JP3487825B2 - 最新表面浸炭二次硬化鋼 - Google Patents

最新表面浸炭二次硬化鋼

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Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】（発明の背景） この特許出願は、陸軍研究局補助金第ＤＡＡＨ０４−９
６−１−０２６６号により資金提供された。この発明
は、特に肌焼き鋼歯車、並びに表面浸炭鋼合金から作ら
れるその他の製品、の製造に有用な新種の鋼合金に関す
る。
【０００２】現今、市場には多数の高性能歯車及び軸受
鋼が存在する。多数のこれら材料は、高い表面硬さを達
成するために一次炭化物を利用しており、その他のもの
はイプシロン炭化物又はセメンタイト強化を伴う第一段
又は第三段焼き戻し条件を利用している。一次炭化物
は、溶体化処理中に炭素含有量が固溶限界を越えると形
成され、大きな合金炭化物が析出する。これは特に、合
金炭化物強化を利用する二次硬化鋼の場合であって、大
きな熱安定性が摩滅抵抗などの特性を改善する。しか
し、研究によれば一次炭化物の形成は曲げ及び接触疲労
抵抗の両方に有害な影響を与えることがある。一次炭化
物の形成は、亦、網目状などの好ましくない炭化物分布
を避けるための工程管理を難しくすることがある。加え
て、現在流通している歯車及び軸受鋼における一次炭化
物の形成は、表面の有益な圧縮残留応力を逆転させるこ
ともある。これは一次炭化物によりオーステナイト安定
化元素が消費されることによって、マルテンサイト開始
温度の空間分布が逆転することに起因する。このよう
に、一次炭化物形成に頼らず、熱安定性の優れた二次硬
化作用をもたらす肌焼き鋼に対する必要性が明らかにな
ってきている。この発明は、この要求に答える新種の鋼
を提供し、且つ疲労及び摩耗抵抗を大きく改善するため
に表面硬度を更に高められる一層効果的な二次硬化作用
を活用したものである。
【０００３】滑り摩耗の用途においては、一次炭化物の
形成が有益であることもあるが、しかし、現在流通して
いる歯車及び軸受鋼においては、これは一次炭化物が硬
度改善元素を消費することにより表面の有益な圧縮残留
応力を逆転させてしまう可能性がある。
【０００４】このように、一次炭化物形成に頼らない肌
焼き鋼に対する必要性が明らかになってきている。
【０００５】（発明の概要） 手短に言えば、本発明は、約15から28重量パーセントの
コバルト、1.5から9.5重量パーセントのニッケル、3.5
から9.0重量パーセントのクロム、3.5重量パーセント迄
のモリブデン、及び0.2重量パーセント迄のバナジウム
の混合物と組み合わせた、約0.05重量パーセントから約
0.24重量パーセントの範囲の炭素含有量を有する一種の
肌焼き鋼合金から成る。
【０００６】顕微鏡的特徴は、 クロム、モリブデン、
及びバナジウムを特徴的に含む M２C炭化物によって強
化されるニッケル-コバルト基格子状(lath)マルテンサ
イト素地鋼である。この種の鋼の典型的な処理法は、表
面浸炭、溶体化処理、焼き入れ、及び焼き戻しを含む、
ただし合金含有量が高いので焼き入れは必要としないこ
とがある。表面浸炭はM２C炭化物の体積比に勾配を生
じ、結果として硬さがそれに付随して増加し、表面の圧
縮残留応力を増進させる。M２C強化感応性の効率が高い
ので、溶解炭素含有量に限界が有っても、この種の鋼に
非常に高い表面硬度を達成させる。従って、この種の鋼
は一次炭化物の析出なしで非常に高い表面硬度を達成す
る能力を有する。
【０００７】この種の合金の代表的な利点は、優れた摩
耗及び疲労抵抗をもたらす超高表面硬度、優れた中心部
の強度と靱性特性、歪みが少なくなる最適空冷硬化性、
及び高い熱抵抗性、を包含している。
【０００８】この新種の二次硬化歯車及び軸受鋼は、効
果的なM２C析出分散強化を利用した素地からなる鋼であ
る。この分散強化能力によって、特定の用途に対して優
れた特性の組み合わせを得ることが出来る。例えば、現
在流通している材料に近い表面特性が望まれる場合は、
中心部の強度と靱性を一層優れたものにすることが出来
る。より優れた表面特性が望まれる用途では、開示した
鋼は、中心部の特性を普通に保って、表面特性で容易に
代表的な材料を凌駕することが出来、腐蝕抵抗が要求さ
れる用途では、これらの新規鋼は表面機械特性を典型的
な非不銹鋼と同等に保った上で、不銹鋼特性を与えるこ
とが出来る。
【０００９】発明のこれら及びその他の目的、利点及び
特徴は、以下の詳細な説明で述べる。
【００１０】（好ましい実施態様の説明） 発明の鋼合金は、実験的確認又は試験を伴った種々のモ
デル化技術を用いて開発された。モデル化の重要な要素
は、熱化学的データ・バンク及びソフトウエア体系の応
用である。採用した体系又はプログラムは、より高い次
元の多成分系に外挿するために、二元、三元、及び四元
系からの熱力学的査定値を利用している。平衡、条件付
き平衡、及び駆動力は、組成、化学ポテンシャル、その
他の利用者規定関数の関数として計算できる。この情報
を実在の合金の対象としている非平衡過程のモデル化に
適用するために、熱力学的スケーリング因子で相変態の
力学的状態が記述され、次いで熱化学的ソフトウエアに
より評価される。このように、仮想的鋼組成が最初の計
算モデルの主題であり、超高強度鋼における二次硬化反
応をもたらすM２C炭化物の析出を含むものであった。第
二の努力事項はマルテンサイト開始温度の非線形組成依
存性に対する発表された熱力学に基づくモデルを採用す
ることであった。第三のモデル化の努力事項は、水素脆
化及び粒界破壊に対する抵抗の改善を達成するという目
標を持って、仮想的組成を得るために量子力学計算を応
用することを含んでいる。モデル化技術は最適化された
合金の試験によって追試された。以下はモデル化技術で
考慮すべき事項の考察である。
【００１１】二次硬化 超高強度(UHS)二次硬化鋼は、焼き戻し中のコヒーレン
トM２C炭化物の析出によって強化される。転位の回復が
妨げられる高コバルト鋼においては、M２C炭化物が転位
上にコヒーレントに析出し、焼き戻し中において特徴的
な二次硬化の最大値を与える。対象となる寸法と時間ス
ケールの全領域に跨がる実験的情報を集めるために、広
範囲の技術が利用された。原子プローブ電界イオン顕微
鏡観察(APFIM)、透過型電子顕微鏡観察(TEM)、小角中性
子散乱(SANS)、及びX-線回折(XRD)技術が、M２C析出物
の寸法、形状、組成、及び格子定数についての情報を、
焼き戻し時間を一時間以下から千時間以上に亘って変化
させた結果得られる硬度の値と一緒に提供する。この研
究は、成長過程が抑圧されて限界寸法に近い粒子径を保
ちながら核生成及び粗大化の過程により析出が起こると
した、ランガー(Langer)とシュバルツ(Schwartz)により
開発された高度に過飽和状態での析出に対する理論によ
って、この析出が良く記述されることを確認した。
【００１２】これらの調査に基づいて、二つの重要なス
ケーリング因子が確認された。最初の限界核が析出反応
全体に亘る析出物の寸法スケールを決定し、粗大化速度
定数が析出時間スケールを決定する。超高強度鋼の最高
硬度は、通常は粒子剪断からオロワン(Orowan)の迂回へ
の遷移に対応する粒子寸法において発生する。靱性及び
疲労寿命を制限する可能性の有る全ての過度的セメンタ
イトを溶解させるために、M２C析出は完了するまでもっ
ていくのが有利である。それ故、最初の限界粒子寸法が
小さければ小さいほど、最高硬度に対して一層近いとこ
ろまで析出が完了し、より効率的な強化が得られる。二
次硬化反応と、粒界脆化に導く先行オーステナイト結晶
粒界への不純物の偏析との間の動的競合に寄与するので
析出の時間スケールも重要である。
【００１３】最初の限界核寸法は、析出の熱力学的駆動
力と逆方向に釣り合っている。M２C炭化物の場合は、先
行セメンタイト形成及びコヒーレンシーがこの量に及ぼ
す影響を包含することが重要である。コヒーレント弾性
自己エネルギーは、等価アイゲンストレイン(Eigenstra
in)法を用いて異方性楕円介在物の計算によって数値を
求めることが出来、最終的応力分布に及ぼす溶質の再分
布の影響は、開放系の弾性定数を用いてアドレスされ
る。粒子と素地の格子定数の組成依存性を介してコヒー
レンシー歪みを組成と関連づけることによって、弾性自
己エネルギーの組成依存性が熱力学ソフトウエアと共用
できる形で決定される。線型弾性自己エネルギー計算は
上限値を与え、実験対象合金の大きな集合の析出組成の
軌道に合わせるのに補正計数が用いられる。
【００１４】先行セメンタイト析出の影響は、擬平衡セ
メンタイトに起因する炭素ポテンシャルの存在下でコヒ
ーレント駆動力を計算することによって説明される。擬
平衡炭素ポテンシャルは、置換型の種は一定に保たれ侵
入型炭素のみが関与できるような、素地とセメンタイト
の間の平衡として定義される。この近似においては、セ
メンタイトは一定の化学ポテンシャルの炭素源の役をす
る。
【００１５】図１は、上述の模型を有する試作合金の強
化感応性の一致の程度を示す。試作合金は、16重量％コ
バルト、5重量％ニッケル、及び0.24重量％炭素と、炭
化物形成元素のクロム、モリブデン、及びいくつかの場
合にはバナジウムを、量を変えて含有している。ニッケ
ル含有量は焼き戻し時にオーステナイトが析出するのを
排除するように選んであり、硬化感応性が複雑になるの
を防いでいる。図１には、510℃での焼き戻しにおける
最高硬度が、擬平衡セメンタイトの存在下でのM２C炭化
物の析出に対する駆動力に対して、図表示してある。白
丸はバナジウムを含む合金を表わす。図の関係は、この
種の合金の最高硬度の値を+/-25VHNの近似で予測できる
可能性を証明した。
【００１６】高い過飽和状態での析出の時間スケール
は、ランガー-シュバルツ処理によれば、粒子分布の粗
大化速度と釣り合っている。この開発で追求した模型化
は、二元系における球状粒子の粗大化を記述するリフシ
ッツ-スリオゾフ(Lifshitz-Slyozov)及びウェイガー(Wa
ger)(LSW)理論について詳細に述べており、LSW理論の二
元系の制限を除去する意図をもって、ソフトウエア及び
データ・バンク体系の多成分系熱力学と共用できる形で
再公式化している。
【００１７】この解析の結果は、多成分系拡散係数、平
衡分配係数、及び平衡状態で数値を求めたギブスの自由
エネルギーの二次導関数、の関数として平均寸法の粒子
の粗大化速度を記述する。表面エネルギー及びモル体積
は組成に独立として捕え、一定値と考えている。この表
現形式では、粗大化速度定数は漸近的解析の結果であ
り、非常に長い時間スケールで且つ非常に平衡に近い状
態での代表値に過ぎない。これは確かに、高い過飽和状
態におけるM２C炭化物の析出の場合とは異なる。合金の
素地の含有量は、析出過程の大部分では平衡から遠く離
れており、完了間近になって平衡に近づくのみである。
析出時と平衡時の素地合金含有量の相対的な差を用いて
測定されるような、化学量論的量の炭化物形成元素を含
有する合金に対しては、この効果は一層厳しいものであ
る。
【００１８】化学量論的合金における析出時には、合金
素地の含有量は合金全体の含有量と同じ程度であるが、
一方平衡時には、素地合金含有量は非常に少ない。析出
過程において存在する状態をより良く表現する粗大化速
度定数を決定するために、粗大化速度は析出物の体積比
が平衡時の値の二分の一の時点で評価される。これはM
２C炭化物に対するコヒーレント平衡を計算し、次いで
相の量が平衡時の値の半分になるまで、毛管現象の原因
となるようにM２C相にエネルギーを加えることで達成さ
れる。粗大化速度は次いで、この状態の熱力学特性から
計算される。図２は、このデータが入手できる試作合金
の、析出半完了時間と半完了粗大化速度定数との間の相
関を示している。
【００１９】Mｓ温度 残留応力分布を制御した状態で完全マルテンサイト構造
を達成する目的で、浸炭鋼内のマルテンサイト開始(M
ｓ)温度の空間分布を予測して制御するために、出版さ
れているモデルを採用した。文献データ及び実験的多成
分合金の評価値の両方を用いて、熱力学に基づいた核生
成動的モデルがＭｓ温度測定値の組成依存性に対して補
正された。
【００２０】界面粘着性 水素脆性のような結晶粒界脆化現象は、目的とする合金
においては望ましくない。超高強度鋼の脆化は、燐や硫
黄などの不純物の結晶粒界への先行する偏析に伴うもの
である。ライス(Rice)とウォン(Wang)によるこの現象の
熱力学的な取り扱いは、粒界に沿った脆性破壊に必要な
仕事を減少させる偏析溶質の潜在力は、粒界と自由表面
における溶質の偏析エネルギーの差と、直線的関係に在
ることを説明している。明確に、自由表面で高い偏析エ
ネルギーを有する溶質は脆化元素となり、一方結晶粒界
で高い偏析エネルギーを有する溶質は粒界粘着性を高め
る。鉄基合金において報告されている偏析エネルギー及
び脆化危険性(結晶粒界での溶質一原子パーセント当た
りの靱性-脆性遷移温度の変化として報告されている)の
調査は、これらの一般的傾向を明示している、がしか
し、表面熱力学的測定が困難なのでいくつかの溶質に付
いては不正確な値が与えられている。
【００２１】鉄Σ3[110](111)結晶粒界及び(111)不純物
溶質の単原子層を有する自由表面を代表する原子単位胞
の全エネルギーを決定するのに第一原理による計算が用
いられた。計算は、全ポテンシャル線型化平面波(FLAP
W)全エネルギー技術を用いて達成された。原子構造はそ
れぞれの場合において、最少エネルギー状態を見出すた
めに緩和状態とした。これらの計算の結果は、偏析溶質
の脆化又は粘着性向上効果に関係する偏析エネルギーだ
けでなく、粒界及び表面環境での溶質の基本的な電子構
造も包含している。硼素、強い粘着性向上元素、と燐、
強い脆化促進元素、との間の指向性共有結合電子構造の
比較は、硼素の2p電子と鉄のdバンドの混成化を伴う粒
界面を横切る硼素原子の強い結合を示唆する。鉄と明確
な混成化の生じない燐原子の場合には、この指向性結合
は見られない。
【００２２】第一原理による計算の結果は、図３におい
て実験的脆化危険性と関係づけられている。電子構造計
算により計算された結晶粒界と自由表面の偏析エネルギ
ーの差、及び実験的に観測された靱性-脆性遷移温度
が、溶質炭素、硼素、燐、及び硫黄の場合に付いて図表
示してある。炭素と硼素は粘着性向上元素、燐と硫黄は
脆化元素として示されている。計算で求めたエネルギー
差は、観測した界面粘着性への影響と非常に良く一致し
ている。
【００２３】材料設計 背景 航空機、自動車、及びその他の用途における、高性能歯
車に対して設計上考慮すべき点は、より小さい空間で且
つより小さい歯車重量により、より多くの動力を伝達す
るという要望を包含している。現在流通している高性能
歯車鋼の代表的なものは、歯車の歯が一般に曲げと接触
応力に曝されるので、浸炭して肌焼きされ表面で60
RＣ、中心部で一般的に35RＣの第一段階焼き入れ焼き戻
しマルテンサイトである。歯車の故障モードは一般に三
種類、歯の破損、表面の点食、及び表面下スポーリング
に分類される。高い表面硬度は、曲げ疲労に起因する歯
の破損を点食故障と同様に制限する。表面下の如何なる
点ででも接触疲労強度が付加応力より低くなると、結果
として表面下スポーリングが起こる。表面下スポーリン
グを避けるため十分な疲労強度を付与するには、一般に
１mmの表面層深さが必要である。
【００２４】第四段階焼き戻し二次硬化鋼は、従来の歯
車鋼を凌駕する多くの利点を提供する。二次硬化鋼で達
成される効率的な強化及び優れた靱性は、特定の動力を
伝達するのに要する歯車の寸法及び重量を削減しつつ、
より高い中心部及び表面層の硬さを達成させる。二次硬
化鋼の高い温度抵抗性は、性能がかじりなどの機構によ
って低下するまでに、より高い温度及びより長い時間の
稼動を可能にする。加えて、市販の二次硬化合金におけ
る最近の成果は、これらの鋼が鋳造可能であることを示
している。
【００２５】解析 表面層-中心部二次硬化鋼体系の体系解析が、設計手順
の第一工程である。図４は、三種の代替可能な処理法、
従来の鍛造鋳塊法、準正味形状精密鋳造、粉末冶金法に
よって製造される、行動力密度歯車に付いての体系構
成、全体処理、構造、特性、性能を説明している。肌焼
き二次硬化歯車鋼は、この流れブロック図のサブシステ
ムであって、この開示の焦点である。連続した処理工程
は、体系全体としての性能に対して要求される特性の組
み合わせを決定する、表面層と中心部の顕微鏡組織の進
展について指示している。表面層及び中心部の何れも、
マルテンサイトの顕微鏡組織からなり、効率的な二次硬
化に必須の転位回復抵抗のために高濃度のコバルトを、
劈開抵抗のためにニッケルを含有している。強化は微細
なM２C炭化物の転位上へのコヒーレント析出によって付
与される。この二次硬化反応は過度的セメンタイトを溶
解し、高い靱性及び疲労抵抗を得るために、セメンタイ
トを排除するように析出反応を完了させる。結晶粒微細
化分散は靱性に二倍の影響を有する。溶体化処理中の高
温での粒成長を制限することによって、脆い粒間破壊形
態は抑制される。
【００２６】結晶粒微細化粒子も亦、靱性微少気孔核生
成及び合体破壊挙動において重要な役割を演じる。この
ように、最大の界面粘着性を有する相を選んで結晶粒界
を固定するためには、十分な体積比及び寸法を保持する
ことが望ましい。脆化不純物の先行偏析を伴う粒界脆性
(水素脆性などの)を避けるために、結晶粒界の化学的性
質を制御することが望ましい。焼き戻しの間、不純物は
結晶粒界に偏析し、燐及び硫黄の場合は粒界の界面粘着
性を減少させ粒間脆性を促進する。不純物を安定な化合
物に結合させて結晶粒界への偏析を減らすために、不純
物除去化合物を用いることが出来る。しかし、最も安定
な化合物を生成するためには、急速凝固処理が要求され
る。溶解度限以内であれば、硼素のような更なる偏析物
質を粒界粘着性向上のために故意に添加しても良く、有
害な結晶粒界偏析に対してある温度での時間を制限する
ために、二次硬化反応の析出速度を増大することが出来
る。
【００２７】設計 設計の第一工程として、望ましい硬さに必要な中心部及
び表面層の炭素量が見積もられる。これは、既存の二次
硬化ニッケル-コバルト鋼のデータを、オロワン強化モ
デルに入れて、望みの強度まで外挿することによって行
なわれる。このニッケル-コバルト鋼に望ましい中心部
及び表面層硬さを付与するためには、0.25重量％の中心
部炭素含有量及び0.55重量％の表面層炭素含有量が必要
であると見積もられた。
【００２８】次の工程は、鉄、ニッケル、及びコバルト
について素地の組成を決定することである。望ましい格
子状マルテンサイト形状を生成するために200℃又はそ
れ以上のMＳ温度が必要である。MＳ温度の組成依存性に
対する核生成動的モデルを用いて、ニッケル及びコバル
ト含有量の変動が決定される。この結果は図５に、5重
量％クロム、0.5重量％モリブデン、及び0.0重量％バナ
ジウムの炭化物形成元素の予備的組成を用いて、表面層
炭素含有量に対して説明されている。表面層が中心部よ
り高い炭素含有量を有しているので、中心部は表面層よ
り高いMＳ温度を持つであろう。図５において、MＳ温度
を200℃に固定するのに必要なコバルト及びニッケル含
有量が表示されている。劈開破壊を避けるために高いニ
ッケル含有量が必要なので、25重量％コバルトを含む組
成が選ばれた。これは、最高可能ニッケル含有量約3.5
重量％を用いることを可能にした。炭化物形成元素の組
成が更に高精度化された時、これらの計算を、後で再度
無矛盾性を見るために繰り返し行なった。
【００２９】炭化物形成元素の最適組成を規定するため
に、多数の設計束縛条件を適用した。合金中の炭化物形
成元素の総量は、表面層に存在する炭素を消費するのに
必要な量より多くなければならない。この下限値は、完
了時に、脆化セメンタイトが完全にM２C炭化物に転換さ
れる。結晶粒界偏析を低減するために、析出速度は最大
化される。これが焼き戻し時間を出来る限り短いものに
する。コヒーレント析出駆動力は、M２Cに小さな限界粒
子寸法を付与し、より効率的に強化するために最大化さ
れる。最後に、溶体化温度は1000℃に限定される。この
ことが、M２３C６、M７C３、MC、及びM６Cなどのクロ
ム、モリブデン及びバナジウムを含む炭化物を適度な処
理温度で溶解させ、一方非常に微細なTiC炭化物を結晶
粒微細化分散剤として作用させる。
【００３０】析出速度定数の計算は、低いモリブデン組
成が好ましいことを示し、一方で駆動力計算は、高いバ
ナジウム含有量の非常に有益な効果を示した。溶解度の
束縛条件が図６の状態図に提出されている。ここには、
1000℃で平衡にある相の分野がクロムとバナジウム含有
量の関数として与えられている。モリブデン含有量は化
学量論的必要条件から決まり、素地組成は前に述べた計
算結果から採られ、炭素含有量は表面層の組成を表わ
す。バナジウム含有量を最大化し、モリブデン含有量を
最少化する、単一相FCC分野内の点は設計基準を満足す
る妥協案を表わす。この組成は、4.8重量％クロム、0.0
3重量％モリブデン、及び0.06重量％バナジウムであ
る。最終的炭化物形成元素を用いて素地組成を再計算し
た結果は、鉄-25コバルト-3.8ニッケル-4.8クロム-0.03
モリブデン-0.06バナジウム-0.55(表面層)/0.25(中心
部)炭素(重量％で)の合金組成となっている。図３のモ
デル予測に一致させて、15〜20ppmの溶解性硼素が粒界
脆性抵抗を向上させるために添加される。
【００３１】実施例 上述の組成の17ポンドの真空誘導溶解を高純度材料から
準備した。鋳塊は1150℃で鍛造し、1.25インチ角で38イ
ンチ長さの棒にした。合金のMＳ温度を膨張測定によっ
て決定し、モデル予測と一致することを見出した。合金
の溶体化処理応答性を、第一段階焼き戻し状態での硬度
測定によって決定した。中心部材料に対する最適処理条
件は、1050℃１時間の溶体化処理に続いて油焼き入れ及
び液体窒素深冷処理することであると決定された。最適
溶体化処理の後での482℃で12時間の焼き戻しが、中心
部材料に対して望ましい過時効硬度55RＣをもたらし
た。材料は次いでプラズマ浸炭され、これらの要因を用
いて処理された。浸炭処理で用いられた炭素ポテンシャ
ル、温度及び時間は、0.55重量％の目標表面炭素含有量
及び１mmの表面層深さを与える多成分拡散ソフトウエア
によるシミュレーションにより決定された。図７でC2と
分類した曲線は、浸炭下資料に対して得られた硬さのプ
ロフィールを表わす。67HRＣの表面硬さと１mmの表面層
深さが得られた。
【００３２】この種の技術及び処理法を用いて、以下の
表１に示した合金を開発し試験した。
【００３３】表１
【表１】 最初のA1は、部品の設計変更が不可能でありながら、高
い中心部強度と靱性が要求される用途での、現在流通し
ている歯車材料の置き換えを目標にしている。それで、
A1は現在流通している市販品の特性と同等の表面摩耗特
性を有しているが、より優れた中心部靱性及び強度、75
Ksi√in.のK１Ｃ及び54HRCを有している。第二の合金C2
は、直前に説明した試作合金に対応する。第三の合金C3
は、十分な中心部強度及び靱性を保持しつつ、出来るだ
け表面特性改善を推し進めたものである。図７の硬さの
プロフィールにも示されているように、この合金はHRC6
9に対応する表面硬度に達している。浸炭材料の標準フ
ァレックス(Falex)歯車模擬試験機での摩耗試験は、図
８に示すように、標準浸炭鋼8620にくらべて重量減少が
非常に低減されていることを示す。786ksiのヘルツ接触
応力で行なったボール・オン・ロッド型回転接触疲労試
験(NTN型)は、図９に示すようにM50軸受鋼に比べてL
１０疲労寿命が一桁増大することを示している。表１の
第四の合金CS1は、この種の合金のステンレス化したも
のを代表している。十分な中心部強度と靱性を保ちなが
ら、標準の非-ステンレス歯車及び軸受材料の表面特性
に匹敵する特性をもつことを目標にして、中性の蒸留水
(電気伝導性のため蔗糖添加)中で行なった陽極分極によ
り、この合金は440Cより優れた腐蝕抵抗を示した。同様
な相対的挙動が3.5％NaCl溶液中でも確かめられた。塩
水噴霧試験においては、CS1は440C及び市販の浸炭用ス
テンレス鋼より性能が優れており、浸炭した状態の試料
で試験を行なうと性能の差が拡大した。浸炭した合金
は、A1と同等の表面の機械的特性を達成し、一方では腐
蝕抵抗を維持した。図９に示した型のRFC試験において
は、A1及びCS1の両者ともM50軸受鋼に等しいかそれより
優れたL１０疲労寿命を示した。下の表(表２)は四つの
合金で達成された性能を要約したものである。
【００３４】表２
【表２】 １：硬さは、ASTM E18で決定した。
【００３５】２：中心部靱性は、ASTM E813で決定し
た。
【００３６】３：表面硬さは、E384で決定した。
【００３７】４：曲げ疲労は、4-点支持曲げ試験を用い
て決定した。
【００３８】５：回転接触疲労は、NTN3ボール・オン・
ロッド技術で決定した。
【００３９】６：腐蝕抵抗は、陽極分極及び塩を試験に
用いて決定した。
【００４０】各合金は低価格で達成された先行技術によ
る組成物を凌駕する表面硬さ及び中心部硬さを有してい
る。この発明の合金は、この開示に基づいて構成され且
つ製造されているが、当業者の技術力の範囲で変形が可
能である。それ故、この発明は以下の特許請求の範囲及
び同等物によってのみ限定される。 ［図面の簡単な説明］
【図１】実験値と予測値に対して、硬さと析出駆動力と
の相関を示す図である。
【図２】実験値と予測値に対して、析出半完了時間と半
完了粗大化速度定数との相関を示す図である。
【図３】偏析自由エネルギー差の計算値と脆化危険性の
実験値との相関を示す図である。
【図４】発明の合金の全体系構成の流れブロック図であ
る。
【図５】発明の合金のMs温度200℃に対する、コバルト
とニッケル含有量間の関係を示す図である。
【図６】1000℃で0.55重量％炭素における、発明の合金
に関するクロム、モリブデン及びバナジウムの関数とし
ての擬三元状態図である。
【図７】発明の鋼合金の硬さと浸炭した従来合金のそれ
とを比較した図である。
【図８】発明の鋼合金と従来の8620鋼とを比較した、フ
ァレックス摩耗試験データを載せた図である。
【図９】発明の合金と従来のM50軸受鋼都を比較した、N
TN3ボール・オン・ロッド回転接触疲労試験データを示
す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ワイズ、 ジョン ピー. アメリカ合衆国 80302 コロラド州 ボウルダー フォルソン ストリート 1850 アパートメント 605 (72)発明者 キャンベル、 キャルリン アメリカ合衆国 20879 メリーランド 州 ガイザーズバーグ ボイセンベリー 18502 ユニット 159 (56)参考文献 特開 平５−239602（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−296250（ＪＰ，Ａ) 特公 平７−103452（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 302 C22C 38/52

Claims (30)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 １５〜２８重量％のコバルト、１．５〜
    ９．５重量％のニッケル、０．０５〜０．２５重量％の
    炭素と、添加物として３．５〜９重量％のクロム、２．
    ５重量％以下のモリブデン、及び０．２重量％以下のバ
    ナジウムからなる群から選択される１種以上を含有し、
    残部が鉄であって、表面から少なくとも０．７ｍｍ以上
    の厚さが、６０ロックウエルＣ以上の硬さに肌焼きされ
    ている鋼合金。
  2. 【請求項２】 １５〜２８重量％のコバルト、１．５〜
    ９．５重量％のニッケル、０．０５〜０．２５重量％の
    炭素と、添加物として３．５〜９重量％のクロム、２．
    ５重量％以下のモリブデン、及び０．２重量％以下のバ
    ナジウムからなる群から選択される１種以上を含有し、
    残部が鉄であって、表面から少なくとも０．７ｍｍ以上
    の厚さが、６０ロックウエルＣ以上の硬さに肌焼きされ
    た、ラスマルテンサイトマトリックスを有する鋼合金。
  3. 【請求項３】 １５〜２８重量％のコバルト、１．５〜
    ９．５重量％のニッケル、０．０５〜０．２５重量％の
    炭素と、添加物として３．５〜９重量％のクロム、２．
    ５重量％以下のモリブデン、及び０．２重量％以下のバ
    ナジウムからなる群から選択される１種以上を含有し、
    残部が鉄であって、表面から少なくとも０．７ｍｍ以上
    の厚さが、６０ロックウエルＣ以上の硬さに肌焼きさ
    れ、焼き戻しの間に肌焼きされた部分の炭素がスケール
    Ｍ２Ｃ炭化物の形態で分散された鋼合金。
  4. 【請求項４】 １５〜２８重量％のコバルト、１．５〜
    ９．５重量％のニッケル、０．０５〜０．２５重量％の
    炭素と、添加物として３．５〜９重量％のクロム、２．
    ５重量％以下のモリブデン、及び０．２重量％以下のバ
    ナジウムからなる群から選択された１種以上を含有し、
    残部が鉄であって、表面から少なくとも０．７ｍｍ以上
    の厚さが、６０ロックウエルＣ以上の硬さに肌焼きさ
    れ、肌焼きされた部分の炭素含有量が０．６重量％以下
    にすることでマルテンサイト開始温度が２００℃以上と
    なる鋼合金。
  5. 【請求項５】 １５〜２８重量％のコバルト、１．５〜
    ９．５重量％のニッケル、０．０５〜０．２５重量％の
    炭素と、添加物として３．５〜９重量％のクロム、２．
    ５重量％以下のモリブデン、及び０．２重量％以下のバ
    ナジウムからなる群から選択された１種以上を含有し、
    残部が鉄であって、表面から少なくとも０．７ｍｍ以上
    の厚さが、６０ロックウエルＣ以上の硬さに肌焼きさ
    れ、そしてこの合金が１０００℃以上で溶体化処理され
    た鋼合金。
  6. 【請求項６】 １５〜２８重量％のコバルト、１．５〜
    ９．５重量％のニッケル、０．０５〜０．２５重量％の
    炭素と、添加物として３．５〜９重量％のクロム、２．
    ５重量％以下のモリブデン、及び０．２重量％以下のバ
    ナジウムからなる群から選択された１種以上を含有し、
    残部が鉄であって、表面から少なくとも０．７ｍｍ以上
    の厚さが、６０ロックウエルＣ以上の硬さに肌焼きさ
    れ、そしてＭ２３Ｃ６、Ｍ７Ｃ３、及びＭＣ、及びＭ６
    Ｃからなる一次炭化物を溶解させるために、この合金が
    溶体化処理された鋼合金。
  7. 【請求項７】 １５〜２８重量％のコバルト、１．５〜
    ９．５重量％のニッケル、０．０５〜０．２５重量％の
    炭素と、添加物として３．５〜９重量％のクロム、２．
    ５重量％以下のモリブデン、及び０．２重量％以下のバ
    ナジウムからなる群から選択された１種以上を含有し、
    残部が鉄で、更にホウ素及びチタンが肌焼きされた部分
    と他の部分に同量添加され、表面が６０ロックウエルＣ
    以上の硬さに肌焼きされた鋼合金。
  8. 【請求項８】 耐粒間脆化性を増強させるために、１５
    ×１０−４〜２０×１０−４重量％のホウ素が添加され
    た、請求項７記載の鋼合金。
  9. 【請求項９】 １５〜２８重量％のコバルト、１．５〜
    ９．５重量％のニッケル、０．０５〜０．２５重量％の
    炭素と、添加物として３．５〜９重量％のクロム、２．
    ５重量％以下のモリブデン、及び０．２重量％以下のバ
    ナジウムからなる群から選択された１種以上を含有し、
    残部が鉄であって、表面から少なくとも０．７ｍｍ以上
    の厚さが、６０ロックウエルＣ以上の硬さに肌焼きさ
    れ、肌焼きされた部分が１８重量％のコバルト、９．５
    重量％のニッケル、３．５重量％のクロム、１．１重量
    ％のモリブデン及び０．０８重量％のバナジウムを含む
    鋼合金。
  10. 【請求項１０】 １５〜２８重量％のコバルト、１．５
    〜９．５重量％のニッケル、０．０５〜０．２５重量％
    の炭素と、添加物として３．５〜９重量％のクロム、
    ２．５重量％以下のモリブデン、及び０．２重量％以下
    のバナジウムからなる群から選択された１種以上を含有
    し、残部が鉄であって、表面から少なくとも０．７ｍｍ
    以上の厚さが、６０ロックウエルＣ以上の硬さに肌焼き
    され、肌焼きされた部分が２５重量％のコバルト、３．
    ８重量％のニッケル、４．８重量％のクロム、０．０３
    重量％のモリブデン、０．０６重量％のバナジウムを含
    む鋼合金。
  11. 【請求項１１】 １５〜２８重量％のコバルト、１．５
    〜９．５重量％のニッケル、０．０５〜０．２５重量％
    の炭素と、添加物として３．５〜９重量％のクロム、
    ２．５重量％以下のモリブデン、及び０．２重量％以下
    のバナジウムからなる群から選択された１種以上を含有
    し、残部が鉄であって、表面から少なくとも０．７ｍｍ
    以上の厚さが、６０ロックウエルＣ以上の硬さに肌焼き
    され、肌焼きされた部分が２８重量％のコバルト、３．
    １５〜３．２５重量％のニッケル、５．０重量％のクロ
    ム、１．７５〜２．５０重量％のモリブデン、０．０２
    ５重量％のバナジウムを含有する鋼合金。
  12. 【請求項１２】 １５〜２８重量％のコバルト、１．５
    〜９．５重量％のニッケル、０．０５〜０．２５重量％
    の炭素と、添加物として３．５〜９重量％のクロム、
    ２．５重量％以下のモリブデン、及び０．２重量％以下
    のバナジウムからなる群から選択された１種以上を含有
    し、残部が鉄であって、表面から少なくとも０．７ｍｍ
    以上の厚さが、６０ロックウエルＣ以上の硬さに肌焼き
    され、肌焼きされた部分が１５重量％のコバルト、１．
    ５重量％のニッケル、９．０重量％のクロム、０．２重
    量％のバナジウムを含有する鋼合金。
  13. 【請求項１３】 １５〜２８重量％のコバルト、１．５
    〜９．５重量％のニッケル、０．０５〜０．２５重量％
    の炭素と、添加物として３．５〜９重量％のクロム、
    ２．５重量％以下のモリブデン、及び０．２重量％以下
    のバナジウムからなる群から選択された１種を含有し、
    残部が鉄であって、表面から少なくとも０．７ｍｍ以上
    の厚さが、６０ロックウエルＣ以上の硬さに肌焼きさ
    れ、肌焼きされ部分の炭素含有量が０．６重量％以下に
    することでマルテンサイト開始温度が２００℃以上であ
    るラスマルテンサイトマトリックスを有する鋼合金。
  14. 【請求項１４】 １５〜２８重量％のコバルト、１．５
    〜９．５重量％のニッケル、０．０５〜０．２５重量％
    の炭素と、添加物として３．５〜９重量％のクロム、
    ２．５重量％以下のモリブデン、及び０．２重量％以下
    のバナジウムからなる群から選択された１種以上を含有
    し、残部が鉄であって、表面から少なくとも０．７ｍｍ
    以上の厚さが、６０ロックウエルＣ以上の硬さに肌焼き
    され、肌焼きされた部分がＭ２Ｃ炭化物を有するラスマ
    ルテンサイトマトリックスから主としてなる鋼合金。
  15. 【請求項１５】 １５〜２８重量％のコバルト、１．５
    〜９．５重量％のニッケル、０．２５重量％より少ない
    量の炭素を含有し、３．５〜９重量％のクロム、２．５
    重量％以下のモリブデン、及び０．２重量％以下のバナ
    ジウムからなる群から選択された１種以上を含有し、残
    部が鉄である合金を溶解して均一な鋼合金を形成する工
    程、 １１５０℃で鍛造する工程、 １０００℃以上で浸炭して、Ｍ２３Ｃ６、Ｍ７Ｃ３、Ｍ
    Ｃ及びＭ６Ｃからなる一次炭化物を溶解させる工程、 少なくとも２００℃の表面ＭＳ温度以下に冷却してラス
    マルテンサイト構造を作製する工程、 サブゼロ工程、並びに スケールＭ２Ｃ炭化物を析出させるように焼き戻しする
    工程を有する、肌焼きされた鋼合金の製造方法。
  16. 【請求項１６】 ０．０５〜０．２５重量％の炭素と、
    １５〜２８重量％のコバルト、１．５〜９．５重量％の
    ニッケルを含有し、更に添加物として３．５〜９重量％
    のクロム、２．５重量％以下のモリブデン、及び０．２
    重量％以下のバナジウムからなる群から選択された１種
    以上を含有し、残部が鉄であり、表面が６０ロックウエ
    ルＣ以上の硬さに肌焼きされ、肌焼きされた部分が少な
    くとも０．０５重量％〜０．５５重量％の炭素を含有す
    る鋼合金。
  17. 【請求項１７】 肌焼きされた部分が少なくとも０．７
    ｍｍ以上の厚さである、請求項１６に記載の鋼合金。
  18. 【請求項１８】 ラスマルテンサイトマトリックスを有
    する、請求項１６に記載の鋼合金。
  19. 【請求項１９】 焼き戻しの間に肌焼きされた部分の炭
    素が、スケールＭ２Ｃ炭化物の形態となる請求項１６に
    記載の鋼合金。
  20. 【請求項２０】 肌焼きされた部分の炭素含有量が０．
    ６重量％以下となりマルテンサイト開始温度が２００℃
    以上の、請求項１６に記載の鋼合金。
  21. 【請求項２１】 １０００℃以上での溶体化処理され
    た、請求項１６に記載の鋼合金。
  22. 【請求項２２】 Ｍ２３Ｃ６、Ｍ７Ｃ３及びＭＣ、及び
    Ｍ６Ｃからなる一次炭化物を溶解させるために、合金が
    溶体化処理された、請求項１６に記載の鋼合金。
  23. 【請求項２３】 更にホウ素及びチタンが肌焼きされた
    部分と他の部分に同量添加された、請求項１６に記載の
    鋼合金。
  24. 【請求項２４】 耐粒間脆化性を増強させるために、１
    ５×１０−４〜２０×１０−４重量％のホウ素が添加さ
    れた、請求項１６に記載の鋼合金。
  25. 【請求項２５】 １８重量％のコバルト、９．５重量％
    のニッケル、３．５重量％のクロム、１．１重量％のモ
    リブデン、０．０８重量％のバナジウムを含有し、残部
    が鉄及び炭素からなる、請求項１６に記載の鋼合金。
  26. 【請求項２６】 ２５重量％のコバルト、３．８重量％
    のニッケル、４．８重量％のクロム、０．０３重量％の
    モリブデン、０．０６重量％のバナジウムを含有し、残
    部が鉄及び炭素からなる、請求項１６に記載の鋼合金。
  27. 【請求項２７】 ２８重量％のコバルト、３．１５〜
    ３．２５重量％のニッケル、５．０重量％のクロム、
    １．７５〜２．５０重量％のモリブデン、０．０２５重
    量％のバナジウムを含有し、残部が鉄及び炭素からな
    る、請求項１６に記載の鋼合金。
  28. 【請求項２８】 １５重量％のコバルト、１．５重量％
    のニッケル、９．０重量％のクロム、０．２重量％のバ
    ナジウムを含有し、残部が鉄及び炭素からなる、請求項
    １６に記載の鋼合金。
  29. 【請求項２９】 肌焼きされた部分の炭素含有量が０．
    ６重量％以下でラスマルテンサイトマトリックスを有す
    る、請求項１６に記載の鋼合金。
  30. 【請求項３０】 肌焼きされた部分が、Ｍ２Ｃ炭化物を
    含みラスマルテンサイトマトリックスを有する、請求項
    １６に記載の鋼合金。
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