JP3227468B2 - 高強度、切欠延性、析出硬化ステンレス鋼合金 - Google Patents
高強度、切欠延性、析出硬化ステンレス鋼合金Info
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- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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Description
【発明の詳細な説明】 発明の分野 本発明は、析出硬化性マルテンサイト系ステンレス鋼
合金に関するものであり、特に、マルテンサイト系Cr−
Ni−Ti−Moステンレス鋼合金、およびこの合金で作った
ものであって、応力腐食割れ耐性と、強度と、切欠靭性
とを特異な組合せで具有する物品に関する。
合金に関するものであり、特に、マルテンサイト系Cr−
Ni−Ti−Moステンレス鋼合金、およびこの合金で作った
ものであって、応力腐食割れ耐性と、強度と、切欠靭性
とを特異な組合せで具有する物品に関する。
発明の背景 航空機産業を含む多くの工業分野では、高強度合金で
作った部品を使用しなければならない。こうした高強度
合金を製造するためのこれまでの方法の１つとして、析
出硬化合金の開発があった。析出硬化合金というのはそ
の合金の延性素地（マトリックス）内に析出物を形成し
ているものである。析出物粒子が延性素地内における転
位を抑止するためにその合金の強度が増す。
作った部品を使用しなければならない。こうした高強度
合金を製造するためのこれまでの方法の１つとして、析
出硬化合金の開発があった。析出硬化合金というのはそ
の合金の延性素地（マトリックス）内に析出物を形成し
ているものである。析出物粒子が延性素地内における転
位を抑止するためにその合金の強度が増す。
公知の時効硬化ステンレス鋼合金の１つにおいては、
高強度を得るために、チタンとコロンビウムとを添加し
またクロム、ニッケル、銅の量を抑制してマルテンサイ
ト組成を確保する。最適靭性を得るために、この合金を
比較的低い温度で徐冷する。こうした低い徐冷温度が必
要なのは、時効処理前にFe、Ti、Cbを多く含むラーベス
相を形成するためである。こうした作用で硬化析出物の
過剰形成が避けられるともに、オーステナイト復元にニ
ッケルがより有効に利用される。しかしながら、この合
金にその低い徐冷温度を使用すると、合金のミクロ組織
が完全再結晶化しない。これらの条件では、硬化元素で
ある添加物の有効利用が促進されず、また処理に対する
感応性が極めて高い強度と靭性の材料を製造することが
できない。
高強度を得るために、チタンとコロンビウムとを添加し
またクロム、ニッケル、銅の量を抑制してマルテンサイ
ト組成を確保する。最適靭性を得るために、この合金を
比較的低い温度で徐冷する。こうした低い徐冷温度が必
要なのは、時効処理前にFe、Ti、Cbを多く含むラーベス
相を形成するためである。こうした作用で硬化析出物の
過剰形成が避けられるともに、オーステナイト復元にニ
ッケルがより有効に利用される。しかしながら、この合
金にその低い徐冷温度を使用すると、合金のミクロ組織
が完全再結晶化しない。これらの条件では、硬化元素で
ある添加物の有効利用が促進されず、また処理に対する
感応性が極めて高い強度と靭性の材料を製造することが
できない。
また別の公知析出硬化ステンレス鋼では、クロム、ニ
ッケル、アルミ、炭素およびモリブデン等の元素がその
合金内において臨界的に均衡している。さらに、その合
金のもつ性質の望ましい組合せを損なわないためにマン
ガン、シリコン、燐、硫黄、窒素は低レベルに維持され
ている。
ッケル、アルミ、炭素およびモリブデン等の元素がその
合金内において臨界的に均衡している。さらに、その合
金のもつ性質の望ましい組合せを損なわないためにマン
ガン、シリコン、燐、硫黄、窒素は低レベルに維持され
ている。
公知の析出硬化ステンレス鋼の性質はこれまで受入れ
られて来たが、現在ではさらなる強度とともに、公知の
析出硬化ステンレス鋼と少なくとも同じレベルの切欠靭
性と耐食性とをもつ合金が求められている。より高い強
度を有する一方でこれと同レベルの切欠靭と、耐食性、
特に応力腐食割れ耐性とを有する合金であれば、航空機
産業において特に有用であろう。何となれば、こうした
合金で作った構造部材は現在利用できる合金で作った同
じ部品よりも軽量になるからである。こうした構造部材
の重量軽減は燃費改善をもたらすために望ましい。
られて来たが、現在ではさらなる強度とともに、公知の
析出硬化ステンレス鋼と少なくとも同じレベルの切欠靭
性と耐食性とをもつ合金が求められている。より高い強
度を有する一方でこれと同レベルの切欠靭と、耐食性、
特に応力腐食割れ耐性とを有する合金であれば、航空機
産業において特に有用であろう。何となれば、こうした
合金で作った構造部材は現在利用できる合金で作った同
じ部品よりも軽量になるからである。こうした構造部材
の重量軽減は燃費改善をもたらすために望ましい。
上記のように、応力腐食耐性と、強度と、切欠靭性と
を改善された組合せで具有しながら容易かつ信頼性高く
処理できる合金を提供することが大いに望まれるところ
である。
を改善された組合せで具有しながら容易かつ信頼性高く
処理できる合金を提供することが大いに望まれるところ
である。
発明の概要 したがって、本発明の目的は、従来の析出硬化性マル
テンサイト系ステンレス鋼合金の上記問題点を本発明の
合金によって大きく解決することにある。本発明の合金
は析出硬化マルテンサイト系Cr−Ni−Ti−Moステンレス
鋼合金であって、応力腐食割れ耐性、強度、切欠靭性を
特異な組合せで具有する。
テンサイト系ステンレス鋼合金の上記問題点を本発明の
合金によって大きく解決することにある。本発明の合金
は析出硬化マルテンサイト系Cr−Ni−Ti−Moステンレス
鋼合金であって、応力腐食割れ耐性、強度、切欠靭性を
特異な組合せで具有する。
本発明の析出硬化マルテンサイト系ステンレス鋼の広
範、中間的および好適な組成範囲を下に重量パーセント
で示す。
範、中間的および好適な組成範囲を下に重量パーセント
で示す。
広範囲 中間範囲 好適範囲 Ｃ 0.03以下 0.02以下 0.015以下 Mn 1.0以下 0.25以下 0.10以下 Si 0.75以下 0.25以下 0.10以下 Ｐ 0.040以下 0.015以下 0.010以下 Ｓ 0.020以下 0.010以下 0.005以下 Cr 10〜13 10.5〜12.5 11.0〜12.0 Ni 10.5〜11.6 10.75〜11.25 10.85〜11.25 Ti 1.5〜1.8 1.5〜1.7 1.5〜1.7 Mo 0.25〜1.5 0.75〜1.25 0.9〜1.1 Cu 0.95以下 0.50以下 0.25以下 Al 0.25以下 0.050以下 0.025以下 Nb 0.3以下 0.050以下 0.025以下 Ｂ 0.010以下 0.001〜0.005 0.0015〜0.0035 Ｎ 0.030以下 0.015以下 0.010以下 この合金の上記組成分以外は実質的に鉄であって、商
品としてのこうした鋼に含まれる通常の不純物や、それ
以外にも微量の元素も含まれているが、それらの含有量
は1/2,000〜1/3,000からより多い量まで様々であり、そ
の多い量と言っても本発明の合金の性質の望ましい組合
せを損なうほどではない。
品としてのこうした鋼に含まれる通常の不純物や、それ
以外にも微量の元素も含まれているが、それらの含有量
は1/2,000〜1/3,000からより多い量まで様々であり、そ
の多い量と言っても本発明の合金の性質の望ましい組合
せを損なうほどではない。
上表は説明要約のための便宜上掲げたものであって、
これによって、本発明の合金の個々の元素の組成範囲の
上限値、下限値を、相互組合せで使用するのに制約した
り、それら元素の組成範囲を相互組合せでのみ使用に制
約することを意図するものではない。このために、広範
囲組成の元素範囲のうち１つもしくはそれ以上を、好適
範囲における他の元素に対するその他の範囲の１つもし
くはそれ以上とともに使用できる。さらに、本発明の１
つの好適実施例の元素の最小量または最大量を、別の実
施例からの当該元素の最大量または最小量とともに使用
できる。なお、本願明細書全体を通じてパーセント
（％）とあれば、これは重量パーセントの意味である。
これによって、本発明の合金の個々の元素の組成範囲の
上限値、下限値を、相互組合せで使用するのに制約した
り、それら元素の組成範囲を相互組合せでのみ使用に制
約することを意図するものではない。このために、広範
囲組成の元素範囲のうち１つもしくはそれ以上を、好適
範囲における他の元素に対するその他の範囲の１つもし
くはそれ以上とともに使用できる。さらに、本発明の１
つの好適実施例の元素の最小量または最大量を、別の実
施例からの当該元素の最大量または最小量とともに使用
できる。なお、本願明細書全体を通じてパーセント
（％）とあれば、これは重量パーセントの意味である。
詳細な説明 本発明の合金の場合、強度、切欠靭性および応力腐食
割れ耐性の他に類を見ない組合せは、クロム、ニッケ
ル、チタン、モリブデン等の元素の均衡をとることで達
成している。酸化条件下で従来のステンレス鋼の耐食性
と同程度の耐食性を得るためにこの合金にクロムを少な
くとも約10％、あるいは少なくとも約10.5％、また好ま
しくは少なくとも約11.0％含める。また、この合金に
は、その切欠靭性に資するためにニッケルを少なくとも
約10.5％、あるいは少なくとも約10.75％、あるいは少
なくとも約10.85％含める。さらに、この合金には、時
効処理の際にニッケル、チタンを多く含む相を析出させ
ることによって合金強度に資するためにチタンを少なく
とも約1.5％含める。さらには、合金の切欠靭性に資す
るためにこの合金にはモリブデンを少なくとも約0.25
％、あるいは少なくとも約0.75％、また好ましくは少な
くとも約0.9％含める。このモリブデンはまた、還元媒
体中や、孔食や応力腐食割れを促進する環境におけるこ
の合金の耐食性にも資するものである。
割れ耐性の他に類を見ない組合せは、クロム、ニッケ
ル、チタン、モリブデン等の元素の均衡をとることで達
成している。酸化条件下で従来のステンレス鋼の耐食性
と同程度の耐食性を得るためにこの合金にクロムを少な
くとも約10％、あるいは少なくとも約10.5％、また好ま
しくは少なくとも約11.0％含める。また、この合金に
は、その切欠靭性に資するためにニッケルを少なくとも
約10.5％、あるいは少なくとも約10.75％、あるいは少
なくとも約10.85％含める。さらに、この合金には、時
効処理の際にニッケル、チタンを多く含む相を析出させ
ることによって合金強度に資するためにチタンを少なく
とも約1.5％含める。さらには、合金の切欠靭性に資す
るためにこの合金にはモリブデンを少なくとも約0.25
％、あるいは少なくとも約0.75％、また好ましくは少な
くとも約0.9％含める。このモリブデンはまた、還元媒
体中や、孔食や応力腐食割れを促進する環境におけるこ
の合金の耐食性にも資するものである。
これらのクロム、ニッケル、チタンおよび／またはモ
リブデンの均衡が不適正であると、合金は、従来の加工
技法におけるマルテンサイト組織への完全変態性を抑制
される。さらには、合金は、溶体処理や時効硬化時に実
質的に完全にマルテンサイト状態に留まることができな
くなる。したがって、本発明の合金に含めるクロム、ニ
ッケル、チタン、モリブデンの量を制限する。より詳し
くは、クロムを多くて約13％、あるいは多くて約12.5
％、また好ましくは多くて約12％に制限する。そしてニ
ッケルは多くて約11.6％、また好ましくは多くて約11.2
5％に制限する。チタンは多くて約1.8％、あるいは好ま
しくは多くて約1.7％に、またモリブデンは多くて約1.5
％、また多くて約1.25％、あるいは好ましくは約1.1％
に制限する。
リブデンの均衡が不適正であると、合金は、従来の加工
技法におけるマルテンサイト組織への完全変態性を抑制
される。さらには、合金は、溶体処理や時効硬化時に実
質的に完全にマルテンサイト状態に留まることができな
くなる。したがって、本発明の合金に含めるクロム、ニ
ッケル、チタン、モリブデンの量を制限する。より詳し
くは、クロムを多くて約13％、あるいは多くて約12.5
％、また好ましくは多くて約12％に制限する。そしてニ
ッケルは多くて約11.6％、また好ましくは多くて約11.2
5％に制限する。チタンは多くて約1.8％、あるいは好ま
しくは多くて約1.7％に、またモリブデンは多くて約1.5
％、また多くて約1.25％、あるいは好ましくは約1.1％
に制限する。
本発明の合金のもつその他の望ましい性質に資するた
めに、ホウ素、アルミ、ニオブ、マンガン、シリコン等
の元素をそれぞれ抑えた量だけ追加してもよい。より詳
細には、ホウ素は多くて約0.010％、あるいは多くて約
0.005％、また好ましくは多くて約0.0035％だけ合金に
含めてその合金の熱間加工性に資するようにしてもよ
い。諸望の効果を得るためには、合金にホウ素を少なく
とも約0.001％、あるいは好ましくは少なくとも約0.001
5％だけ含める。
めに、ホウ素、アルミ、ニオブ、マンガン、シリコン等
の元素をそれぞれ抑えた量だけ追加してもよい。より詳
細には、ホウ素は多くて約0.010％、あるいは多くて約
0.005％、また好ましくは多くて約0.0035％だけ合金に
含めてその合金の熱間加工性に資するようにしてもよ
い。諸望の効果を得るためには、合金にホウ素を少なく
とも約0.001％、あるいは好ましくは少なくとも約0.001
5％だけ含める。
合金の降伏応力および最大抗張力を高めるためにには
合金にアルミおよび／またはニオブを含めてもよい。詳
細には、合金にはアルミを多くて約0.25％、あるいは多
くて約0.050％、また好ましくは多くて約0.025％だけ含
めてよい。さらに、ニオブを多くて約0.3％、また多く
て約0.10％、あるいは多くて約0.050％、また好ましく
は約0.025％、この合金に含めてもよい。アルミや／あ
るいはニオブをこの合金に含めるとその降伏応力や最大
抗張力は向上するが、強度は高くなっても、切欠靭性が
その引き換えとなってしまう。したがって、最適切欠靭
性が必要な場合は、アルミやニオブの含有量を通常の残
留レベルに制限する。
合金にアルミおよび／またはニオブを含めてもよい。詳
細には、合金にはアルミを多くて約0.25％、あるいは多
くて約0.050％、また好ましくは多くて約0.025％だけ含
めてよい。さらに、ニオブを多くて約0.3％、また多く
て約0.10％、あるいは多くて約0.050％、また好ましく
は約0.025％、この合金に含めてもよい。アルミや／あ
るいはニオブをこの合金に含めるとその降伏応力や最大
抗張力は向上するが、強度は高くなっても、切欠靭性が
その引き換えとなってしまう。したがって、最適切欠靭
性が必要な場合は、アルミやニオブの含有量を通常の残
留レベルに制限する。
また、マンガンを多くて約1.0％、あるいは多くて約
0.5％、また多くて約0.25％、あるいは好ましくは多く
て約0.10％だけ、および／またはシリコンを多くて約0.
75％、あるいは多くて約0.5％、また多くて約0.25％、
あるいは好ましくは多くて約0.10％だけ、故銑源からの
残留物あるいは脱酸性添加物として合金に含めてもよ
い。こうした添加物はその合金を真空溶融しない場合に
メリットがある。マンガンおよび／またはシリコンの含
有量は、靭性や耐食性、および素地材におけるオーステ
ナイト相とマルテンサイト相との均衡に悪影響を及ぼす
ので低いレベルに留めるのが好ましい。
0.5％、また多くて約0.25％、あるいは好ましくは多く
て約0.10％だけ、および／またはシリコンを多くて約0.
75％、あるいは多くて約0.5％、また多くて約0.25％、
あるいは好ましくは多くて約0.10％だけ、故銑源からの
残留物あるいは脱酸性添加物として合金に含めてもよ
い。こうした添加物はその合金を真空溶融しない場合に
メリットがある。マンガンおよび／またはシリコンの含
有量は、靭性や耐食性、および素地材におけるオーステ
ナイト相とマルテンサイト相との均衡に悪影響を及ぼす
ので低いレベルに留めるのが好ましい。
この合金の残組成分は実質的には、使用目的が同様で
ある商品としてのこうした合金に含まれる通常の不純物
以外のの鉄分である。こうした元素のレベルは望ましい
性質に対する悪影響を避けるべく抑制する。
ある商品としてのこうした合金に含まれる通常の不純物
以外のの鉄分である。こうした元素のレベルは望ましい
性質に対する悪影響を避けるべく抑制する。
特に、炭素および／または窒素の含有量が多すぎると
耐食性が損なわれ、またその合金のもつ靭性に悪影響が
ある。したがって、合金に含める炭素の量は多くて約0.
03％、また多くて約0.02％、あるいは好ましくは多くて
約0.015％とする。さらにまた合金に含める窒素の量は
多くて約0.030％、あるいは多くて約0.015％、また好ま
しくは多くて約0.010％とする。これらの炭素および／
または窒素の含有量が上記より多いと、炭素および／ま
たは窒素はチタンと結合してチタン含量の多い非金属介
在物を形成する。当該反応が、本発明の合金のもつ高強
度の主要因である、ニッケルやチタンの含量の多い相の
形成を抑制してしまう。
耐食性が損なわれ、またその合金のもつ靭性に悪影響が
ある。したがって、合金に含める炭素の量は多くて約0.
03％、また多くて約0.02％、あるいは好ましくは多くて
約0.015％とする。さらにまた合金に含める窒素の量は
多くて約0.030％、あるいは多くて約0.015％、また好ま
しくは多くて約0.010％とする。これらの炭素および／
または窒素の含有量が上記より多いと、炭素および／ま
たは窒素はチタンと結合してチタン含量の多い非金属介
在物を形成する。当該反応が、本発明の合金のもつ高強
度の主要因である、ニッケルやチタンの含量の多い相の
形成を抑制してしまう。
燐の含有量は、靭性や耐食性に対するその悪影響の故
に低いレベルに維持する。したがって、合金における燐
の含量は多くて約0.040％、あるいは多くて約0.015％、
また好ましくは多くて約0.010％とする。
に低いレベルに維持する。したがって、合金における燐
の含量は多くて約0.040％、あるいは多くて約0.015％、
また好ましくは多くて約0.010％とする。
また、この合金における硫黄の含有量は多くて約0.02
0％、あるいは多くて約0.010％、また好ましくは多くて
約0.005％とする。硫黄の含有量がこれより多いとチタ
ン含量の多い非金属介在物の形成が促進され、また炭素
や窒素の場合と同様に、望ましいチタンによる強度向上
効果が抑えられてしまう。また硫黄の量が上記より多い
と、本発明の合金の熱間加工性や耐食性に悪影響が及び
しかも特に横断方向における合金の靭性が損なわれてし
まう。
0％、あるいは多くて約0.010％、また好ましくは多くて
約0.005％とする。硫黄の含有量がこれより多いとチタ
ン含量の多い非金属介在物の形成が促進され、また炭素
や窒素の場合と同様に、望ましいチタンによる強度向上
効果が抑えられてしまう。また硫黄の量が上記より多い
と、本発明の合金の熱間加工性や耐食性に悪影響が及び
しかも特に横断方向における合金の靭性が損なわれてし
まう。
銅の含有量が多すぎると、本発明の切欠靭性、延性、
強度に悪影響が及ぶ。したがって、本発明の銅含有量は
多くて約0.95％、また多くて約0.75％、あるいは多くて
約0.50％、また好ましくは多くて約0.25％とする。
強度に悪影響が及ぶ。したがって、本発明の銅含有量は
多くて約0.95％、また多くて約0.75％、あるいは多くて
約0.50％、また好ましくは多くて約0.25％とする。
本発明の合金を溶融、鋳造あるいは加工するのに何ら
の特別な技法も不要である。真空誘導溶融を、あるいは
真空誘導溶融に続いて真空アーク再溶融を行なうのが本
発明の合金の溶融、精錬方法として好適ではあるが、こ
れ以外の方法を採っても構わない。さらに、本発明の合
金は熱間加工も冷間加工もいずれも可能ではあるが、冷
間加工によればは本発明の合金の機械的強度が向上す
る。
の特別な技法も不要である。真空誘導溶融を、あるいは
真空誘導溶融に続いて真空アーク再溶融を行なうのが本
発明の合金の溶融、精錬方法として好適ではあるが、こ
れ以外の方法を採っても構わない。さらに、本発明の合
金は熱間加工も冷間加工もいずれも可能ではあるが、冷
間加工によればは本発明の合金の機械的強度が向上す
る。
所望の性質組合せを得る場合には、本発明の析出硬化
合金を溶体徐冷する。この場合、溶体徐冷温度は、合金
素地材の中へ不要な析出物を実質的にすべて溶解させる
ことのできほど高い温度でなければならない。しかしな
がら、この溶体徐冷温度も高すぎると、過度の結晶粒成
長を促進してしまうので合金の破壊靭性を損なってしま
うことになる。代表的には、本発明の合金は、温度927
℃〜1038℃で１時間溶体徐冷し、その後急冷する。
合金を溶体徐冷する。この場合、溶体徐冷温度は、合金
素地材の中へ不要な析出物を実質的にすべて溶解させる
ことのできほど高い温度でなければならない。しかしな
がら、この溶体徐冷温度も高すぎると、過度の結晶粒成
長を促進してしまうので合金の破壊靭性を損なってしま
うことになる。代表的には、本発明の合金は、温度927
℃〜1038℃で１時間溶体徐冷し、その後急冷する。
所望であれば、本発明の合金は、高強度をさらに得る
ために、上記急冷に続いて深冷硬化処理（deep chill t
reatment）に付してもよい。この深冷硬化処理では、合
金をマルテンサイト組織への完全変態を確保するために
マルテンサイト仕上温度より十分に低い温度にまで合金
を冷却する。深冷硬化処理では、代表的には合金を約−
73℃以下に約１時間冷却する。しかしながら、この深冷
硬化処理の必要性は、少なくとも部分的には合金のマル
テンサイト仕上温度次第である。このマルテンサイト仕
上温度が十分に高ければ、マルテンサイト組織への変態
には深冷硬化処理を行なわなくとも進行することにな
る。さらには、その深冷硬化処理の必要性は製造する個
体のサイズによっても左右される。その個体サイズが大
きくなれば合金の凝離がその分大きくなり、深冷硬化処
理もそれだけメリットがある。また、個体を深冷硬化処
理する時間長も、当該個体が大きい場合にはマルテンサ
イト組織への完全変態を得るためにその大きい分に応じ
て長くする必要がある。
ために、上記急冷に続いて深冷硬化処理（deep chill t
reatment）に付してもよい。この深冷硬化処理では、合
金をマルテンサイト組織への完全変態を確保するために
マルテンサイト仕上温度より十分に低い温度にまで合金
を冷却する。深冷硬化処理では、代表的には合金を約−
73℃以下に約１時間冷却する。しかしながら、この深冷
硬化処理の必要性は、少なくとも部分的には合金のマル
テンサイト仕上温度次第である。このマルテンサイト仕
上温度が十分に高ければ、マルテンサイト組織への変態
には深冷硬化処理を行なわなくとも進行することにな
る。さらには、その深冷硬化処理の必要性は製造する個
体のサイズによっても左右される。その個体サイズが大
きくなれば合金の凝離がその分大きくなり、深冷硬化処
理もそれだけメリットがある。また、個体を深冷硬化処
理する時間長も、当該個体が大きい場合にはマルテンサ
イト組織への完全変態を得るためにその大きい分に応じ
て長くする必要がある。
本発明の合金の時効硬化技法は当業者周知の従来の析
出硬化ステンレス孔合金に用いるものである。例えば、
合金時効処理の温度は約482℃と約621℃との間であり、
処理時間は約４時間である。使用する特定の時効硬化条
件は下記のことを考慮に入れて選択している。すなわ
ち、（１）合金の最大抗張力は時効時間が増すに連れて
下がる。（２）所望の強度レベルまで合金を時効硬化す
るのに必要な時間は時効温度が下がるに連れて長くな
る。
出硬化ステンレス孔合金に用いるものである。例えば、
合金時効処理の温度は約482℃と約621℃との間であり、
処理時間は約４時間である。使用する特定の時効硬化条
件は下記のことを考慮に入れて選択している。すなわ
ち、（１）合金の最大抗張力は時効時間が増すに連れて
下がる。（２）所望の強度レベルまで合金を時効硬化す
るのに必要な時間は時効温度が下がるに連れて長くな
る。
本発明の合金は、多種多様な用途に応じて多様な製品
形状に形成できるとともに、従来の手法でビレット、バ
ー、ロッド、ワイヤー、ストリップ、プレート、シート
に形成するのに適している。本発明の合金は、応力腐食
割れ耐性、強度および切欠靭性を良好な組合せで具有す
る合金を需要する幅広い実用面において有用である。特
に、本発明の合金は航空機の構造部材や固締具を製造す
るのに使用できるとともに、医療機械や歯科器具に使用
するのにも極めて適している。
形状に形成できるとともに、従来の手法でビレット、バ
ー、ロッド、ワイヤー、ストリップ、プレート、シート
に形成するのに適している。本発明の合金は、応力腐食
割れ耐性、強度および切欠靭性を良好な組合せで具有す
る合金を需要する幅広い実用面において有用である。特
に、本発明の合金は航空機の構造部材や固締具を製造す
るのに使用できるとともに、医療機械や歯科器具に使用
するのにも極めて適している。
例 本発明の合金の他に類のない性質組合せを例証すべ
く、本発明の合金の例１〜18を作成した。それらの組成
を表１に重量パーセントで示す。また、比較のために、
本発明の範囲外の組成をもった比較用ヒート（heat）も
作成した。これら比較用ヒートの組成も重量パーセント
で表１に示す。
く、本発明の合金の例１〜18を作成した。それらの組成
を表１に重量パーセントで示す。また、比較のために、
本発明の範囲外の組成をもった比較用ヒート（heat）も
作成した。これら比較用ヒートの組成も重量パーセント
で表１に示す。
合金Ａ、Ｂは従来の析出硬化ステンレス鋼合金の１
つ、また合金Ｃ、Ｄは別の従来の析出硬化ステンレス鋼
合金を示している。
つ、また合金Ｃ、Ｄは別の従来の析出硬化ステンレス鋼
合金を示している。
例１は7.7kgの実験用ヒートとして作成した。これを
真空誘導溶融し、6.98cm角のテーパーインゴットに鋳造
した。このインゴットを1038℃に加熱し、3.49cm角の形
バーにプレス鍛造した。このバーを2.86cm角のバーに仕
上鍛造し、室温まで空冷した。この鍛造バーは1010℃で
熱間圧延して1.59cm径の丸バーに形成し、室温にまで空
冷した。
真空誘導溶融し、6.98cm角のテーパーインゴットに鋳造
した。このインゴットを1038℃に加熱し、3.49cm角の形
バーにプレス鍛造した。このバーを2.86cm角のバーに仕
上鍛造し、室温まで空冷した。この鍛造バーは1010℃で
熱間圧延して1.59cm径の丸バーに形成し、室温にまで空
冷した。
例２〜４、12〜18、および比較用ヒートＡ、Ｃを11.3
kgの実験用ヒートとして作成、これをアルゴンガスの分
圧下で真空誘導溶融し、8.9cm角のテーパーインゴット
に鋳造した。このインゴットは、1010℃を開始温度とし
てプレス鍛造して、4.76cm角のバーに形成した。この後
これを室温にまで空冷した。この方形バーを再加熱し、
1010℃を開始温度としてプレス鍛造して3.18cm角のバー
に形成し、再加熱し、1010℃を開始温度としてこれをを
熱間圧延して1.59cm径の丸バーに形成した。この後、そ
の丸バーを室温にまで空冷した。
kgの実験用ヒートとして作成、これをアルゴンガスの分
圧下で真空誘導溶融し、8.9cm角のテーパーインゴット
に鋳造した。このインゴットは、1010℃を開始温度とし
てプレス鍛造して、4.76cm角のバーに形成した。この後
これを室温にまで空冷した。この方形バーを再加熱し、
1010℃を開始温度としてプレス鍛造して3.18cm角のバー
に形成し、再加熱し、1010℃を開始温度としてこれをを
熱間圧延して1.59cm径の丸バーに形成した。この後、そ
の丸バーを室温にまで空冷した。
例５、６、８〜10は16.8kgの実験用ヒートとして作成
し、アルゴンガスの分圧下で真空誘導溶融し、これを鋳
造して10.2cm角のテーパーインゴットに形成した。この
インゴットをさらに1010℃を開始温度としてプレス鍛造
して5.1cm角のバーに形成し、これを空冷した。5.1cm角
の鍛造バーからある長さを切り出し、これを1010℃を開
始温度として鍛造して3.33cm角のバーに形成した。この
鍛造バーを1010℃で熱間圧延して1.59cm径の丸バーに形
成した。そして室温に空冷した。
し、アルゴンガスの分圧下で真空誘導溶融し、これを鋳
造して10.2cm角のテーパーインゴットに形成した。この
インゴットをさらに1010℃を開始温度としてプレス鍛造
して5.1cm角のバーに形成し、これを空冷した。5.1cm角
の鍛造バーからある長さを切り出し、これを1010℃を開
始温度として鍛造して3.33cm角のバーに形成した。この
鍛造バーを1010℃で熱間圧延して1.59cm径の丸バーに形
成した。そして室温に空冷した。
例７、11および比較用ヒートＢ、Ｄは56.7kgの実験用
ヒートとして作成し、アルゴンガンの分圧下で真空誘導
溶融し、これを鋳造して11.4cm角のテーパーインゴット
に形成した。さらに1010℃を開始温度としてこのインゴ
ットをプレス鍛造して5.1cm角のバーに形成し、これを
室温にまで空冷した。このバーを再加熱し、1010℃を開
始温度としてこれを鍛造して3.33cm角のバーに形成し
た。この鍛造バーを1010℃で熱間圧延して1.59cm径の丸
バーに形成した後室温に空冷した。
ヒートとして作成し、アルゴンガンの分圧下で真空誘導
溶融し、これを鋳造して11.4cm角のテーパーインゴット
に形成した。さらに1010℃を開始温度としてこのインゴ
ットをプレス鍛造して5.1cm角のバーに形成し、これを
室温にまで空冷した。このバーを再加熱し、1010℃を開
始温度としてこれを鍛造して3.33cm角のバーに形成し
た。この鍛造バーを1010℃で熱間圧延して1.59cm径の丸
バーに形成した後室温に空冷した。
各例と比較用ヒートとを徐冷／冷間処理条件で荒削り
（rough rurned）して、平滑抗張力試験用、応力腐食試
験用、切欠抗張力試験用であって、表２に示す寸法の試
験片を作成した。各試験片は円筒形で、中央部が小直径
となっており、最小半径部が中央部と各端部とを結んで
いる。応力腐食試験片は400粒度の表面仕上げで公称ゲ
ージ径に研磨した。
（rough rurned）して、平滑抗張力試験用、応力腐食試
験用、切欠抗張力試験用であって、表２に示す寸法の試
験片を作成した。各試験片は円筒形で、中央部が小直径
となっており、最小半径部が中央部と各端部とを結んで
いる。応力腐食試験片は400粒度の表面仕上げで公称ゲ
ージ径に研磨した。
各例／ヒートの試験片を下表３に示す条件で熱処理し
た。ピーク強度が得られるように熱処理条件を選んだ。
た。ピーク強度が得られるように熱処理条件を選んだ。
表３ 溶体処理 時効処理 例１〜18 982/1時間/WQ1.2 482/4時間/AC3 ヒートＡ、Ｂ 927/1時間/WQ4 510/4時間/AC ヒートＣ、Ｄ 816/1時間/WO 482/4時間/AC 注:1 WQ 水急冷 2 −73℃で１時間冷間処理した後、空気中で暖め
た。
た。
3 AC 空冷 4 0.6℃で１時間冷間処理した後、空気中で暖め
た。
た。
例１〜18の機械的性質を比較用ヒートＡ〜Ｄの性質と
比較した。測定した性質は、0.2％降伏応力（.2％Y
S）、最大抗張力（UTS）、４直径の伸び率（％Elon
g.）、断面減少率（％Red.）、切欠抗張力（NTS）であ
る。長手方向に沿って上記性質をすべて測定した。その
測定結果を表４に示す。
比較した。測定した性質は、0.2％降伏応力（.2％Y
S）、最大抗張力（UTS）、４直径の伸び率（％Elon
g.）、断面減少率（％Red.）、切欠抗張力（NTS）であ
る。長手方向に沿って上記性質をすべて測定した。その
測定結果を表４に示す。
表４のデータから解るように本発明の例１〜18はヒー
トＡ、Ｂと比較して優れた降伏応力と抗張力とを示して
いると同時にNTS/UTS比が示すように切欠靭性が合格レ
ベルにあり、同様に延性も合格レベルにある。このよう
に、本発明の例１〜18はヒートＡ、Ｂよりも強度と延性
との組合せに優れていることが解る。
トＡ、Ｂと比較して優れた降伏応力と抗張力とを示して
いると同時にNTS/UTS比が示すように切欠靭性が合格レ
ベルにあり、同様に延性も合格レベルにある。このよう
に、本発明の例１〜18はヒートＡ、Ｂよりも強度と延性
との組合せに優れていることが解る。
また、表４のデータから解るように本発明の例１〜18
はその抗張力がヒートＣ、Ｄと少なくとも同等であるか
それより著しくよいと同時に降伏応力と延性とが許容値
であり、同様に、NTS/UTS比が示すように切欠靭性も許
容レベルにある。
はその抗張力がヒートＣ、Ｄと少なくとも同等であるか
それより著しくよいと同時に降伏応力と延性とが許容値
であり、同様に、NTS/UTS比が示すように切欠靭性も許
容レベルにある。
塩化物を含む媒体中での例７〜11の応力腐食割れ耐性
を低ひずみ速度試験によって比較ヒートＢ、Ｄのそれと
比較した。応力腐食割れ耐性試験のために、例７〜11の
試験片を抗張力試験用試験片と同様に溶体処理し、その
処理後の試験片を、高レベルの強度を得るべく選択した
温度で過時効処理した。比較ヒートＢ、Ｄの試験片をそ
れらの対応の抗張力試験用試験片と同様に溶体処理した
が、その後の過時効処理は、航空機産業界における代表
的な規定値になっている応力腐食割れ耐性レベルを得る
べく選んだ温度で行なった。より詳しくは、例７〜11は
538℃で４時間の時効硬化処理に付した後空冷したが、
比較ヒートＢ、Ｄのほうは566℃で４時間時効硬化処理
して、その後空冷した。
を低ひずみ速度試験によって比較ヒートＢ、Ｄのそれと
比較した。応力腐食割れ耐性試験のために、例７〜11の
試験片を抗張力試験用試験片と同様に溶体処理し、その
処理後の試験片を、高レベルの強度を得るべく選択した
温度で過時効処理した。比較ヒートＢ、Ｄの試験片をそ
れらの対応の抗張力試験用試験片と同様に溶体処理した
が、その後の過時効処理は、航空機産業界における代表
的な規定値になっている応力腐食割れ耐性レベルを得る
べく選んだ温度で行なった。より詳しくは、例７〜11は
538℃で４時間の時効硬化処理に付した後空冷したが、
比較ヒートＢ、Ｄのほうは566℃で４時間時効硬化処理
して、その後空冷した。
応力腐食割れ耐性の試験は各例、各ヒートの数組の試
験片に1x10−5cm/secの定伸張速度で引張応力を与え
た。試験は下記の４種類の媒体の中で行なった。それら
の媒体とは（１）H3PO4でpH1.5に酸性化させた10.0％Na
Clの沸騰溶液、（２）固有pH値（4.9〜5.9）での3.5％N
aClの沸騰溶液、（３）H3PO4でpH1.5に酸性化させた3.5
％NaClの沸騰溶液、（４）25℃の空気である。空気中で
行なった試験の結果は、塩化物を含む媒体での試験で得
た結果の比較対象とする基準値として用いた。
験片に1x10−5cm/secの定伸張速度で引張応力を与え
た。試験は下記の４種類の媒体の中で行なった。それら
の媒体とは（１）H3PO4でpH1.5に酸性化させた10.0％Na
Clの沸騰溶液、（２）固有pH値（4.9〜5.9）での3.5％N
aClの沸騰溶液、（３）H3PO4でpH1.5に酸性化させた3.5
％NaClの沸騰溶液、（４）25℃の空気である。空気中で
行なった試験の結果は、塩化物を含む媒体での試験で得
た結果の比較対象とする基準値として用いた。
応力腐食試験の結果を表５に示す。この表には、試験
片の破壊までの時間（総試験時間）（時間数）、伸び率
および断面縮小率を示す。
片の破壊までの時間（総試験時間）（時間数）、伸び率
および断面縮小率を示す。
試験した合金の相対的な応力腐食割れ耐性は基準媒体
中において測定したパラメータに対する腐食媒体中にお
いて測定したパラメーターの比を見ればよく理解でき
る。表６は表５のデータを要約したもので、比較し易い
ようにデータを比率の形態で示してある。TC/TR欄の値
は腐食条件下での破壊までの平均時間と、基準条件下で
の破壊までの平均時間との比である。またEC/ER欄の値
は腐食条件下での平均伸び率と、基準条件下での平均伸
び率との比である。同様に、RC/RR欄の値は腐食条件下
での断面縮小率と基準条件下での断面縮小率との比であ
る。
中において測定したパラメータに対する腐食媒体中にお
いて測定したパラメーターの比を見ればよく理解でき
る。表６は表５のデータを要約したもので、比較し易い
ようにデータを比率の形態で示してある。TC/TR欄の値
は腐食条件下での破壊までの平均時間と、基準条件下で
の破壊までの平均時間との比である。またEC/ER欄の値
は腐食条件下での平均伸び率と、基準条件下での平均伸
び率との比である。同様に、RC/RR欄の値は腐食条件下
での断面縮小率と基準条件下での断面縮小率との比であ
る。
例７〜11とヒートＢ、Ｄの機械的性質も測定し、表７
に示す。この表７は0.2％オフセット降伏応力（.2％Y
S）、ksi（MPa）単位での最大抗張力（UTS）、４直径に
おける伸び率（％Elong.）、断面縮小率（％Red.in Are
a）およびksi（MPa）単位での切欠抗張力（NTS）をそれ
ぞれ示す。
に示す。この表７は0.2％オフセット降伏応力（.2％Y
S）、ksi（MPa）単位での最大抗張力（UTS）、４直径に
おける伸び率（％Elong.）、断面縮小率（％Red.in Are
a）およびksi（MPa）単位での切欠抗張力（NTS）をそれ
ぞれ示す。
表６、７のデータを合わせて考察すれば理解されるよ
うに、例７〜11で示される本発明の合金は強度と応力腐
食割れ耐性とを特異な組合せで具有する。詳細には、表
６、７のデータが示すように例７〜11は比較ヒートＢ、
Ｄより著しく高い強度をもつことができる一方でこれら
ヒートＢ、Ｄに匹敵するレベルの応力腐食割れ耐性をも
つ。例７の追加試験片を538℃で４時間時効硬化処理
し、これを空冷した。これらの試験片の室温での最大抗
張力はそれぞれ214.3ksi、213.1ksiであったが、これら
は同様に時効硬化処理したヒートＢ、Ｄの強度よりやは
り著しく良好なものである。また、実際に試験は行なわ
なかったが、例7 11の応力腐食割れ耐性はより高い温度
で時効硬化処理した場合と少なくとも同じあるいはこれ
を上回ることが予想される。さらに付言すれば、腐食媒
体である10.0％NaCl沸騰溶液というのは航空機産業界に
おいて認識されている基準を上回る厳しさである。
うに、例７〜11で示される本発明の合金は強度と応力腐
食割れ耐性とを特異な組合せで具有する。詳細には、表
６、７のデータが示すように例７〜11は比較ヒートＢ、
Ｄより著しく高い強度をもつことができる一方でこれら
ヒートＢ、Ｄに匹敵するレベルの応力腐食割れ耐性をも
つ。例７の追加試験片を538℃で４時間時効硬化処理
し、これを空冷した。これらの試験片の室温での最大抗
張力はそれぞれ214.3ksi、213.1ksiであったが、これら
は同様に時効硬化処理したヒートＢ、Ｄの強度よりやは
り著しく良好なものである。また、実際に試験は行なわ
なかったが、例7 11の応力腐食割れ耐性はより高い温度
で時効硬化処理した場合と少なくとも同じあるいはこれ
を上回ることが予想される。さらに付言すれば、腐食媒
体である10.0％NaCl沸騰溶液というのは航空機産業界に
おいて認識されている基準を上回る厳しさである。
本明細書に使用した用語や表現は説明を行なうための
ものであって、限定的なものではない。したがって、か
かる用語や表現の使用するにあたって、ここに説明した
均等物あるいはその一部を排除することを意図するもの
ではない。しかしながら、特許請求の範囲に記載した発
明の範囲を逸脱することなく本発明の様々な変更が可能
である。
ものであって、限定的なものではない。したがって、か
かる用語や表現の使用するにあたって、ここに説明した
均等物あるいはその一部を排除することを意図するもの
ではない。しかしながら、特許請求の範囲に記載した発
明の範囲を逸脱することなく本発明の様々な変更が可能
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 コサ シーオドール アメリカ合衆国，ペンシルベニア州 19607，リーディング，オークモント コート 171 (72)発明者 ダルマイン ブラッドフォード エイ. アメリカ合衆国，ペンシルベニア州 19605，ミューレンバーグ，キンダー ドライブ 4105 (56)参考文献 特開 昭60−92457（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 C22C 38/54
Claims (18)
- 【請求項１】基本組成分として下記、すなわち Ｃ 0.03以下 Mn 1.0以下 Si 0.75以下 Ｐ 0.040以下 Ｓ 0.020以下 Cr 10〜13 Ni 10.5〜11.6 Ti 1.5〜1.8 Mo 0.25〜1.5 Cu 0.95以下 Al 0.25以下 Nb 0.3以下 Ｂ 0.010以下 Ｎ 0.030以下 と、実質残組成分として鉄を含む、応力腐食割れ耐性
と、強度と、切欠靭性とを特異な組合せで具有する析出
硬化性のマルテンサイト系ステンレス鋼合金。 - 【請求項２】銅を約0.75重量パーセントしか含有しない
請求項１に記載の合金。 - 【請求項３】アルミを約0.10重量パーセントしか含有し
ない請求項１に記載の合金。 - 【請求項４】ニオブを約0.10重量パーセントしか含有し
ない請求項１に記載の合金。 - 【請求項５】ニッケルを約11.25重量パーセントしか含
有しない請求項１に記載の合金。 - 【請求項６】ニッケルを少なくとも約10.75重量パーセ
ント含有する請求項１に記載の合金。 - 【請求項７】クロムを少なくとも約10.5重量パーセント
含有する請求項１に記載の合金。 - 【請求項８】クロムを約12.5重量パーセントしか含有し
ない請求項１に記載の合金。 - 【請求項９】チタンを約1.7重量パーセントしか含有し
ない請求項１に記載の合金。 - 【請求項１０】モリブデンを約1.25重量パーセントしか
含有しない請求項１に記載の合金。 - 【請求項１１】モリブデンを少なくとも約0.75重量パー
セント含有する請求項１に記載の合金。 - 【請求項１２】基本組成分として下記、すなわち Ｃ 0.02以下 Mn 0.25以下 Si 0.25以下 Ｐ 0.015以下 Ｓ 0.010以下 Cr 10.5〜12.5 Ni 10.75〜11.25 Ti 1.5〜1.7 Mo 0.75〜1.25 Cu 0.50以下 Al 0.050以下 Nb 0.050以下 Ｂ 0.001〜0.005 Ｎ 0.015以下 と 実質残組成分として鉄を含む、応力腐食割れ耐性
と、強度と、切欠靭性とを良好な組合せで具有する析出
硬化性のマルテンサイト系ステンレス鋼合金。 - 【請求項１３】クロムを約12.0重量パーセントしか含有
しない請求項12に記載の合金。 - 【請求項１４】クロムを少なくとも約11.0重量パーセン
ト含有する請求項12に記載の合金。 - 【請求項１５】ニッケルを少なくとも約10.85重量パー
セント含有する請求項12に記載の合金。 - 【請求項１６】モリブデンを約1.1重量パーセントしか
含有しない請求項12に記載の合金。 - 【請求項１７】モリブデンを少なくとも約0.9重量パー
セント含有する請求項12に記載の合金。 - 【請求項１８】基本組成分として下記、すなわち Ｃ 0.015以下 Mn 0.10以下 Si 0.10以下 Ｐ 0.010以下 Ｓ 0.005以下 Cr 11.0〜12.0 Ni 10.85〜11.25 Ti 1.5〜1.7 Mo 0.9〜1.1 Cu 0.25以下 Al 0.025以下 Nb 0.025以下 Ｂ 0.0015〜0.0035 Ｎ 0.010以下 と 実質残組成分として鉄を含む、応力腐食割れ耐性
と、強度と、切欠靭性とを良好な組合せで具有する析出
硬化性のマルテンサイト系ステンレス鋼合金。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US08/533,159 | 1995-09-25 | ||
| US08/533,159 US5681528A (en) | 1995-09-25 | 1995-09-25 | High-strength, notch-ductile precipitation-hardening stainless steel alloy |
| US533,159 | 1995-09-25 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000502404A JP2000502404A (ja) | 2000-02-29 |
| JP3227468B2 true JP3227468B2 (ja) | 2001-11-12 |
Family
ID=24124750
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP51344397A Expired - Lifetime JP3227468B2 (ja) | 1995-09-25 | 1996-09-05 | 高強度、切欠延性、析出硬化ステンレス鋼合金 |
Country Status (12)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5681528A (ja) |
| EP (1) | EP0859869B1 (ja) |
| JP (1) | JP3227468B2 (ja) |
| KR (1) | KR100421271B1 (ja) |
| AT (1) | ATE188512T1 (ja) |
| BR (1) | BR9611065A (ja) |
| CA (1) | CA2232679C (ja) |
| DE (1) | DE69606061T2 (ja) |
| ES (1) | ES2142087T3 (ja) |
| IL (1) | IL123755A (ja) |
| TW (1) | TW428032B (ja) |
| WO (1) | WO1997012073A1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US5851316A (en) * | 1995-09-26 | 1998-12-22 | Kawasaki Steel Corporation | Ferrite stainless steel sheet having less planar anisotropy and excellent anti-ridging characteristics and process for producing same |
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| US6280185B1 (en) | 2000-06-16 | 2001-08-28 | 3M Innovative Properties Company | Orthodontic appliance with improved precipitation hardening martensitic alloy |
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