JP4941854B2 - 固結された粉末冶金物品、同物品から作られた鋼線及び同鋼線の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、析出硬化型ステンレス鋼に関するものであり、さらに詳しくは、強度、加工性、延性および切削性をたぐいまれに兼ね備えたものをもたらすイオウ含有析出硬化型ステンレス鋼から形成された粉末冶金製の鋼物品に関するものである。また、この発明は粉末冶金製ステンレス鋼物品の製造方法に関するものでもある。
【０００２】
【発明の背景】
イオウは、切削性を改善するために多くの種類のステンレス鋼に使われている。しかしながら、かなりの量のイオウは、高強度析出硬化型ステンレス鋼の切削性を向上させるために使われて来なかった。これは、そのようなレベルのイオウによれば、このような鋼の加工性と時効硬化状態におけるそれらの延性とが悪影響を受けるからである。
【０００３】
ここで、またこの出願を通して、「加工性」という用語は、著しい破損（すなわち、クラッキング、裂け目など）を受けることなく所望の断面寸法まで熱間加工および／または冷間加工される鋼の特性をいう。公知の等級の高強度析出硬化型ステンレス鋼よりも優れた切削性をもたらすが、小径の鋼線に形成することのできる十分な加工性ももたらす、このようなステンレス鋼についての要望が生じてきた。同ステンレス鋼が公知の等級の高強度析出硬化型ステンレス鋼に少なくとも匹敵する強度および延性を兼ね備えたものをもたらすこともまた望まれている。
【０００４】
【発明の概要】
公知の鋳鍛造級の高強度析出硬化型ステンレス鋼における不都合の原因は、この発明における１つの観点に係る粉末冶金物品によって、かなりの程度まで克服される。この発明におけるこの観点によれば、以下の表１に示された、一般的、中間的および好適な重量パーセント組成のある析出硬化型ステンレス鋼用合金粉から形成された粉末冶金物品が提供される。
【０００５】
【表１】
【０００６】
この合金粉組成の残部は、実質的に、鉄と、同一又は類似の用途を有する同一の又は類似の等級の鋼に見出される通常の不純物である。この発明に係る粉末冶金物品は、金属粉を実質的に全密度まで固結することによって形成され、寸法が約５μｍよりも大きくない硫化物粒子が微細に分布していることを特徴とする。
【０００７】
この発明における別の観点によれば、金属粉から析出硬化型ステンレス鋼線を製造する方法が提供される。この方法には、前記の重量パーセント組成のある析出硬化型ステンレス鋼を溶解する工程が含まれている。溶解した合金は、次いで噴霧化されて微細合金粉に形成される。この合金粉は、熱間固結されて中間物品に形成され、この中間物品は機械的に加工されて鋼線に形成される。
【０００８】
先の表作成は、便宜的な概要としてもたらされており、従って、それによって、互いに組み合わされて用いられる個々の元素における下限値および上限値を制限したり、互いに組み合わされて単独で用いられる元素の範囲を限定したりすることを意図するものではない。
【０００９】
このように、１つ以上の範囲を残りの元素における１つ以上の他の範囲とともに用いることができる。加えて、一般的、中間的あるいは好適な組成の元素についての最小値あるいは最大値を別の好適なあるいは中間的な組成における同じ元素についての最小値あるいは最大値とともに用いることができる。ここで、またこの出願を通して、「パーセント」という用語あるいは「％」という記号は、別に指示されない限り、重量による百分率を意味する。
【００１０】
【詳細な説明】
この発明に係る粉末冶金物品に使われた析出硬化型ステンレス鋼合金には、耐食性に有利になるように、少なくとも約１０％のクロムが、また好ましくは少なくとも１１．０％のクロムが含有されている。クロムが多過ぎると、この合金の相平衡に悪い影響が及び、また、この合金が溶体化処理されるときに、好ましくない量のフェライトが形成されるとともに、過剰な量の残留オーステナイトが生じるおそれがある。それゆえ、クロムは、約１４％以下に、さらによいことには約１３％以下に、また好ましくは約１２％以下に制限される。
【００１１】
この発明に係る粉末冶金物品に使われたこの合金には、少なくとも約６％の、また好ましくは約８％のニッケルが存在している。ニッケルとともに、約４％までの、好ましくは少なくとも約１．５％の、またさらによいことには少なくとも約１．８％の銅が存在していてもよい。ニッケルおよび銅は双方とも、この合金を焼入れしてマルテンサイトを形成するのに先立つ溶体化処理の際における安定オーステナイト組織の形成に寄与する。ニッケルおよび銅はまた、この合金の靱性および耐食性にも寄与し、銅は、この合金の時効硬化反応に有利になる。ニッケルは約１２％以下に、また銅は約２．６％以下に制限されるが、これは、ニッケルおよび銅が多過ぎると、この合金の相平衡に悪い影響が及び、また、この合金が溶体化処理されるときに、過剰な量の残留オーステナイトが形成される結果になるからである。好ましくは、この発明に用いられた合金粉の中に、ニッケルは約１０％以下に、またさらによいことには約８．８％以下に制限され、銅は約２．５％以下に制限される。
【００１２】
約６％までのモリブデンがこの合金中に存在してもよいが、これはこの合金の延性および靱性に寄与するからである。モリブデンはまた、孔食作用および応力腐食割れが進む還元性媒質および還元性環境における合金の耐食性にも有利になる。モリブデンは、合金粉中に約０．５０％以下に、また好ましくは約０．３０％以下に制限されるが、これは、多過ぎるとこの合金の相平衡に悪い影響が及び、すなわち、好ましくないフェライトが形成されるとともに、過剰な量の残留オーステナイトが形成されるおそれがあるためである。
【００１３】
この合金の時効硬化の際にニッケル−チタンに富んだ析出物を形成するのに有効なニッケルと組み合わせることで硬さおよび強度をもたらすために、この合金には、少なくとも約０．４％の、また好ましくは少なくとも約１．０％のチタンが存在している。チタンはまた、イオウと結び付いて、この発明に係る粉末冶金物品の切削性に有利になる微細なチタン硫化物を形成する。チタンが多過ぎると、この合金の靱性および延性に悪い影響が及ぶ。それゆえ、チタンは、この発明に係る粉末冶金物品の中に約２．５％以下に、さらによいことには約１．５％以下に、また好ましくは約１．４％以下に制限される。
【００１４】
靱性および時効硬化反応に有利になるように、この発明に使われた合金には約１％までのニオブが存在していてもよい。この目的のために、この合金には、少なくとも約０．１０％、また好ましくは少なくとも約０．２０％のニオブが含有されている。ニオブが多過ぎると、この合金の相平衡に悪影響が及び、残留オーステナイトが生じる。それゆえ、ニオブは、約０．５０％以下に、また好ましくは約０．３０％以下に制限される。
【００１５】
この発明に係る粉末冶金物品によってもたらされた切削性と加工性が望ましく兼ね備えせられているのに加えて、元素のニッケル、銅、モリブデン、チタンおよびニオブをこれらの元素における前記範囲とは異なって釣り合わせることで、強度、切欠靱性および応力腐食割れ抵抗をたぐいまれに兼ね備えることが達成される。そのためには、この合金粉に、少なくとも約１０．５％、好ましくは少なくとも約１０．８％のニッケル、少なくとも約０．２５％、好ましくは少なくとも約０．８％のモリブデン、および少なくとも約１．５％のチタンが存在している。ニッケル、銅、モリブデン、チタンおよびニオブが適切に釣り合っていないときには、従来の熱処理技術を用いて十分にマルテンサイト組織へ変態するこの合金の特性が妨げられる。さらにまた、溶体化処理されて時効硬化されたときに実質的に十分にマルテンサイトとして残るこの合金の特性が損なわれる。このような条件の下では、この発明に係る粉末冶金物品の強度はかなり減少する。
【００１６】
それゆえ、ニッケルは、約１１．６％以下に、また好ましくは約１１．３％以下に制限される。銅は、約０．７５％以下に、また好ましくは約０．１０％以下に制限される。モリブデンは、約１．５％以下に、また好ましくは約１．１％以下に制限され、チタンは、約２．０％以下に、また好ましくは約１．８％以下に制限され、ニオブは、約０．３％以下に、また好ましくは約０．１０％以下に制限される。
【００１７】
この発明の粉末冶金物品には、少なくとも約０．０１０％の、また好ましくは少なくとも約０．０２０％のイオウが存在している。イオウは、有効なチタンと結び付いて、向上した切削性をもたらすきわめて微細な硫化物の分布状態を形成するが、時効硬化状態においてその材料の加工性あるいはその靭性および延性に悪影響を及ぼすことがない。この発明によって形成された物品は、一般的に、寸法が約５μｍよりも大きくないチタン硫化物粒子の略均一な分散を含んでいる。このきわめて微細なチタン硫化物粒子は、材料の切削性に有利になるが、材料の熱間および冷間加工性を損ねることがない。イオウが多すぎると、究極的には、加工性および靭性に悪影響を及ぼすこととなる。それゆえ、イオウは、この発明に係る粉末冶金物品の中に、約０．０５０％以下に、さらによいことには約０．０４０％以下に、また好ましくは約０．０３０％以下に制限される。
【００１８】
この発明に係る粉末冶金物品の中には、約１％までのアルミニウムと約２．５％までのタンタルが存在していてもよいが、これは、この物品が時効硬化されたときに同物品の強度および硬さにとって有利であるからである。アルミニウムとタンタルが多過ぎると、同物品の延性および加工性に悪影響が及び、アルミニウムが多過ぎると、切削性に悪影響が及ぶ。それゆえ、アルミニウムは約０．２５％以下に制限されるのが好ましく、タンタルは約０．３０％以下に制限さるのが好ましい。最適な延性と加工性のために、アルミニウムは約０．０５％以下に、タンタルは約０．１０％以下に制限される。
【００１９】
この発明の粉末冶金物品の中で炭素と窒素は制限されるが、これは、これらがチタン、ニオブおよびタンタルの元素のうち１つ以上と結び付いて、その粉末冶金物品の切削性に悪影響を及ぼす炭化物、窒化物および／または炭窒化物が形成されるためである。そういう訳で、炭素は、約０．０３％以下に、好ましくは約０．０１５％以下に制限され、窒素は、約０．０３％以下に、好ましくは約０．０１０％以下に制限される。
【００２０】
この発明における粉末冶金物品の相平衡および靱性に有利になるように、いくらかのニッケルに代えて、約９％までのコバルトが存在していてもよい。より一般的には、コバルトは、約０．７５％以下に、また好ましくは約０．１０％以下に制限されるが、これは、ニッケルよりも高価であるのが普通だからである。約０．０１０％までのホウ素が存在していてもよいが、これは、この発明に係る粉末冶金物品の熱間加工性に寄与するとともに、同物品の時効硬化状態における延性および靱性に寄与するからである。このような目的のために、少なくとも約０．００１５％のホウ素が存在している。ホウ素は、約０．００３５％以下に制限されるのが好ましい。
【００２１】
この発明の粉末冶金物品には、この合金の溶融の際に添加された脱酸素用添加剤からの残留量として、約１．０％までのマンガンと約０．７５％までのケイ素が存在していてもよい。マンガンとケイ素は、それぞれ約０．３０％以下に、さらによいことにはそれぞれ約０．１５％以下に制限されるが、これは、これらが、同合金の相平衡と、この粉末冶金物品によってもたらされた諸特性の望ましい結び付きとに悪影響を及ぼすおそれがあるからである。
【００２２】
この合金の残部は、類似した供給のために意図された鋼の商用等級品に見られる通常の不純物を除くと、事実上、鉄である。このような不純物のうちとりわけリンは約０．０４０％以下に、好ましくは０．０１０％以下に制限されるが、これは、この発明によって作られた物品の機械的諸性質、特に靱性に悪影響が及ぶからである。
【００２３】
この発明に係る粉末冶金物品は、前記合金の１回分のヒートを溶解することで作られる。溶解はアルゴンガスの分圧の下における真空誘導溶解（ＶＩＭ）によって行なわれるのが好ましい。溶融した合金は、好ましくはアルゴンガスで噴霧化され、次いでこの合金紛粒子の表面酸化を防止するために噴霧化用チャンバーの中でアルゴンガスによって被覆されて冷却される。冷却の後、この合金紛は、望ましい大きさにふるい分けされ、次いで望ましい組成の他のヒート粉と混合されて、均質な混合物にされる。最大粉末粒径は、この合金粉がきわめて清浄なものであるとき、すなわち含有物がほとんどないときには、約−４０メッシュ（４２０μｍ）までであってもよい。粗大含有物の数を減らすためには、約−８０メッシュ（１７７μｍ）の粒径のものを使うのが好ましい。
【００２４】
最良の結果を出すには、この合金粉は、約−１００メッシュ（１４９μｍ）までふるい分けされる。ふるい分けと混合の後に、この合金粉は融和性の鋼製容器の中に装入される。この容器の材料はＴ３０４ステンレス鋼であるのが好ましいが、軟鋼から作られていてもよい。この合金粉は室温で同容器の中へ装入される。密閉に先立って、充填された容器は、少なくとも約２５０°Ｆ（１２１°Ｃ）の、また好ましくは約４００°Ｆ（２０４°Ｃ）の高温で１ｍｍＨｇ未満の圧力まで排気されて、その缶から酸素とあらゆる水分とが除去される。水分の除去を最大にするには、約２１００°Ｆ（１１４９°Ｃ）までの温度を利用することもできる。
【００２５】
この容器は、次いで密閉されるとともに熱間固結されて、実質的に十分に高密度の成形体がもたらされる。好ましい熱間固結法は熱間静水圧圧縮成形（ＨＩＰ）であるが、この圧縮成形は、約２０００〜２２００°Ｆ（１０９３〜１２０４°Ｃ）の範囲内の温度と、粉末粒子の結合を保証するに足りる圧力、好ましくは約１５ｋｓｉ（１０３ＭＰａ）の圧力とで、約４時間、行なわれる。ＨＩＰ用容器の諸特性によっては、他の圧力および時間を利用することができ、また望ましいサイクルタイムを利用することができる。ＨＩＰ用サイクルは、理論的密度の少なくとも約９４〜９５％がある成形体、すなわち相互連結された孔が事実上存在しない成形体をもたらすために選ばれる。
【００２６】
圧縮成形された成形体は次いで、熱間圧延、鍛造あるいはプレス加工のような熱間加工を受けて、その後さらに熱間圧延されて棒材に形成されるビレットに形成される。熱間加工および／または熱間圧延は、約２０００〜２１００°Ｆ（１０９３〜１１４９°Ｃ）の温度から行なわれる。熱間圧延後のある時点で、その容器によって形成されたステンレス鋼被覆部は、シェービングのような任意の適切な方法によって取り除かれる。
【００２７】
この棒材は、さまざまな方法によって、中程度の再引抜鋼線に加工される。１つの好適な方法では、熱間圧延されたこの棒材は、以下に記載されたように、シェービングおよび研磨に続いて溶体化処理される。この物品が表１における合金Ａの組成のある合金粉から形成されるときには、約１４００〜１６００°Ｆ（７６０〜８７１°Ｃ）で４分の１時間から２時間まで焼き鈍しされ、次いで水焼入れされたバッチ溶体であるのが好ましい。この物品が表１における合金Ｂの組成のある合金粉から形成されるときには、約１７００〜１９００°Ｆ（９２７〜１０３８°Ｃ）で約１時間、焼き鈍しされ、次いで水焼入れされたバッチ溶体であるのが好ましい。合金Ｂの組成のある合金粉から作られた物品は、焼入れされた後に深冷処理を受け、さらに、この物品の特徴である高強度が作り出されるのが好ましい。
【００２８】
この合金は、深冷処理によって、マルテンサイト化終了温度よりも十分に低い温度まで冷却されて、マルテンサイト変態の達成と残留オーステナイトの最小化とが保証される。用いられるときに、同物品の断面寸法によって異なるが、深冷処理は、この合金を約−１００°Ｆ（−７３°Ｃ）以下に約１〜８時間冷却することからなる。深冷処理の必要性はこの合金のマルテンサイト化終了温度にある程度左右される。もしマルテンサイト化終了温度が十分に高いときには、オーステナイトからマルテンサイトへの変態は深冷処理をする必要なく完全に進行する。
【００２９】
代わりの方法では、熱間圧延された棒材は、シェービングされて研磨され、その後、次の酸洗浄あるいは冷間加工の際におけるクラッキングを防止するために過時効される。この過時効処理は、同材料を過時効状態に置くのに足りる温度で同材料を加熱することからなる。約１１５０°Ｆ（６２１°Ｃ）で４時間まで過時効し、その後、空冷することで、良好な結果が得られた。この棒材は次いで、好ましくは引抜きによって冷間加工されて、中程度の寸法の鋼線が形成される。初期の冷間加工の後に、この中程度の鋼線は溶体化焼き鈍しされる。
【００３０】
溶体化焼き鈍しされた中程度の再引抜鋼線を作る方法であればどのようなものによっても、この鋼線は、さらに引抜きあるいは冷間加工されて、いっそう小さい断面寸法に形成される。中間焼き鈍し処理は、連続的な縮小の際に適用してもよい。この鋼線は次いで、有用な製品の形態に形成することができる。例えば、この発明によって用意された鋼線は縫合針を作るのに特に適している。これらの針によれば、縫合材を取り付けるために簡単に孔開けすることができる。最終製品の形態に関わりなく、望ましい高強度を達成するのは時効硬化による。時効硬化は、製品を適切な時効温度で適切な時間だけ加熱し、その後に空冷することで実施されるのが好ましい。好ましい時効温度は約８００〜１１００°Ｆ（４２７〜５９３°Ｃ）の範囲にある。この物品がその温度で約４時間、保持されると、良好な結果が得られた。
【００３１】
【実施例】
この発明によって作られた粉末冶金物品によってもたらされた諸性質をたぐいまれに兼ね備えていることを実証するために、以下の表２に示された重量パーセント組成のある４つの合金から鋼線が形成された。
【００３２】
【表２】
【００３３】
実施例１および実施例２の３００ポンド（公称）のヒートと、比較すべきヒートＡおよびヒートＢとが、アルゴンガスの分圧の下で真空誘導溶解された。それぞれのヒートは、噴霧化用チャンバーの中において、アルゴンガスで噴霧化され、次いでアルゴン雰囲気で冷却された。それぞれのヒートからの粉末は空気中で、−１００メッシュにふるい分けされ、混合され、次いで８インチの丸いＴ３０４ステンレス鋼製缶の中へ充填された。充填されたこれらの缶は、１ｍｍＨｇ未満まで排気され、４００°Ｆ（２０４°Ｃ）で加熱され、その後に密閉された。それぞれの缶は次いで、２０５０°Ｆ（１１２１°Ｃ）および１５ｋｓｉ（１０３ＭＰａ）で４時間、熱間静水圧圧縮成形されて、公称７．２インチ（１８．３ｃｍ）直径の成形体に形成された。
【００３４】
熱間静水圧圧縮成形された実施例１およびヒートＡの成形体は、２１００°Ｆ（１１４９°Ｃ）から回転鍛造されて、直径が４．２５インチ（１０．８ｍｍ）の丸いビレットになった。熱間静水圧圧縮成形された実施例２およびヒートＢの成形体は、２０００°Ｆ（１０９３°Ｃ）から回転鍛造されて、直径が４．２５インチ（１０．８ｍｍ）の丸いビレットになった。これらのビレットは、１１４８°Ｆ（６２０°Ｃ）で４時間加熱することで過時効され、その後、空冷された。この過時効処理は、研磨切断の際におけるビレットのクラッキングを防止するために行なわれた。次いで、実施例１およびヒートＡのビレットは、２１００°Ｆ（１１４９°Ｃ）から熱間圧延されて、０．２６５６インチ（６．７５ｍｍ）の棒材になり、実施例２およびヒートＢのビレットは、２０００°Ｆ（１０９３°Ｃ）から熱間圧延されて、同じ寸法の棒材になった。
【００３５】
それぞれのヒートからの棒材は、ステンレス鋼被覆部を取り除くためにシェービングされて研磨され、直径が０．２４４インチ（６．２ｍｍ）になり、１１４８°Ｆ（６２０°Ｃ）で４時間、過時効されて空冷され、その後、酸洗浄された。それぞれのヒートからの棒材は、次いで冷間引抜されて直径が０．２１８インチ（５．５ｍｍ）になり、その後、真空中で溶体化焼き鈍しされた。実施例１およびヒートＡからの鋼線は、１５０８°Ｆ（８２０°Ｃ）で２時間、溶体化焼き鈍しされ、その後、水焼入れされた。実施例２およびヒートＢからの鋼線は、１７９６°Ｆ（９８０°Ｃ）で１時間、溶体化焼き鈍しされ、水焼入れされ、−１００°Ｆ（−７３°Ｃ）で８時間、深冷処理され、その後、空気中で加温された。すべての鋼線はその後、酸洗浄された。
【００３６】
それぞれのヒートからの鋼線は、冷間引抜きされて、直径が０．１５４インチ（３．９ｍｍ）の真円形になった。実施例１およびヒートＡからの鋼線のストランド焼き鈍しは、１７５０°Ｆ（９５４°Ｃ）において毎分８フィート（ｆｐｍ）（２．４ｍ／ｍｉｎ．）の移送速度で行なわれた。実施例２およびヒートＢからの鋼線のストランド焼き鈍しは、１９００°Ｆ（１０３８°Ｃ）において８ｆｐｍ（２．４ｍ／ｍｉｎ．）の移送速度で行なわれた。それぞれのヒートからの鋼線は、その後に冷間引抜きされて、直径が０．１２８インチ（３．２５ｍｍ）の真円形になり、次いでストランド洗浄された。
【００３７】
これらのヒートを加工する際にクラッキングあるいは裂け目のような問題はまったく起らなかった。実施例１および実施例２からの鋼線は、さらに冷間引抜きされて、直径が０．０２４インチ（０．６ｍｍ）の真円形になったが、明らかな問題はなかった。しかしながら、ヒートＡおよびヒートＢからの鋼線は、同程度の冷間引抜きを受けたときに破断した。このように、約０．１％のイオウを含有している高強度析出硬化型ステンレス鋼合金から形成された粉末冶金物品にあっては、大きい冷間加工を受けると適切な加工性がもたらされない、ように思われる。
【００３８】
使われてきた用語および表現は、説明のための用語として使われており、限定のための用語ではないし、また、示されかつ説明された形状構成あるいはそれらの一部の任意の均等物が含まれるそのような用語および表現を使うことをまったく意図するものではなく、特許請求された発明の範囲内でさまざまな修正が可能である、ということがわかる。
【発明の属する技術分野】
この発明は、析出硬化型ステンレス鋼に関するものであり、さらに詳しくは、強度、加工性、延性および切削性をたぐいまれに兼ね備えたものをもたらすイオウ含有析出硬化型ステンレス鋼から形成された粉末冶金製の鋼物品に関するものである。また、この発明は粉末冶金製ステンレス鋼物品の製造方法に関するものでもある。
【０００２】
【発明の背景】
イオウは、切削性を改善するために多くの種類のステンレス鋼に使われている。しかしながら、かなりの量のイオウは、高強度析出硬化型ステンレス鋼の切削性を向上させるために使われて来なかった。これは、そのようなレベルのイオウによれば、このような鋼の加工性と時効硬化状態におけるそれらの延性とが悪影響を受けるからである。
【０００３】
ここで、またこの出願を通して、「加工性」という用語は、著しい破損（すなわち、クラッキング、裂け目など）を受けることなく所望の断面寸法まで熱間加工および／または冷間加工される鋼の特性をいう。公知の等級の高強度析出硬化型ステンレス鋼よりも優れた切削性をもたらすが、小径の鋼線に形成することのできる十分な加工性ももたらす、このようなステンレス鋼についての要望が生じてきた。同ステンレス鋼が公知の等級の高強度析出硬化型ステンレス鋼に少なくとも匹敵する強度および延性を兼ね備えたものをもたらすこともまた望まれている。
【０００４】
【発明の概要】
公知の鋳鍛造級の高強度析出硬化型ステンレス鋼における不都合の原因は、この発明における１つの観点に係る粉末冶金物品によって、かなりの程度まで克服される。この発明におけるこの観点によれば、以下の表１に示された、一般的、中間的および好適な重量パーセント組成のある析出硬化型ステンレス鋼用合金粉から形成された粉末冶金物品が提供される。
【０００５】
【表１】
この合金粉組成の残部は、実質的に、鉄と、同一又は類似の用途を有する同一の又は類似の等級の鋼に見出される通常の不純物である。この発明に係る粉末冶金物品は、金属粉を実質的に全密度まで固結することによって形成され、寸法が約５μｍよりも大きくない硫化物粒子が微細に分布していることを特徴とする。
【０００７】
この発明における別の観点によれば、金属粉から析出硬化型ステンレス鋼線を製造する方法が提供される。この方法には、前記の重量パーセント組成のある析出硬化型ステンレス鋼を溶解する工程が含まれている。溶解した合金は、次いで噴霧化されて微細合金粉に形成される。この合金粉は、熱間固結されて中間物品に形成され、この中間物品は機械的に加工されて鋼線に形成される。
【０００８】
先の表作成は、便宜的な概要としてもたらされており、従って、それによって、互いに組み合わされて用いられる個々の元素における下限値および上限値を制限したり、互いに組み合わされて単独で用いられる元素の範囲を限定したりすることを意図するものではない。
【０００９】
このように、１つ以上の範囲を残りの元素における１つ以上の他の範囲とともに用いることができる。加えて、一般的、中間的あるいは好適な組成の元素についての最小値あるいは最大値を別の好適なあるいは中間的な組成における同じ元素についての最小値あるいは最大値とともに用いることができる。ここで、またこの出願を通して、「パーセント」という用語あるいは「％」という記号は、別に指示されない限り、重量による百分率を意味する。
【００１０】
【詳細な説明】
この発明に係る粉末冶金物品に使われた析出硬化型ステンレス鋼合金には、耐食性に有利になるように、少なくとも約１０％のクロムが、また好ましくは少なくとも１１．０％のクロムが含有されている。クロムが多過ぎると、この合金の相平衡に悪い影響が及び、また、この合金が溶体化処理されるときに、好ましくない量のフェライトが形成されるとともに、過剰な量の残留オーステナイトが生じるおそれがある。それゆえ、クロムは、約１４％以下に、さらによいことには約１３％以下に、また好ましくは約１２％以下に制限される。
【００１１】
この発明に係る粉末冶金物品に使われたこの合金には、少なくとも約６％の、また好ましくは約８％のニッケルが存在している。ニッケルとともに、約４％までの、好ましくは少なくとも約１．５％の、またさらによいことには少なくとも約１．８％の銅が存在していてもよい。ニッケルおよび銅は双方とも、この合金を焼入れしてマルテンサイトを形成するのに先立つ溶体化処理の際における安定オーステナイト組織の形成に寄与する。ニッケルおよび銅はまた、この合金の靱性および耐食性にも寄与し、銅は、この合金の時効硬化反応に有利になる。ニッケルは約１２％以下に、また銅は約２．６％以下に制限されるが、これは、ニッケルおよび銅が多過ぎると、この合金の相平衡に悪い影響が及び、また、この合金が溶体化処理されるときに、過剰な量の残留オーステナイトが形成される結果になるからである。好ましくは、この発明に用いられた合金粉の中に、ニッケルは約１０％以下に、またさらによいことには約８．８％以下に制限され、銅は約２．５％以下に制限される。
【００１２】
約６％までのモリブデンがこの合金中に存在してもよいが、これはこの合金の延性および靱性に寄与するからである。モリブデンはまた、孔食作用および応力腐食割れが進む還元性媒質および還元性環境における合金の耐食性にも有利になる。モリブデンは、合金粉中に約０．５０％以下に、また好ましくは約０．３０％以下に制限されるが、これは、多過ぎるとこの合金の相平衡に悪い影響が及び、すなわち、好ましくないフェライトが形成されるとともに、過剰な量の残留オーステナイトが形成されるおそれがあるためである。
【００１３】
この合金の時効硬化の際にニッケル−チタンに富んだ析出物を形成するのに有効なニッケルと組み合わせることで硬さおよび強度をもたらすために、この合金には、少なくとも約０．４％の、また好ましくは少なくとも約１．０％のチタンが存在している。チタンはまた、イオウと結び付いて、この発明に係る粉末冶金物品の切削性に有利になる微細なチタン硫化物を形成する。チタンが多過ぎると、この合金の靱性および延性に悪い影響が及ぶ。それゆえ、チタンは、この発明に係る粉末冶金物品の中に約２．５％以下に、さらによいことには約１．５％以下に、また好ましくは約１．４％以下に制限される。
【００１４】
靱性および時効硬化反応に有利になるように、この発明に使われた合金には約１％までのニオブが存在していてもよい。この目的のために、この合金には、少なくとも約０．１０％、また好ましくは少なくとも約０．２０％のニオブが含有されている。ニオブが多過ぎると、この合金の相平衡に悪影響が及び、残留オーステナイトが生じる。それゆえ、ニオブは、約０．５０％以下に、また好ましくは約０．３０％以下に制限される。
【００１５】
この発明に係る粉末冶金物品によってもたらされた切削性と加工性が望ましく兼ね備えせられているのに加えて、元素のニッケル、銅、モリブデン、チタンおよびニオブをこれらの元素における前記範囲とは異なって釣り合わせることで、強度、切欠靱性および応力腐食割れ抵抗をたぐいまれに兼ね備えることが達成される。そのためには、この合金粉に、少なくとも約１０．５％、好ましくは少なくとも約１０．８％のニッケル、少なくとも約０．２５％、好ましくは少なくとも約０．８％のモリブデン、および少なくとも約１．５％のチタンが存在している。ニッケル、銅、モリブデン、チタンおよびニオブが適切に釣り合っていないときには、従来の熱処理技術を用いて十分にマルテンサイト組織へ変態するこの合金の特性が妨げられる。さらにまた、溶体化処理されて時効硬化されたときに実質的に十分にマルテンサイトとして残るこの合金の特性が損なわれる。このような条件の下では、この発明に係る粉末冶金物品の強度はかなり減少する。
【００１６】
それゆえ、ニッケルは、約１１．６％以下に、また好ましくは約１１．３％以下に制限される。銅は、約０．７５％以下に、また好ましくは約０．１０％以下に制限される。モリブデンは、約１．５％以下に、また好ましくは約１．１％以下に制限され、チタンは、約２．０％以下に、また好ましくは約１．８％以下に制限され、ニオブは、約０．３％以下に、また好ましくは約０．１０％以下に制限される。
【００１７】
この発明の粉末冶金物品には、少なくとも約０．０１０％の、また好ましくは少なくとも約０．０２０％のイオウが存在している。イオウは、有効なチタンと結び付いて、向上した切削性をもたらすきわめて微細な硫化物の分布状態を形成するが、時効硬化状態においてその材料の加工性あるいはその靭性および延性に悪影響を及ぼすことがない。この発明によって形成された物品は、一般的に、寸法が約５μｍよりも大きくないチタン硫化物粒子の略均一な分散を含んでいる。このきわめて微細なチタン硫化物粒子は、材料の切削性に有利になるが、材料の熱間および冷間加工性を損ねることがない。イオウが多すぎると、究極的には、加工性および靭性に悪影響を及ぼすこととなる。それゆえ、イオウは、この発明に係る粉末冶金物品の中に、約０．０５０％以下に、さらによいことには約０．０４０％以下に、また好ましくは約０．０３０％以下に制限される。
【００１８】
この発明に係る粉末冶金物品の中には、約１％までのアルミニウムと約２．５％までのタンタルが存在していてもよいが、これは、この物品が時効硬化されたときに同物品の強度および硬さにとって有利であるからである。アルミニウムとタンタルが多過ぎると、同物品の延性および加工性に悪影響が及び、アルミニウムが多過ぎると、切削性に悪影響が及ぶ。それゆえ、アルミニウムは約０．２５％以下に制限されるのが好ましく、タンタルは約０．３０％以下に制限さるのが好ましい。最適な延性と加工性のために、アルミニウムは約０．０５％以下に、タンタルは約０．１０％以下に制限される。
【００１９】
この発明の粉末冶金物品の中で炭素と窒素は制限されるが、これは、これらがチタン、ニオブおよびタンタルの元素のうち１つ以上と結び付いて、その粉末冶金物品の切削性に悪影響を及ぼす炭化物、窒化物および／または炭窒化物が形成されるためである。そういう訳で、炭素は、約０．０３％以下に、好ましくは約０．０１５％以下に制限され、窒素は、約０．０３％以下に、好ましくは約０．０１０％以下に制限される。
【００２０】
この発明における粉末冶金物品の相平衡および靱性に有利になるように、いくらかのニッケルに代えて、約９％までのコバルトが存在していてもよい。より一般的には、コバルトは、約０．７５％以下に、また好ましくは約０．１０％以下に制限されるが、これは、ニッケルよりも高価であるのが普通だからである。約０．０１０％までのホウ素が存在していてもよいが、これは、この発明に係る粉末冶金物品の熱間加工性に寄与するとともに、同物品の時効硬化状態における延性および靱性に寄与するからである。このような目的のために、少なくとも約０．００１５％のホウ素が存在している。ホウ素は、約０．００３５％以下に制限されるのが好ましい。
【００２１】
この発明の粉末冶金物品には、この合金の溶融の際に添加された脱酸素用添加剤からの残留量として、約１．０％までのマンガンと約０．７５％までのケイ素が存在していてもよい。マンガンとケイ素は、それぞれ約０．３０％以下に、さらによいことにはそれぞれ約０．１５％以下に制限されるが、これは、これらが、同合金の相平衡と、この粉末冶金物品によってもたらされた諸特性の望ましい結び付きとに悪影響を及ぼすおそれがあるからである。
【００２２】
この合金の残部は、類似した供給のために意図された鋼の商用等級品に見られる通常の不純物を除くと、事実上、鉄である。このような不純物のうちとりわけリンは約０．０４０％以下に、好ましくは０．０１０％以下に制限されるが、これは、この発明によって作られた物品の機械的諸性質、特に靱性に悪影響が及ぶからである。
【００２３】
この発明に係る粉末冶金物品は、前記合金の１回分のヒートを溶解することで作られる。溶解はアルゴンガスの分圧の下における真空誘導溶解（ＶＩＭ）によって行なわれるのが好ましい。溶融した合金は、好ましくはアルゴンガスで噴霧化され、次いでこの合金紛粒子の表面酸化を防止するために噴霧化用チャンバーの中でアルゴンガスによって被覆されて冷却される。冷却の後、この合金紛は、望ましい大きさにふるい分けされ、次いで望ましい組成の他のヒート粉と混合されて、均質な混合物にされる。最大粉末粒径は、この合金粉がきわめて清浄なものであるとき、すなわち含有物がほとんどないときには、約−４０メッシュ（４２０μｍ）までであってもよい。粗大含有物の数を減らすためには、約−８０メッシュ（１７７μｍ）の粒径のものを使うのが好ましい。
【００２４】
最良の結果を出すには、この合金粉は、約−１００メッシュ（１４９μｍ）までふるい分けされる。ふるい分けと混合の後に、この合金粉は融和性の鋼製容器の中に装入される。この容器の材料はＴ３０４ステンレス鋼であるのが好ましいが、軟鋼から作られていてもよい。この合金粉は室温で同容器の中へ装入される。密閉に先立って、充填された容器は、少なくとも約２５０°Ｆ（１２１°Ｃ）の、また好ましくは約４００°Ｆ（２０４°Ｃ）の高温で１ｍｍＨｇ未満の圧力まで排気されて、その缶から酸素とあらゆる水分とが除去される。水分の除去を最大にするには、約２１００°Ｆ（１１４９°Ｃ）までの温度を利用することもできる。
【００２５】
この容器は、次いで密閉されるとともに熱間固結されて、実質的に十分に高密度の成形体がもたらされる。好ましい熱間固結法は熱間静水圧圧縮成形（ＨＩＰ）であるが、この圧縮成形は、約２０００〜２２００°Ｆ（１０９３〜１２０４°Ｃ）の範囲内の温度と、粉末粒子の結合を保証するに足りる圧力、好ましくは約１５ｋｓｉ（１０３ＭＰａ）の圧力とで、約４時間、行なわれる。ＨＩＰ用容器の諸特性によっては、他の圧力および時間を利用することができ、また望ましいサイクルタイムを利用することができる。ＨＩＰ用サイクルは、理論的密度の少なくとも約９４〜９５％がある成形体、すなわち相互連結された孔が事実上存在しない成形体をもたらすために選ばれる。
【００２６】
圧縮成形された成形体は次いで、熱間圧延、鍛造あるいはプレス加工のような熱間加工を受けて、その後さらに熱間圧延されて棒材に形成されるビレットに形成される。熱間加工および／または熱間圧延は、約２０００〜２１００°Ｆ（１０９３〜１１４９°Ｃ）の温度から行なわれる。熱間圧延後のある時点で、その容器によって形成されたステンレス鋼被覆部は、シェービングのような任意の適切な方法によって取り除かれる。
【００２７】
この棒材は、さまざまな方法によって、中程度の再引抜鋼線に加工される。１つの好適な方法では、熱間圧延されたこの棒材は、以下に記載されたように、シェービングおよび研磨に続いて溶体化処理される。この物品が表１における合金Ａの組成のある合金粉から形成されるときには、約１４００〜１６００°Ｆ（７６０〜８７１°Ｃ）で４分の１時間から２時間まで焼き鈍しされ、次いで水焼入れされたバッチ溶体であるのが好ましい。この物品が表１における合金Ｂの組成のある合金粉から形成されるときには、約１７００〜１９００°Ｆ（９２７〜１０３８°Ｃ）で約１時間、焼き鈍しされ、次いで水焼入れされたバッチ溶体であるのが好ましい。合金Ｂの組成のある合金粉から作られた物品は、焼入れされた後に深冷処理を受け、さらに、この物品の特徴である高強度が作り出されるのが好ましい。
【００２８】
この合金は、深冷処理によって、マルテンサイト化終了温度よりも十分に低い温度まで冷却されて、マルテンサイト変態の達成と残留オーステナイトの最小化とが保証される。用いられるときに、同物品の断面寸法によって異なるが、深冷処理は、この合金を約−１００°Ｆ（−７３°Ｃ）以下に約１〜８時間冷却することからなる。深冷処理の必要性はこの合金のマルテンサイト化終了温度にある程度左右される。もしマルテンサイト化終了温度が十分に高いときには、オーステナイトからマルテンサイトへの変態は深冷処理をする必要なく完全に進行する。
【００２９】
代わりの方法では、熱間圧延された棒材は、シェービングされて研磨され、その後、次の酸洗浄あるいは冷間加工の際におけるクラッキングを防止するために過時効される。この過時効処理は、同材料を過時効状態に置くのに足りる温度で同材料を加熱することからなる。約１１５０°Ｆ（６２１°Ｃ）で４時間まで過時効し、その後、空冷することで、良好な結果が得られた。この棒材は次いで、好ましくは引抜きによって冷間加工されて、中程度の寸法の鋼線が形成される。初期の冷間加工の後に、この中程度の鋼線は溶体化焼き鈍しされる。
【００３０】
溶体化焼き鈍しされた中程度の再引抜鋼線を作る方法であればどのようなものによっても、この鋼線は、さらに引抜きあるいは冷間加工されて、いっそう小さい断面寸法に形成される。中間焼き鈍し処理は、連続的な縮小の際に適用してもよい。この鋼線は次いで、有用な製品の形態に形成することができる。例えば、この発明によって用意された鋼線は縫合針を作るのに特に適している。これらの針によれば、縫合材を取り付けるために簡単に孔開けすることができる。最終製品の形態に関わりなく、望ましい高強度を達成するのは時効硬化による。時効硬化は、製品を適切な時効温度で適切な時間だけ加熱し、その後に空冷することで実施されるのが好ましい。好ましい時効温度は約８００〜１１００°Ｆ（４２７〜５９３°Ｃ）の範囲にある。この物品がその温度で約４時間、保持されると、良好な結果が得られた。
【００３１】
【実施例】
この発明によって作られた粉末冶金物品によってもたらされた諸性質をたぐいまれに兼ね備えていることを実証するために、以下の表２に示された重量パーセント組成のある４つの合金から鋼線が形成された。
【００３２】
【表２】
実施例１および実施例２の３００ポンド（公称）のヒートと、比較すべきヒートＡおよびヒートＢとが、アルゴンガスの分圧の下で真空誘導溶解された。それぞれのヒートは、噴霧化用チャンバーの中において、アルゴンガスで噴霧化され、次いでアルゴン雰囲気で冷却された。それぞれのヒートからの粉末は空気中で、−１００メッシュにふるい分けされ、混合され、次いで８インチの丸いＴ３０４ステンレス鋼製缶の中へ充填された。充填されたこれらの缶は、１ｍｍＨｇ未満まで排気され、４００°Ｆ（２０４°Ｃ）で加熱され、その後に密閉された。それぞれの缶は次いで、２０５０°Ｆ（１１２１°Ｃ）および１５ｋｓｉ（１０３ＭＰａ）で４時間、熱間静水圧圧縮成形されて、公称７．２インチ（１８．３ｃｍ）直径の成形体に形成された。
【００３４】
熱間静水圧圧縮成形された実施例１およびヒートＡの成形体は、２１００°Ｆ（１１４９°Ｃ）から回転鍛造されて、直径が４．２５インチ（１０．８ｍｍ）の丸いビレットになった。熱間静水圧圧縮成形された実施例２およびヒートＢの成形体は、２０００°Ｆ（１０９３°Ｃ）から回転鍛造されて、直径が４．２５インチ（１０．８ｍｍ）の丸いビレットになった。これらのビレットは、１１４８°Ｆ（６２０°Ｃ）で４時間加熱することで過時効され、その後、空冷された。この過時効処理は、研磨切断の際におけるビレットのクラッキングを防止するために行なわれた。次いで、実施例１およびヒートＡのビレットは、２１００°Ｆ（１１４９°Ｃ）から熱間圧延されて、０．２６５６インチ（６．７５ｍｍ）の棒材になり、実施例２およびヒートＢのビレットは、２０００°Ｆ（１０９３°Ｃ）から熱間圧延されて、同じ寸法の棒材になった。
【００３５】
それぞれのヒートからの棒材は、ステンレス鋼被覆部を取り除くためにシェービングされて研磨され、直径が０．２４４インチ（６．２ｍｍ）になり、１１４８°Ｆ（６２０°Ｃ）で４時間、過時効されて空冷され、その後、酸洗浄された。それぞれのヒートからの棒材は、次いで冷間引抜されて直径が０．２１８インチ（５．５ｍｍ）になり、その後、真空中で溶体化焼き鈍しされた。実施例１およびヒートＡからの鋼線は、１５０８°Ｆ（８２０°Ｃ）で２時間、溶体化焼き鈍しされ、その後、水焼入れされた。実施例２およびヒートＢからの鋼線は、１７９６°Ｆ（９８０°Ｃ）で１時間、溶体化焼き鈍しされ、水焼入れされ、−１００°Ｆ（−７３°Ｃ）で８時間、深冷処理され、その後、空気中で加温された。すべての鋼線はその後、酸洗浄された。
【００３６】
それぞれのヒートからの鋼線は、冷間引抜きされて、直径が０．１５４インチ（３．９ｍｍ）の真円形になった。実施例１およびヒートＡからの鋼線のストランド焼き鈍しは、１７５０°Ｆ（９５４°Ｃ）において毎分８フィート（ｆｐｍ）（２．４ｍ／ｍｉｎ．）の移送速度で行なわれた。実施例２およびヒートＢからの鋼線のストランド焼き鈍しは、１９００°Ｆ（１０３８°Ｃ）において８ｆｐｍ（２．４ｍ／ｍｉｎ．）の移送速度で行なわれた。それぞれのヒートからの鋼線は、その後に冷間引抜きされて、直径が０．１２８インチ（３．２５ｍｍ）の真円形になり、次いでストランド洗浄された。
【００３７】
これらのヒートを加工する際にクラッキングあるいは裂け目のような問題はまったく起らなかった。実施例１および実施例２からの鋼線は、さらに冷間引抜きされて、直径が０．０２４インチ（０．６ｍｍ）の真円形になったが、明らかな問題はなかった。しかしながら、ヒートＡおよびヒートＢからの鋼線は、同程度の冷間引抜きを受けたときに破断した。このように、約０．１％のイオウを含有している高強度析出硬化型ステンレス鋼合金から形成された粉末冶金物品にあっては、大きい冷間加工を受けると適切な加工性がもたらされない、ように思われる。
【００３８】
使われてきた用語および表現は、説明のための用語として使われており、限定のための用語ではないし、また、示されかつ説明された形状構成あるいはそれらの一部の任意の均等物が含まれるそのような用語および表現を使うことをまったく意図するものではなく、特許請求された発明の範囲内でさまざまな修正が可能である、ということがわかる。
Claims (16)
- 析出硬化型ステンレス鋼合金からなる、固結された粉末冶金物品であって、前記析出硬化型ステンレス鋼合金が、重量パーセントにして、
炭素 最大０．０３
マンガン 最大１．０
ケイ素 最大０．７５
リン 最大０．０４０
イオウ ０．０１０〜０．０５０
クロム １０〜１４
ニッケル ６〜１２
モリブデン 最大６
銅 最大４
チタン ０．４〜２．５
アルミニウム 最大１
ニオブ 最大１
タンタル 最大２．５
コバルト 最大９
ホウ素 最大０．０１０
窒素 最大０．０３
を含有し、残部が鉄と通常の不純物であり、前記粉末冶金物品がチタン硫化物粒子の分布を含み、該チタン硫化物粒子の一つ一つが、５μｍよりも大きくない寸法を有していることを特徴とする固結された粉末冶金物品。 - 前記析出硬化型ステンレス鋼合金が、重量パーセントにして、
ニッケル ８〜１０
チタン １．０〜１．５
モリブデン 最大０．５０
銅 １．５〜２．６
ニオブ ０．１０〜０．５０
を含有している、請求項１に記載の粉末冶金物品。 - 前記析出硬化型ステンレス鋼合金が、重量パーセントにして、
ニッケル １０．５〜１１．６
チタン １．５〜２．０
モリブデン ０．２５〜１．５
銅 最大０．７５
ニオブ 最大０．３
を含有している、請求項１に記載の粉末冶金物品。 - 析出硬化型ステンレス鋼合金からなる、固結された粉末冶金物品から作られた鋼線であって、前記析出硬化型ステンレス鋼合金が、重量パーセントにして、
炭素 最大０．０３
マンガン 最大１．０
ケイ素 最大０．７５
リン 最大０．０４０
イオウ ０．０１０〜０．０５０
クロム １０〜１４
ニッケル ６〜１２
モリブデン 最大６
銅 最大４
チタン ０．４〜２．５
アルミニウム 最大１
ニオブ 最大１
タンタル 最大２．５
コバルト 最大９
ホウ素 最大０．０１０
窒素 最大０．０３
を含有し、残部が鉄と通常の不純物であり、前記粉末冶金物品がチタン硫化物粒子の分布を有し、該チタン硫化物粒子の一つ一つが、５μｍより大きくない寸法を有していることを特徴とする鋼線。 - 前記析出硬化型ステンレス鋼合金が、重量パーセントにして、
ニッケル ８〜１０
チタン １．０〜１．５
モリブデン 最大０．５０
銅 １．５〜２．６
ニオブ ０．１０〜０．５０
を含有している、請求項４に記載の鋼線。 - 前記析出硬化型ステンレス鋼合金が、重量パーセントにして、
ニッケル １０．５〜１１．６
チタン １．５〜２．０
モリブデン ０．２５〜１．５
銅 最大０．７５
ニオブ 最大０．３
を含有している、請求項４に記載の鋼線。 - 鋼線を製造するための方法であって、
重量パーセントにして、
炭素 最大０．０３
マンガン 最大１．０
ケイ素 最大０．７５
リン 最大０．０４０
イオウ ０．０１０〜０．０５０
クロム １０〜１４
ニッケル ６〜１２
モリブデン 最大６
銅 最大４
チタン ０．４〜２．５
アルミニウム 最大１
ニオブ 最大１
タンタル 最大２．５
コバルト 最大９
ホウ素 最大０．０１０
窒素 最大０．０３
を含有し、残部が鉄と通常の不純物である析出硬化型ステンレス鋼合金を溶解する工程と、
前記析出硬化型ステンレス鋼合金をガス噴霧化させて合金粉を形成する工程と、
前記析出硬化型ステンレス鋼合金の理論的密度の少なくとも９４〜９５％の密度を有する中間物品を形成するのに十分な温度，圧力及び時間の条件下で前記合金粉を固結させる工程と、
前記中間物品を機械的に加工して、該中間物品から鋼線を形成する工程を含んでいる、鋼線を製造するための方法。 - 合金粉を固結させる前記工程が、該合金粉を熱間静水圧圧縮成形することを含んでいる、請求項７に記載の方法。
- 析出硬化型ステンレス鋼合金を溶解する前記工程が、アルゴンガスの分圧下で該合金を真空溶解することを含んでいる、請求項７に記載の方法。
- 前記析出硬化型ステンレス鋼合金をアルゴンガスを用いて噴霧化させる、請求項７に記載の方法。
- 析出硬化型ステンレス鋼合金をガス噴霧化させる前記工程の後に、
前記合金粉を金属缶の中へ充填し、該金属缶を大気圧よりも低い圧力まで排気し、その後に、前記金属缶を密閉する工程を更に含み、前記金属缶内に前記合金粉を存在させた状態で、合金粉を固結させる前記工程を実施する、請求項７に記載の方法。 - 中間物品を機械的に加工する前記工程が、
２０００〜２１００°Ｆ（１０９３〜１１４９℃）の範囲内の温度で前記中間物品を熱間加工し、
前記中間物品から前記金属缶を取り除くことを含んでいる、請求項１１に記載の方法。 - 前記析出硬化型ステンレス鋼合金が、重量パーセントにして、
ニッケル ８〜１０
モリブデン 最大０．５０
銅 １．５〜２．６
チタン １．０〜１．５
ニオブ ０．１０〜０．５０
を含有し、
前記中間物品を、１４００〜１６００°Ｆ（７６０〜８７１℃）の範囲内の温度で１／４時間〜２時間加熱することにより溶体化処理してから焼入れする、請求項７に記載の方法。 - 前記析出硬化型ステンレス鋼合金が、重量パーセントにして、
ニッケル １０．５〜１１．６
モリブデン ０．２５〜１．５
銅 最大０．７５
チタン １．５〜２．０
ニオブ 最大０．３０
を含有し、
前記中間物品を、１７００〜１９００°Ｆ（９２７〜１０３８℃）の範囲内の温度で１時間加熱することにより溶体化処理してから焼入れする、請求項７に記載の方法。 - 溶体化処理された前記中間物品を−１００°Ｆ（−７３℃）以下の温度に１〜８時間冷却する工程を更に含んでいる、請求項１４に記載の方法。
- 前記中間物品を１１５０°Ｆ（６２１℃）の温度で４時間加熱することにより該中間物品を過時効させる工程を更に含んでいる、請求項７に記載の方法。
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| DE10251413B3 (de) * | 2002-11-01 | 2004-03-25 | Sandvik Ab | Verwendung eines korrosionsbeständigen, martensitisch aushärtenden Stahls |
| 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 |
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| US7329383B2 (en) | 2003-10-22 | 2008-02-12 | Boston Scientific Scimed, Inc. | Alloy compositions and devices including the compositions |
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| TWI417402B (zh) * | 2008-10-31 | 2013-12-01 | Crs Holdings Inc | 極高強度之不鏽合金條，其製造方法及利用該極高強度之不鏽合金條製造高爾夫球杆頭之方法 |
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| KR20170061142A (ko) * | 2014-09-26 | 2017-06-02 | 산드빅 인터렉츄얼 프로퍼티 에이비 | 양극성 연료 전지 플레이트 |
| ES2691992T3 (es) | 2015-11-09 | 2018-11-29 | Crs Holdings, Inc. | Artículos de acero de pulvimetalurgia de maquinado libre y método de preparación de los mismos |
| CN107653421B (zh) * | 2016-07-26 | 2019-12-10 | 中国科学院金属研究所 | 一种耐海水腐蚀的超高强度马氏体时效不锈钢 |
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| CN108165870B (zh) * | 2018-01-19 | 2019-06-18 | 天津荣程联合钢铁集团有限公司 | 一种钢锻件及其加工方法 |
| CN108300936B (zh) * | 2018-01-19 | 2019-05-17 | 天津荣程联合钢铁集团有限公司 | 一种抗压耐腐蚀钢锻件及其加工方法 |
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| PL3856436T3 (pl) * | 2018-09-24 | 2023-08-07 | Valls Besitz Gmbh | Sposób uzyskiwania opłacalnych geometrycznie złożonych elementów |
| US11702714B2 (en) | 2020-02-26 | 2023-07-18 | Crs Holdings, Llc | High fracture toughness, high strength, precipitation hardenable stainless steel |
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|---|---|---|---|---|
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| US5720300A (en) * | 1993-11-10 | 1998-02-24 | C. R. Bard, Inc. | High performance wires for use in medical devices and alloys therefor |
| JPH07138713A (ja) * | 1993-11-15 | 1995-05-30 | Daido Steel Co Ltd | Ｆｅ基合金粉末及び高耐食性焼結体の製造方法 |
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| JPH08337853A (ja) * | 1995-06-09 | 1996-12-24 | Hitachi Ltd | 高耐食性高強度オーステナイト焼結鋼とその製造方法及びその用途 |
| US5681528A (en) * | 1995-09-25 | 1997-10-28 | Crs Holdings, Inc. | High-strength, notch-ductile precipitation-hardening stainless steel alloy |
| JP3446449B2 (ja) * | 1996-02-20 | 2003-09-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板 |
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