以下に制限される。ニッケルは、約１１．６％以下、より好ましくは約１１．２５％以下に制限される。過剰なコバルトは、合金が備える強度および靱性に悪影響を及ぼす。従って、コバルトは約１．５％以下、好ましくは約１．２５％以下、より好ましくは１．１％以下に制限される。モリブデンは約１．５％以下、好ましくは約１．２５％以下、より好ましくは１．１％以下に制限される。

過剰なチタンは、合金の靱性およびノッチ靱性に悪影響を及ぼす。従って、チタンは合金中において、約１．８％以下、好ましくは約１．７％以下に制限される。過剰なアルミニウムは、合金が備える靱性および耐食性に悪影響を及ぼす。従って、アルミニウムは合金中において、約０．８％以下、好ましくは約０．７％以下、より好ましくは０．６５％以下に制限される。過剰なコロンビウムは、好ましくない合金の偏析（alloy segregation）や、ラーベス相のような望まれない二次相の析出を生じさせやすい。従って、コロンビウムは合金中において、約０．８％以下、好ましくは約０．７％以下、より好ましくは０．６％以下に制限される。

マンガン、シリコンおよびホウ素のような追加的な元素は、合金が備える他の望ましい特性を向上させるように、制御された量で存在してもよい。より具体的には、スクラップ源および脱酸添加物から、約１．０％以下、好ましくは約０．５％以下、より好ましくは約０．２５％以下、さらに好ましくは約０．１０％以下のマンガン、および／または約０．７５％以下、好ましくは約０．５％以下、より好ましくは約０．２５％以下、さらに好ましくは約０．１０％以下のシリコンが合金中に残部として存在してもよい。合金が真空溶解されない場合は、このような添加は有益である。マンガンおよび／またはシリコンは、靱性、耐食性およびオーステナイト−マルテンサイトの相平衡に悪影響を及ぼすため、マトリックス材料中において、低い濃度で維持されるのが好ましい。

合金の熱間加工性を向上させるように、約０．０１０％以下のホウ素、好ましくは約０．００５％以下のホウ素、より好ましくは約０．００３５％以下のホウ素が合金中に存在してもよい。所望の効果を備えるために、少なくとも約０．００１％、好ましくは少なくとも約０．００１５％のホウ素が合金中に存在してもよい。

合金の残部は、同様のサービスまたは用途を対象とする商用の合金種において不可避的に見られる一般的な複数の不純物を除き、基本的には鉄である。所望の特性に悪影響を与えないように、このような複数の元素の濃度は制御される。

とりわけ、過剰な炭素および／または窒素は、合金が備える耐食性を低下させ、かつ合金が備える靱性に悪影響を及ぼす。従って、約０．０３％以下、好ましくは約０．０２％以下、より好ましくは約０．０１５％以下の炭素が合金中に存在してもよい。また、約０．０３０％以下、好ましくは約０．０１５％以下、より好ましくは約０．０１０％以下の窒素が合金中に存在してもよい。炭素および／または窒素が多量に存在する場合、炭素および／または窒素は、チタン、アルミニウム、および／またはコロンビウムと結合し、炭化物や窒化物および／または炭窒化物のような、望ましくない非金属の介在物を形成する。これらの反応は、合金が備える高い強度の向上の主な要因であるニッケル−チタン／アルミニウム／コロンビウムの金属間相の形成を抑制する。

リンは、靱性および耐食性に悪影響を及ぼすため、低い濃度に維持される。従って、約０．０４０％以下、好ましくは約０．０１５％以下、より好ましくは約０．０１０％以下のリンが、合金中に存在する。

約０．０２０％以下、好ましくは約０．０１０％以下、より好ましくは０．００５％以下の硫黄が、合金中に存在する。多量の硫黄は、炭素および窒素のように、チタン、アルミニウムおよびコロンビウムにより提供される所望の強化効果を抑制する、非金属の硫化物の介在物の形成を促進する。これらの硫化物の介在物は、合金の靱性を低下させ、とりわけせん断方向の靱性を低下させる。

高純度のチャージ材料（または溶解原料、charge materials）を選択することによって、または合金の製錬技術を利用することによって、硫黄およびリンは非常に低い濃度まで低下することができるが、それらの合金中における存在は、大規模な製造条件下においては完全に避けることはできない。従って、リンおよび／または硫黄と結合して、合金中のこれら２つの元素の除去および安定化を促進するように、少量のカルシウムは制御された量で添加されてもよい。カルシウムは合金を脱酸するのにも使用される。使用される場合、合金中にカルシウムが残留する量は、約０．０１０％以下、好ましくは約０．００５％以下である。カルシウム処理の代替として、１つ以上の希土類金属（ＲＥＭ）、とりわけセリウムおよびランタン、が合金に添加されてもよい。この点で、合金は少なくとも約０．００１％のＲＥＭを含んでもよく、好ましくは少なくとも約０．００２％のＲＥＭを含んでもよい。過剰なＲＥＭの回収は、合金の熱間加工性および靱性へ悪影響を及ぼす。過度なＲＥＭの含有量はまた、合金中に望まない酸化物の介在物の形成を引き起こす。従って、合金中に存在するＲＥＭの量は、約０．０２５％以下、好ましくは約０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下に制限される。さらに、脱硫および脱酸のために、カルシウムまたはＲＥＭの代替として、マグネシウムが添加されることが考えられている。

過剰な銅は、合金のノッチ靱性、延性および強度に悪影響を及ぼす。従って、合金は約０．７５％以下、好ましくは約０．５０％以下、より好ましくは約０．２５％以下の銅を含む。

本発明の合金の溶解工程、鋳造工程または加工工程では、特別な技術を必要としない。真空誘導溶解（ＶＩＭ）、および真空誘導溶解とそれに続く真空アーク再溶解（ＶＡＲ）が、この合金の溶解および製錬の好ましい方法であるが、他の方法が用いられてもよい。さらに、当該合金は、必要に応じて粉末冶金技術により作られてもよい。さらに、本発明の合金は熱間加工または冷間加工されてもよいが、冷間加工は当該合金の機械的強度を向上させる。

合金中にカルシウムを供給する好ましい方法は、ＶＩＭの間にニッケル−カルシウムの化合物を添加する方法である。ニッケル−カルシウムの化合物（例えばＣｈｅｍａｌｌｏｙ Ｃｏ． Ｉｎｃ．により販売されるＮｉ−Ｃａｌ（登録商標）合金など）は、利用できるリン、硫黄および酸素と効果的に結合できる量で添加される。カルシウムを添加するための他の技術が用いられてもよい。例えば、元素のカルシウムのカプセルまたはカルシウムの母合金が、溶湯に添加されもよい。カルシウムまたはカルシウムの化合物を含むスラグはまた用いられてもよいと考えられている。この化学反応は、一次溶解および二次溶解の間にすぐに除去されるカルシウム硫化物、カルシウム酸化物およびカルシウム酸硫化物のような二次相の介在物の形成をもたらす。用いる場合、ＲＥＭは、複数の希土類元素の混合物（例えば、約５０％のセリウム、約３０％のランタン、約１５％のネオジムおよび約５％のプラセオジムを含む。）であるミッシュメタルの形態で溶融合金に添加される。

本発明の析出硬化型合金は、所望の組み合わせの特性を向上させるように、多段階の工程で製造される。第１の工程においては、合金は溶体化焼鈍しされる。溶体化焼鈍の温度は、本質的に好ましくない析出物の全てを合金のマトリックス材料内に溶解し、粒状組織が完全に再結晶されるのを確実にできるよう、十分に高くなるように選択される。未再結晶粒は、合金の機械的特性（とりわけ、延性および靱性）の異方性の向上を引き起こすことができる。しかし、溶体化焼鈍しの温度が高すぎる場合、過度な結晶粒成長が促進されることにより合金の破壊靱性が低下する。好ましくは、本発明に係る合金は、１８５０°Ｆ〜１９５０°Ｆ（１０１０°Ｃ〜１０６６°Ｃ）の範囲で、いかなる析出物も実質的に完全に合金マトリックス内に溶解し、かつ結晶粒組織を完全に再結晶するのに十分な時間、溶体化焼鈍される。溶体化温度における時間は、部品の厚さに依存する。合金は、その後焼入れされ、好ましくは油焼入れされる。

合金の高い強度をさらに向上させるように、焼入れした後に低温処理（または冷蔵処理、refrigeration treatment）をしてもよい。低温処理は、マルテンサイト変態終了温度より十分に低い温度まで合金を冷却し、マルテンサイト変態が確実に完了するようにする。好ましくは、低温処理は、合金が実質的に完全にマルテンサイトに変態することを確実にする十分な時間の間、合金を−１００°Ｆ（−７３°Ｃ）以下まで冷却する工程を含む。低温処理の必要性は、少なくともある程度、合金のマルテンサイト変態終了温度に影響を受ける。マルテンサイト変態終了温度が十分に高い場合は、マルテンサイト組織への変態は低温処理をする必要なく進行することができる。さらに、低温処理の必要性は、製造される部品の断面寸法にも依存してよい。部品の断面積が増大するにつれ、合金中の偏析はより顕著になり、低温処理の利用はより効果的になる。さらに、大きな部品に対しては、マルテンサイトへの変態を完了させるように、部品を冷却する時間を長くする必要がある。例えば、本合金の特性である高い強度を向上させるためには、約８時間以上続く低温処理が好ましいことがわかった。

本発明の合金は、既知の析出硬化型ステンレス合金鋼に用いられる技術であって、当業者に知られている技術によって、時効硬化される。例えば、当該合金は、約９５０−９７５°Ｆ（５１０−５２４°Ｃ）において、部品の厚さに依存する時効温度まで合金が実質的に均一に加熱されるのを確実にする十分な時間と、それに加えて一般的には追加の４〜８時間時効処理され、時効反応を完了させ、かつ強度および靱性の所望の組み合わせに達するようにするのが好ましい。使用される具体的な時効温度は、（１）時効温度が増加するにつれて合金の最大抗張力（または引張り強さ）が低下すること、および（２）時効温度が低下するにつれて、合金を所望の強度レベルまで時効硬化するのに必要な時間が増加すること、を考慮して選択される。

本発明に係る合金は、幅広い様々な用途のための様々な製品の形状に成形することができ、一般的な実務に用いられるビレット、バー、ロッド、ワイヤ、ストリップ、プレートまたはシートの形態に適する。本発明の合金は、耐食性、強度および靱性の優れた組み合わせを有する合金を必要とする幅広い実務上の用途で役に立つ。とりわけ、本発明の合金は、航空機のための構造部品（着陸装置の部品およびファスナーを含むが、これらに限定されない）を製造するのに用いることができる。合金はまた、歯科用器具および医療用スクレーパー、カッターおよび縫合針のような、医療用途および歯科用途における使用によく適合する。

・実施例
本発明に係る合金が備える強度、靱性および耐食性の新規な組み合わせを実証するため、比較試験が行われた。下記の表１に示される重量パーセント組成を有する７つの３５ポンドのヒート（heat）が、ＶＩＭにより作られた。
（表１）

各ヒートの残部は、鉄および一般的な不純物である。実施例１および２は、それぞれ本発明に係る合金の典型である。実施例Ａ〜Ｅは比較例としての合金である。とりわけ、実施例Ａは、米国特許５，６８１，５２６に開示されている合金の範囲内である。

ＶＩＭヒートは溶融され、４インチ角のインゴットに鋳造された。インゴットはそれから１５００°Ｆで運転している炉に投入され、炉の温度は、２３００°Ｆまで上昇された。インゴットは２３００°Ｆで１６時間の間保持され、その後炉の温度は、２０００°Ｆまで低下された。インゴットは、インゴットの温度が実質的に完全に均一になるまで２０００°Ｆで保持された。インゴットは、その後２０００°Ｆの開始温度から２−３／４インチ角のビレットに両端鍛造（または、ダブルエンド型に鍛造、double end forged）され、それから３つのピースに熱間切断された。ピースは２０００°Ｆでリヒートされ、１−１／４インチ角に両端鍛造された。バーは、再び３つのピースに熱間切断され、２０００°Ｆでリヒートされた。バーはそれから、リヒートを伴わず１１／１６角に一端鍛造（またはシングルエンドフォージ、single end forged）された。バーは、大気中で冷却され、１２５０°Ｆで８時間、オーバーエージング焼なまし（または過焼鈍、overage annealed）され、それから空冷された。

長手で平坦で切欠きがある（Ｋ_ｔ＝３）引張り試料、長手のシャルピーＶノッチ付き（ＣＶＮ）試料および、長手のライジングステップロード（rising step load）（ＲＳＬ）破壊靱性試料は、各ヒートのバーから粗加工された。実施例１、２、Ｂ、Ｃ、ＤおよびＥからの試料は、１９００°Ｆで１時間、溶体化処理され、油焼入れされた。実施例Ａからの試料は、当該合金にかかる通常の手段により、１８００°Ｆで溶体化処理された。溶体化処理の後、すべての試料は−１００°Ｆで２４時間冷蔵され（または冷却され、refrigerated）、それから空気中で室温まで温められた。試料はそれから、９００°Ｆ〜１０００°Ｆの範囲の様々な温度で時効硬化された。時効処理は、試料をその温度で４時間、空気中で保持し、それから試料を水中で焼入れすることにより行われた。

それぞれのヒートの試料への室温での引張り試験の結果を、０．２％オフセットの降伏強度（Ｙ．Ｓ．）および引張強さ（Ｕ．Ｔ．Ｓ）（単位はｋｓｉ）、伸び率（％ＥＬ．）、断面収縮率（％Ｒ．Ａ．）、および切欠き引張強さ（Ｎ．Ｔ．Ｓ）（単位はｋｓｉ）を含む、以下の表２Ａおよび２Ｂに示す。
（表２Ａ）

（表２Ｂ）

実施例１、２およびＤのシャルピーＶノッチ衝撃エネルギー（ＣＶＮ）の結果を、時効温度、フィートポンド（ｆｔ.-ｌｂｓ）の単位で示す、ロックウェルＣスケール硬さ（ＨＲＣ）およびシャルピーＶノッチ衝撃エネルギー（ＣＶＮ）を含む、以下の表３に示す。ＣＶＮ試験は、ＡＳＴＭ標準試験手順Ｅ２３に準じて行われた。
（表３）

平面ひずみ破壊靱性試験および耐応力腐食割れ（ＳＣＣ）試験のための、ライジングステップロード（ＲＳＬ）の試料は、実施例１、２、ＡおよびＤの時効硬化されたバーから仕上げ加工された。それぞれのヒートからの２つの試料は、破壊靱性値（Ｋ_ＩＣ）を与えるよう空気中で試験された。追加の試料は、臨界応力拡大係数値（Ｋ_ＩＳＣＣ）を規定するよう、３．５％ＮａＣｌ溶液内で、未加工のｐＨ（natural pH）で、室温で試験された。試験は、ＡＳＴＭ標準試験手順（またはＳｔａｎｄａｒｄ Ｔｅｓｔ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ） Ｅ１２９０の基準を満たす試験機により行われた。実施例１、２、ＡおよびＤについての、室温の破壊靱性試験（Ｋ_ＩＣ）および応力腐食割れ試験は、ｋｓｉ√ｉｎの単位の平面ひずみ破壊靱性（Ｋ_ＩＣ）およびｋｓｉ√ｉｎの単位の臨界応力拡大係数値（Ｋ_ＩＳＣＣ）を含む以下の表４に示される。Ｋ_ＩＳＣＣは、各工程の区間の記録および最終的な値が記録されている。標準試験手順に従い、各実施例に対して測定された値の最も低い値は、Ｋ_ＩＳＣＣの最終値として表されている。各実施例に対する引張り強さの値も、表４に記録されており、同じ水準の強度を有する合金に対して破壊靱性および耐応力腐食割れが測定されたことを示している。
（表４）

２つの塩水噴霧腐食試験の錐体（またはコーン、cones）は、時効硬化後の実施例１、２、ＡおよびＤのバーから機械加工仕上げされた。錐体型の試料は、回転させて（turning）かつ手磨き（hand polishing）することにより作られ、６００グリットに仕上げられた。試験に先だって、塩水噴霧に用いる全ての錐体は、１２０〜１４０°Ｆの温度で３０分間、２０％の硝酸と３ｏｚ.／ｇａｌｌｏｎの二クロム酸ナトリウムとを用いて、不動態化された。試料は、５％のＮａＣｌ濃度、未加工のｐＨで、９５°Ｆで２００時間の実験時間で、ＡＳＴＭ Ｂ１１７に準じて行われた。初めに錆が生じるまでの時間は全てのサンプルについて記録され、同様に、２００時間の試験時間が終了した後の最終的な評価も記録された。塩水噴霧試験の結果は、試料の表面に初めに錆が現れるまでの時間と、試験時間が完了した後の最終的な評価とを含む、以下の表５に示される。評価は、次のように規定されている；１：錆が現れなかった、２：１〜３箇所の錆が現れた、３：５％未満が錆ついた、４：５〜１０％が錆ついた、５：１０〜２０％が錆ついた、６：２０〜４０％が錆ついた、７：４０〜６０％が錆ついた、８：６０〜８０％が錆ついた、９：８０％より多くが錆ついた。
（表５）

周期分極（cyclic polarization）（孔食電位）試料は、時効した実施例１、２、ＡおよびＤのバーから機械加工仕上げされた。耐孔食性の測定するための走査は、当該複数の実施例からの、それぞれ２つの試料に対して行った。試料は、３．５％のＮａＣｌ溶液内、未加工のｐＨで、室温において試験され、試験前には不動態化しないが洗浄を行った。試験は、後述する改良されたＡＳＴＭ標準試験手順Ｇ６１に準じて行った。曲線の突出部（またはニー、knee）における電圧値、および防食電位は、全ての試料について測定された。ポテンシオダイナミックピッティング試験（または動電位法による孔食試験、potentiodynamic pitting test）の結果は、ミリボルト（ｍＶ）単位の孔食電位および防食電位を含む以下の図６に示される。
（表６）

上述した合金から作られる鋼製品および前述した加工工程により加工された鋼製品は、航空機の着陸装置および航空器の他の構造用部品（フラップトラックおよびスラットトラックを含むが、これらに限定されない）、ならびに高い強度と高い耐食性の両方を必要とする他の用途にとって、とりわけ有用な複数の特性の組み合わせを備える。とりわけ、上述した、溶体化処理および焼入れ硬化された合金から製造された鋼製品は、ＡＳＴＭ標準試験手順（Ｓｔａｎｄａｒｄ Ｔｅｓｔ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ）Ｅ１２９０の基準を満たす試験機により試験した場合に、少なくとも２８０ｋｓｉの引張強さと、少なくとも４５ｋｓｉ√ｉｎの破壊靱性（Ｋ_Ｉｃ）とを備える。本発明に係る鋼製品はまた、ＡＳＴＭ標準試験手順Ｅ２３に準じて試験をした場合、少なくとも約４ｆｔ−ｌｂｓのＶノッチシャルピー衝撃エネルギーを有することを特徴とする。さらに、本発明に係る鋼製品は、耐全面腐食性を特徴とし、ＡＳＴＭ標準試験手順Ｂ１１７に準じて試験をした場合でもさび付かない。また本発明に係る鋼製品は、十分な耐孔食性を特徴とし、改良されたＡＳＴＭ標準試験手順Ｇ６１に準じて試験をした場合に、鋼製品は少なくとも６２ｍＶの孔食電位を有する。ＡＳＴＭ Ｇ６１の試験方法は、フラットな試料よりもむしろ丸棒の試料を用いることにより改良された。丸棒の試料の使用は、組織の端（the end grains）を露出させ、標準試験Ｇ６１の方法よりも厳格な試験であると考えられる。

本明細書で使用する用語および表現は、説明のための用語であり、制限する用語ではない。これらの用語および表現を用いることにより、その特徴といかなる同じ意味のものを除外する意図はない。本明細書に記載および主張される発明の範囲内で、様々な変更が可能であることを認識されたい。

Claims (26)

1. 重量パーセントで、
   Ｃ 約０．０３以下
   Ｍｎ 約１．０以下
   Ｓｉ 約０．７５以下
   Ｐ 約０．０４０以下
   Ｓ 約０．０２０以下
   Ｃｒ 約１０〜約１３
   Ｎｉ 約１０．５〜約１１．６
   Ｍｏ 約０．２５〜約１．５
   Ｃｕ 約０．７５以下
   Ｃｏ 約０．５〜約１．５
   Ｔｉ 約１．５〜約１．８
   Ａｌ 約０．３〜約０．８
   Ｃｂ 約０．３〜約０．８
   Ｂ 約０．０１０以下
   Ｎ 約０．０３０以下
   を含み、残部は鉄および一般的な不純物であることを特徴とする、強度、靱性および耐食性の優れた組み合わせを有する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス合金鋼。
2. 約０．５０％以下の銅を含むことを特徴とする、請求項１に記載の合金鋼。
3. 少なくとも約０．７５％のコバルトを含むことを特徴とする、請求項１に記載の合金鋼。
4. 少なくとも約０．４％のコロンビウムを含むことを特徴とする、請求項１に記載の合金鋼。
5. 少なくとも約１０．７５％のニッケルを含むことを特徴とする、請求項１に記載の合金鋼。
6. 少なくとも約０．４％のアルミニウムを含むことを特徴とする、請求項１に記載の合金鋼。
7. 少なくとも約１０．５％のクロムを含むことを特徴とする、請求項１に記載の合金鋼。
8. 約１２．５％以下のクロムを含むことを特徴とする、請求項１に記載の合金鋼。
9. 約１．７％以下のチタンを含むことを特徴とする、請求項１に記載の合金鋼。
10. 約１．２５％以下のモリブデンを含むことを特徴とする、請求項１に記載の合金鋼。
11. 少なくとも約０．７５重量％のモリブデンを含むことを特徴とする、請求項１に記載の合金鋼。
12. 約０．００３％以下のカルシウムを含むことを特徴とする、請求項１に記載の合金鋼。
13. 約０．０２５％以下のセリウムを含むことを特徴とする、請求項１に記載の合金鋼。
14. 重量パーセントで、
    Ｃ 約０．０２以下
    Ｍｎ 約０．２５以下
    Ｓｉ 約０．２５以下
    Ｐ 約０．０１５以下
    Ｓ 約０．０１０以下
    Ｃｒ 約１０．５〜約１２．５
    Ｎｉ 約１０．７５〜約１１．２５
    Ｍｏ 約０．７５〜約１．２５
    Ｃｕ 約０．５０以下
    Ｃｏ 約０．７５〜約１．２５
    Ｔｉ 約１．５〜約１．７
    Ａｌ 約０．４〜約０．７
    Ｃｂ 約０．４〜約０．７
    Ｂ 約０．００１〜約０．００５
    Ｎ 約０．０１５以下
    を含み、残部は鉄および一般的な不純物であることを特徴とする、耐食性、強度および靱性の優れた組み合わせを有する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス合金鋼。
15. 約１．１％以下のコバルトを含むことを特徴とする、請求項１４に記載の合金鋼。
16. 少なくとも約０．９％のコバルトを含むことを特徴とする、請求項１４に記載の合金鋼。
17. 少なくとも約１０．８５％のニッケルを含むことを特徴とする、請求項１４に記載の合金鋼。
18. 約０．６％以下のコロンビウムを含むことを特徴とする、請求項１４に記載の合金鋼。
19. 少なくとも約０．４５％のアルミニウムを含むことを特徴とする、請求項１４に記載の合金鋼。
20. 約０．６５％以下のアルミニウムを含むことを特徴とする、請求項１４に記載の合金鋼。
21. 少なくとも約０．９％のモリブデンを含むことを特徴とする、請求項１４に記載の合金鋼。
22. 約０．００３％以下のカルシウムを含むことを特徴とする、請求項１４に記載の合金鋼。
23. 約０．０２５％以下のセリウムを含むことを特徴とする、請求項１４に記載の合金鋼。
24. 重量パーセントで、
    Ｃ 約０．０１５以下
    Ｍｎ 約０．１０以下
    Ｓｉ 約０．１０以下
    Ｐ 約０．０１０以下
    Ｓ 約０．００５以下
    Ｃｒ 約１１．０〜約１２．０
    Ｎｉ 約１０．８５〜約１１．２５
    Ｍｏ 約０．９〜約１．１
    Ｃｏ 約０．９〜約１．１
    Ｃｕ 約０．２５以下
    Ｔｉ 約１．５〜約１．７
    Ａｌ 約０．４５〜約０．６５
    Ｃｂ 約０．４〜約０．６
    Ｂ 約０．００１５〜約０．００３５
    Ｎ 約０．０１０以下
    から原則的に成り、残部は鉄および一般的な不純物であることを特徴とする、耐食性、強度および靱性の優れた組み合わせを有する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス合金鋼。
25. 約０．００３％以下のカルシウムを含むことを特徴とする、請求項２４に記載の合金鋼。
26. 約０．０２５％以下のセリウムを含むことを特徴とする、請求項２４に記載の合金鋼。