JP3388411B2 - 高強度の切欠き延性析出硬化ステンレス鋼合金 - Google Patents
高強度の切欠き延性析出硬化ステンレス鋼合金Info
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- JP3388411B2 JP3388411B2 JP2000506390A JP2000506390A JP3388411B2 JP 3388411 B2 JP3388411 B2 JP 3388411B2 JP 2000506390 A JP2000506390 A JP 2000506390A JP 2000506390 A JP2000506390 A JP 2000506390A JP 3388411 B2 JP3388411 B2 JP 3388411B2
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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Description
【０００１】本発明は析出硬化性マルテンサイト系ステ
ンレス鋼合金に関し、より具体的にはＣｒ−Ｎｉ−Ｔｉ
−Ｍｏマルテンサイト系ステンレス鋼合金、及び応力腐
食クラッキング耐性、強度および切欠き靱性の独自の組
み合わせを有する、前記ステンレス鋼合金から作られる
製品に関する。
ンレス鋼合金に関し、より具体的にはＣｒ−Ｎｉ−Ｔｉ
−Ｍｏマルテンサイト系ステンレス鋼合金、及び応力腐
食クラッキング耐性、強度および切欠き靱性の独自の組
み合わせを有する、前記ステンレス鋼合金から作られる
製品に関する。
【０００２】航空機産業を含む多くの工業用アプリケー
ションは高強度合金から製造された部品の使用を必要と
する。このような高強度合金の製造に対する１つのアプ
ローチは析出硬化合金を開発することであった。析出硬
化合金は析出が合金の延性マトリックス内に形成される
合金である。析出粒子は延性マトリックス内の転位を抑
制し、それによって合金を補強する。
ションは高強度合金から製造された部品の使用を必要と
する。このような高強度合金の製造に対する１つのアプ
ローチは析出硬化合金を開発することであった。析出硬
化合金は析出が合金の延性マトリックス内に形成される
合金である。析出粒子は延性マトリックス内の転位を抑
制し、それによって合金を補強する。
【０００３】公知の時効硬化ステンレス鋼合金の１つ
は、マルテンサイト構造を確実にするために、チタニウ
ムとコロンビウムを添加し、クロミウム、ニッケルおよ
び銅とを制御することによって高い強度を提供しようと
している。最適の靱性を提供するために、この合金を比
較的低温でアニーリングする。エージングの前にＦｅ−
Ｔｉ−Ｎｂの多いラーベス相を形成するためにこのよう
な低いアニーリング温度が必要である。このような作用
は硬化析出物の過度の形成を防止し、オーステナイトの
加硫戻りのためにニッケルをより多く利用できるように
する。しかしながら、この合金のために使用される低い
アニーリング温度では、合金のミクロ構造が完全に再結
晶しない。これらの条件は硬化成分の添加の効果的な利
用を助長しないし、その強度と靱性が処理の影響を受け
やすい材料を作り出す。
は、マルテンサイト構造を確実にするために、チタニウ
ムとコロンビウムを添加し、クロミウム、ニッケルおよ
び銅とを制御することによって高い強度を提供しようと
している。最適の靱性を提供するために、この合金を比
較的低温でアニーリングする。エージングの前にＦｅ−
Ｔｉ−Ｎｂの多いラーベス相を形成するためにこのよう
な低いアニーリング温度が必要である。このような作用
は硬化析出物の過度の形成を防止し、オーステナイトの
加硫戻りのためにニッケルをより多く利用できるように
する。しかしながら、この合金のために使用される低い
アニーリング温度では、合金のミクロ構造が完全に再結
晶しない。これらの条件は硬化成分の添加の効果的な利
用を助長しないし、その強度と靱性が処理の影響を受け
やすい材料を作り出す。
【０００４】別の公知の析出硬化可能なステンレス鋼で
は、合金内で成分であるクロミウム、ニッケル、アルミ
ニウム、炭素およびモリブデンのバランスがきわどく保
たれる。加えて、合金により提供される所望の特性の組
み合わせを減じないために、マンガン、ケイ素、リン、
硫黄および窒素が低レベルに維持される。
は、合金内で成分であるクロミウム、ニッケル、アルミ
ニウム、炭素およびモリブデンのバランスがきわどく保
たれる。加えて、合金により提供される所望の特性の組
み合わせを減じないために、マンガン、ケイ素、リン、
硫黄および窒素が低レベルに維持される。
【０００５】公知の析出硬化可能なステンレス鋼が許容
できる特性を今まで提供してきたが、公知の析出硬化可
能なステンレス鋼によって提供されるものと少なくとも
同レベルの切欠き靱性及び腐食耐性と共に、より優れた
強度を提供する合金に対する需要が高まってきた。同レ
ベルの切欠き靱性と腐食耐性、特に応力腐食クラッキン
グ耐性を維持する一方でより高い強度を有する合金が特
に航空機産業において有用である。なぜならこのような
合金から製造される構造部材は現在利用できる合金から
製造される同じ部品より重量が軽いからである。燃料効
率の改良をもたらすので、このような構造部材の重量の
減少が望ましい。
できる特性を今まで提供してきたが、公知の析出硬化可
能なステンレス鋼によって提供されるものと少なくとも
同レベルの切欠き靱性及び腐食耐性と共に、より優れた
強度を提供する合金に対する需要が高まってきた。同レ
ベルの切欠き靱性と腐食耐性、特に応力腐食クラッキン
グ耐性を維持する一方でより高い強度を有する合金が特
に航空機産業において有用である。なぜならこのような
合金から製造される構造部材は現在利用できる合金から
製造される同じ部品より重量が軽いからである。燃料効
率の改良をもたらすので、このような構造部材の重量の
減少が望ましい。
【０００６】前述のようであるとすれば、応力腐食耐
性、強度および切欠き靱性の改良された組み合わせを提
供すると共に、容易に確実に処理できる合金を有するこ
とが非常に望ましいであろう。
性、強度および切欠き靱性の改良された組み合わせを提
供すると共に、容易に確実に処理できる合金を有するこ
とが非常に望ましいであろう。
【０００７】公知の析出硬化性マルテンサイト系ステン
レス鋼合金に関連する欠点は、本発明による合金によっ
てかなり解決される。本発明による合金は、応力腐食ク
ラッキング耐性、強度および切欠き靱性との独自の組み
合わせを提供する析出硬化Ｃｒ−Ｎｉ−ｔｉ−Ｍｏマル
テンサイト系ステンレス鋼合金である。
レス鋼合金に関連する欠点は、本発明による合金によっ
てかなり解決される。本発明による合金は、応力腐食ク
ラッキング耐性、強度および切欠き靱性との独自の組み
合わせを提供する析出硬化Ｃｒ−Ｎｉ−ｔｉ−Ｍｏマル
テンサイト系ステンレス鋼合金である。
【０００８】本発明の析出硬化マルテンサイト系ステン
レス鋼の幅広い構成範囲、中間の構成範囲および好適な
構成範囲は重量％で以下の通りである。
レス鋼の幅広い構成範囲、中間の構成範囲および好適な
構成範囲は重量％で以下の通りである。
【０００９】商業的等級のこのような鋼に見い出される
通常の不純物と、１％の数千分の１から、この合金によ
って提供される所望の特性の組み合わせを不都合に減じ
ないそれより大きな量まで変化してよい少量の付加的な
成分を除いて、合金の残部は基本的に鉄である。
通常の不純物と、１％の数千分の１から、この合金によ
って提供される所望の特性の組み合わせを不都合に減じ
ないそれより大きな量まで変化してよい少量の付加的な
成分を除いて、合金の残部は基本的に鉄である。
【００１０】前述の作表は便利な概要として提供してお
り、お互いの組み合わせにおいて使用される本発明の合
金の個々の成分の範囲の下限値と上限値を制限したり、
あるいはお互いの組み合わせにおいて単独で使用される
成分の範囲を制限することは意図していない。このよう
に、幅広い組成の１つ以上の成分範囲を、好適な組成に
おける残部の成分に対する１つ以上の他の範囲と共に使
用することができる。加えて、１つの好適な実施形態の
成分に対する最低値または最大値を、別の好適な実施形
態のその成分に対する最大値または最低値と共に使用す
ることができる。この出願を通じて、別記しない限り、
パーセント（％）は重量％を意味する。
り、お互いの組み合わせにおいて使用される本発明の合
金の個々の成分の範囲の下限値と上限値を制限したり、
あるいはお互いの組み合わせにおいて単独で使用される
成分の範囲を制限することは意図していない。このよう
に、幅広い組成の１つ以上の成分範囲を、好適な組成に
おける残部の成分に対する１つ以上の他の範囲と共に使
用することができる。加えて、１つの好適な実施形態の
成分に対する最低値または最大値を、別の好適な実施形
態のその成分に対する最大値または最低値と共に使用す
ることができる。この出願を通じて、別記しない限り、
パーセント（％）は重量％を意味する。
【００１１】本発明による合金では、強度、切欠き靱性
および応力腐食クラッキング耐性の独自の組み合わせ
が、成分であるクロミウム、ニッケル、チタニウムおよ
びモリブデンのバランスを取ることによって達成され
る。少なくとも約１０％の、好ましくは少なくとも約１
０．５％の、より好ましくは少なくとも約１１．０％の
クロミウムが合金内に存在し、酸化状態の下で従来のス
テンレス鋼のものと同程度の腐食耐性を提供する。ニッ
ケルは合金の切欠き靱性のためになるので、少なくとも
約１０．５％の、好ましくは少なくとも約１０．７５％
の、より好ましくは約１０．８５％のニッケルが合金内
に存在する。少なくとも約１．５％のチタニウムが合金
に存在し、エージングの間にニッケル- チタニウムの多
い相の析出を通して合金の強度を高める。モリブデン合
金の切欠き靱性に貢献するので、少なくとも約０．２５
％の、好ましくは少なくとも約０．７５％の、より好ま
しくは少なくとも約０．９％のモリブデンも合金内に存
在する。モリブデンは媒体を還元する際に、また孔食の
攻撃と応力腐食クラッキングを助長する環境において、
合金の腐食耐性を高める。
および応力腐食クラッキング耐性の独自の組み合わせ
が、成分であるクロミウム、ニッケル、チタニウムおよ
びモリブデンのバランスを取ることによって達成され
る。少なくとも約１０％の、好ましくは少なくとも約１
０．５％の、より好ましくは少なくとも約１１．０％の
クロミウムが合金内に存在し、酸化状態の下で従来のス
テンレス鋼のものと同程度の腐食耐性を提供する。ニッ
ケルは合金の切欠き靱性のためになるので、少なくとも
約１０．５％の、好ましくは少なくとも約１０．７５％
の、より好ましくは約１０．８５％のニッケルが合金内
に存在する。少なくとも約１．５％のチタニウムが合金
に存在し、エージングの間にニッケル- チタニウムの多
い相の析出を通して合金の強度を高める。モリブデン合
金の切欠き靱性に貢献するので、少なくとも約０．２５
％の、好ましくは少なくとも約０．７５％の、より好ま
しくは少なくとも約０．９％のモリブデンも合金内に存
在する。モリブデンは媒体を還元する際に、また孔食の
攻撃と応力腐食クラッキングを助長する環境において、
合金の腐食耐性を高める。
【００１２】クロミウム、ニッケル、チタニウム及び／
またはモリブデンのバランスが適切に取られていない
と、従来の処理技術を使用してマルテンサイト構造へと
完全に変形する合金の能力が抑制される。更に、固溶化
熱処理され、時効硬化された時に実質的に完全にマルテ
ンサイトのままである合金の能力が損なわれる。このよ
うな条件下では、合金によって提供される強度がかなり
低下する。従って、この合金に存在するクロミウム、ニ
ッケル、チタニウムおよびモリブデンは制限される。よ
り具体的には、クロミウムを約１３％以下、好ましくは
約１２．５％以下、より好ましくは約１２．０％以下に
制限し、ニッケルを約１１．６％以下、好ましくは約１
１．２５％以下に制限する。チタニウムは、約１．８％
以下、好ましくは約１．７％以下に制限し、モリブデン
を約１．５％以下、好ましくは約１．２５％以下、より
好ましくは約１．１％以下に制限する。
またはモリブデンのバランスが適切に取られていない
と、従来の処理技術を使用してマルテンサイト構造へと
完全に変形する合金の能力が抑制される。更に、固溶化
熱処理され、時効硬化された時に実質的に完全にマルテ
ンサイトのままである合金の能力が損なわれる。このよ
うな条件下では、合金によって提供される強度がかなり
低下する。従って、この合金に存在するクロミウム、ニ
ッケル、チタニウムおよびモリブデンは制限される。よ
り具体的には、クロミウムを約１３％以下、好ましくは
約１２．５％以下、より好ましくは約１２．０％以下に
制限し、ニッケルを約１１．６％以下、好ましくは約１
１．２５％以下に制限する。チタニウムは、約１．８％
以下、好ましくは約１．７％以下に制限し、モリブデン
を約１．５％以下、好ましくは約１．２５％以下、より
好ましくは約１．１％以下に制限する。
【００１３】硫黄とリンはこの合金の粒界に対して分離
する傾向がある。このような偏析は粒界付着を減少さ
せ、それは合金の破壊靱性、切欠き靱性および切欠き引
張り強さに悪影響を及ぼす。大きな横断面、つまり＞
０．７ｉｎ２（＞４ｃｍ２）を有するこの合金の製品形
状は、合金を均質化し、粒界に集中する硫黄とリンの悪
影響を中和するために、充分な熱機械処理を経験しな
い。大きな断面サイズの製品に対しては、好ましくは合
金に対して少量のセリウムを添加して、合金の破壊靱
性、切欠き靱性および切欠き引張り強さを高め、硫黄と
リンを組み合わせることによって合金からのそれらの除
去を容易にする。合金から適当に取り除くべき硫黄とリ
ンに対して、合金に存在する硫黄の量に対して添加され
るセリウムの量の割合は少なくとも約１：１であり、好
ましくは少なくとも約２：１であり、より好ましくは約
３：１である。セリウム添加の利点を実現するために
は、微量の（つまり＜０．００１％）のセリウムを合金
に保持する必要がある。しかしながら、充分なセリウム
を添加したことを確実にするために、また最終製品に過
度の硫黄やリンが保持されるのを防止するために、少な
くとも約０．００１％、好ましくは少なくとも約０．０
０２％のセリウムが合金に存在することが好ましい。過
度のセリウムは合金の熱間加工性及びその破壊靱性に有
害な影響を有する。従って、セリウムを約０．０２５％
以下に、好ましくは約０．０１５％以下に、より好まし
くは約０．０１０％以下に制限する。あるいは、合金の
セリウム対硫黄比は約１５：１以下、好ましくは約１
２：１以下、より好ましくは約１０：１以下である。セ
リウムの一部または全部の代わりに、マグネシウム、イ
ットリウム、あるいはランタン等の他の希土類金属も合
金に存在していてよい。
する傾向がある。このような偏析は粒界付着を減少さ
せ、それは合金の破壊靱性、切欠き靱性および切欠き引
張り強さに悪影響を及ぼす。大きな横断面、つまり＞
０．７ｉｎ２（＞４ｃｍ２）を有するこの合金の製品形
状は、合金を均質化し、粒界に集中する硫黄とリンの悪
影響を中和するために、充分な熱機械処理を経験しな
い。大きな断面サイズの製品に対しては、好ましくは合
金に対して少量のセリウムを添加して、合金の破壊靱
性、切欠き靱性および切欠き引張り強さを高め、硫黄と
リンを組み合わせることによって合金からのそれらの除
去を容易にする。合金から適当に取り除くべき硫黄とリ
ンに対して、合金に存在する硫黄の量に対して添加され
るセリウムの量の割合は少なくとも約１：１であり、好
ましくは少なくとも約２：１であり、より好ましくは約
３：１である。セリウム添加の利点を実現するために
は、微量の（つまり＜０．００１％）のセリウムを合金
に保持する必要がある。しかしながら、充分なセリウム
を添加したことを確実にするために、また最終製品に過
度の硫黄やリンが保持されるのを防止するために、少な
くとも約０．００１％、好ましくは少なくとも約０．０
０２％のセリウムが合金に存在することが好ましい。過
度のセリウムは合金の熱間加工性及びその破壊靱性に有
害な影響を有する。従って、セリウムを約０．０２５％
以下に、好ましくは約０．０１５％以下に、より好まし
くは約０．０１０％以下に制限する。あるいは、合金の
セリウム対硫黄比は約１５：１以下、好ましくは約１
２：１以下、より好ましくは約１０：１以下である。セ
リウムの一部または全部の代わりに、マグネシウム、イ
ットリウム、あるいはランタン等の他の希土類金属も合
金に存在していてよい。
【００１４】ホウ素やアルミニウム、ニオブ、マンガン
およびケイ素等の付加的な成分も、これらの合金により
提供される他の望ましい特性を高めるために、制御され
た量で存在していてよい。より具体的には、合金の熱間
加工性を高めるために、約０．０１０％まで、好ましく
は約０．００５％まで、より好ましくは約０．０３５％
までのホウ素が合金に存在していてよい。望ましい効果
を提供するために、少なくとも約０．００１％、好まし
くは少なくとも約０．００１５％のホウ素が合金に存在
する。
およびケイ素等の付加的な成分も、これらの合金により
提供される他の望ましい特性を高めるために、制御され
た量で存在していてよい。より具体的には、合金の熱間
加工性を高めるために、約０．０１０％まで、好ましく
は約０．００５％まで、より好ましくは約０．０３５％
までのホウ素が合金に存在していてよい。望ましい効果
を提供するために、少なくとも約０．００１％、好まし
くは少なくとも約０．００１５％のホウ素が合金に存在
する。
【００１５】収率と極限引張り強さを高めるために、ア
ルミニウム及び／またはニオブが合金に存在していてよ
い。より具体的には、約０．２５％まで、好ましくは約
０．１０％まで、より好ましくは約０．０５０％まで、
更に好ましくは約０．０２５％までのアルミニウムが合
金に存在していてよい。また、約０．３％まで、好まし
くは約０．１０％まで、より好ましくは約０．０５０％
まで、更に好ましくは約０．０２５％までニオブが合金
に存在していてよい。アルミニウム及び／またはニオブ
が合金に存在する場合、より高い収率と極限引張り強さ
を得ることができるが、高い強度は切欠き靱性を犠牲に
して展開される。従って、最適の切欠き靱性が望まれる
場合、アルミニウム及びニオブを通常の残留レベルに制
限する。
ルミニウム及び／またはニオブが合金に存在していてよ
い。より具体的には、約０．２５％まで、好ましくは約
０．１０％まで、より好ましくは約０．０５０％まで、
更に好ましくは約０．０２５％までのアルミニウムが合
金に存在していてよい。また、約０．３％まで、好まし
くは約０．１０％まで、より好ましくは約０．０５０％
まで、更に好ましくは約０．０２５％までニオブが合金
に存在していてよい。アルミニウム及び／またはニオブ
が合金に存在する場合、より高い収率と極限引張り強さ
を得ることができるが、高い強度は切欠き靱性を犠牲に
して展開される。従って、最適の切欠き靱性が望まれる
場合、アルミニウム及びニオブを通常の残留レベルに制
限する。
【００１６】スクラップ源または脱酸素添加物からの残
留物として、約１．０％まで、好ましくは約０．５％ま
で、より好ましくは約０．２５％まで、更に好ましくは
約０．１０％までのマンガン及び／または約０．７５％
まで、好ましくは約０．５％まで、より好ましくは約
０．２５％まで、更に好ましくは約０．１０％までのケ
イ素が合金に存在する。このような添加物は合金が真空
融解されない場合に有益である。マンガン及び／または
ケイ素は、靱性や腐食耐性及びマトリックス材料内のオ
ーステナイト- マルテンサイト相バランスに対するそれ
らの有害な影響のために、好ましくは低レベルに保持さ
れる。
留物として、約１．０％まで、好ましくは約０．５％ま
で、より好ましくは約０．２５％まで、更に好ましくは
約０．１０％までのマンガン及び／または約０．７５％
まで、好ましくは約０．５％まで、より好ましくは約
０．２５％まで、更に好ましくは約０．１０％までのケ
イ素が合金に存在する。このような添加物は合金が真空
融解されない場合に有益である。マンガン及び／または
ケイ素は、靱性や腐食耐性及びマトリックス材料内のオ
ーステナイト- マルテンサイト相バランスに対するそれ
らの有害な影響のために、好ましくは低レベルに保持さ
れる。
【００１７】同様のサービスまたは使用のためのもので
ある商業的等級の合金に見い出される通常の不純物を除
いて、合金の残部は基本的に鉄である。このような成分
のレベルは所望の特性に悪影響を及ぼさないように制御
される。
ある商業的等級の合金に見い出される通常の不純物を除
いて、合金の残部は基本的に鉄である。このような成分
のレベルは所望の特性に悪影響を及ぼさないように制御
される。
【００１８】特に、過度の炭素及び／または窒素は腐食
耐性を損ない、この合金により提供される靱性に有害な
影響を及ぼす。従って、約０．０３％以下、好ましくは
約０．０２％以下、より好ましくは約０．１５％以下の
炭素が合金に存在する。更に、約０．０３０％以下、好
ましくは約０．０１５％以下、約０．０１０％以下の窒
素が合金に存在する。炭素及び／または窒素が多量に存
在すると、炭素及び／または窒素はチタニウムと結合し
てチタニウムの多い非金属含有物を形成する。その反応
はこの合金により提供される高い強度の主な要因である
ニッケル- チタニウムの多い相の形成を抑制する。
耐性を損ない、この合金により提供される靱性に有害な
影響を及ぼす。従って、約０．０３％以下、好ましくは
約０．０２％以下、より好ましくは約０．１５％以下の
炭素が合金に存在する。更に、約０．０３０％以下、好
ましくは約０．０１５％以下、約０．０１０％以下の窒
素が合金に存在する。炭素及び／または窒素が多量に存
在すると、炭素及び／または窒素はチタニウムと結合し
てチタニウムの多い非金属含有物を形成する。その反応
はこの合金により提供される高い強度の主な要因である
ニッケル- チタニウムの多い相の形成を抑制する。
【００１９】リンは靱性と腐食耐性に対する有害な影響
のために低レベルに維持される。従って、約０．０４０
％以下、好ましくは約０．０１５％以下、より好ましく
は約０．０１０％以下のリンが合金に存在する。
のために低レベルに維持される。従って、約０．０４０
％以下、好ましくは約０．０１５％以下、より好ましく
は約０．０１０％以下のリンが合金に存在する。
【００２０】約０．０２０％以下、好ましくは約０．０
１０％以下、より好ましくは約０．００５％以下の硫黄
が合金に存在する。多量の硫黄はチタニウムの多い非金
属含有物の形成を助長し、それは炭素や窒素のように、
所望のチタニウムの強化効果を抑制する。更に、多量の
硫黄はこの合金の熱間加工性と腐食耐性に有害な影響を
及ぼし、その靱性、特に横断方向の靱性を損ねる。
１０％以下、より好ましくは約０．００５％以下の硫黄
が合金に存在する。多量の硫黄はチタニウムの多い非金
属含有物の形成を助長し、それは炭素や窒素のように、
所望のチタニウムの強化効果を抑制する。更に、多量の
硫黄はこの合金の熱間加工性と腐食耐性に有害な影響を
及ぼし、その靱性、特に横断方向の靱性を損ねる。
【００２１】過度の銅はこの合金の切欠き靱性、延性お
よび強度に有害な影響を及ぼす。従って、この合金は約
０．９５％以下、好ましくは約０．７５％以下、より好
ましくは約０．５０％以下、更に好ましくは約０．２５
％以下の銅を含有する。
よび強度に有害な影響を及ぼす。従って、この合金は約
０．９５％以下、好ましくは約０．７５％以下、より好
ましくは約０．５０％以下、更に好ましくは約０．２５
％以下の銅を含有する。
【００２２】本発明の合金を融解したり、鋳造したり、
あるいは加工するのに如何なる特殊技術も必要ではな
い。真空誘導融解（ＶＩＭ）または真空誘導融解に続い
て真空アーク再融解（ＶＡＲ）が融解及び精錬の好まし
い方法であるが、その他の実践も使用することができ
る。この合金にセリウムを提供する好ましい方法は、Ｖ
ＩＭの間にミッシュメタルを添加することである。ミッ
シュメタルは上述のように、最終的な鋳放しインゴット
において、必要な量のセリウムを産するのに充分な量で
添加される。加えて、この合金は所望であれば粉末冶金
技術を使用して作られてもよい。更に、本発明の合金は
熱間または冷間加工することができるが、冷間加工は合
金の機械強度を高める。
あるいは加工するのに如何なる特殊技術も必要ではな
い。真空誘導融解（ＶＩＭ）または真空誘導融解に続い
て真空アーク再融解（ＶＡＲ）が融解及び精錬の好まし
い方法であるが、その他の実践も使用することができ
る。この合金にセリウムを提供する好ましい方法は、Ｖ
ＩＭの間にミッシュメタルを添加することである。ミッ
シュメタルは上述のように、最終的な鋳放しインゴット
において、必要な量のセリウムを産するのに充分な量で
添加される。加えて、この合金は所望であれば粉末冶金
技術を使用して作られてもよい。更に、本発明の合金は
熱間または冷間加工することができるが、冷間加工は合
金の機械強度を高める。
【００２３】本発明の析出硬化合金は所望の特性の組み
合わせを発展させるために固溶体化アニーリングされ
る。固溶体化アニーリング温度は、基本的に全ての望ま
しくない合金マトリックス材料への沈殿物を融解するた
めに充分な温度であるべきである。しかしながら、固溶
体化アニーリング温度が高すぎると、過度の粒子成長を
助長することによって、合金の破壊靱性を損ねるであろ
う。典型的に、本発明の合金は１７００〜１９００゜Ｆ
（９２７〜１０３８℃）で１時間溶体化処理され、続い
てクエンチれされる。
合わせを発展させるために固溶体化アニーリングされ
る。固溶体化アニーリング温度は、基本的に全ての望ま
しくない合金マトリックス材料への沈殿物を融解するた
めに充分な温度であるべきである。しかしながら、固溶
体化アニーリング温度が高すぎると、過度の粒子成長を
助長することによって、合金の破壊靱性を損ねるであろ
う。典型的に、本発明の合金は１７００〜１９００゜Ｆ
（９２７〜１０３８℃）で１時間溶体化処理され、続い
てクエンチれされる。
【００２４】所望であれば、この合金をクエンチした後
でディープチル処理に賦し、更に合金の高い強度を発展
させる。マルテンサイト変換の完了を保証するために、
ディープチル処理はマルテンサイト仕上げ温度より充分
低い温度まで合金を冷却する。典型的に、ディープチル
処理は合金を約−１００゜Ｆ（−７３℃）以下に約１時
間冷却することより成る。しかしながら、ディープチル
処理の必要性は、少なくとも部分的に合金のマルテンサ
イト仕上げ温度によって影響されるであろう。マルテン
サイト仕上げ温度が充分高ければ、マルテンサイト構造
への変換反応はディープチル処理を必要とせずに進行す
るであろう。加えて、ディープチル処理の必要性は製造
されている部品のサイズにも依存するであろう。部品の
サイズが増大するにつれて、合金内の偏析が重大にな
り、ディープチル処理の使用がますます有益になる。更
に、マルテンサイトへの変換を完了するために、大きな
部品に対しては部品が冷硬される時間の長さを長くする
ことが必要であろう。例えば、大きな横断面積を有する
部品では、この合金の特徴である高い強度を発展させる
ために、約８時間続くディープチル処理が好ましいこと
が見い出されている。
でディープチル処理に賦し、更に合金の高い強度を発展
させる。マルテンサイト変換の完了を保証するために、
ディープチル処理はマルテンサイト仕上げ温度より充分
低い温度まで合金を冷却する。典型的に、ディープチル
処理は合金を約−１００゜Ｆ（−７３℃）以下に約１時
間冷却することより成る。しかしながら、ディープチル
処理の必要性は、少なくとも部分的に合金のマルテンサ
イト仕上げ温度によって影響されるであろう。マルテン
サイト仕上げ温度が充分高ければ、マルテンサイト構造
への変換反応はディープチル処理を必要とせずに進行す
るであろう。加えて、ディープチル処理の必要性は製造
されている部品のサイズにも依存するであろう。部品の
サイズが増大するにつれて、合金内の偏析が重大にな
り、ディープチル処理の使用がますます有益になる。更
に、マルテンサイトへの変換を完了するために、大きな
部品に対しては部品が冷硬される時間の長さを長くする
ことが必要であろう。例えば、大きな横断面積を有する
部品では、この合金の特徴である高い強度を発展させる
ために、約８時間続くディープチル処理が好ましいこと
が見い出されている。
【００２５】本発明の合金は、当業者に公知のように、
公知の析出硬化ステンレス鋼合金のために使用される技
術に従って時効硬化される。例えば、合金は約４時間の
間、約９００゜Ｆ（４８２℃）〜約１１５０゜Ｆ（６２
１℃）の間の温度で熟成される。（１）エージング温度
が上昇するにつれて合金の極限引張り強さが低下する；
及び（２）エージング温度が低下するにつれて、合金を
所望の強度レベルまで時効硬化させるのに必要な時間が
増大するということを考慮して、使用される特殊なエー
ジング条件を選択する。
公知の析出硬化ステンレス鋼合金のために使用される技
術に従って時効硬化される。例えば、合金は約４時間の
間、約９００゜Ｆ（４８２℃）〜約１１５０゜Ｆ（６２
１℃）の間の温度で熟成される。（１）エージング温度
が上昇するにつれて合金の極限引張り強さが低下する；
及び（２）エージング温度が低下するにつれて、合金を
所望の強度レベルまで時効硬化させるのに必要な時間が
増大するということを考慮して、使用される特殊なエー
ジング条件を選択する。
【００２６】本発明の合金は広範囲の使用のために種々
の製品形状に形成することができ、従来よりの実践によ
るビレットまたはバー、ロッド、ワイヤ、ストリップ、
プレートまたはシートの形態に向いている。本発明の合
金は、応力腐食クラッキング耐性、強度および切欠き靱
性の優れた組み合わせを有する合金を必要とする広範囲
の実用的な応用において有用である。特に、航空機用の
構造部材や締結装置を作り出すために、本発明の合金を
使用することができ、またこの合金は医療器具や歯科用
器械において使用するのに適している。
の製品形状に形成することができ、従来よりの実践によ
るビレットまたはバー、ロッド、ワイヤ、ストリップ、
プレートまたはシートの形態に向いている。本発明の合
金は、応力腐食クラッキング耐性、強度および切欠き靱
性の優れた組み合わせを有する合金を必要とする広範囲
の実用的な応用において有用である。特に、航空機用の
構造部材や締結装置を作り出すために、本発明の合金を
使用することができ、またこの合金は医療器具や歯科用
器械において使用するのに適している。
【００２７】
【表１】
【００２８】本合金により提供される独自の特性の組み
合わせを立証するために、同時係属出願第０８／５３
３，１５９号に記載している合金の実施例１〜２４と、
表１に示した重量％の組成を有する本発明の実施例２５
〜３０を調製した。比較目的のために、本発明の範囲外
の組成を有する比較例の熱処理金属Ａ〜Ｄも調製され
た。これらの重量％組成物も表１に含む。
合わせを立証するために、同時係属出願第０８／５３
３，１５９号に記載している合金の実施例１〜２４と、
表１に示した重量％の組成を有する本発明の実施例２５
〜３０を調製した。比較目的のために、本発明の範囲外
の組成を有する比較例の熱処理金属Ａ〜Ｄも調製され
た。これらの重量％組成物も表１に含む。
【００２９】合金ＡとＢは公知の析出硬化ステンレス鋼
合金の１つを表し、合金ＣとＤは別の公知の析出硬化ス
テンレス鋼合金を表す。
合金の１つを表し、合金ＣとＤは別の公知の析出硬化ス
テンレス鋼合金を表す。
【００３０】実施例１は真空誘導融解され、２．７５イ
ンチ（６．９８ｃｍ）の先細り正方形インゴットとして
鋳造された１７ポンド（７．７ｋｇ）の実験室熱処理金
属として調製された。インゴットは１９００゜Ｆ（１０
３８℃）まで加熱し、１．３７５インチ（３．４９ｃ
ｍ）の正方形のバーにプレス鍛造した。バーは１．１２
５インチ（２．８６ｃｍ）の正方形のバーに仕上げ打ち
され、室温まで空冷された。鍛造したバーは１８５０゜
Ｆ（１０１０℃）で０．６２５インチ（１．５９ｃｍ）
の丸い棒に熱間圧延し、室温まで空冷した。
ンチ（６．９８ｃｍ）の先細り正方形インゴットとして
鋳造された１７ポンド（７．７ｋｇ）の実験室熱処理金
属として調製された。インゴットは１９００゜Ｆ（１０
３８℃）まで加熱し、１．３７５インチ（３．４９ｃ
ｍ）の正方形のバーにプレス鍛造した。バーは１．１２
５インチ（２．８６ｃｍ）の正方形のバーに仕上げ打ち
され、室温まで空冷された。鍛造したバーは１８５０゜
Ｆ（１０１０℃）で０．６２５インチ（１．５９ｃｍ）
の丸い棒に熱間圧延し、室温まで空冷した。
【００３１】実施例２〜４と１２〜１８、及び比較例の
熱処理金属ＡとＣは、アルゴンガスの分圧下に真空誘導
融解し、３．５インチ（８．９ｃｍ）の先細り正方形の
インゴットとして鋳造した２５ポンド（１１．３ｋｇ）
の実験室熱処理金属として調製された。インゴットは１
８５０゜Ｆ（１０１０℃）の開始温度から１．８７５イ
ンチ（４．７６ｃｍ）の正方形のバーにプレス鍛造し、
次にそれらを室温まで空冷した。正方形のバーを再加熱
し、１８５０゜Ｆ（１０１０℃）の開始温度から１．２
５インチ（３．１８ｃｍ）の正方形のバーにプレス鍛造
し、再加熱し、１８５０゜Ｆ（１０１０℃）の開始温度
から０．６２５インチ（１．５９ｃｍ）の丸いバーに熱
間圧延し、室温まで空冷した。
熱処理金属ＡとＣは、アルゴンガスの分圧下に真空誘導
融解し、３．５インチ（８．９ｃｍ）の先細り正方形の
インゴットとして鋳造した２５ポンド（１１．３ｋｇ）
の実験室熱処理金属として調製された。インゴットは１
８５０゜Ｆ（１０１０℃）の開始温度から１．８７５イ
ンチ（４．７６ｃｍ）の正方形のバーにプレス鍛造し、
次にそれらを室温まで空冷した。正方形のバーを再加熱
し、１８５０゜Ｆ（１０１０℃）の開始温度から１．２
５インチ（３．１８ｃｍ）の正方形のバーにプレス鍛造
し、再加熱し、１８５０゜Ｆ（１０１０℃）の開始温度
から０．６２５インチ（１．５９ｃｍ）の丸いバーに熱
間圧延し、室温まで空冷した。
【００３２】実施例５、６と８〜１０は、アルゴンガス
の分圧下に真空誘導融解し、４インチ（１０．２ｃｍ）
の先細り正方形のインゴットとして鋳造した３７ポンド
（１６．８ｋｇ）の実験室熱処理金属として調製され
た。インゴットは１８５０゜Ｆ（１０１０℃）の開始温
度から２インチ（５．１ｃｍ）の正方形のバーにプレス
鍛造し、空冷した。各々２インチ（５．１ｃｍ）の鍛造
された正方形のバーから長さを切断し、１８５０゜Ｆ
（１０１０℃）の開始温度から１．３１インチ（３．３
３ｃｍ）の正方形のバーに鍛造した。鍛造したバーを１
８５０゜Ｆ（１０１０℃）で０．６２５インチ（１．５
９ｃｍ）の丸いバーに熱間圧延し、室温まで空冷した。
の分圧下に真空誘導融解し、４インチ（１０．２ｃｍ）
の先細り正方形のインゴットとして鋳造した３７ポンド
（１６．８ｋｇ）の実験室熱処理金属として調製され
た。インゴットは１８５０゜Ｆ（１０１０℃）の開始温
度から２インチ（５．１ｃｍ）の正方形のバーにプレス
鍛造し、空冷した。各々２インチ（５．１ｃｍ）の鍛造
された正方形のバーから長さを切断し、１８５０゜Ｆ
（１０１０℃）の開始温度から１．３１インチ（３．３
３ｃｍ）の正方形のバーに鍛造した。鍛造したバーを１
８５０゜Ｆ（１０１０℃）で０．６２５インチ（１．５
９ｃｍ）の丸いバーに熱間圧延し、室温まで空冷した。
【００３３】実施例７と１１、及び比較例の熱処理金属
ＢとＤは、アルゴンガスの分圧下に真空誘導融解し、
４．５インチ（１１．４ｃｍ）の先細り正方形のインゴ
ットとして鋳造された１２５ポンド（５６．７ｋｇ）の
実験室熱処理金属として調製された。インゴットは１８
５０゜Ｆ（１０１０℃）の開始温度から２インチ（５．
１ｃｍ）の正方形のバーにプレス鍛造し、室温まで空冷
した。バーを再加熱し、１８５０゜Ｆ（１０１０℃）の
開始温度から１．３１インチ（３．３３ｃｍ）の正方形
のバーにプレス鍛造した。鍛造したバーを１８５０゜Ｆ
（１０１０℃）で０．６２５インチ（１．５９ｃｍ）の
丸いバーに熱間圧延し、室温まで空冷した。
ＢとＤは、アルゴンガスの分圧下に真空誘導融解し、
４．５インチ（１１．４ｃｍ）の先細り正方形のインゴ
ットとして鋳造された１２５ポンド（５６．７ｋｇ）の
実験室熱処理金属として調製された。インゴットは１８
５０゜Ｆ（１０１０℃）の開始温度から２インチ（５．
１ｃｍ）の正方形のバーにプレス鍛造し、室温まで空冷
した。バーを再加熱し、１８５０゜Ｆ（１０１０℃）の
開始温度から１．３１インチ（３．３３ｃｍ）の正方形
のバーにプレス鍛造した。鍛造したバーを１８５０゜Ｆ
（１０１０℃）で０．６２５インチ（１．５９ｃｍ）の
丸いバーに熱間圧延し、室温まで空冷した。
【００３４】実施例１９〜３０は、真空誘導融解し、
６．１２インチ（１５．６ｃｍ）の直径の電極として鋳
造されほぼ３８０ポンド（１７２ｋｇ）の熱処理金属と
して調製された。各々の電極の鋳造前に、実施例２５〜
３０に対して各々のＶＩＭ熱処理金属にミッシュメタル
を添加した。精錬後に所望の保持量のセリウムを生じさ
せるように、各々の添加量を選択した。電極は真空アー
ク再融解し、８インチ（２０．３ｃｍ）直径のインゴッ
トとして鋳造された。インゴットを２３００゜Ｆ（１２
６０℃）まで加熱し、２３００゜Ｆ（１２６０℃）で４
時間均質化した。インゴットを１８５０゜Ｆ（１０１０
℃）まで炉内で冷却し、プレス鍛造前に１８５０゜Ｆ
（１０１０℃）で１０分間浸漬した。次に以下のように
して、インゴットを５インチ（１２．７ｃｍ）の正方形
のバーにプレス鍛造した。各々のインゴットの下端を５
インチ（１２．７ｃｍ）の正方形に押圧した。５インチ
（１２．７ｃｍ）の正方形へと上端を押圧する前に、鍛
造物を１８５０゜Ｆ（１０１０℃）まで１０分間再加熱
した。以上のように鍛造したバーを仕上げ温度から空冷
した。
６．１２インチ（１５．６ｃｍ）の直径の電極として鋳
造されほぼ３８０ポンド（１７２ｋｇ）の熱処理金属と
して調製された。各々の電極の鋳造前に、実施例２５〜
３０に対して各々のＶＩＭ熱処理金属にミッシュメタル
を添加した。精錬後に所望の保持量のセリウムを生じさ
せるように、各々の添加量を選択した。電極は真空アー
ク再融解し、８インチ（２０．３ｃｍ）直径のインゴッ
トとして鋳造された。インゴットを２３００゜Ｆ（１２
６０℃）まで加熱し、２３００゜Ｆ（１２６０℃）で４
時間均質化した。インゴットを１８５０゜Ｆ（１０１０
℃）まで炉内で冷却し、プレス鍛造前に１８５０゜Ｆ
（１０１０℃）で１０分間浸漬した。次に以下のように
して、インゴットを５インチ（１２．７ｃｍ）の正方形
のバーにプレス鍛造した。各々のインゴットの下端を５
インチ（１２．７ｃｍ）の正方形に押圧した。５インチ
（１２．７ｃｍ）の正方形へと上端を押圧する前に、鍛
造物を１８５０゜Ｆ（１０１０℃）まで１０分間再加熱
した。以上のように鍛造したバーを仕上げ温度から空冷
した。
【００３５】実施例１９〜２４及び２６〜２９の結果的
に生じた５インチ（１２．７ｃｍ）の正方形のバーを半
分に切断し、上端と下端からのビレットを別々に特定し
た。下端からの各々のビレットを１８５０゜Ｆ（１０１
０℃）で再加熱し、２時間浸漬し、４．５インチ（１
１．４ｃｍ）×２．７５インチ（６．９８ｃｍ）のバー
にプレス鍛造し、室温まで空冷した。上端からの各々の
ビレットを１８５０゜Ｆ（１０１０℃）で再加熱し、２
時間浸漬した。実施例１９〜２４及び２７〜２９に対し
て、次に各々の上端ビレットを４．５インチ（１１．４
ｃｍ）×１．５インチ（３．８ｃｍ）のバーにプレス鍛
造し、室温まで空冷した。上実施例２６に対しては、上
端ビレットを４．７５インチ（１２．１ｃｍ）×２イン
チ（５．１ｃｍ）のバーに鍛造し、１８５０゜Ｆ（１０
１０℃）で１５分間再加熱し、４．５インチ（１１．４
ｃｍ）×１．５インチ（３．８ｃｍ）のバーにプレス鍛
造し、室温まで空冷した。
に生じた５インチ（１２．７ｃｍ）の正方形のバーを半
分に切断し、上端と下端からのビレットを別々に特定し
た。下端からの各々のビレットを１８５０゜Ｆ（１０１
０℃）で再加熱し、２時間浸漬し、４．５インチ（１
１．４ｃｍ）×２．７５インチ（６．９８ｃｍ）のバー
にプレス鍛造し、室温まで空冷した。上端からの各々の
ビレットを１８５０゜Ｆ（１０１０℃）で再加熱し、２
時間浸漬した。実施例１９〜２４及び２７〜２９に対し
て、次に各々の上端ビレットを４．５インチ（１１．４
ｃｍ）×１．５インチ（３．８ｃｍ）のバーにプレス鍛
造し、室温まで空冷した。上実施例２６に対しては、上
端ビレットを４．７５インチ（１２．１ｃｍ）×２イン
チ（５．１ｃｍ）のバーに鍛造し、１８５０゜Ｆ（１０
１０℃）で１５分間再加熱し、４．５インチ（１１．４
ｃｍ）×１．５インチ（３．８ｃｍ）のバーにプレス鍛
造し、室温まで空冷した。
【００３６】実施例２５と３０の５インチ（１２．７ｃ
ｍ）の正方形のバーを各々３／１と２／１に切断した。
次にビレットを１８５０゜Ｆ（１０１０℃）で再加熱
し、２時間浸漬し、４．５インチ（１１．４ｃｍ）×
１．６２５インチ（４．１３ｃｍ）のバーにプレス鍛造
し、室温まで空冷した。
ｍ）の正方形のバーを各々３／１と２／１に切断した。
次にビレットを１８５０゜Ｆ（１０１０℃）で再加熱
し、２時間浸漬し、４．５インチ（１１．４ｃｍ）×
１．６２５インチ（４．１３ｃｍ）のバーにプレス鍛造
し、室温まで空冷した。
【００３７】実施例１〜１８及び熱処理金属Ａ〜Ｄに関
して、各々の実施例と比較例の熱処理金属のバーを大ま
かに曲げて（ｒｏｕｇｈ ｔｕｒｎｅｄ）、表２に示し
た寸法を有する滑らかな引張り見本、応力腐食見本およ
び切欠き引張り見本を作成した。各々の見本は円筒形
で、見本の各々の両端部分に中央部分を接続する最小の
半径を有するように各々の見本の中央の直径が減少して
いる。４００グリットの表面仕上げで応力腐食見本を名
目ゲージ直径になるまで研磨した。
して、各々の実施例と比較例の熱処理金属のバーを大ま
かに曲げて（ｒｏｕｇｈ ｔｕｒｎｅｄ）、表２に示し
た寸法を有する滑らかな引張り見本、応力腐食見本およ
び切欠き引張り見本を作成した。各々の見本は円筒形
で、見本の各々の両端部分に中央部分を接続する最小の
半径を有するように各々の見本の中央の直径が減少して
いる。４００グリットの表面仕上げで応力腐食見本を名
目ゲージ直径になるまで研磨した。
【００３８】
【表２】
【００３９】実施例１〜１８及び熱処理金属Ａ〜Ｄの試
験見本を下記の表３に従って熱処理した。ピーク強度を
提供するために、使用された熱処理条件を選択した。
験見本を下記の表３に従って熱処理した。ピーク強度を
提供するために、使用された熱処理条件を選択した。
【００４０】
【表３】
【００４１】実施例１〜１８の機械特性を比較例の熱処
理金属Ａ〜Ｄの特性と比較した。測定した特性は０．２
％降伏強さ（．２％ＹＳ）、極限引張り強さ（ＵＴ
Ｓ）、４つの寸法のパーセント伸び（％Ｅｌｏｎ
ｇ．）、パーセント面積減少（％Ｒｅｄ．）、及び切欠
き引張り強さ（ＮＴＳ）を含む。すべての特性は長手方
向に沿って測定された。測定結果を表４に示す。
理金属Ａ〜Ｄの特性と比較した。測定した特性は０．２
％降伏強さ（．２％ＹＳ）、極限引張り強さ（ＵＴ
Ｓ）、４つの寸法のパーセント伸び（％Ｅｌｏｎ
ｇ．）、パーセント面積減少（％Ｒｅｄ．）、及び切欠
き引張り強さ（ＮＴＳ）を含む。すべての特性は長手方
向に沿って測定された。測定結果を表４に示す。
【００４２】
【表４】
【００４３】表４のデータは本発明の実施例１〜１８
が、ＮＴＳ／ＵＴＳ比で示される許容できるレベルの切
欠き靱性と延性を提供する一方、熱処理金属ＡとＢに比
べて優れた降伏強さと引張り強さを提供することを示し
ている。このように、実施例１〜１８が熱処理金属Ａと
Ｂに対して優れた強さと延性の組み合わせを提供するこ
とが解る。
が、ＮＴＳ／ＵＴＳ比で示される許容できるレベルの切
欠き靱性と延性を提供する一方、熱処理金属ＡとＢに比
べて優れた降伏強さと引張り強さを提供することを示し
ている。このように、実施例１〜１８が熱処理金属Ａと
Ｂに対して優れた強さと延性の組み合わせを提供するこ
とが解る。
【００４４】更に、表４のデータは本発明の実施例１〜
１８が、許容できる降伏強さと延性、及びＮＴＳ／ＵＴ
Ｓ比で示される許容できるレベルの切欠き靱性とを提供
する一方、少なくとも熱処理金属Ｃ、Ｄよりかなり良い
程度の引張り強さを提供することを示している。
１８が、許容できる降伏強さと延性、及びＮＴＳ／ＵＴ
Ｓ比で示される許容できるレベルの切欠き靱性とを提供
する一方、少なくとも熱処理金属Ｃ、Ｄよりかなり良い
程度の引張り強さを提供することを示している。
【００４５】ゆっくりした変形率試験を介して、塩素含
有媒体における実施例７〜１１の応力腐食クラッキング
耐性を比較例の熱処理金属Ｂ、Ｄのものと比較した。応
力腐食クラッキング試験に対しては、実施例７〜１１の
見本を引張り見本と同様に固溶化熱処理し、次に高レベ
ルの強度を提供するために選択した温度で過時効させ
た。熱処理金属Ｂ、Ｄの見本を各々の引張り見本と同様
に固溶化熱処理し、典型的に航空機産業において指定さ
れる応力腐食クラッキング耐性レベルを提供するために
選択された温度で過時効させた。より具体的には、実施
例７〜１１を１０００゜Ｆ（５３８℃）で４時間時効硬
化させ、空冷し、熱処理金属Ｂ、Ｄを１０５０゜Ｆ（５
６６℃）で４時間時効硬化させ、空冷した。
有媒体における実施例７〜１１の応力腐食クラッキング
耐性を比較例の熱処理金属Ｂ、Ｄのものと比較した。応
力腐食クラッキング試験に対しては、実施例７〜１１の
見本を引張り見本と同様に固溶化熱処理し、次に高レベ
ルの強度を提供するために選択した温度で過時効させ
た。熱処理金属Ｂ、Ｄの見本を各々の引張り見本と同様
に固溶化熱処理し、典型的に航空機産業において指定さ
れる応力腐食クラッキング耐性レベルを提供するために
選択された温度で過時効させた。より具体的には、実施
例７〜１１を１０００゜Ｆ（５３８℃）で４時間時効硬
化させ、空冷し、熱処理金属Ｂ、Ｄを１０５０゜Ｆ（５
６６℃）で４時間時効硬化させ、空冷した。
【００４６】秒あたり４×１０−６インチ（１×１０−
５ｃｍ／秒）の一定の延長率によって、各々の実施例と
熱処理金属の見本セットを引張り応力にさらすことによ
って、応力腐食クラッキング耐性を試験した。４つの異
なる媒体の各々：（１）Ｈ３ＰＯ４でｐＨ１．５まで酸
性化した１０．０％のＮａｃｌの沸騰する溶液；（２）
自然ｐＨ（４．９〜５．９）の３．５％のＮａｃｌの沸
騰する溶液；（３）Ｈ３ＰＯ４でｐＨ１．５まで酸性化
した３．５％のＮａｃｌの沸騰する溶液；及び（４）７
７゜Ｆ（２５℃）の空気で試験を実施した。大気中で実
施した試験は塩素含有媒体で得られた結果を比較するこ
とができる基準として使用した。
５ｃｍ／秒）の一定の延長率によって、各々の実施例と
熱処理金属の見本セットを引張り応力にさらすことによ
って、応力腐食クラッキング耐性を試験した。４つの異
なる媒体の各々：（１）Ｈ３ＰＯ４でｐＨ１．５まで酸
性化した１０．０％のＮａｃｌの沸騰する溶液；（２）
自然ｐＨ（４．９〜５．９）の３．５％のＮａｃｌの沸
騰する溶液；（３）Ｈ３ＰＯ４でｐＨ１．５まで酸性化
した３．５％のＮａｃｌの沸騰する溶液；及び（４）７
７゜Ｆ（２５℃）の空気で試験を実施した。大気中で実
施した試験は塩素含有媒体で得られた結果を比較するこ
とができる基準として使用した。
【００４７】応力腐食試験の結果を表５に示すが、表５
は、時間で表した試験見本の破壊までの時間（全試験時
間）、パーセント伸び（％ Ｅｌｏｎｇ．）および横断
面積減少（％ Ｒｅｄ．ｉｎ Ａｒｅａ）とを含む。
は、時間で表した試験見本の破壊までの時間（全試験時
間）、パーセント伸び（％ Ｅｌｏｎｇ．）および横断
面積減少（％ Ｒｅｄ．ｉｎ Ａｒｅａ）とを含む。
【００４８】
【表５】
【００４９】試験した合金の相対的応力腐食クラッキン
グ耐性は、基準媒体における測定パラメータに対する腐
食媒体における測定パラメータの比を参照することによ
ってより良く理解できる。表６は比較を容易にするため
に比率フォーマットでデータを表すことによって表５の
データを要約している。”ＴＣ／ＴＲ”とラベル付けさ
れた列の値は、基準条件下の破壊までの平均時間に対す
る腐食条件下の破壊までの平均時間の比である。”ＥＣ
／ＥＲ”とラベル付けされた列の値は、基準条件下の平
均パーセント伸びに対する腐食条件下の平均パーセント
伸びの比である。同様に”ＲＣ／ＲＲ”とラベル付けさ
れた列の値は、基準条件下の平均パーセント面積減少に
対する腐食条件下の平均パーセント面積減少の比であ
る。
グ耐性は、基準媒体における測定パラメータに対する腐
食媒体における測定パラメータの比を参照することによ
ってより良く理解できる。表６は比較を容易にするため
に比率フォーマットでデータを表すことによって表５の
データを要約している。”ＴＣ／ＴＲ”とラベル付けさ
れた列の値は、基準条件下の破壊までの平均時間に対す
る腐食条件下の破壊までの平均時間の比である。”ＥＣ
／ＥＲ”とラベル付けされた列の値は、基準条件下の平
均パーセント伸びに対する腐食条件下の平均パーセント
伸びの比である。同様に”ＲＣ／ＲＲ”とラベル付けさ
れた列の値は、基準条件下の平均パーセント面積減少に
対する腐食条件下の平均パーセント面積減少の比であ
る。
【００５０】
【表６】
【００５１】実施例７〜１１と熱処理金属Ｂ、Ｄの機械
特性も決定し、表７に表した。表７は０．２％オフセッ
ト降伏強さ（．２％ＹＳ）と、ｋｓｉ（ＭＰａ）で表し
た極限引張り強さ（ＵＴＳ）と、４つの寸法のパーセン
ト伸び（％Ｅｌｏｎｇ．）、面積減少（％ Ｒｅｄ．ｉ
ｎ Ａｒｅａ）およびｋｓｉ（ＭＰａ）で表した切欠き
引張り強さ（ＮＴＳ）とを含む。
特性も決定し、表７に表した。表７は０．２％オフセッ
ト降伏強さ（．２％ＹＳ）と、ｋｓｉ（ＭＰａ）で表し
た極限引張り強さ（ＵＴＳ）と、４つの寸法のパーセン
ト伸び（％Ｅｌｏｎｇ．）、面積減少（％ Ｒｅｄ．ｉ
ｎ Ａｒｅａ）およびｋｓｉ（ＭＰａ）で表した切欠き
引張り強さ（ＮＴＳ）とを含む。
【００５２】
【表７】
【００５３】一緒にして考えた場合、表６と７に表され
たデータは、実施例７〜１１で表されるように、本発明
の合金により提供される強度と反応腐食クラッキング耐
性の独自な組み合わせを立証している。より具体的に
は、表６と７のデータは実施例７〜１１が比較例の熱処
理金属ＢとＤよりかなり高い強度を提供する一方、これ
らの合金に匹敵するレベルの応力腐食クラッキング耐性
を提供することを示している。実施例７と１１の付加的
な見本は、１０５０゜Ｆ（５３８℃）で４時間時効硬化
させて空冷した。これらの見本は各々２１４．３ｋｓｉ
と２１３．１ｋｓｉの室温極限引張り強さを提供し、こ
れらは同様に時効させた時の熱処理金属ＢとＤによって
提供される強度よりかなり優れている。試験はしていな
いが、それより高い温度で時効させた場合、実施例７と
１１の応力腐食クラッキング耐性は少なくとも同等かそ
れより高いであろうと予想される。加えて、沸騰した１
０．０％のＮａｃｌ条件は航空機産業に対する認識され
ている標準よりはるかに過酷であることに注目すべきで
ある。
たデータは、実施例７〜１１で表されるように、本発明
の合金により提供される強度と反応腐食クラッキング耐
性の独自な組み合わせを立証している。より具体的に
は、表６と７のデータは実施例７〜１１が比較例の熱処
理金属ＢとＤよりかなり高い強度を提供する一方、これ
らの合金に匹敵するレベルの応力腐食クラッキング耐性
を提供することを示している。実施例７と１１の付加的
な見本は、１０５０゜Ｆ（５３８℃）で４時間時効硬化
させて空冷した。これらの見本は各々２１４．３ｋｓｉ
と２１３．１ｋｓｉの室温極限引張り強さを提供し、こ
れらは同様に時効させた時の熱処理金属ＢとＤによって
提供される強度よりかなり優れている。試験はしていな
いが、それより高い温度で時効させた場合、実施例７と
１１の応力腐食クラッキング耐性は少なくとも同等かそ
れより高いであろうと予想される。加えて、沸騰した１
０．０％のＮａｃｌ条件は航空機産業に対する認識され
ている標準よりはるかに過酷であることに注目すべきで
ある。
【００５４】実施例１９〜３０を参照にして、各々の実
施例のバーを大まかに曲げて、表２に示した寸法を有す
る滑らかな引張り見本と切欠き引張り見本を作成した。
各々の見本は円筒形で、見本の各々の両端部分に中央部
分を接続する最小の半径を有するように各々の見本の中
央の直径が減少している。加えてアニーリングされたバ
ーから、ＣＶＮ試験見本（ＡＳＴＭ Ｅ２３−９６）及
び破壊靱性試験（ＡＳＴＭ Ｅ３９９）に対するコンパ
クトな張力ブロックを機械加工した。全ての試験見本を
１８００゜Ｆ（９８２℃）で１時間固溶化熱処理して水
で冷却し、−１００゜Ｆ（−７３℃）で１時間または８
時間冷間処理し、空気中で暖め、９００゜Ｆ（４８２
℃）または１０００゜Ｆ（５３８℃）で４時間エージン
グして、空冷した。
施例のバーを大まかに曲げて、表２に示した寸法を有す
る滑らかな引張り見本と切欠き引張り見本を作成した。
各々の見本は円筒形で、見本の各々の両端部分に中央部
分を接続する最小の半径を有するように各々の見本の中
央の直径が減少している。加えてアニーリングされたバ
ーから、ＣＶＮ試験見本（ＡＳＴＭ Ｅ２３−９６）及
び破壊靱性試験（ＡＳＴＭ Ｅ３９９）に対するコンパ
クトな張力ブロックを機械加工した。全ての試験見本を
１８００゜Ｆ（９８２℃）で１時間固溶化熱処理して水
で冷却し、−１００゜Ｆ（−７３℃）で１時間または８
時間冷間処理し、空気中で暖め、９００゜Ｆ（４８２
℃）または１０００゜Ｆ（５３８℃）で４時間エージン
グして、空冷した。
【００５５】測定した機械特性は０．２％降伏強さ（．
２％ＹＳ）、極限引張り強さ（ＵＴＳ）、４つの寸法の
パーセント伸び（％Ｅｌｏｎｇ．）、パーセント面積減
少（％ Ｒｅｄ．）、切欠き引張り強さ（ＮＴＳ）、室
温シャルピーＶノッチ吸収エネルギ（ＣＶＮ）および室
温破壊靱性（ＫＩｃ）とを含む。測定結果を表８〜１１
に示す。
２％ＹＳ）、極限引張り強さ（ＵＴＳ）、４つの寸法の
パーセント伸び（％Ｅｌｏｎｇ．）、パーセント面積減
少（％ Ｒｅｄ．）、切欠き引張り強さ（ＮＴＳ）、室
温シャルピーＶノッチ吸収エネルギ（ＣＶＮ）および室
温破壊靱性（ＫＩｃ）とを含む。測定結果を表８〜１１
に示す。
【００５６】
【表８】
【００５７】
【表９】
【００５８】
【表１０】
【００５９】
【表１１】
【００６０】ここで使用した用語及び表現は説明目的で
あり、制限的なものではない。記載した特徴の同等物ま
たはその一部を排除するためにこのような用語または表
現を使用する意図はない。しかしながら、様々な変更も
本発明の範囲内で可能であることが認識される。
あり、制限的なものではない。記載した特徴の同等物ま
たはその一部を排除するためにこのような用語または表
現を使用する意図はない。しかしながら、様々な変更も
本発明の範囲内で可能であることが認識される。
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 昭60−238455（ＪＰ，Ａ)
国際公開97／12073（ＷＯ，Ａ１)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
C22C 33/04
Claims (16)
- 【請求項１】 応力腐食クラッキング耐性、強度および
切欠き靱性との独自の組み合わせを有する析出硬化性マ
ルテンサイト系ステンレス鋼合金であって、重量％で以
下のものより成り、 Ｃ 最大０．０３ Ｍｎ 最大１．０ Ｓｉ 最大０．７５ Ｐ 最大０．０４０ Ｓ 最大０．０２０ Ｃｒ １０〜１３ Ｎｉ １０．５〜１１．２５ Ｔｉ １．５〜１．８ Ｍｏ ０．２５〜１．１ Ｃｕ 最大０．９５ Ａｌ 最大０．２５ Ｎｂ 最大０．３ Ｂ 最大０．０１０ Ｎ 最大０．０３０ Ｃｅ ０．００１〜０．０２５ Ｃｅ対Ｓの割合は１：１以上、１５：１以下で、残部は
鉄および通常の不純物であることを特徴とするステンレ
ス鋼合金。 - 【請求項２】 ０．０１５重量％だけのセリウムを含有
する、請求項１に記載の合金。 - 【請求項３】 ０．０１０重量％だけのセリウムを含有
する、請求項１に記載の合金。 - 【請求項４】 少なくとも０．００２重量％のセリウム
を含有する、請求項１に記載の合金。 - 【請求項５】 ０．７５重量％だけの銅を含有する、請
求項１に記載の合金。 - 【請求項６】 ０．０１５重量％だけのセリウムを含有
する、請求項５に記載の合金。 - 【請求項７】 ０．０１０重量％だけのセリウムを含有
する、請求項５に記載の合金。 - 【請求項８】 少なくとも０．００２重量％のセリウム
を含有する、請求項５に記載の合金。 - 【請求項９】 セリウムの一部とマグネシウム、イット
リウム、ランタン、またはその他の希土類との置換によ
って変更される、請求項１ないし８のいずれかに記載の
合金。 - 【請求項１０】 析出硬化性マルテンサイト系ステンレ
ス鋼合金の製造方法であって、前記方法は、 以下の重量％の成分を含有し、 Ｃ 最大０．０３ Ｍｎ 最大１．０ Ｓｉ 最大０．７５ Ｐ 最大０．０４０ Ｓ 最大０．０２０ Ｃｒ １０〜１３ Ｎｉ １０．５〜１１．２５ Ｔｉ １．５〜１．８ Ｍｏ ０．２５〜１．１ Ｃｕ 最大０．９５ Ａｌ 最大０．２５ Ｎｂ 最大０．３ Ｂ 最大０．０１０ Ｎ 最大０．０３０ 残部が鉄および通常の不純物である合金を提供する充填
材料を融解するステップと、 その融解ステップの間に、前記溶融合金に存在する硫黄
の量に対するセリウムの添加量の割合が少なくとも１：
１となるように前記合金にセリウムを添加するステップ
と、 前記溶融合金をインゴットに鋳造するステップと、およ
び 再溶融合金中のセリウムと硫黄の割合が１５：１以下と
なるように、精錬のために前記インゴットを再溶解させ
るステップと、 を備えることを特徴とする方法。 - 【請求項１１】 合金にセリウムを添加するステップ
は、再溶融合金に存在する硫黄の量に対するセリウムの
添加量の割合が少なくとも２：１となるような量で、セ
リウムを合金に添加するステップを備える、請求項１０
に記載の方法。 - 【請求項１２】 合金にセリウムを添加するステップ
は、再溶融合金に存在する硫黄の量に対するセリウムの
添加量の割合が少なくとも３：１となるような量で、セ
リウムを合金に添加するステップを備える、請求項１０
に記載の方法。 - 【請求項１３】 インゴットを再溶解させるステップ
は、再溶融合金中の硫黄の量に対するセリウムの量の割
合が１２：１以下に制限されるように行われる、請求項
１０に記載の方法。 - 【請求項１４】 インゴットを再溶解させるステップ
は、再溶融合金中の硫黄の量に対するセリウムの量の割
合が１０：１以下に制限されるように行われる、請求項
１０に記載の方法。 - 【請求項１５】 マグネシウム、イットリウム、ランタ
ン、またはその他の希土類が、溶融合金に添加されるセ
リウムの一部と置き換えられる、請求項１０ないし１４
のいずれかに記載の方法。 - 【請求項１６】 請求項１０ないし１５のいずれかの方
法によって製造される、応力腐食クラッキング耐性、強
度および切欠き靱性との独自の組み合わせを有する析出
硬化性マルテンサイト系ステンレス鋼合金からなる製
品。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US08/907,305 | 1997-08-06 | ||
| US08/907,305 US5855844A (en) | 1995-09-25 | 1997-08-06 | High-strength, notch-ductile precipitation-hardening stainless steel alloy and method of making |
| PCT/US1998/015839 WO1999007910A1 (en) | 1997-08-06 | 1998-07-30 | High-strength, notch-ductile precipitation-hardening stainless steel alloy |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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Family
ID=25423871
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000506390A Expired - Lifetime JP3388411B2 (ja) | 1997-08-06 | 1998-07-30 | 高強度の切欠き延性析出硬化ステンレス鋼合金 |
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| US6498131B1 (en) * | 2000-08-07 | 2002-12-24 | Ekc Technology, Inc. | Composition for cleaning chemical mechanical planarization apparatus |
| DE10055275A1 (de) * | 2000-11-08 | 2002-05-23 | Iropa Ag | Endlos-Fadenbremsband und Verfahren zu seiner Herstellung |
| US6630103B2 (en) * | 2001-03-27 | 2003-10-07 | Crs Holding, Inc. | Ultra-high-strength precipitation-hardenable stainless steel and strip made therefrom |
| US6514076B1 (en) * | 2001-05-03 | 2003-02-04 | Ultradent Products, Inc. | Precipitation hardenable stainless steel endodontic instruments and methods for manufacturing and using the instruments |
| US7901519B2 (en) * | 2003-12-10 | 2011-03-08 | Ati Properties, Inc. | High strength martensitic stainless steel alloys, methods of forming the same, and articles formed therefrom |
| SE531252C2 (sv) * | 2007-06-12 | 2009-02-03 | Sandvik Intellectual Property | Krockbalk av utskiljningshärdat stål |
| TW201002831A (en) * | 2008-02-29 | 2010-01-16 | Crs Holdings Inc | Method of making a high strength, high toughness, fatigue resistant, precipitation hardenable stainless steel and product made therefrom |
| US7931758B2 (en) * | 2008-07-28 | 2011-04-26 | Ati Properties, Inc. | Thermal mechanical treatment of ferrous alloys, and related alloys and articles |
| ES2421431T3 (es) * | 2008-10-31 | 2013-09-02 | Crs Holdings Inc | Fleje de aleación de acero inoxidable de resistencia ultra-alta, un método de fabricación del mismo y un método de uso del mismo para fabricar la cabeza de un palo de golf |
| JP6049331B2 (ja) | 2012-07-03 | 2016-12-21 | 株式会社東芝 | 蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの動翼の製造方法および蒸気タービン |
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| CN105088092B (zh) * | 2014-05-23 | 2017-11-14 | 中国科学院金属研究所 | 一种新型医用抗菌不锈钢 |
| US10676196B2 (en) * | 2016-01-21 | 2020-06-09 | Ami Industries, Inc. | Energy attenuating mounting foot for a cabin attendant seat |
| DE102017131219A1 (de) | 2017-12-22 | 2019-06-27 | Voestalpine Böhler Edelstahl Gmbh & Co Kg | Verfahren zum Herstellen eines Gegenstands aus einem Maraging-Stahl |
| US11692232B2 (en) * | 2018-09-05 | 2023-07-04 | Gregory Vartanov | High strength precipitation hardening stainless steel alloy and article made therefrom |
| JP2021123792A (ja) * | 2020-02-04 | 2021-08-30 | 大同特殊鋼株式会社 | 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼 |
| CN115667570B (zh) | 2020-02-26 | 2024-06-07 | Crs控股有限责任公司 | 高断裂韧性、高强度、沉淀硬化型不锈钢 |
| WO2022200170A1 (en) * | 2021-03-22 | 2022-09-29 | Basf Se | Mim feedstock and process for manufacturing of metal parts with improved yield strength and ductility |
| CN115961218B (zh) * | 2023-01-17 | 2024-06-04 | 中航上大高温合金材料股份有限公司 | 一种沉淀硬化型不锈钢及其制备方法和应用 |
Family Cites Families (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| BE651249A (ja) * | 1963-08-02 | 1964-11-16 | ||
| GB1128284A (en) * | 1966-03-01 | 1968-09-25 | Int Nickel Ltd | Steel |
| US3408178A (en) * | 1967-06-27 | 1968-10-29 | Carpenter Steel Co | Age hardenable stainless steel alloy |
| DE2744047C2 (de) * | 1977-09-30 | 1984-04-05 | Thyssen Edelstahlwerke AG, 4000 Düsseldorf | Verwendung eines hochfesten martensitaushärtenden Stahls für korrosionsbeständige Gegenstände |
| US5049210A (en) * | 1989-02-18 | 1991-09-17 | Nippon Steel Corporation | Oil Country Tubular Goods or a line pipe formed of a high-strength martensitic stainless steel |
| JPH02236257A (ja) * | 1989-03-08 | 1990-09-19 | Nippon Steel Corp | 高強度かつ耐食性、耐応力腐食割れ性の優れたマルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| US5000912A (en) * | 1989-12-15 | 1991-03-19 | Ethicon, Inc. | Nickel titanium martensitic steel for surgical needles |
| JP3106674B2 (ja) * | 1992-04-09 | 2000-11-06 | 住友金属工業株式会社 | 油井用マルテンサイト系ステンレス鋼 |
| US5310431A (en) * | 1992-10-07 | 1994-05-10 | Robert F. Buck | Creep resistant, precipitation-dispersion-strengthened, martensitic stainless steel and method thereof |
| GR930100464A (el) * | 1992-12-09 | 1994-08-31 | Ethicon Inc | Διάταξη δια τη πρόβλεψη της συμπεριφοράς κραμάτων ανοξείδωτου χάλυβος προς χρήσιν με χειρουργικες βελόνες. |
| US5496421A (en) * | 1993-10-22 | 1996-03-05 | Nkk Corporation | High-strength martensitic stainless steel and method for making the same |
| WO1996003532A1 (en) * | 1994-07-21 | 1996-02-08 | Nippon Steel Corporation | Martensitic stainless steel having excellent hot workability and sulfide stress cracking resistance |
| US5681528A (en) * | 1995-09-25 | 1997-10-28 | Crs Holdings, Inc. | High-strength, notch-ductile precipitation-hardening stainless steel alloy |
-
1997
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-
1998
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- 1998-07-30 KR KR10-2000-7001195A patent/KR100389788B1/ko not_active IP Right Cessation
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