JP3143602B2 - 高強度、耐食性オーステナイトステンレス鋼及び圧密された物品 - Google Patents
高強度、耐食性オーステナイトステンレス鋼及び圧密された物品Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】発明は、窒素ガス噴霧された
予め合金化された粒子から生成された圧密され、完全に
密な高い降伏強さのオーステナイトステンレス鋼物品に
関するものである。
予め合金化された粒子から生成された圧密され、完全に
密な高い降伏強さのオーステナイトステンレス鋼物品に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】発明の開発に付随する実験作業に従い、
モデルは、２５〜２８％クロム、２２％ニッケル、６％
マンガン、４〜８％モリブデン及び約０.８％窒素を含
んでいるオーステナイトステンレス鋼を設計するため公
式化されている。発明の新たに開発された鋼は、加熱均
衡圧縮（ＨＩＰ）により、引続いて圧密を持つ早い固化
粉末治金（Ｐ／Ｍ）により生成されている。得られた化
学組成物は、合金設計モデルの標準に合致し、完全なオ
ーステナイトミクロ構造、約６２０MPa の降伏強さ、
５０の最小孔食耐性当量（ＰＲＥ）数、１２３２℃以下
のσソルバス（solvus）温度（Ｔσ）、１６００℃で約
５００kPa の窒素平衡分圧及びＵＮＳＮ１０２７６に
比し、０.６以下の合金コスト因子を予測している。
モデルは、２５〜２８％クロム、２２％ニッケル、６％
マンガン、４〜８％モリブデン及び約０.８％窒素を含
んでいるオーステナイトステンレス鋼を設計するため公
式化されている。発明の新たに開発された鋼は、加熱均
衡圧縮（ＨＩＰ）により、引続いて圧密を持つ早い固化
粉末治金（Ｐ／Ｍ）により生成されている。得られた化
学組成物は、合金設計モデルの標準に合致し、完全なオ
ーステナイトミクロ構造、約６２０MPa の降伏強さ、
５０の最小孔食耐性当量（ＰＲＥ）数、１２３２℃以下
のσソルバス（solvus）温度（Ｔσ）、１６００℃で約
５００kPa の窒素平衡分圧及びＵＮＳＮ１０２７６に
比し、０.６以下の合金コスト因子を予測している。
【０００３】設計モデルの予測に比較されたこれら鋼の
実験的研究の結果は、他のHIP P/M加工オーステナイト
及び超オーステナイトステンレス鋼及びニッケル基剤耐
食合金の評価えの付加において以降に存在している。
実験的研究の結果は、他のHIP P/M加工オーステナイト
及び超オーステナイトステンレス鋼及びニッケル基剤耐
食合金の評価えの付加において以降に存在している。
【０００４】窒素は、強いオーステナイト安定化合金要
素であり、鋼の強さ及び耐食性を増加する。（Vol.II
I，Stainless Steels “Les Ulis Cedex A, France : E
uropean Powder Metallurgy Association" pp.2117-212
0。）特に、高窒素鋼（ＨＮＳ）及びオーステナイトス
テンレスＨＮＳは、最近技術文献において大いに注目を
うけた。オーステナイトステンレス鋼の強化効果に関連
された情報及び窒素分圧に関係されるオーステナイトス
テンレス鋼の平衡窒素含量を計算することに有用であろ
う相互作用係数が、提案されている。（M.O.Speidel,
“Properties and Applications of High Nitrogen Ste
els,” High Nitrogen Steels 88, Proceedings of the
International Conference on High Nitrogen Steels,
London:theInstitute of Metals, 1989，pp.92−96；
Satir-Kolorzら、Giessereiforschung, Vol.42 ，No.
１，1990，pp.36−49； and Satir-Kolorzら、Z.Metall
kde, Vol.82，No.9，1991，pp.587−593。）
素であり、鋼の強さ及び耐食性を増加する。（Vol.II
I，Stainless Steels “Les Ulis Cedex A, France : E
uropean Powder Metallurgy Association" pp.2117-212
0。）特に、高窒素鋼（ＨＮＳ）及びオーステナイトス
テンレスＨＮＳは、最近技術文献において大いに注目を
うけた。オーステナイトステンレス鋼の強化効果に関連
された情報及び窒素分圧に関係されるオーステナイトス
テンレス鋼の平衡窒素含量を計算することに有用であろ
う相互作用係数が、提案されている。（M.O.Speidel,
“Properties and Applications of High Nitrogen Ste
els,” High Nitrogen Steels 88, Proceedings of the
International Conference on High Nitrogen Steels,
London:theInstitute of Metals, 1989，pp.92−96；
Satir-Kolorzら、Giessereiforschung, Vol.42 ，No.
１，1990，pp.36−49； and Satir-Kolorzら、Z.Metall
kde, Vol.82，No.9，1991，pp.587−593。）
【０００５】他の文献は、ステンレス鋼におけるオース
テナイト相の安定性について窒素を含む合金化元素の効
果を論じている。（Oritaら、ISIJ International, Vo
l. 30，No.8，1990，pp.587−593。）耐食性が、ＰＲＥ
数を使用して評価されており、それは合金のクロム、モ
リブデン及び窒素含量に基づかれている。（Truman,“E
ffects of Composition on the Resistance to Pitting
Corrosion of Stainless Steels," presented at U.K.
Corrosion, 87, Brighton, England, October26−28，1
987。）他の腐食文献は、応力腐食クラッキング（ＳＣ
Ｃ）耐性におけるオーステナイトステンレス鋼のニッケ
ル含量の影響及びしきい値を越しているオーステナイト
ステンレス鋼のマンガン含量の可能な悪効果を示してい
る。（Bandyら、Corrosion，Vol.39，No.6，1983，pp.2
27−236；and Copson, “Effect of Nickel on the Res
istance to Stress-Corrosion Cracking of Iron-Nicke
l-Chromium Alloys in Chloride Environments," １st
International Congresson Metallic Corrosion, Londo
n, April 10−15，1961，pp.112−117。）
テナイト相の安定性について窒素を含む合金化元素の効
果を論じている。（Oritaら、ISIJ International, Vo
l. 30，No.8，1990，pp.587−593。）耐食性が、ＰＲＥ
数を使用して評価されており、それは合金のクロム、モ
リブデン及び窒素含量に基づかれている。（Truman,“E
ffects of Composition on the Resistance to Pitting
Corrosion of Stainless Steels," presented at U.K.
Corrosion, 87, Brighton, England, October26−28，1
987。）他の腐食文献は、応力腐食クラッキング（ＳＣ
Ｃ）耐性におけるオーステナイトステンレス鋼のニッケ
ル含量の影響及びしきい値を越しているオーステナイト
ステンレス鋼のマンガン含量の可能な悪効果を示してい
る。（Bandyら、Corrosion，Vol.39，No.6，1983，pp.2
27−236；and Copson, “Effect of Nickel on the Res
istance to Stress-Corrosion Cracking of Iron-Nicke
l-Chromium Alloys in Chloride Environments," １st
International Congresson Metallic Corrosion, Londo
n, April 10−15，1961，pp.112−117。）
【０００６】粉末冶金及び加熱均衡圧縮は、よく知られ
た方法であり、先行技術に詳細に記されている。（Ecke
nrodら、“P/M High Performance Stainless Steels fo
r Near Net Shapes," Processing, Properties, and Ap
plications Advances in Powder Metallurgy and Parti
culate Materials−1933，Vol.4，（Princeton, NJ：MP
IF），pp.131−140。）簡単に、制御された大気又は真
空誘導溶融及びガス噴霧が、早く固化粉末を作るため使
用され、引続きそれはＨＩＰにより１００％密度に圧密
される。HIP P/M 加工は、非指向性の微粒化ミクロ構成
及び均質の化学組成物を生じる。当初、HIP P/M 加工
は、１９７０年代に開発され、高合金工具鋼及び改良さ
れた性質を持つ大気圏と宇宙合金を製造し、現在耐食性
合金を製造するのに使用されている。ＨＩＰにより製造
された多くの等級は、その高い合金含量により、普通に
製造されたように鋳込み、鍜造し、又は機械加工するこ
とが困難であり、その高い合金含量は、鋳造及び熱加工
の間に偏析を生じるであろう。HIP P/M 加工は、偏析を
消去し、化学組成に基づかれ達せられる機械加工性、及
び耐食性に完ぺきな可能性を許している。
た方法であり、先行技術に詳細に記されている。（Ecke
nrodら、“P/M High Performance Stainless Steels fo
r Near Net Shapes," Processing, Properties, and Ap
plications Advances in Powder Metallurgy and Parti
culate Materials−1933，Vol.4，（Princeton, NJ：MP
IF），pp.131−140。）簡単に、制御された大気又は真
空誘導溶融及びガス噴霧が、早く固化粉末を作るため使
用され、引続きそれはＨＩＰにより１００％密度に圧密
される。HIP P/M 加工は、非指向性の微粒化ミクロ構成
及び均質の化学組成物を生じる。当初、HIP P/M 加工
は、１９７０年代に開発され、高合金工具鋼及び改良さ
れた性質を持つ大気圏と宇宙合金を製造し、現在耐食性
合金を製造するのに使用されている。ＨＩＰにより製造
された多くの等級は、その高い合金含量により、普通に
製造されたように鋳込み、鍜造し、又は機械加工するこ
とが困難であり、その高い合金含量は、鋳造及び熱加工
の間に偏析を生じるであろう。HIP P/M 加工は、偏析を
消去し、化学組成に基づかれ達せられる機械加工性、及
び耐食性に完ぺきな可能性を許している。
【０００７】HIP P/M は、棒、厚板又は加工された材料
への形において類似する管製品を作るため使用されるの
みならず、なお網に近い形を作るのにも使用される。当
初の評価は、HIP P/M 材料が、普通の加工された対応物
の機械的性質及び耐食性に合うことを示した。（Rhodes
ら、“HIP P/M Stainless and Ni-Base components for
Corrosion Resistant Applications, ”Advanced Proc
essing Techniques, Advances in Powder Metallurgy a
nd Particulate Materials−1994，Vol.7，（Princeto
n, NJ：MPIF），pp.283−298。）
への形において類似する管製品を作るため使用されるの
みならず、なお網に近い形を作るのにも使用される。当
初の評価は、HIP P/M 材料が、普通の加工された対応物
の機械的性質及び耐食性に合うことを示した。（Rhodes
ら、“HIP P/M Stainless and Ni-Base components for
Corrosion Resistant Applications, ”Advanced Proc
essing Techniques, Advances in Powder Metallurgy a
nd Particulate Materials−1994，Vol.7，（Princeto
n, NJ：MPIF），pp.283−298。）
【０００８】一般的に、製造された合金の窒素含量は、
大気圧での溶融鋼浴において達せられえる平衡窒素含量
に限定されている。大気圧で、高窒素含量は、マンガン
及びクロムのような、窒素溶解度を増加する合金元素を
増すことによりオーステナイトステンレス鋼において達
せられえる。別に、シーヴァトの法則（Sieverts Law）
により、より高い窒素含量が、液状鋼の浴を越えて窒素
分圧を増すことにより得られる。（Sievertsら、Z.Phy
s, chem., Abt.Ａ１７２，１９３５，pp.314−315。）
ポジティブ（positive）な窒素圧のもと加工された電気
スラグ再溶融（ＰＥＳＲ）は、１つのそのような製造方
法である。
大気圧での溶融鋼浴において達せられえる平衡窒素含量
に限定されている。大気圧で、高窒素含量は、マンガン
及びクロムのような、窒素溶解度を増加する合金元素を
増すことによりオーステナイトステンレス鋼において達
せられえる。別に、シーヴァトの法則（Sieverts Law）
により、より高い窒素含量が、液状鋼の浴を越えて窒素
分圧を増すことにより得られる。（Sievertsら、Z.Phy
s, chem., Abt.Ａ１７２，１９３５，pp.314−315。）
ポジティブ（positive）な窒素圧のもと加工された電気
スラグ再溶融（ＰＥＳＲ）は、１つのそのような製造方
法である。
【０００９】鋼の窒素含量を増加する他の方法は、固体
状態ガス窒化、又は粉末の機械的合金化を含んでいる。
（H.Byrnes, Z.Metallkd, Vol.86，No.3，1995，pp.156
−163。）発明者は、ＵＮＳ Ｎ０８３６７（Fe−24Ni
−20Cr−6Mo）のガス噴霧により、実質的に予測された
平衡値を越す窒素含量が、得られることを測定した。ま
わりの圧力（１００kPa）で窒素大気中で行われた溶融
及びガス噴霧は、約３５０kPaの計算された窒素平衡圧
に相当する窒素含量を生じた。
状態ガス窒化、又は粉末の機械的合金化を含んでいる。
（H.Byrnes, Z.Metallkd, Vol.86，No.3，1995，pp.156
−163。）発明者は、ＵＮＳ Ｎ０８３６７（Fe−24Ni
−20Cr−6Mo）のガス噴霧により、実質的に予測された
平衡値を越す窒素含量が、得られることを測定した。ま
わりの圧力（１００kPa）で窒素大気中で行われた溶融
及びガス噴霧は、約３５０kPaの計算された窒素平衡圧
に相当する窒素含量を生じた。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、大気圧での
溶融鋼浴によって得られる平衡窒素含量以上の窒素含量
のオーステナイトステンレス鋼を提供することを解決す
べき課題とする。さらに、本発明は、窒素ガス噴霧によ
り高窒素含量の高降伏強度、耐食性に優れたオーステナ
イトステンレス鋼を提供することを解決すべき課題とす
る。
溶融鋼浴によって得られる平衡窒素含量以上の窒素含量
のオーステナイトステンレス鋼を提供することを解決す
べき課題とする。さらに、本発明は、窒素ガス噴霧によ
り高窒素含量の高降伏強度、耐食性に優れたオーステナ
イトステンレス鋼を提供することを解決すべき課題とす
る。
【００１１】
【課題を解決するための手段】発明は、その主様相の一
つにおいて、圧密され、完全に密で高い降伏強さのオー
ステナイトステンレス鋼及び窒素ガス噴霧された予め合
金化された粒子から作られたそれの物品を包含してい
る。発明の一つの様相において、鋼及び物品は、５５を
超えるＰＲＥ及び１２３２℃以下のＴσを持っている。
発明の他の様相において、鋼及び物品は、最大０.０８
％の、好ましくは０.０３％に等しいか、より少い炭
素；０.５から１２.５％、好ましくは５から１２.５％
のマンガン；２０から２９％、好ましくは２４から２９
％のクロム；１７から３５％、好ましくは２１から２３
％のニッケル；３から１０％、好ましくは４から９％の
モリブデン；０.７％より少なくなく、好ましくは０.８
％より大で、更に好ましくは０.８から１.１％の窒素；
及び０.８より大きく１.１％；１.０％まで、好ましく
は０.２から０.８％のケイ素；０.０２％までのボロ
ン；０.０２％までのマグネシウム；０.０５％までのセ
リウム及び残り鉄を有している。合金設計モデルは、上
記規準を取込んで開発されている。このモデルにより設
計されたHIP P/M 高窒素ステンレス鋼は、完全にオース
テナイトであるよう意図され、高い強度及び耐食性を持
ち、腐食使用を要求することに対ししばしば指定される
ＵＮＳ Ｎ１０２７６（Ni−16Cr−16Mo−3Ｗ）に比
し、０.６以下の合金コスト因子を持っている。評価さ
れた合金の基礎組成は、２５〜２８％Cr、４〜８％Mo及
び約０.８％Ｎ2を持つFe−６Mn−２２Niである。合金
は、数種のHIP P/M ＵＮＳ合金への比較において、標
準機械的性質及び耐食性を使用して評価された。
つにおいて、圧密され、完全に密で高い降伏強さのオー
ステナイトステンレス鋼及び窒素ガス噴霧された予め合
金化された粒子から作られたそれの物品を包含してい
る。発明の一つの様相において、鋼及び物品は、５５を
超えるＰＲＥ及び１２３２℃以下のＴσを持っている。
発明の他の様相において、鋼及び物品は、最大０.０８
％の、好ましくは０.０３％に等しいか、より少い炭
素；０.５から１２.５％、好ましくは５から１２.５％
のマンガン；２０から２９％、好ましくは２４から２９
％のクロム；１７から３５％、好ましくは２１から２３
％のニッケル；３から１０％、好ましくは４から９％の
モリブデン；０.７％より少なくなく、好ましくは０.８
％より大で、更に好ましくは０.８から１.１％の窒素；
及び０.８より大きく１.１％；１.０％まで、好ましく
は０.２から０.８％のケイ素；０.０２％までのボロ
ン；０.０２％までのマグネシウム；０.０５％までのセ
リウム及び残り鉄を有している。合金設計モデルは、上
記規準を取込んで開発されている。このモデルにより設
計されたHIP P/M 高窒素ステンレス鋼は、完全にオース
テナイトであるよう意図され、高い強度及び耐食性を持
ち、腐食使用を要求することに対ししばしば指定される
ＵＮＳ Ｎ１０２７６（Ni−16Cr−16Mo−3Ｗ）に比
し、０.６以下の合金コスト因子を持っている。評価さ
れた合金の基礎組成は、２５〜２８％Cr、４〜８％Mo及
び約０.８％Ｎ2を持つFe−６Mn−２２Niである。合金
は、数種のHIP P/M ＵＮＳ合金への比較において、標
準機械的性質及び耐食性を使用して評価された。
【００１２】
合金設計 発明を論証するためＨＮＳオーステナイトステンレス鋼
を開発することに使用された合金設計の構成図が、図１
に示されている。強度、耐食性、ミクロ構造安定性、窒
素溶解度及び合金コストにおける合金元素の組合された
効果を考えることにより、圧密合金組成物のマトリック
スが決定された。増加された降伏強さは、図２に説明さ
れたように、Cr−Ni及びCr−Mn−Moオーステナイトステ
ンレス鋼の固溶体における窒素の増加した量を生じる。
（Speidel, High Nitrogen Steels, 88参照。）約０.８
％の溶体における窒素含量で約６２０MPaの溶体焼きな
まされた条件における降伏強さを持つ鋼を提供すること
が望まれた。
を開発することに使用された合金設計の構成図が、図１
に示されている。強度、耐食性、ミクロ構造安定性、窒
素溶解度及び合金コストにおける合金元素の組合された
効果を考えることにより、圧密合金組成物のマトリック
スが決定された。増加された降伏強さは、図２に説明さ
れたように、Cr−Ni及びCr−Mn−Moオーステナイトステ
ンレス鋼の固溶体における窒素の増加した量を生じる。
（Speidel, High Nitrogen Steels, 88参照。）約０.８
％の溶体における窒素含量で約６２０MPaの溶体焼きな
まされた条件における降伏強さを持つ鋼を提供すること
が望まれた。
【００１３】鋼の比較耐食性は、ＰＲＥ数の基づかれ評
価され、以下のようにクロム、モリブデン及び窒素含量
（重量％）から計算されるであろう。 ＰＲＥ＝Cr＋３.３Mo＋１６Ｎ （１） ３０のように高い窒素に対するＰＲＥ因子が報告されて
いるけれども、１６のもっと慎重な価が、発明を論証す
るため合金設計モデルにおいて、使用されている。代表
的に、３５から４５のＰＲＥ値は、海水におけるステン
レス鋼の局部的攻撃に良い耐性を示し、５０のＰＲＥ値
が、この合金設計に対し望まれている。（Kovachら、
“Correlations Between the Critical Crevice Temper
ature, PRENumber and Long Term Crevice Corrosion D
ata for Stainless Steels," Corrosion/93，Paper No.
91，Houston, TX：NACE International, 1973。）ＰＲ
Ｅを５０に及び窒素を０.８０％にセットすることによ
り、方程式１を満足するクロム及びモリブデン含量の範
囲は、図３において低い境界により示されたように決定
されるであろう。
価され、以下のようにクロム、モリブデン及び窒素含量
（重量％）から計算されるであろう。 ＰＲＥ＝Cr＋３.３Mo＋１６Ｎ （１） ３０のように高い窒素に対するＰＲＥ因子が報告されて
いるけれども、１６のもっと慎重な価が、発明を論証す
るため合金設計モデルにおいて、使用されている。代表
的に、３５から４５のＰＲＥ値は、海水におけるステン
レス鋼の局部的攻撃に良い耐性を示し、５０のＰＲＥ値
が、この合金設計に対し望まれている。（Kovachら、
“Correlations Between the Critical Crevice Temper
ature, PRENumber and Long Term Crevice Corrosion D
ata for Stainless Steels," Corrosion/93，Paper No.
91，Houston, TX：NACE International, 1973。）ＰＲ
Ｅを５０に及び窒素を０.８０％にセットすることによ
り、方程式１を満足するクロム及びモリブデン含量の範
囲は、図３において低い境界により示されたように決定
されるであろう。
【００１４】文献に報じられた様に、約６％を超えるマ
ンガン含量は、耐食性及びオーステナイト安定性に望ま
しくない効果を持つであろう。従って、合金設計モデル
のマンガン含量は、６％にセットされた。（Bandyら、C
orrosion参照。）ニッケルは、オーステナイト安定化元
素であるが、又それは窒素溶解度を減じる。（Orita
ら、ISIJ International参照。）オーステナイト構造、
応力腐食クラッキング耐性、高窒素含量及び減じられた
合金コストを得るため、合金設計モデルのニッケル含量
は、２２％にセットされた。０.０２％の公称炭素含量
及び０.５０％のケイ素含量が、選択された。
ンガン含量は、耐食性及びオーステナイト安定性に望ま
しくない効果を持つであろう。従って、合金設計モデル
のマンガン含量は、６％にセットされた。（Bandyら、C
orrosion参照。）ニッケルは、オーステナイト安定化元
素であるが、又それは窒素溶解度を減じる。（Orita
ら、ISIJ International参照。）オーステナイト構造、
応力腐食クラッキング耐性、高窒素含量及び減じられた
合金コストを得るため、合金設計モデルのニッケル含量
は、２２％にセットされた。０.０２％の公称炭素含量
及び０.５０％のケイ素含量が、選択された。
【００１５】オーステナイト安定性の多くの探究が、行
われているが、この合金設定モデルの目的に対し、オリ
タ（Orita)により開発された関係が利用された。（Orit
aら、ISIJ International参照。）クロム当量（Creq)
は、方程式２において示されたように決定された。 Creq＝Cr＋６Si＋４Mo−〔４０Ｃ＋２Mn＋４Ni＋３０Ｎ〕 （２） このCreqが−３７より少ないなら、合金は完全にオース
テナイトである。以前に決定された窒素、マンガン、ニ
ッケル、炭素及びケイ素含量の置換により、クロム及び
モリブデン含量の範囲は、図３における最上部境界によ
り示されたように、決定されるであろう。
われているが、この合金設定モデルの目的に対し、オリ
タ（Orita)により開発された関係が利用された。（Orit
aら、ISIJ International参照。）クロム当量（Creq)
は、方程式２において示されたように決定された。 Creq＝Cr＋６Si＋４Mo−〔４０Ｃ＋２Mn＋４Ni＋３０Ｎ〕 （２） このCreqが−３７より少ないなら、合金は完全にオース
テナイトである。以前に決定された窒素、マンガン、ニ
ッケル、炭素及びケイ素含量の置換により、クロム及び
モリブデン含量の範囲は、図３における最上部境界によ
り示されたように、決定されるであろう。
【００１６】高く合金化された材料が、（シグマのよう
に）金属間相を作る傾向を示すので、金属間相の形成
が、合金設計モデルにおいて重大な関係がある。レチス
テイナ（Rechsteiner)は、ＵＮＳ Ｓ３２６５４に類似
の合金のＴσに対する経験を方程式３に公表した。 Ｔσ（℃）＝２６.４Cr＋６.７Mn＋５０.９Mo＋９２.２Si−９.２Ni−１７.９ Cu−２３０.４Ｃ−２３８.４Ｎ＋４４７ （３） （Rechsteiner, “Materials Science and Metallurgic
al Fundamentals forthe Development of High-Nitroge
n, Tough, High-Strength Austenitic Steels," Diss．
ETH No.10647, Doctoral Thesis, Zurich ( Swiss Tech
nical University ), 1994。） 方程式は、これら合金において窒素が、降下するＴσを
持つ強い効果を示している。１２３２℃を超える焼きな
まし温度は、鋼の通常の市販生産に対し実際的でないと
考えられる。１２３２℃に対し方程式３を解き、以前に
確立された合金元素値を使用することにより、クロム及
びモリブデン含量の範囲が、決定されるであろう。図３
におけるＴσ境界は、発明を論証するよう使用された設
計モデル合金に対し、クロム及びモリブデンの受容でき
る範囲を狭くしている。
に）金属間相を作る傾向を示すので、金属間相の形成
が、合金設計モデルにおいて重大な関係がある。レチス
テイナ（Rechsteiner)は、ＵＮＳ Ｓ３２６５４に類似
の合金のＴσに対する経験を方程式３に公表した。 Ｔσ（℃）＝２６.４Cr＋６.７Mn＋５０.９Mo＋９２.２Si−９.２Ni−１７.９ Cu−２３０.４Ｃ−２３８.４Ｎ＋４４７ （３） （Rechsteiner, “Materials Science and Metallurgic
al Fundamentals forthe Development of High-Nitroge
n, Tough, High-Strength Austenitic Steels," Diss．
ETH No.10647, Doctoral Thesis, Zurich ( Swiss Tech
nical University ), 1994。） 方程式は、これら合金において窒素が、降下するＴσを
持つ強い効果を示している。１２３２℃を超える焼きな
まし温度は、鋼の通常の市販生産に対し実際的でないと
考えられる。１２３２℃に対し方程式３を解き、以前に
確立された合金元素値を使用することにより、クロム及
びモリブデン含量の範囲が、決定されるであろう。図３
におけるＴσ境界は、発明を論証するよう使用された設
計モデル合金に対し、クロム及びモリブデンの受容でき
る範囲を狭くしている。
【００１７】熱力学考察、特に、合金設計のＨＮＳ製造
に要求された１６００℃での窒素分圧（ＰＮ2)は、シー
バアトの法則及びサティル−コロズら（Satir-Kolorz
ら）により決定された相互作用係数に基づかれている。
（Sievertsら、Z.Phys, Chem.; Satir-Kolorzら、Giess
ereiforschung ; and Satir-Kolorzら、Z.Metallkde参
照。）然しながら、発明者の経験は、約１００kPaの窒
素圧のもと溶融及びガス噴霧により達せられる窒素含量
が、約３５０kPaの平衡ＰＮ2に相当し、約５００kPaの
当量が可能と信じられたことを示唆している。合金設計
モデルに対する熱力学は、図３における左境界により示
されたように、０.８％の窒素含量及び５００kPaのＰＮ
2でクロム及びモリブデン含量の範囲に対し解かれた。
に要求された１６００℃での窒素分圧（ＰＮ2)は、シー
バアトの法則及びサティル−コロズら（Satir-Kolorz
ら）により決定された相互作用係数に基づかれている。
（Sievertsら、Z.Phys, Chem.; Satir-Kolorzら、Giess
ereiforschung ; and Satir-Kolorzら、Z.Metallkde参
照。）然しながら、発明者の経験は、約１００kPaの窒
素圧のもと溶融及びガス噴霧により達せられる窒素含量
が、約３５０kPaの平衡ＰＮ2に相当し、約５００kPaの
当量が可能と信じられたことを示唆している。合金設計
モデルに対する熱力学は、図３における左境界により示
されたように、０.８％の窒素含量及び５００kPaのＰＮ
2でクロム及びモリブデン含量の範囲に対し解かれた。
【００１８】最後に、コストの考慮により、合金設計モ
デルに考慮された最大のクロム含量は、３０％、図３に
おける右境界にセットされた。加えて、クロムが、コス
ト考慮に対し、モリブデンに優先して使用されている。
それ故、合金設計は、約４から８％のモリブデン含量と
組合された約２５から３０％のクロム含量を確認した。
デルに考慮された最大のクロム含量は、３０％、図３に
おける右境界にセットされた。加えて、クロムが、コス
ト考慮に対し、モリブデンに優先して使用されている。
それ故、合金設計は、約４から８％のモリブデン含量と
組合された約２５から３０％のクロム含量を確認した。
【００１９】
材料及び評価 合金設計規準に合致している化組成をもつ鋼が、誘導溶
融され、窒素ガスを使って噴霧された。２２kgの試料の
粉末収量が、−６０メッシュ（−２.５０μm）にふるわ
れ、それから軟鋼缶に積められ、脱ガスされ、シールさ
れた。粉末を充填した缶は、１１３０℃、１００MPaで
ＨＩＰにより４時間圧密保持され、１００％密度を得
た。ＨＩＰ圧密材料は、密度、金属組織、硬さ、焼きな
まし、機械的性質及び耐食性評価に対し切断された。腐
食評価は、２４時間塩化鉄（６％FeCl3)臨界孔食温度
（ＣＰＴ）及びＡＳＴＭ Ｇ−４８によって臨界さけ目
温度（ＣＣＴ）評価を含んだ。（ASTM G48−92，Standa
rd Test Methods for Pitting and Crevice Corrosion
Resistance of Stainless Steels and Related Alloys
by the Use ofFerric Chloride Solution, Annual Book
of ASTM Standards, Vol. 03.02（Easton, MD：ASTM，
1995），pp.174−179。）又、ＡＳＴＭ Ｇ−４８に類
似のテスト処置を使用しているＣＰＴ評価が、グリーン
デス溶液〔Green Death solution（７容量％ H2SO4，３
容量％ HCl，１重量％ FeCl3，１重量％ CuCl2）〕にお
いて行われた。（Kirchheinerら、“A New Highly Corr
osion Resistant Materialfor the Chemical Process I
ndustry, Flue Gas Desulfurization and RelatedAppli
cations," Corrosion/90, Paper No.90 ( Houston, TX,
NACE International, 1990）。）
融され、窒素ガスを使って噴霧された。２２kgの試料の
粉末収量が、−６０メッシュ（−２.５０μm）にふるわ
れ、それから軟鋼缶に積められ、脱ガスされ、シールさ
れた。粉末を充填した缶は、１１３０℃、１００MPaで
ＨＩＰにより４時間圧密保持され、１００％密度を得
た。ＨＩＰ圧密材料は、密度、金属組織、硬さ、焼きな
まし、機械的性質及び耐食性評価に対し切断された。腐
食評価は、２４時間塩化鉄（６％FeCl3)臨界孔食温度
（ＣＰＴ）及びＡＳＴＭ Ｇ−４８によって臨界さけ目
温度（ＣＣＴ）評価を含んだ。（ASTM G48−92，Standa
rd Test Methods for Pitting and Crevice Corrosion
Resistance of Stainless Steels and Related Alloys
by the Use ofFerric Chloride Solution, Annual Book
of ASTM Standards, Vol. 03.02（Easton, MD：ASTM，
1995），pp.174−179。）又、ＡＳＴＭ Ｇ−４８に類
似のテスト処置を使用しているＣＰＴ評価が、グリーン
デス溶液〔Green Death solution（７容量％ H2SO4，３
容量％ HCl，１重量％ FeCl3，１重量％ CuCl2）〕にお
いて行われた。（Kirchheinerら、“A New Highly Corr
osion Resistant Materialfor the Chemical Process I
ndustry, Flue Gas Desulfurization and RelatedAppli
cations," Corrosion/90, Paper No.90 ( Houston, TX,
NACE International, 1990）。）
【００２０】ＣＰＴ及びＣＣＴ評価におけるテスト温度
は、５℃増加において上昇され、テスト標本は、１０倍
で試験され、腐食の証拠に対し調査された。ＣＰＴ評価
に対し、報じられた温度は、孔食が標本表面に観察され
なかった最高である。ＣＣＴ評価に対し、報じられた温
度は、割れ目腐食が観察されないか、腐食速度が年あた
り０.０５ミリメーター（mmpy）より少なかったかのい
ずれかの最高である。材料の粒間腐食（ＩＧＣ）耐性
は、ＡＳＴＭ Ａ２６２方法Ｂ、１２０時間沸騰硫酸鉄
−硫酸（５０％ H2SO4, Fe2(SO4)3）を使用して評価さ
れた。（ASTM A262−86, Standard Practices for Dete
cting Susceptibility to Intergranular Attack in Au
stenitic Stainless Steels, Annual Book of ASTM Sta
ndards, Vol.02.03（Easton, MD：ASTM，1991），pp.42
−59）１.２mmpyより少ない腐食速度は、このテストに
おいて受容できると一般に考えられている。（Brown，C
orrosion，Vol.30，No.1，1974，pp.1−12）張力標本
（２５.４mmゲージ（gauge)長さ）及び完全サイズシヤ
ルピＶ−ノッチ衝撃（full size Charpy V-notch impac
t）標本は、室温でテストされた。
は、５℃増加において上昇され、テスト標本は、１０倍
で試験され、腐食の証拠に対し調査された。ＣＰＴ評価
に対し、報じられた温度は、孔食が標本表面に観察され
なかった最高である。ＣＣＴ評価に対し、報じられた温
度は、割れ目腐食が観察されないか、腐食速度が年あた
り０.０５ミリメーター（mmpy）より少なかったかのい
ずれかの最高である。材料の粒間腐食（ＩＧＣ）耐性
は、ＡＳＴＭ Ａ２６２方法Ｂ、１２０時間沸騰硫酸鉄
−硫酸（５０％ H2SO4, Fe2(SO4)3）を使用して評価さ
れた。（ASTM A262−86, Standard Practices for Dete
cting Susceptibility to Intergranular Attack in Au
stenitic Stainless Steels, Annual Book of ASTM Sta
ndards, Vol.02.03（Easton, MD：ASTM，1991），pp.42
−59）１.２mmpyより少ない腐食速度は、このテストに
おいて受容できると一般に考えられている。（Brown，C
orrosion，Vol.30，No.1，1974，pp.1−12）張力標本
（２５.４mmゲージ（gauge)長さ）及び完全サイズシヤ
ルピＶ−ノッチ衝撃（full size Charpy V-notch impac
t）標本は、室温でテストされた。
【００２１】テスト材料に対し使用された溶体焼なまし
温度は、焼きなまされたサンプルの冶金的及び走査電子
顕微鏡（ＳＥＭ）試験により決定された。溶体焼なまし
温度は、冶金的及び／又はＳＥＭ試験が、全金属間相及
び窒化クロム沈降物が溶かされ、完全なオーステナイト
沈降物のないマトリックスがえられたことを示したとこ
ろを評価された最低のテスト温度から選ばれた。サンプ
ルは、溶体処理温度で、１時間焼きなまされ、水で冷さ
れた。
温度は、焼きなまされたサンプルの冶金的及び走査電子
顕微鏡（ＳＥＭ）試験により決定された。溶体焼なまし
温度は、冶金的及び／又はＳＥＭ試験が、全金属間相及
び窒化クロム沈降物が溶かされ、完全なオーステナイト
沈降物のないマトリックスがえられたことを示したとこ
ろを評価された最低のテスト温度から選ばれた。サンプ
ルは、溶体処理温度で、１時間焼きなまされ、水で冷さ
れた。
【００２２】結果 合金設計モデルに従って生成された材料の化学組成が、
計算されたＰＲＥ数、Ｔσ、当量ＰＮ2及びＵＮＳ Ｎ
１０２７６に比較された合金コスト因子とともに表１に
示されている。２４.５６〜２８.２４％クロム、３.９
８〜８.１０％モリブデン及び０.６１〜０.９５％窒素
からの範囲を、合金の化学組成は、生成した。これらの
化学組成物は、４９から６５の計算されたＰＲＥ値、約
９９０から１２００℃のＴσ値、３００から１０８０kP
aの平衡ＰＮ2値及び０.５２から０.６１のＵＮＳ Ｎ１
０２７６に比較された合金コスト因子を生じている。得
られた窒素含量の数種が、０.８０％の設計規準以下で
あるけれども、計算されたＰＮ2値の殆んどは、５００k
Paのモデル設計値以上である。
計算されたＰＲＥ数、Ｔσ、当量ＰＮ2及びＵＮＳ Ｎ
１０２７６に比較された合金コスト因子とともに表１に
示されている。２４.５６〜２８.２４％クロム、３.９
８〜８.１０％モリブデン及び０.６１〜０.９５％窒素
からの範囲を、合金の化学組成は、生成した。これらの
化学組成物は、４９から６５の計算されたＰＲＥ値、約
９９０から１２００℃のＴσ値、３００から１０８０kP
aの平衡ＰＮ2値及び０.５２から０.６１のＵＮＳ Ｎ１
０２７６に比較された合金コスト因子を生じている。得
られた窒素含量の数種が、０.８０％の設計規準以下で
あるけれども、計算されたＰＮ2値の殆んどは、５００k
Paのモデル設計値以上である。
【００２３】
【表１】
【００２４】表２は、公称化学組成及び実験合金への比
較において評価された数種のＵＮＳ材料に対する合金コ
スト因子及びＰＲＥ、Ｔσ、ＰＮ2の計算された値を表
示している。ＵＮＳ Ｓ３１６０３は２％モリブデンオ
ーステナイトステンレス鋼である。ＵＮＳ Ｓ３１２５
４、Ｎ０８３６７及びＳ３２６５４は、６％又はより多
いモリブデンを含み、オーステナイト特質又は現に腐食
使用を要求することに使用された超オーステナイトステ
ンレス鋼である。ＵＮＳ Ｎ１０２７６は、ニッケル基
本耐食合金で、多くのきびしい腐食使用に使用されてい
る。ＵＮＳ Ｓ３１６０３及び６％モリブデン合金全て
は、ＰＲＥ、Ｔσの低い値及び実験合金に比較し合金コ
スト比の低い値を持っており、大気圧以下で生産できる
と示されている。ＵＮＳ Ｎ１０２７６は、ニッケル基
本合金で、それ故、計算された値にもとづかれた多くの
化学組成が適用できない。
較において評価された数種のＵＮＳ材料に対する合金コ
スト因子及びＰＲＥ、Ｔσ、ＰＮ2の計算された値を表
示している。ＵＮＳ Ｓ３１６０３は２％モリブデンオ
ーステナイトステンレス鋼である。ＵＮＳ Ｓ３１２５
４、Ｎ０８３６７及びＳ３２６５４は、６％又はより多
いモリブデンを含み、オーステナイト特質又は現に腐食
使用を要求することに使用された超オーステナイトステ
ンレス鋼である。ＵＮＳ Ｎ１０２７６は、ニッケル基
本耐食合金で、多くのきびしい腐食使用に使用されてい
る。ＵＮＳ Ｓ３１６０３及び６％モリブデン合金全て
は、ＰＲＥ、Ｔσの低い値及び実験合金に比較し合金コ
スト比の低い値を持っており、大気圧以下で生産できる
と示されている。ＵＮＳ Ｎ１０２７６は、ニッケル基
本合金で、それ故、計算された値にもとづかれた多くの
化学組成が適用できない。
【００２５】
【表２】
【００２６】図４は、この研究に使用された熱力学モデ
ルによる１００kPaのＰＮ2で予測された窒素対実験及び
ＵＮＳ合金の実際に報告された（又は公称の）窒素含量
を示している。２及び６％モリブデンオーステナイトス
テンレス鋼は、予測された平衡窒素含量で又はより下で
窒素含量を持っている。７％モリブデン超オーステナイ
ト鋼は、予測された平衡窒素含量を僅かに又は良く越し
ており、実験合金は、予測された平衡窒素含量を僅かに
又はよく越している。
ルによる１００kPaのＰＮ2で予測された窒素対実験及び
ＵＮＳ合金の実際に報告された（又は公称の）窒素含量
を示している。２及び６％モリブデンオーステナイトス
テンレス鋼は、予測された平衡窒素含量で又はより下で
窒素含量を持っている。７％モリブデン超オーステナイ
ト鋼は、予測された平衡窒素含量を僅かに又は良く越し
ており、実験合金は、予測された平衡窒素含量を僅かに
又はよく越している。
【００２７】実験合金は、ＨＩＰのような及び焼きなま
し条件において冶金学的に評価された。ＨＩＰのよう
な、約２５％クロム及び４又は６％モリブデンを持つ試
料は、重大な粒子間窒化クロム沈降を示した。約２５％
クロム及び８％モリブデン又は２８％クロム及び６又は
８％モリブデンを持つ試料は、粒子間の及び粒子間窒化
クロム及び金属間相沈降物両者を示した。Ｘ線回析及び
ＴＥＭ試験は、窒化クロム沈降物がCr2Nであり、金属間
沈降物がシグマ相であることを示している。表３におけ
る焼きなまし温度及び水急冷を使用することにより、合
金の全てにおいて窒化クロム及びシグマ相沈降物が、完
全に再溶体化された。
し条件において冶金学的に評価された。ＨＩＰのよう
な、約２５％クロム及び４又は６％モリブデンを持つ試
料は、重大な粒子間窒化クロム沈降を示した。約２５％
クロム及び８％モリブデン又は２８％クロム及び６又は
８％モリブデンを持つ試料は、粒子間の及び粒子間窒化
クロム及び金属間相沈降物両者を示した。Ｘ線回析及び
ＴＥＭ試験は、窒化クロム沈降物がCr2Nであり、金属間
沈降物がシグマ相であることを示している。表３におけ
る焼きなまし温度及び水急冷を使用することにより、合
金の全てにおいて窒化クロム及びシグマ相沈降物が、完
全に再溶体化された。
【００２８】図５は、実験合金の計算されたＴσ値対現
実の溶体焼きなまし温度を示している。合金の一つを除
く全てにおいて、使用された溶体焼きなまし温度は、計
算されたＴσ値より高かった。１時間の焼きなまし時間
が、これら評価で使用されたが、Ｔσ経験の方程式は、
長時間研究に基づかれ、使用された焼きなまし温度が、
より高い理由を説明している。（Rechsteiner, Doctora
l Thesis参照。）又、ＨＩＰ後材料の遅い冷却により、
窒化クロムを含んだミクロ構造全てが、沈降し、焼きな
まし処理の間に再溶体化される必要がある。
実の溶体焼きなまし温度を示している。合金の一つを除
く全てにおいて、使用された溶体焼きなまし温度は、計
算されたＴσ値より高かった。１時間の焼きなまし時間
が、これら評価で使用されたが、Ｔσ経験の方程式は、
長時間研究に基づかれ、使用された焼きなまし温度が、
より高い理由を説明している。（Rechsteiner, Doctora
l Thesis参照。）又、ＨＩＰ後材料の遅い冷却により、
窒化クロムを含んだミクロ構造全てが、沈降し、焼きな
まし処理の間に再溶体化される必要がある。
【００２９】
【表３】
【００３０】溶体焼きなまされた条件及び使用された溶
体焼きなまし温度における実験合金の張力及び衝撃テス
トは、表３に示されている。材料全てが、少くとも５５
０MPaの降伏強さ及び高い張力延性を示す。加えて、焼
きなまし後材料のエネルギ吸収値は、材料のこのタイプ
に対し合理的に高く、金属間沈降物が存在しないことを
示唆している。溶体焼きなまし条件におけるHIP P/M 比
較材料の張力テストの結果は、表４に示されている。こ
れら材料の報告された値は、加工された材料に対し夫々
指定された最小の性質を起している。比較材料の降伏強
さは、実験合金より全て低く、図６は、窒素含量の関数
として、実験及び比較合金に対する降伏強さ値を示して
いる。増加した降伏強さは、増加した窒素含量で、評価
されたオーステナイトステンレス鋼の全てに対し明らか
である。
体焼きなまし温度における実験合金の張力及び衝撃テス
トは、表３に示されている。材料全てが、少くとも５５
０MPaの降伏強さ及び高い張力延性を示す。加えて、焼
きなまし後材料のエネルギ吸収値は、材料のこのタイプ
に対し合理的に高く、金属間沈降物が存在しないことを
示唆している。溶体焼きなまし条件におけるHIP P/M 比
較材料の張力テストの結果は、表４に示されている。こ
れら材料の報告された値は、加工された材料に対し夫々
指定された最小の性質を起している。比較材料の降伏強
さは、実験合金より全て低く、図６は、窒素含量の関数
として、実験及び比較合金に対する降伏強さ値を示して
いる。増加した降伏強さは、増加した窒素含量で、評価
されたオーステナイトステンレス鋼の全てに対し明らか
である。
【００３１】
【表４】
【００３２】実験合金の腐食テスト評価の結果が、表５
に示され、表６に比較材料が、表示されている。低ＡＳ
ＴＭ Ａ２６２方法Ｂテスト腐食速度は、実験及び比較
オーステナイトステンレス鋼の全てが、有害な粒子間窒
化クロム及び又窒化クロム沈降のないことを示してい
る。ＵＮＳ Ｎ１０２７６合金の高い腐食速度は、この
材料がこのテストにおいて耐食が少なく、材料が焼きな
ましが不完全であることを示さない。
に示され、表６に比較材料が、表示されている。低ＡＳ
ＴＭ Ａ２６２方法Ｂテスト腐食速度は、実験及び比較
オーステナイトステンレス鋼の全てが、有害な粒子間窒
化クロム及び又窒化クロム沈降のないことを示してい
る。ＵＮＳ Ｎ１０２７６合金の高い腐食速度は、この
材料がこのテストにおいて耐食が少なく、材料が焼きな
ましが不完全であることを示さない。
【００３３】
【表５】
【００３４】
【表６】
【００３５】ＵＮＳ Ｓ３２６５４でのように、実験合
金の全てが、９５℃でFeCl3 ＣＰＴテストをパスした。
他の比較材料のFeCl3 ＣＰＴ値は、全て低い。実験合金
に対するFeCl3 ＣＣＴ値は、全てオーステナイトステン
レス比較材料より高く、８５℃以下から９５℃に範囲し
ている。実験合金の８５℃FeCl3 ＣＣＴ腐食速度が表示
され、一般に増加しているＰＲＥ値で減じている。実験
合金は、９０又は９５℃のグリーンデスＣＰＴｓを持
ち、ＵＮＳ Ｓ３２６５４及びＮ１０２７６は、類似の
ＣＰＴｓを持ち、他の比較材料のＣＰＴｓは、低い。図
７は、決定された臨界温度対実験及び比較材料のＰＲＥ
数を示している。約５５より高いＰＲＥ数が、FeCl3 及
びグリンデステストにおいて最高の性能に対し必要とさ
れる。図８は実験合金の８５℃FeCl3 ＣＣＴ及び９５℃
ＣＰＴ腐食速度対ＰＲＥを示している。再び、評価され
た材料の範囲内で、これらテストにおける最高の性能を
保証するため、約５５のＰＲＥが必要とされる。
金の全てが、９５℃でFeCl3 ＣＰＴテストをパスした。
他の比較材料のFeCl3 ＣＰＴ値は、全て低い。実験合金
に対するFeCl3 ＣＣＴ値は、全てオーステナイトステン
レス比較材料より高く、８５℃以下から９５℃に範囲し
ている。実験合金の８５℃FeCl3 ＣＣＴ腐食速度が表示
され、一般に増加しているＰＲＥ値で減じている。実験
合金は、９０又は９５℃のグリーンデスＣＰＴｓを持
ち、ＵＮＳ Ｓ３２６５４及びＮ１０２７６は、類似の
ＣＰＴｓを持ち、他の比較材料のＣＰＴｓは、低い。図
７は、決定された臨界温度対実験及び比較材料のＰＲＥ
数を示している。約５５より高いＰＲＥ数が、FeCl3 及
びグリンデステストにおいて最高の性能に対し必要とさ
れる。図８は実験合金の８５℃FeCl3 ＣＣＴ及び９５℃
ＣＰＴ腐食速度対ＰＲＥを示している。再び、評価され
た材料の範囲内で、これらテストにおける最高の性能を
保証するため、約５５のＰＲＥが必要とされる。
【００３６】発明を論証するモデルが、高い強度、優れ
た耐食性及びＵＮＳ Ｎ１０２７６に比し約０.６の合
金コスト因子を持つオーステナイトステンレス鋼の生成
を許すよう開発されている。評価された合金の基本組成
物は、Fe−６Mn−２２Niで２５〜２８％クロム、４〜８
％モリブデン及び０.６１〜０.９５％窒素を持ってい
る。
た耐食性及びＵＮＳ Ｎ１０２７６に比し約０.６の合
金コスト因子を持つオーステナイトステンレス鋼の生成
を許すよう開発されている。評価された合金の基本組成
物は、Fe−６Mn−２２Niで２５〜２８％クロム、４〜８
％モリブデン及び０.６１〜０.９５％窒素を持ってい
る。
【００３７】合金は、HIP P/M により製造され、大気
（１００kPa）又は僅かに高い窒素圧で生成されている
材料にかかわらず、高窒素含量は、１６００℃で１１０
０kPa迄の平衡ＰＮ2を持っている。又、ＵＮＳ Ｓ３２
６５４は、１６００℃で、高いＰＮ2で、生成されると
示されており、熱力学モデルが、全く正確でないであろ
うことを示唆している。然しながら、鋼製造温度は、こ
れら合金に対し１６００℃以下であろうし、窒素溶解度
は、液相における温度を減じることで増加している。
（Zhengら、“New High Nitrogen Wear and Corrosion
Resistant Steelsfrom Powder Metallurgical Proces
s," PM' 94, Powder Metallurgy World Congress, Pari
s, June 6−9，1994，Vol.III．）モデルの正確さに関
係なく、Ｐ／Ｍガス噴霧加工が、存在する装置を変える
ことなしに噴霧粉体において高い窒素含量に達するため
使用されるであろう。
（１００kPa）又は僅かに高い窒素圧で生成されている
材料にかかわらず、高窒素含量は、１６００℃で１１０
０kPa迄の平衡ＰＮ2を持っている。又、ＵＮＳ Ｓ３２
６５４は、１６００℃で、高いＰＮ2で、生成されると
示されており、熱力学モデルが、全く正確でないであろ
うことを示唆している。然しながら、鋼製造温度は、こ
れら合金に対し１６００℃以下であろうし、窒素溶解度
は、液相における温度を減じることで増加している。
（Zhengら、“New High Nitrogen Wear and Corrosion
Resistant Steelsfrom Powder Metallurgical Proces
s," PM' 94, Powder Metallurgy World Congress, Pari
s, June 6−9，1994，Vol.III．）モデルの正確さに関
係なく、Ｐ／Ｍガス噴霧加工が、存在する装置を変える
ことなしに噴霧粉体において高い窒素含量に達するため
使用されるであろう。
【００３８】ＨＩＰにより１００％密度に圧密の後、実
験材料は、窒化クロム及びシグマ相を含み、それが、Ｈ
ＩＰ温度からのおそい冷却の間に沈降した。実験材料
は、生成に実際に使用されるより高くない温度での溶体
焼なまし後完全にオーステナイトである。シグマ沈降の
不在で、１１２１℃以下でない焼なまし温度が、窒化ク
ロム沈降を再溶体化するため要求された。これら沈降物
両者は、耐食及び機械的性質における可能な悪効果によ
り望ましくない。
験材料は、窒化クロム及びシグマ相を含み、それが、Ｈ
ＩＰ温度からのおそい冷却の間に沈降した。実験材料
は、生成に実際に使用されるより高くない温度での溶体
焼なまし後完全にオーステナイトである。シグマ沈降の
不在で、１１２１℃以下でない焼なまし温度が、窒化ク
ロム沈降を再溶体化するため要求された。これら沈降物
両者は、耐食及び機械的性質における可能な悪効果によ
り望ましくない。
【００３９】実験合金のＨＩＰ様ミクロ構造は、Ｔσ方
程式により示されたように、シグマ相を作る傾向を減じ
ること及びシグマ相生成における高いクロム及びモリブ
デンの悪効果における高い窒素含量の利益的効果を論証
している。高モリブデン、クロム及び窒素含量全てが、
改良された耐食性に利益的であり、完全に溶体が焼きな
ましされたとき、合金が適当にシグマ相生成を避けるよ
う平衡されているなら使用されるであろう。
程式により示されたように、シグマ相を作る傾向を減じ
ること及びシグマ相生成における高いクロム及びモリブ
デンの悪効果における高い窒素含量の利益的効果を論証
している。高モリブデン、クロム及び窒素含量全てが、
改良された耐食性に利益的であり、完全に溶体が焼きな
ましされたとき、合金が適当にシグマ相生成を避けるよ
う平衡されているなら使用されるであろう。
【００４０】明らかに、実験材料の張力テストは、オー
ステナイトステンレス鋼における高い窒素含量の強い強
度効果を論証している。これらの評価において決定され
た窒素の強化効果は、１重量％窒素あたり約５２０MPa
の増加であり、公表データとよく一致している（Speide
l, High Nitrogen Steels 88参照。）達せられた高張力
強さでさえ、材料は、適当に溶体が焼きなまされたと
き、延性を減じなかった。
ステナイトステンレス鋼における高い窒素含量の強い強
度効果を論証している。これらの評価において決定され
た窒素の強化効果は、１重量％窒素あたり約５２０MPa
の増加であり、公表データとよく一致している（Speide
l, High Nitrogen Steels 88参照。）達せられた高張力
強さでさえ、材料は、適当に溶体が焼きなまされたと
き、延性を減じなかった。
【００４１】増加した耐食性は、又実験材料において、
特に、ＰＲＥ方程式における窒素に対する高い因子によ
って、論証されている。実験及び比較HIP P/M 材料の評
価は、約５５を超えるＰＲＥ数が、塩化鉄及びグリーン
デスＣＰＴ及びＣＣＴ評価における最高の性能に必要と
されることを示している。
特に、ＰＲＥ方程式における窒素に対する高い因子によ
って、論証されている。実験及び比較HIP P/M 材料の評
価は、約５５を超えるＰＲＥ数が、塩化鉄及びグリーン
デスＣＰＴ及びＣＣＴ評価における最高の性能に必要と
されることを示している。
【００４２】合金設計モデルを越え、現評価は、HIP P/
M により生成された他の耐食合金が、高窒素含量を利用
することにより改良されえることを示唆している。他の
耐食合金へのそのような変形に対しての予期された利益
は、改良された耐食性、高強度、及びシグマ相生成に対
する少ない傾向である。良く知られるように、銅のオー
ステナイトステンレス鋼に約３.５％迄の添加は、耐食
性を改良し、酸を減じている。従って銅が、この発明に
従う組成物に添加されるであろう。ボロン、マグネシウ
ム、及びセリウムは、発明に従う組成物の熱加工性を改
良すると知られている。
M により生成された他の耐食合金が、高窒素含量を利用
することにより改良されえることを示唆している。他の
耐食合金へのそのような変形に対しての予期された利益
は、改良された耐食性、高強度、及びシグマ相生成に対
する少ない傾向である。良く知られるように、銅のオー
ステナイトステンレス鋼に約３.５％迄の添加は、耐食
性を改良し、酸を減じている。従って銅が、この発明に
従う組成物に添加されるであろう。ボロン、マグネシウ
ム、及びセリウムは、発明に従う組成物の熱加工性を改
良すると知られている。
【００４３】
【発明の効果】合金設計モデルが、Fe−６Mn−２２Ni−
２５／２８Cr−４／８Mo−０.６／０.９Ｎの基本化学組
成を持つオーステナイトステンレス鋼を開発するため使
用されている。HIP P/M により生成されたこれら材料の
評価は、完全なオーステナイトミクロ構造、高降伏強
さ、５０の最小ＰＲＥ、１２３２℃より少ないＴσ、１
６００℃で、５００kPa以上のＰＮ2及びＵＮＳ Ｎ１０
２７６に比較し約０.６のコスト因子を持つことの規準
にモデル設計を合致している。
２５／２８Cr−４／８Mo−０.６／０.９Ｎの基本化学組
成を持つオーステナイトステンレス鋼を開発するため使
用されている。HIP P/M により生成されたこれら材料の
評価は、完全なオーステナイトミクロ構造、高降伏強
さ、５０の最小ＰＲＥ、１２３２℃より少ないＴσ、１
６００℃で、５００kPa以上のＰＮ2及びＵＮＳ Ｎ１０
２７６に比較し約０.６のコスト因子を持つことの規準
にモデル設計を合致している。
【００４４】以下の結論は、設計モデルにより生成され
た実験合金の評価及び他のHIP P/M耐食性合金の比較に
もとづかれている。 (1) ガス噴霧Ｐ／Ｍは、存在している熱力学モデルに
より予測された平衡含量より実質的に高い窒素含量を生
じるため使用されえる。 (2) オーステナイトステンレス鋼の降伏強さは、窒素
含量の増加で増加し、高延性及び衝撃強さは、適当な焼
きなましで保持されえる。 (3) HIP P/M 高合金化オーステナイトステンレス鋼
は、ＨＩＰ温度からの遅い冷却後、望ましくない沈降物
を含まないであろうが、完全なオーステナイトミクロ構
造が、適当な溶体焼きなまし温度を使用することにより
達せられえる。これに関し、窒素は、特に有用な合金化
元素であり、低コストオーステナイト形成元素であり、
シグマ相生成に対する傾向を減じる。 (4) 塩化鉄及びグリーンデス溶液で評価されたオース
テナイトステンレス鋼の耐食性は、ＰＲＥ数の増加で増
加する。窒素に対する高ＰＲＥ因子によって、高窒素鋼
は、これらテストにおいて優れた性能を示す。 (5) ５５以上のＰＲＥ数が、塩化鉄及びグリーンデス
テスト溶液における最高の性質に対し要求される。 (6) 高窒素オーステナイトステンレス鋼は、多くの環
境においてＵＮＳ Ｎ１０２７６に等しいか、良い耐食
性で、高い強さを示す。
た実験合金の評価及び他のHIP P/M耐食性合金の比較に
もとづかれている。 (1) ガス噴霧Ｐ／Ｍは、存在している熱力学モデルに
より予測された平衡含量より実質的に高い窒素含量を生
じるため使用されえる。 (2) オーステナイトステンレス鋼の降伏強さは、窒素
含量の増加で増加し、高延性及び衝撃強さは、適当な焼
きなましで保持されえる。 (3) HIP P/M 高合金化オーステナイトステンレス鋼
は、ＨＩＰ温度からの遅い冷却後、望ましくない沈降物
を含まないであろうが、完全なオーステナイトミクロ構
造が、適当な溶体焼きなまし温度を使用することにより
達せられえる。これに関し、窒素は、特に有用な合金化
元素であり、低コストオーステナイト形成元素であり、
シグマ相生成に対する傾向を減じる。 (4) 塩化鉄及びグリーンデス溶液で評価されたオース
テナイトステンレス鋼の耐食性は、ＰＲＥ数の増加で増
加する。窒素に対する高ＰＲＥ因子によって、高窒素鋼
は、これらテストにおいて優れた性能を示す。 (5) ５５以上のＰＲＥ数が、塩化鉄及びグリーンデス
テスト溶液における最高の性質に対し要求される。 (6) 高窒素オーステナイトステンレス鋼は、多くの環
境においてＵＮＳ Ｎ１０２７６に等しいか、良い耐食
性で、高い強さを示す。
【図１】発明を論証するため、ＨＮＳオーステナイトス
テンレス鋼を開発することに使用された合金設計の構成
図である。
テンレス鋼を開発することに使用された合金設計の構成
図である。
【図２】オーステナイトステンレス鋼の降伏強さ及び破
壊靱性における窒素の効果を示しているグラフ図であ
る。
壊靱性における窒素の効果を示しているグラフ図であ
る。
【図３】設計規準に基づかれた実験合金のクロム及びモ
リブデン含量の決定を示しているグラフ図である。
リブデン含量の決定を示しているグラフ図である。
【図４】実験及び比較合金に対する現実の窒素含量対実
験及び比較合金に対し予測された１００kPa窒素分圧を
示しているグラフ図である。
験及び比較合金に対し予測された１００kPa窒素分圧を
示しているグラフ図である。
【図５】実験合金に対する焼きなまし温度対計算された
Ｔσを示しているグラフ図である。
Ｔσを示しているグラフ図である。
【図６】降伏強さ対実験及び比較合金の窒素含量を示し
ているグラフ図である。
ているグラフ図である。
【図７】臨界温度対FeCl3 14及びグリーンデス（Green D
eath）（７容量％ H2SO4，３容量％ HCl，１重量％ FeC
l3，１重量％ CuCl2）15における実験及び比較合金のＰ
ＲＥのグラフ図である。
eath）（７容量％ H2SO4，３容量％ HCl，１重量％ FeC
l3，１重量％ CuCl2）15における実験及び比較合金のＰ
ＲＥのグラフ図である。
【図８】腐食速度対FeCl3 14及びグリーンデス（７容量
％ H2SO4，３容量％ HCl，１重量％ FeCl3，１重量％ C
uCl2）15におけるＰＲＥのグラフ図である。
％ H2SO4，３容量％ HCl，１重量％ FeCl3，１重量％ C
uCl2）15におけるＰＲＥのグラフ図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ジョン ジェイ． エッケンロッド アメリカ合衆国、ペンシルバニア 15108、ムーン タウンシップ、 サウ ス ジェームスタウン ロード 126 (72)発明者 フランク ジェイ． リッツオ アメリカ合衆国、ペンシルバニア 15317、マクマレイ、 ドッグウッド サークル 105 (72)発明者 マイケル ダブリュ． ペレッテイ アメリカ合衆国、ペンシルバニア 15301、ワシントン、 ブレーム ロー ド 246 (72)発明者 ウルリケ ハベル アメリカ合衆国、ペンシルバニア 15221、ピッツバーグ、 ミフリン ア ヴェニュ− 509 (72)発明者 ウイリアム ビー． アイゼン アメリカ合衆国、ペンシルバニア 15228、ピッツバーグ、 テラス ドラ イブ 1390 (56)参考文献 特開 平２−57661（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−138435（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−214843（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−41600（ＪＰ，Ａ) 特開 昭53−73414（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C22C 33/02
Claims (17)
- 【請求項１】 窒素ガス噴霧された予め合金化された粒
子から生成された圧密された完全に密で高降伏強さのオ
ーステナイトステンレス鋼物品であり、該粒子が５５を
超えるＰＲＥ及び１２３２℃以下のＴσを有しているこ
とを特徴とする物品。 - 【請求項２】 ０.７重量％以上のＮを持っている請求
項１の物品。 - 【請求項３】 ０.７重量％を超えるＮを持っている請
求項１の物品。 - 【請求項４】 ０.８から１.１重量％のＮを持っている
請求項１の物品。 - 【請求項５】 ０.８を超え１.１迄の重量％のＮを持っ
ている請求項１の物品。 - 【請求項６】 重量％において、最大０.０８％のＣ、
０.５から１２.５％のMn、２０から２９％のCr、１７か
ら３５％のNi、３から１０％のMo、０.７％以上のＮ、
１.０％までのSi、０.０２％までのＢ、０.０２％まで
のMg、０.０５％までのCe及び残りFeより、本質的にな
る高降伏強さのオーステナイトステンレス鋼。 - 【請求項７】 ０.７％を超えるＮを持つ請求項６の
鋼。 - 【請求項８】 本質的に、重量％において、０.０３％
以下のＣ、５.０から１２.５％のMn、２４から２９％の
Cr、２１から２３％のNi、４から９％のMo、０.８から
１.１％のＮ、０.２から０.８％のSi及び残りFeよりな
る請求項６記載の鋼。 - 【請求項９】 ０.８を超え１.１％迄のＮを持つ請求項
８の鋼。 - 【請求項１０】 ５５を超えるＰＲＥ、１２３２℃以下
のＴσを持ち、本質的に重量％において、最大０.０８
％のＣ、０.５から１２.５％のMn、２０から２９％のC
r、１７から３５％のNi、３から１０％のMo、０.７％以
上のＮ、１.０％までのSi、０.０２％までのＢ、０.０
２％までのMg、０.０５％までのCe及び残りFeよりなる
高降伏強さのオーステナイトステンレス鋼。 - 【請求項１１】 ０.７％を超えるＮを持つ請求項１０
の鋼。 - 【請求項１２】 本質的に、重量％において、０.０３
％以下のＣ、５.０より１２.５％のMn、２４から２９％
のCr、２１から２３％のNi、４から９％のMo、０.８か
ら１１％のＮ、０.２から０.８％のSi、及び残りFeより
なる請求項１０の鋼。 - 【請求項１３】 ０.８を超え１.１％迄のＮをもつ請求
項１２の鋼。 - 【請求項１４】 窒素ガス噴霧された予め合金化された
粒子から作られた圧密され、完全に密な高降伏強さのオ
ーステナイトステンレス鋼物品であって、該物品が、５
５を超えるＰＲＥ、１２３２℃以下のＴσを持ち、本質
的に重量％において、最大０.０８％のＣ、０.５から１
２.５％のMn、２０から２９％のCr、１７から３５％のN
i、３から１０％のMo、０.７％以上のＮ、１.０％まで
のSi、０.０２％までのＢ、０.０２％までのMg、０.０
５％までのCe、及び残りFeよりなる物品。 - 【請求項１５】 ０.７％を超えるＮを持つ請求項１４
の物品。 - 【請求項１６】 重量％において、０.０３％以下の
Ｃ、５.０から１２.５％のMn、２４から２９％のCr、２
１から２３％のNi、４から９％のMo、０.８から１.１％
のＮ、０.２から０.８％のSi、及び残りFeより本質的に
なる請求項１４の物品。 - 【請求項１７】 ０.８を超え１.１％迄のＮを持つ請求
項１６の物品。
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