JP2000502404A - 高強度、切欠延性、析出硬化ステンレス鋼合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 本発明の析出硬化性マルテンサイト系ステンレス鋼合金は、基本組成分として重量パーセントで約0.03以下の炭素、1.0以下のマンガン、0.75以下のシリコン、0.040以下の燐、0.020以下の硫黄、10〜13のクローム、10.5〜11.6のニツケル、1.5〜1.8のチタン、0.25〜1.5のモリブデン、0.95以下の銅、0.25以下のアルミ、0.3以下のニオブ、0.10以下のホウ素、0.030以下の窒素を含み、残組成分を実質的に鉄が占めている。本発明の合金は応力腐食割れ耐性、強度、切欠靭性を特異な組合せで具有する。

Description

【発明の詳細な説明】 高強度、切欠延性、析出硬化ステンレス鋼合金 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。 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。 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 ンサイト組織を確保する。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。 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。 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。 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。 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。 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。 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。 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。 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11.25％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。所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0.0015％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。 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。 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。 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0.0 15％、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0.0 15％、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0.020％、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、精練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含金の破壊靭性を 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 treatment）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。 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。 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。 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。 注： 残 ：残組成分 残１：ジルコンも0.002％含む。 残２：0.002％以下のジルコンも含む。 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。 例２〜４、12〜18、および比較用ヒートＡ、Ｃを11.3kg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。 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 ルゴンガス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 tumed）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。 注：^*各切欠抗張力試験片の中央部の周りに切欠を形成した。試験片直径は切 欠の基部で0.64cm。応力集中係数(K₂)を10とするために、切欠底部の半 径を0.0025cmとした。 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。 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。 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。 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％YS）、最大抗張力（UTS）、４直径の伸び率（％ Elong .）、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。 注： Ex./Ht.No. 例／ヒートNo. ＊これらの値は２つの測定値の平均値である。 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。 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56 6℃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1 x 10-5cm/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)H3P04でpH1.5に酸性化させた10.0％NaClの沸騰溶液、（2）固 有pH値（4.9〜5:9）での3.5％NaClの沸騰溶液、（3）H3P04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。 注：^* これらの測定値は10.0％NaCl沸騰溶液の環境での試験のみについ ての基準値を示す。 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。 注：^* TC/TR 腐食条件下での破壊までの平均時間を、基準 条件下での破壊までの平均時間で除したもの ^** EC/ER 腐食条件下での平均伸びを、基準条件下で の平均伸びで除したもの ^*** RC/RR 腐食条件下での平均断面縮小率を、基準条 件下での平均断面縮小率で除したもの 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％Ys）、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 Area）およびksi（M Pa）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７11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。

───────────────────────────────────────────────────── 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

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 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 A1 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。 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。 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。 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。 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。 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。 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 。 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。 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。 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 。 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。 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。 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。 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 。 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。 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 。 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。 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。