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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Description
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
(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。
た。ピーク強度が得られるように熱処理条件を選んだ。
た。
た。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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