JP6850342B2 - 鋼組成物及びそのステンレス鋼の固溶窒化 - Google Patents

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Description

（関連出願の相互参照）
この特許出願では、米国特許法１１９条（ｅ）項の下で、２０１７年３月２０日出願の米国特許出願第６２／４７３，５７５号、発明の名称「ＳＴＥＥＬ ＣＯＭＰＯＳＩＴＩＯＮＳ ＡＮＤ ＳＯＬＵＴＩＯＮ ＮＩＴＲＩＤＩＮＧ ＯＦ ＳＴＡＩＮＬＥＳＳ ＳＴＥＥＬ ＴＨＥＲＥＯＦ」の利益を主張する。なおこの文献は、本明細書において参照として全体を取り入れている。
（技術分野）
本開示は、合金組成物とステンレス鋼の固溶窒化を含む方法とを対象にしている。
ステンレス鋼は、その変形性及び耐食性に起因して構造部品として広く用いられている。ステンレス鋼は窒素によって固溶体を強化することができる。例えば、Ｎｉフリー高窒素オーステナイト系ステンレス鋼がＮａｋａｄａらによって固溶窒化によって調製されている（Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ ５７（２００７）１５３〜１５６、「Ｇｒａｉｎ ｒｅｆｉｎｅｍｅｎｔ ｏｆ ｎｉｃｋｅｌ−ｆｒｅｅ ｈｉｇｈ ｎｉｔｒｏｇｅｎ ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ ｓｔａｉｎｌｅｓｓ ｓｔｅｅｌ ｂｙ ｒｅｖｅｒｓｉｏｎ ｏｆ ｅｕｔｅｃｔｏｉｄ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ」。安定したオーステナイト系構造は固溶窒化によって形成される。しかし、オーステナイト系のＦｅ−２５Ｃｒ−１Ｎ質量％合金は脆くて、容易に割れる。
合金組成物及びステンレス鋼の特性を改善するための製作技術を開発することが依然として求められている。
一態様では、本開示は鉄ベース合金を製造する方法を対象にしている。本方法は、２１〜２５．５重量％のＣｒと、０．５〜２．０重量％のＮｉと、及び０．５重量％以下のＭｏとを含む鉄ベース合金を最初にアニールして、アニールされた合金を形成することを含む。これらの低Ｎｉ含有量では、合金は処理中に固化してＢＣＣ相に留まる。この段階では、アニールされた合金は体心立方（ＢＣＣ）結晶構造を有し、磁気が残っている。フェライト合金の問題の１つは、高ひずみ速度及び／又は低温における低延性である。これらの合金の低延性は、脆化シグマ相の析出に起因して更に低下する。Ｎｉ含有量が増加するとフェライト合金の母材延性が増加し、したがって、より良好な処理能力が得られる。
アニールされた合金を機械加工して成形することができる。次に機械加工合金は、窒素ガスが充填された炉内で第１の高温（少なくとも１０００℃）にある時間おいて硬化することができる。「窒化」する間、合金は窒素を吸収して、ＢＣＣから面心立方（ＦＣＣ）への相転移を受ける。ＦＣＣ合金の高窒素含有量に起因して、材料硬度が増加する。ＦＣＣ結晶形を有する合金は非磁性体である。
窒化硬化する前にアニール及び機械加工することによって、実質的に少ないエネルギーで合金を成形することができ、またすでに硬化した合金に用いる任意の必要な予成形（例えば予形成など）を実質的に減らすことができる。完全機械加工合金を硬化し同時に非磁性化することによって、硬化ステップの数及び関連コストが減る。従来の３００シリーズＦＣＣ合金と比べてニッケル量を減らすと、実質的に合金コストも下がる。
いくつかの変形において、硬化した機械加工合金を共析温度に第２の時間急冷して、急冷合金を形成することができる。急冷合金を第２の高温で第３の時間置くことで再結晶化することができる。再結晶合金を更に室温に急冷して、硬化した機械加工合金を形成することができる。
いくつかの更なるバリエーションにおいて、本方法では合金が０．３％以下の線収縮を受けることが提供される。収縮は２つの対置する現象の和である。ＢＣＣからＦＣＣへの相転移の結果として収縮が生じ、一方でＦＣＣ格子間サイト内に窒素が吸収されることによって材料が膨張する。この場合もやはり、結果として得られる合金はＦＣＣ構造を有し、非磁性体となる。
別の態様では、本開示は、２１〜２５．５重量％のＣｒ、０．５〜２．５重量％のＮｉ、及び０〜０．５重量％のＭｏを有する合金を対象にしている。更なる変形において、合金は最大で０．７重量％のＭｎ及び最大で０．６重量％のＳｉを含んで、従来の溶融実施を容易にする。更なるバリエーションでは、合金は０．５重量％以下のＣｕを有する。更なるバリエーションにおいて、合金は、０．０４重量％以下のＰ、０．０１重量％以下のＳ、０．０１０重量％以下のＡｌ、０．１５重量％以下のＶ、０．００５０重量％以下のＣａ、０．０１重量％以下のＯ、０．１重量％以下のＴｉ、０．５重量％以下のＮｂを有し、微量元素はそれぞれ０．１重量％以下の量であり、ここでＦｅは残部である。いくつかのバリエーションにおいて、合金は０．８重量％〜１．５重量％の窒素をＦＣＣ相内に有する。いくつかのバリエーションにおいて、合金は、ＢＣＣ相内に０．１重量％以下のＮを有する。
いくつかのバリエーションにおいて、合金は少なくとも３００Ｈｖの硬度を有することができる。更なるバリエーションにおいて、硬度の変化は転移領域に渡って１０Ｈｖ以下である。更なるバリエーションにおいて、合金の孔食電位は少なくとも１０００ｍＶｓｃｅである。更なるバリエーションにおいて、合金の研磨後の受動電流密度は２．０×１０−４ｍＡ／ｃｍ２以下とすることができる。いくつかの更なるバリエーションにおいて、合金の受動電流密度は５．０×１０−３ｍＡ／ｃｍ２以下とすることができる。
いくつかのバリエーションにおいて、硬化した機械加工合金は２０μｍ〜１００μｍの再結晶粒径を有することができる。粒径の標準偏差は５μｍ〜３０μｍとすることができる。
更なる実施形態及び特徴は、一部が以下に続く説明文に記載され、明細書を検討することで当業者にとって明らかとなるか、又は開示した主題を実施することにより知ることができるであろう。明細書の残りの部分及び本開示の一部をなす図面を参照することによって本開示の性質及び利点の更なる理解を得ることが可能である。
説明は、以下の図及びデータグラフを参照してより十分に理解される。図及びデータグラフは、本開示の種々の実施形態として示しており、本開示の範囲の完全な説明と解釈してはならない。
本開示の一実施形態における機械加工された硬化合金を製造するための従来の製造プロセスを例示するフローチャートである。
本開示の一実施形態における硬化した機械加工合金を生成するための固溶窒化を含む製造プロセスを例示するフローチャートである。
本開示の一実施形態において耐スクラッチ性が硬度に比例することを例示する図である。
本開示の一実施形態において固溶窒化の後の硬度分布を例示する図である。
本開示の一実施形態において固溶窒化した場合及びしなかった場合の合金に対する電位対電流密度を例示する図である。
本開示の実施形態に係る本Ｆｅ系合金を窒化した後の著しい改善を実証する硬度データを例示する図である。
本開示の実施形態に係るスクラッチがついた表面の光学写真を例示する図である。
本開示の実施形態に係る本Ｆｅ系合金に対する応力対真歪み曲線を例示する図である。
本開示の実施形態に係る本Ｆｅ系合金に対する工学応力対工学歪み曲線を例示する図である。
本開示は、以下の詳細な説明を、下記に述べる図面と併せて参照することで理解することができる。説明の明瞭さを目的として、種々の図面におけるいくつかの要素は縮尺比で描かれていない場合があることに注意されたい。
鋼鉄を形成する従来の処理は、鋼鉄硬化の後に機械加工することを伴う。このような従来の処理は、製鋼業にかなりの追加コストがかかり、工具の寿命を縮め、製造のカーボンフットプリントが増加することがある。
本開示では、合金とともに、製鋼業の従来の処理に対して優位点がある作製方法及び製造プロセスが提供される。製造プロセスは、延性を与えるのに十分な低さのニッケルを含むアニールされた合金をコンピュータ数値制御（ＣＮＣ）機械加工することを含む。硬化前合金によって、形成ステップを硬化合金の場合よりも実質的に少ない機械加工によって遂行することができる。続いて合金を窒化によって硬化し、またこれによって、合金はＢＣＣ結晶構造（磁性）からＦＣＣ結晶構造（非磁性）への相変化を受ける。Ｎｉの量を減らすことによって、合金は十分な延性を備え、割れを減らすことができる。
合金を軟化状態で成形することによって工具の寿命を延ばすことができ、またＣＮＣに付随するコスト及び機械加工時間を減らすこともできる。従来の製造プロセスで硬化合金を機械加工するのと比べて、本製造プロセスによって工具の寿命を約３０％改善することができ、また硬化した合金を処理するのではなくまだ硬化していない合金を処理することによって、製造コスト及び／又は時間を削減することができる。ニッケル量を減らすことによって、合金コストも実質的に下がる。
本開示によって、２１重量％〜２５．５重量％の範囲のクロム（Ｃｒ）、０．５重量％〜２．０重量％の範囲の低ニッケル（Ｎｉ）含有量、及び０．５重量％以下のモリブデン（Ｍｏ）を含む鉄ベース合金が提供される。Ｎｉ及びＭｏ含有量は、ステンレス鋼３１６といった市販のステンレス鋼合金よりもはるかに低い。
図１は、本開示の一実施形態における機械加工された硬化合金を製造するための従来の製造プロセスを例示するフローチャートである。従来の製造プロセスでは、動作１０２にてステンレス鋼３１６といった合金を溶融してバルク形状合金を形成することができる。ステンレス鋼３１６は非磁性体であり、面心立方結晶（ＦＣＣ）結晶構造を有する。次に動作１０６にて、バルク形状合金を鍛造して、形状及び硬度の両方を実現する鍛造合金を形成することができる。
次に動作１１０にて、鍛造合金をアニールしてアニールされた合金を形成することができる。アニーリングは、合金の物理的及びしばしば化学的性質を変えてその延性を増加及び硬度を小さくし、合金を加工しやくする熱処理である。アニーリングは、合金をその再結晶温度以上に加熱して、好適な温度を維持し、そして冷却することを伴う。結晶格子内を原子が移動して転位の数が減る。次に動作１１４にて、アニールされた合金をコンピュータ数値制御（ＣＮＣ）機械加工によって機械加工することができる。
図２は、本開示の一実施形態において硬化した機械加工合金を生成するための固溶窒化を含む製造プロセスを例示するフローチャートである。動作２０２にて、合金を溶融してバルク形状合金を形成する。いくつかの実施形態では、合金をアルゴン酸素脱炭（ＡＯＤ）溶融を用いて溶融し、続いて連続鋳造を行って、バルク形状合金を形成することができる。合金をアーク又はＡＥによって溶融してもよい。
次に動作２０６にて、バルク形状合金をアニールして、アニールされた合金を形成することができる。アニールされた合金は硬化合金よりも柔らかく、したがって、機械加工がより容易となる。動作２１０にて、アニールされた合金をＣＮＣによって機械加工して、機械加工合金を形成することができる。機械加工合金を窒化によって硬化する。Ｎｉ含有量の低い（例えば、１．０〜２．０重量％）鉄ベース合金を用いた結果、硬化した機械加工合金はより延性があって、割れに対する耐性がある。
いくつかの実施形態では、合金は、２１重量％〜２５．５重量％の範囲のクロム（Ｃｒ）、０．５重量％〜２．０重量％の範囲のニッケル（Ｎｉ）含有量、０．５重量％以下のモリブデン（Ｍｏ）を含む鉄系であってもよい。窒化前と呼ばれる、固溶窒化する前鉄ベース合金は磁性体であり、体心立方（ＢＣＣ）結晶構造を有する。
合金を当該技術分野で知られた任意の方法で処理することができる。いくつかの実施形態では、合金を例えば金属射出成形（ＭＩＭ）によって、バルク形状合金に成形してもよい。代替的に、いくつかの実施形態では、合金をバルク形状合金に鍛造してもよい。従来の処理で用いたものよりも少ない鍛造ステップが用いられる。
一般的なステンレス鋼３１６に対するＣＮＣサイクル時間は約３０００秒だが、一方で、鉄ベース合金に対するＣＮＣサイクル時間は２２５０秒まで削減することができる。このように、鉄ベース合金に対するサイクル時間は２５％短い。ＣＮＣ平均パワーは約４ｋＷである。ＣＮＣに対するエネルギー消費量は電力と時間の積である。鉄ベース合金に対するサイクル時間が削減されるため、鉄ベース合金に対するＣＮＣによるエネルギー消費量は約２５％削減することができる。
図２を再び参照して、次の動作２１４にて機械加工合金を固溶窒化して、硬化した機械加工合金を形成することができる。図２に示す製造プロセスにおける合金の硬度は成形とは独立しており、鍛造によって形状及び硬度の両方を同時に実現しなければならない図１に示す従来の製造プロセスとは異なっている。
いくつかの実施形態では、固溶窒化は、高温で、ある時間、窒素ガスを用いて行ってもよい。例えば、固溶窒化を窒素ガスが充填された炉内で行ってもよい。炉を少なくとも１０００℃に、代替的に少なくとも１１００℃に、代替的に少なくとも１２００℃に加熱してもよい。いくつかの実施形態では、炉を１１８０℃で１２時間、例えば０．９５バールのガス圧力で加熱することができる。窒素は合金の最大１．５ｍｍの深さまで浸透することができる。窒素拡散距離つまり、ｂｃｃからｆｃｃへの転移深さｄは、等式（１）による窒化時間ｔ×合金中の窒素拡散率Ｄの平方根に比例する。
ｄ∝√Ｄｔ 等式（１）
種々の実施形態では、窒素ガス圧力を１バール〜３．５バールで変えてもよい。ガス圧力及び炉温度、並びに窒化時間を変えて拡散深さに影響を及ぼすことができる。当業者であれば分かるように、最も厚い寸法は、例えばガス圧力、窒化時間、温度といった固溶窒化に対するパラメータとともに変化することができる。
代替的な実施形態において、２ステップ窒化処理を用いてもよい。第１のステップの窒化処理は第１のガス圧力であってもよい。第２のステップの窒化処理は、第１の圧力より低い第２のガス圧力であってもよい。２ステップ窒化処理によって、単一ステップ窒化処理の場合よりも硬度を改善することができる。いくつかの実施形態では、２ステップ窒化処理を同じ高温で行ってもよい。他の実施形態では、２ステップ窒化処理を異なる高温で行ってもよい。第１の窒化処理に対する第１の高温は、第２の窒化処理に対する第２の高温より低くてもよく、又は高くてもよい。
図２を再び参照して、動作２１８にて製造プロセスは、硬化した機械加工合金を共析温度で急冷して急冷合金を形成するステップを含むこともできる。
窒化後合金を共析温度にてある時間急冷すると、窒化後合金はＢＣＣ結晶形を有し、窒化クロム（Ｃｒ２Ｎ）沈殿物を伴う。合金の急冷は当該技術分野で知られた温度及び時間で行ってもよい。例えば、いくつかの実施形態では、合金を６５０℃にて１時間急冷してもよい。一例として、ＢＣＣ−Ｃｒ２Ｎ微粒化が５８０℃〜７２０℃で起こり得ることを予測するためにシミュレーションを行ったが、これに限定されるものではない。
合金
本開示によって、２１重量％〜２５．５重量％の範囲のクロム（Ｃｒ）、０．５重量％〜２．０重量％の範囲の低ニッケル（Ｎｉ）含有量、及び０．５重量％以下のモリブデン（Ｍｏ）を含む鉄ベース合金が提供される。Ｎｉ及びＭｏ含有量は、ステンレス鋼３１６といった市販のステンレス鋼合金よりもはるかに低い。本明細書で説明するように、他の種々の元素を合金に含めることができる。
クロム
鉄ベース合金はＣｒを含むことができる。Ｃｒが増加すると合金中の腐食に耐える。
いくつかの実施形態では、鉄ベース合金は、２１〜２５．５重量％のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２５．５重量％未満のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２５．０重量％未満のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２４．５重量％未満のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２４．０重量％未満のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２３．５重量％未満のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２３．０重量％未満のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２２．５重量％未満のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２２．０重量％未満のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２１．５重量％未満のＣｒを含む。
いくつかの実施形態では、合金は、２１重量％超のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２１．５重量％超のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２２．０重量％超のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２２．５重量％超のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２３．０重量％超のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２３．５重量％超のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２４．０重量％超のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２４．５重量％超のＣｒを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２５．０重量％超のＣｒを含む。
ニッケル
本明細書で説明するように、合金は、合金に延性を持たせるのに十分な量のニッケルを含むが、窒化前の合金がＢＣＣとなるように、ニッケルはそれほど多くはない。その代わりに、ＦＣＣへの転移及び硬化を成形された合金を窒化することによって行う。ニッケルが減ることによって、合金を硬化前の状態で成形することができ、十分な延性によって割れる可能性が削減される。
いくつかの実施形態では、鉄ベースの合金は、０．５〜２．０重量％のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、２．０重量％以下のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．９重量％以下のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．８重量％以下のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．７重量％以下のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．６重量％以下のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．５重量％以下のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．４重量％以下のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は１．３重量％以下のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は１．２重量％以下のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．１重量％以下のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．０重量％以下のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．９重量％以下のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．８重量％以下のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．７重量％以下のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．６重量％以下のＮｉを含む。
いくつかの実施形態では、合金は、０．５重量％以上のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．６重量％以上のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．７重量％以上のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．８重量％以上のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．９重量％以上のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．０重量％以上のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．１重量％以上のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．２重量％以上のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．３重量％以上のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．４重量％以上のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．５重量％以上のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．６重量％以上のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．７重量％以上のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．８重量％以上のＮｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は、１．９重量％以上のＮｉを含む。
モリブデン
鉄ベース合金は少量のモリブデン（Ｍｏ）を含むことができる。同等の合金窒素含有量に対して窒化中に必要な窒素ガス圧力が増加するので、Ｍｏは望ましくない。しかし、Ｍｏは、溶融のために用いる原材料中に存在する場合がある、ステンレス鋼においては一般的な不純物である。
いくつかの実施形態では、合金は０．５０重量％以下のＭｏを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．４５重量％以下のＭｏを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．４０重量％以下のＭｏを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．３５重量％以下のＭｏを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．３０重量％以下のＭｏを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．２５重量％以下のＭｏを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．２０重量％以下のＭｏを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．１５重量％以下のＭｏを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．１０重量％以下のＭｏを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０５重量％以下のＭｏを含む。
マンガン
いくつかの実施形態では、鉄ベース合金は最大で０．７重量％からのマンガン（Ｍｎ）を含む。
いくつかの実施形態では、合金は、０．７重量％以下のＭｎを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．６重量％以下のＭｎを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．５重量％以下のＭｎを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．４重量％以下のＭｎを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．３重量％以下のＭｎを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．２重量％以下のＭｎを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．１重量％以下のＭｎを含む。
ケイ素
いくつかの実施形態では、鉄ベース合金は最大で０．６重量％のケイ素（Ｓｉ）を含む。いくつかの実施形態では、合金は０．６０重量％未満のＳｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．５５重量％未満のＳｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．５０重量％未満のＳｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．４５重量％未満のＳｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．４０重量％未満のＳｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．３５重量％未満のＳｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．３０重量％未満のＳｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．２５重量％未満のＳｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．２０重量％未満のＳｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．１５重量％未満のＳｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．１０重量％未満のＳｉを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０５重量％未満のＳｉを含む。
銅
Ｆ鉄ベース合金は銅（Ｃｕ）を含むことができる。
いくつかの実施形態では、合金は０．５０重量％以下のＣｕを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．４５重量％以下のＣｕを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．４０重量％以下のＣｕを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．３５重量％以下のＣｕを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．３０重量％以下のＣｕを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．２５重量％以下のＣｕを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．２０重量％以下のＣｕを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．１５重量％以下のＣｕを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．１０重量％以下のＣｕを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０５重量％以下のＣｕを含む。
窒素
いくつかのバリエーションにおいて、鉄ベース合金は窒素（Ｎ）を含むことができる。種々の態様において、窒素によって、窒化中のオーステナイト形成（ＦＣＣ結晶化）、並びに対応する硬化及び機械的強度が提供される。種々の更なる態様において、窒素は、特にモリブデンと組み合わせることで、局部腐食に対する耐性を増加させることができる。
ベースＢＣＣ合金では、いくつかのバリエーションにおいて、合金は０．１０重量％以下の窒素を含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．０９重量％以下の窒素を含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．０８重量％以下の窒素を含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．０７重量％以下の窒素を含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．０６重量％以下の窒素を含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．０５重量％以下の窒素を含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．０４重量％以下の窒素を含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．０３重量％以下の窒素を含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．０２重量％以下の窒素を含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．０１重量％以下の窒素を含む。
窒化後に、ベースＢＣＣ合金はＦＣＣ相に転移する。ＦＣＣ相は０．８〜１．５重量％窒素を有することができる。いくつかの実施形態では、鉄ベース合金のＦＣＣ相は１．５重量％以下のＮを含む。いくつかの実施形態では、ＦＣＣ相は１．４重量％以下のＮを含む。いくつかの実施形態では、ＦＣＣ相は１．３重量％以下のＮを含む。いくつかの実施形態では、ＦＣＣ相は１．２重量％以下のＮを含む。いくつかの実施形態では、相は、１．１重量％以下のＮを含む。いくつかの実施形態では、ＦＣＣ相は１．０重量％以下のＮを含む。いくつかの実施形態では、ＦＣＣ相は０．９重量％以下のＮを含む。
いくつかの実施形態では、ＦＣＣ相は、０．８重量％以上のＮを含む。いくつかの実施形態では、ＦＣＣ相は、０．９重量％以上のＮを含む。いくつかの実施形態では、ＦＣＣ相は、１．０重量％以上のＮを含む。いくつかの実施形態では、ＦＣＣ相は、１．１重量％以上のＮを含む。いくつかの実施形態では、ＦＣＣ相は、１．２重量％以上のＮを含む。いくつかの実施形態では、ＦＣＣ相は、１．３重量％以上のＮを含む。いくつかの実施形態では、ＦＣＣ相は、１．４重量％以上のＮを含む。
他の合金元素
いくつかのバリエーションにおいて、鉄ベース合金はイオウ（Ｓ）を含むことができる。いくつかのバリエーションにおいて、鉄ベース合金は、０．０１重量％以下の量のＳを含んでいてもよい。いくつかの実施形態では、合金は０．００８重量％以下の量のＳを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．００６重量％以下の量のＳを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．００４重量％以下の量のＳを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．００２重量％以下の量のＳを含む。
いくつかの変形において、鉄ベース合金はリン（Ｐ）を含んでいてもよい。
いくつかの実施形態では、鉄ベース合金はまた、０．０４重量％以下のＰを含んでいてもよい。いくつかの実施形態では、合金は０．０３重量％以下のＰを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０２重量％以下のＰを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０１重量％以下のＰを含む。
いくつかの変形において、鉄ベース合金はカルシウム（Ｃａ）を含むことができる。いくつかの実施形態では、合金は０．００５０重量％以下のＣａを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．００４５重量％以下のＣａを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．００４０重量％以下のＣａを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．００３５重量％以下のＣａを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．００３０重量％以下のＣａを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．００２５重量％以下のＣａを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．００２０重量％以下を含む。いくつかの実施形態では、合金は０．００１５重量％以下のＣａを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．００１０重量％以下のＣａを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０００５重量％以下のＣａを含む。
いくつかの変形において、鉄ベース合金はバナジウム（Ｖ）を含むことができる。いくつかの実施形態では、合金は０．１５重量％以下のＶを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．１３重量％以下のＶを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．１１重量％以下のＶを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０９重量％以下のＶを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０７重量％以下のＶを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０５重量％以下のＶを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０３重量％以下のＶを含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０１重量％以下のＶを含む。
Ｖは望ましくない。なぜならば、Ｖは利用可能な温度圧力処理ウィンドウを小さくする場合があるからである。いくつかの実施形態では、Ｖは５００ｐｐｍを超えなくてもよい。
いくつかのバリエーションにおいて、鉄ベース合金は０．１重量％未満のチタン（Ｔｉ）を含むことができる。
いくつかのバリエーションにおいて、鉄ベース合金は０．５重量％未満のニオブ（Ｎｂ）を含むことができる。Ｔｉ及び／又はＮｂを１００ｐｐｍ未満に制御して、窒化中に形成し得る安定したＴｉ及び／又はＮｂ窒化物の形成を回避するか又はその一部に制限しなければならない。Ｔｉ及び／又はＮｂが高すぎると、合金の研磨問題が生じる場合がある。
いくつかのバリエーションにおいて、鉄ベース合金はアルミニウム（Ａｌ）を含むことができる。いくつかのバリエーションでは、合金は、０．０１重量％以下のＡｌを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．００８重量％以下のＡｌを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．００６重量％以下のＡｌを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．００４重量％以下のＡｌを含む。いくつかの実施形態では、合金は、０．００２重量％以下のＡｌを含む。
いくつかの変形において、鉄ベース合金は酸素（Ｏ）を含むことができる。いくつかの変更例では、合金は、０．０１０重量％以下の酸素を含む。いくつかの変更例では、合金は、０．００９重量％以下の酸素を含む。いくつかの変更例では、合金は、０．００８重量％以下の酸素を含む。いくつかの変更例では、合金は、０．００７重量％以下の酸素を含む。いくつかの変更例では、合金は、０．００６重量％以下の酸素を含む。いくつかの変更例では、合金は、０．００５重量％以下の酸素を含む。いくつかの変更例では、合金は、０．００４重量％以下の酸素を含む。いくつかの変更例では、合金は、０．００３重量％以下を含む。いくつかの変更例では、合金は、０．００２重量％以下の酸素を含む。いくつかの変更例では、合金は、０．００１重量％以下の酸素を含む。
いくつかの実施形態では、合金は０．１０重量％以下の量の他の微量元素を含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０９重量％以下の量の他の微量元素を含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０８重量％以下の量の他の微量元素を含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０７重量％以下の量の他の微量元素を含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０６重量％以下の量の他の微量元素を含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０５重量％以下の量の他の微量元素を含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０４重量％以下の量の他の微量元素を含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０３重量％以下の量の他の微量元素を含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０２重量％以下の量の他の微量元素を含む。いくつかの実施形態では、合金は０．０１重量％以下の量の他の微量元素を含む。微量元素は、例えば処理及び製造の副産物として存在する可能性がある随伴元素を含むことができる。
いくつかのバリエーションにおいて、合金は０．０４重量％以下のＰを含んでいてもよい。更なるバリエーションにおいて、合金は０．０１重量％以下のＳを含んでいてもよい。更なるバリエーションにおいて、合金は０．０１０重量％以下のＡｌを含んでいてもよい。更なるバリエーションにおいて、合金は０．１５重量％以下のＶを含んでいてもよい。更なるバリエーションにおいて、合金は０．００５０重量％以下のＣａを含んでいてもよい。更なるバリエーションにおいて、合金は０．０１重量％以下のＯを含んでいてもよい。更なるバリエーションにおいて、合金は０．１重量％以下のＴｉを含んでいてもよい。更なるバリエーションにおいて、合金は、０．５重量％以下のＮｂを含んでいてもよい。更なるバリエーションにおいて、合金は、それぞれ０．１重量％以下の量の微量元素を含んでいてもよい。あるバリエーションにおいて、合金は０．８重量％〜１．５重量％の窒素をＦＣＣ相内に有する。更なるバリエーションにおいて、合金は０．１重量％以下のＮをＢＣＣ相内に含んでいてもよい。
再結晶及び粒径
図２を再び参照して、動作２２２にて急冷合金を再結晶化することができる。急冷合金の再結晶化を高温である時間行うことで、再結晶合金を形成することができる。再結晶化によって粒径の制御が提供され、例えば、より細かい粒径及びより均一な粒径に制御することができる。急冷した窒化後合金を、例えば１１８０℃の高温で１時間再結晶化すると、新しいＦＣＣ粒子が成長して、Ｃｒ窒化物（Ｃｒ２Ｎ）を再溶解することができる。次に動作２２６にて、再結晶合金を室温に急冷して、硬化した機械加工合金を形成することができる。
再結晶温度は以下のステップを用いて決定することができる。（ａ）Ｃｒ窒化物相（Ｔｉ又はＮｂの不純物レベルに基づいたＦＣＣのみ、又は可能なＦＣＣ＋Ｔｉ又はＮｂ窒化物）のソルバス温度の辺りで窒化し、（ｂ）共析晶反応（ＦＣＣ→ＢＣＣ＋Ｃｒ窒化物）が生じる中間温度まで急冷する。これによって多数のＢＣＣ粒子が形成される。及び（ｃ）ステップ（１）の初期温度に戻ってＣｒ窒化物を溶解し、一方で、多数のＢＣＣ粒子が多数（及び細かい粒径）のＦＣＣに変換される。
種々の態様において、硬度及び強度などの特性は粒径に反比例している。いくつかの実施形態では、平均粒径は１００μｍ未満である。いくつかの実施形態では、平均粒径は９０μｍ未満である。いくつかの実施形態では、平均粒径は８０μｍ未満である。いくつかの実施形態では、平均粒径は７０μｍ未満である。いくつかの実施形態では、平均粒径は６０μｍ未満である。いくつかの実施形態では、平均粒径は５０μｍ未満である。いくつかの実施形態では、平均粒径は４０μｍ未満である。いくつかの実施形態では、平均粒径は３０μｍ未満である。
いくつかの実施形態では、平均粒径は２０μｍよりも大きい。いくつかの実施形態では、平均粒径は３０μｍよりも大きい。いくつかの実施形態では、平均粒径は４０μｍよりも大きい。いくつかの実施形態では、平均粒径は５０μｍよりも大きい。いくつかの実施形態では、平均粒径は６０μｍよりも大きい。いくつかの実施形態では、平均粒径は７０μｍよりも大きい。いくつかの実施形態では、平均粒径は８０μｍよりも大きい。いくつかの実施形態では、平均粒径は９０μｍよりも大きい。
いくつかの実施形態では、平均粒径の偏差は３０μｍ未満である。いくつかの実施形態では、平均粒径の偏差は２５μｍ未満である。いくつかの実施形態では、平均粒径の偏差は２０μｍ未満である。いくつかの実施形態では、平均粒径の偏差は１５μｍ未満である。いくつかの実施形態では、平均粒径の偏差は１０μｍ未満である。
いくつかの実施形態では、平均粒径の偏差は５μｍよりも大きい。いくつかの実施形態では、平均粒径の偏差は１０μｍよりも大きい。いくつかの実施形態では、平均粒径の偏差は１５μｍよりも大きい。いくつかの実施形態では、平均粒径の偏差は２０μｍよりも大きい。いくつかの実施形態では、平均粒径の偏差は２５μｍよりも大きい。
転移深さ及び非磁性ＦＣＣ
本明細書で説明するように、窒化前合金を、固溶窒化によって窒化後合金に転移させることができる。表１に鉄ベース合金の転移前後の結晶構造及び磁気特性の変化をまとめる。合金はＢＣＣ結晶構造からＦＣＣ結晶構造への相転移を受ける。窒化前合金はＢＣＣ構造を有して、磁性体である。窒化後合金はＦＣＣ結晶構造を有して、非磁性体である。
Figure 0006850342
いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から４ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から３．５ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から３ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から２．５ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から２．０ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から１．５ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から１．４ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から１．３ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から１．２ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から１．１ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から１．０ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から０．９ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から０．８ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から０．７ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から０．６ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から０．５ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から０．４ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から０．３ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から０．２ｍｍ以下である。いくつかの実施形態では、転移深さは合金表面から０．１ｍｍ以下である。
硬度
本開示のバリエーションでは、硬度は合金組成物及び固溶窒化パラメータとともに変化する。いくつかのバリエーションにおいて、硬度は少なくとも３００Ｈｖである。いくつかのバリエーションにおいて、硬度は少なくとも３１０Ｈｖである。いくつかのバリエーションにおいて、硬度は少なくとも３２０Ｈｖである。いくつかのバリエーションにおいて、硬度は少なくとも３３０Ｈｖである。いくつかのバリエーションにおいて、硬度は少なくとも３４０Ｈｖである。いくつかのバリエーションにおいて、硬度は少なくとも３５０Ｈｖである。いくつかのバリエーションにおいて、硬度は少なくとも３６０Ｈｖである。いくつかのバリエーションにおいて、硬度は少なくとも３７０Ｈｖである。いくつかのバリエーションにおいて、硬度は少なくとも３８０Ｈｖである。いくつかのバリエーションにおいて、硬度は少なくとも３９０Ｈｖである。いくつかのバリエーションにおいて、硬度は少なくとも４００Ｈｖである。いくつかのバリエーションにおいて、硬度は少なくとも４１０Ｈｖである。
いくつかのバリエーションにおいて、硬度変化の標準偏差は３０Ｈｖ以下である。いくつかのバリエーションにおいて、硬度変化の標準偏差は２５Ｈｖ以下である。いくつかのバリエーションにおいて、硬度変化の標準偏差は２０Ｈｖ以下である。いくつかのバリエーションにおいて、硬度変化の標準偏差は１５Ｈｖ以下である。いくつかのバリエーションにおいて、硬度変化の標準偏差は１０Ｈｖ以下である。いくつかのバリエーションにおいて、硬度変化の標準偏差は５Ｈｖ以下である。
耐腐食性
合金の耐腐食性は、より低い受動電流密度又はより高い孔食電位として測定することができる。いくつかのバリエーションにおいて、研磨合金の孔食電位は少なくとも８００ｍＶＳＣＥである。いくつかのバリエーションにおいて、研磨合金の孔食電位は少なくとも９００ｍＶＳＣＥである。いくつかのバリエーションにおいて、研磨合金の孔食電位は少なくとも１０００ｍＶＳＣＥである。いくつかのバリエーションにおいて、研磨合金の孔食電位は少なくとも１１００ｍＶＳＣＥである。
いくつかのバリエーションにおいて、未研磨合金の孔食電位は少なくとも６００ｍＶＳＣＥである。いくつかのバリエーションにおいて、未研磨合金の孔食電位は少なくとも６５０ｍＶＳＣＥである。いくつかのバリエーションにおいて、未研磨合金の孔食電位は少なくとも７００ｍＶＳＣＥである。いくつかのバリエーションにおいて、未研磨合金の孔食電位は少なくとも７５０ｍＶＳＣＥである。
当業者であれば分かるように、耐腐食性は組成、固溶窒化パラメータ、及び研磨条件とともに変化し得る。
寸法変化
処理中に合金の安定した寸法を維持することで、処理中の一貫した測定が可能になる。いくつかの態様では、合金結晶がＢＣＣからＦＣＣ結晶に変化するときに、充填密度の低下に由来する合金の収縮（例えば、線収縮）が起こることがある。
充填密度の低下は、固溶窒化中のサンプルに窒素を添加することによって補償することができる。窒化が増加すると合金の膨張（例えば、線膨張）につながることがある。このような変化は、例えば窒化前及び窒化後の直線寸法の変化によって測定することができる。
いくつかの実施形態では、直線寸法の変化は０．３％未満である。いくつかの実施形態では、直線寸法の変化は０．２％未満である。いくつかの実施形態では、直線寸法の変化は０．１％未満である。いくつかの実施形態では、直線寸法の変化は０．０５％未満である。いくつかの実施形態では、直線寸法の変化は０．０４％未満である。いくつかの実施形態では、直線寸法の変化は０．０３％未満である。いくつかの実施形態では、直線寸法の変化は０．０２％未満である。いくつかの実施形態では、直線寸法の変化は０．０１％未満である。いくつかの実施形態では、直線寸法の変化は０．００５％未満である。
開示した合金及び方法を、電子デバイスの製造で用いることができる。本明細書での電子デバイスとは、当該技術分野において既知の任意の電子デバイスを指すことができる。例えば、このようなデバイスとしては、腕時計（例えばＡｐｐｌｅＷａｔｃｈ（登録商標））のようなウェアラブルデバイスを挙げることができる。デバイスはまた、携帯電話（例えば、ｉＰｈｏｎｅ（登録商標））のような電話機、固定電話、又は任意の通信デバイス（例えば電子メール送受信装置）とすることができる。この合金はデジタルディスプレイ、ＴＶモニタ、電子ブックリーダ、携帯ウェブブラウザ（例えばｉＰａｄ（登録商標））、及びコンピュータモニタなどのディスプレイの一部とすることができる。合金はまた携帯ＤＶＤプレーヤ、従来型ＤＶＤプレーヤ、ブルーレイディスクプレーヤ、ビデオゲームコンソール、音楽プレーヤ（例えば、ｉＰｏｄ（登録商標））などの音楽プレーヤなどを含めた娯楽機器とすることもできる。合金はまた、画像、ビデオ、音声のストリーミングを制御する、制御を提供する機器（例えば、Ａｐｐｌｅ ＴＶ（登録商標））の一部とすることもでき、又は合金を電子機器用の遠隔制御装置とすることができる。合金は、ハードドライブタワーの筺体若しくはケーシング、ラップトップ筺体、ラップトップキーボード、ラップトップトラックパッド、デスクトップキーボード、マウス、及びスピーカーといったコンピュータ又はその付属品の一部とすることができる。
以下の非限定的な実施例が本開示の実例として含まれる。
実施例１
合金Ｆｅ−２４Ｃｒ−１．５Ｎｉのシミュレーションを行って、窒化温度が１１２０から１１８０℃に変化することを予測した。
１１８０℃で窒素ガス圧力が０．９５バールの状態で１２時間固溶窒化した後に、合金に深さ約０．７５ｍｍまで表面硬化した。窒素の表面拡散プロセスは、厚さ１．５ｍｍの断面を有する試料に限定された。処理深さより薄い合金はＦＣＣに完全に転移させて非磁性にすることができる。固溶窒化した後に、合金は相をＢＣＣからＦＣＣに変化させて、非磁性体になる。
表２に例示するのは、鉄ベース合金にて計算された最も厚い寸法及び窒化時間である。
Figure 0006850342
合金の平均粒径を再結晶の前後で測定した。再結晶処理を行わなかった窒化後合金は、平均粒径が１３７μｍで、標準偏差が４４μｍだった。再結晶を行った窒化後合金は平均粒径が６３μｍで、標準偏差が１７μｍと測定された。
実施例２
Ｆｅ−２４．０Ｃｒ−１．５Ｎｉ−０．５Ｓｉ−０．５Ｍｎ合金の硬度をＡＳＴＭ Ｅ３８４によって測定した。図３に、種々の実施形態において耐スクラッチ性が硬度に比例することを例示する。図３に示すように、硬度が２５０Ｈｖであるときの耐スクラッチ性は不十分であった。
窒化合金は硬度が３２０Ｈｖで標準偏差が１０Ｈｖであり、耐スクラッチ性がは硬度が２７０Ｈｖで標準偏差が６０Ｈｖの合金よりも良好である。高硬度の合金は、へこみ又は変形に対する耐性もより高い可能性がある。
実験によって、固溶窒化後に硬度が従来の鋼鉄より著しく増加したことが明らかになった。また従来の合金よりも硬度が均一で、変化もはるかに小さかった。
図４に例示するのは、本開示の一実施形態において固溶窒化した後のＦｅ−２４．０Ｃｒ−１．５Ｎｉ−０．５Ｓｉ−０．５Ｍｎ合金の硬度分布である。図示するように平均硬度は３２０Ｈｖで、標準偏差は８Ｈｖである。
実施例３
再結晶前後の合金を比較するために、粒径を測定することができる。
実験が示すところによれば、再結晶しない場合よりも、再結晶後の方が粒径が小さく均一である。合金Ｆｅ−２４．０Ｃｒ−１．５Ｎｉ−０．５Ｓｉ−０．５Ｍｎの場合、再結晶をしないと平均粒径は１３７μｍで、標準偏差は４４であったμｍ。再結晶をすると平均粒径は６３μｍで、標準偏差は１７μｍであった。
実施例４
合金の耐腐食性を、ＡＳＴＭ Ｂ１１７による塩水噴霧試験によって評価した。
図５に例示するのは、本開示の一実施形態において、Ｆｅ−２４．０Ｃｒ−１．５Ｎｉ−０．５Ｓｉ−０．５Ｍｎ合金に固溶窒化をした場合としなかった場合の電位と電流密度を示したものである。表３に示すのは、窒化後合金又は（研磨及び未研磨）窒化合金と窒化前合金又は非窒化合金の腐食比較である。
Figure 0006850342
図５に示すように、未研磨の窒化後合金は、窒化前合金と比べて孔食電位が増加することを示した。非窒化合金の孔食電位は孔食電位が４７０ｍＶＳＣＥであったのに対し、未研磨の窒化合金は孔食電位が７８２ｍＶＳＣＥであった。研磨した窒化合金は孔食電位が１，１３０ｍＶＳＣＥであった。未研磨の窒化後合金の孔食電位は、研磨した窒化後合金よりも低かった。このことは、表面の粗さと、孔食電位に影響する特性の観測結果と整合していた。
窒化合金は受動電流密度が２×１０−４であった。一方で、研磨した窒化合金は受動電流密度が４．６×１０−３であった。未研磨の窒化後合金の受動電流密度は、研磨した窒化後合金の場合よりも低かった。実験によって、研磨及び未研磨の窒化合金が両方とも、非窒化合金よりも耐腐食性が良好であることが明らかになった。
実施例５
硬度は、第１のステップの窒化処理に続く第２のステップの窒化処理によって更に改善することができる。一実施形態では、第２のステップの窒化処理は、第１の窒化ステップよりも低いガス圧力で行ってもよい。例えば、第１の窒化処理をＮ２ガスの圧力が２．３バールで行ってもよい。第２の窒化処理をＮ２ガスの圧力が１．８バールで行ってもよい。第２の窒化処理に対する温度は、第１の窒化処理の場合と同じであってもよい。
２ステップ窒化処理によって合金中のＮの量が改善し、窒化物形成が最小限となり、硬度が増加する。一例としては、２ステップ窒化処理によってＮを１．４重量％まで増加させることができる。合金中のＮの量は、いくつかある他の技術の中でも、機器ガス分析（ＩＧＡ）又はスパーク光学発光分光法によって測定することができる。
窒化による硬度の改善は合金組成物によって変化する。例えば、現在の合金に対して窒化実験を行った。現在のＦｅ系合金の硬度を測定した。
図６に示すのは、本開示の実施形態により現在のＦｅ系合金を窒化した後の著しい改善を実証する硬度データである。図６に示すように、現在のＦｅ系合金はバー６０４Ａで示すように硬度が約３６０Ｈｖであり、ベースライン６０２で示すベースライン又は参照合金（例えば、合金３１６の鍛造）の約２８０Ｈｖよりも高い。バー６０４Ｂで示すＴｈｅｒｍｏＣａｌｃモデリングによる予想硬度は約２９５Ｈｖであり、破線６０２で示すベースライン値を上回っている。
これに対し、３１６を窒化しても硬度は改善されない。図６に示すように、窒化後の３１６の硬度はバー６０６Ａが示す約２８０Ｈｖであり、バー６０２で示すベースライン（例えば、合金３１６鍛造）とほぼ同じに留まっている。バー６０６Ｂで示すＴｈｅｒｍｏＣａｌｃモデリングによる予想硬度は約２３０Ｈｖであり、破線６０２で示すベースライン値を下回っている。このように、窒化によって現在のＦｅ系合金に対する硬度が鍛造の場合と比べて驚くほど改善する。本Ｆｅ系合金は、２１重量％〜２５．５重量％の範囲のクロム（Ｃｒ）、０．５重量％〜２．０重量％の範囲の低ニッケル（Ｎｉ）含有量、及び０．５重量％以下のモリブデン（Ｍｏ）を含んでいる。Ｎｉ及びＭｏ含有量は、ステンレス鋼３１６といった市販のステンレス鋼合金よりもはるかに小さい。
高硬度は、現在のＦｅ系合金中に観察された高Ｎ値に対応付けられると思われる。現在のＦｅ系合金中のＮは、前述した２ステップ窒化処理後に１．４重量％と決定された。しかし、現在のＦｅ系合金中のＮは単一ステップの窒化処理後に１．０重量％と決定され、これは２ステップ窒化処理後のＮが１．４重量％であるよりも小さい。またＴｈｅｒｍｏＣａｌｃモデリングによって、現在のＦｅ系合金中のＮは１．０重量％と決定された。驚くべきことに、２ステップ窒化処理による現在のＦｅ系合金中のＮ含有量は、単一ステップ窒化処理の場合、又はＴｈｅｒｍｏＣａｌｃモデリングからの推定値よりも高い。
図７に示すのは、本開示の実施形態によるスクラッチがついた表面の光学写真である。図７に示すように、コンポーネントはステンレス鋼３１６の鍛造（「３１６鍛造」と言う）、ステンレス鋼３１６の窒化（「３１６窒化」と言う）、及び現在のＦｅ系合金から形成することができる領域７０２を有する。参照７０２Ａ、７０２Ｂ、及び７０２Ｃには、３１６鍛造、３１６窒化、及び本Ｆｅ系合金のそれぞれの拡大光学写真が示されている。７０２Ａで標示する鍛造後の合金３１６は、最も多いスクラッチを示している。７０２Ｂで標示する窒化後の合金３１６は、耐スクラッチ性の改善を示している。７０２Ｃで標示する現在の本Ｆｅ系合金は、最良の耐スクラッチ性を示している。
図８Ａに示すのは、本開示の実施形態による現在のＦｅ系合金に対する真応力と真歪み曲線である。図８Ａに示すように、曲線８０２はいくつかのサンプルに対して真応力は真歪みとともに増加することを示している。真応力は、印加負荷を引張試験中のその負荷における試料の実際の断面積（時間とともに変化する面積）で割ったものである。真歪みは、現在の長さＬを本来の長さＬ０で割った商の自然対数に等しい。これを以下の等式で示す。
Figure 0006850342
 サンプルＡ〜Ｅはわずかに異なる延性を有し、約０．４〜約０．５又は４０％〜約５０％で変化する。
現在のＦｅ系合金の降伏強度は約６４０ＭＰａであり、ベースライン合金（例えば３１６）の場合よりも著しく高い。また、現在のＦｅ系合金の延性は約０．４〜０．５であり、やはりベースライン合金よりも著しく高い。
図８Ｂに示すのは、本開示の実施形態による本Ｆｅ系合金に対する工学応力対工学歪み曲線である。図８Ｂに示すように、曲線８０６は、いくつかのサンプルに対して歪みに対する応力増加を示す。工学歪みは、引張試験におけるサンプルの本来の長さＬの単位当たりの長さの変化ΔＬとして表現される。工学応力は、印加負荷を材料の本来の断面積で割ったものである。
当業者であれば分かるように、とりわけ３０４ＳＳを含む他のＦｅ系合金も窒化によって硬化させることができる。２ステップ窒化処理に対する条件は合金とともに変化し得る。
本明細書に記載されるいずれの範囲も両端を含む。本明細書の全体を通して使用される用語「実質的に」及び「約」は、小規模な変動を記述及び説明するために使用される。例えば、それらの用語で±５％以下を指した場合は、±２％以下、±１％以下、±０．５％以下、±０．２％以下、±０．１％以下、±０．０５％以下などを指すことができる。
いくつかの実施形態を記載しているが、当業者であれば、各種変形例、代替的な構成、及び均等物が、本開示の趣旨から逸脱することなく用いられ得ると理解するであろう。更に、本発明を不必要に不明瞭とするのを避けるべく、幾つかの周知の処理及び要素を説明していない。したがって、上記の記載は本発明の範囲を限定すると捉えてはならない。当業者であれば、本明細書に開示される実施形態が限定的にではなく例示的に教示していると分かるであろう。したがって、上の記載に含まれる又は添付図面に示される構成要素は例示として解釈されるべきであり、且つ限定する意味ではないと解釈されるべきである。以下の特許請求の範囲は、本明細書で説明する全ての包括的かつ特定の機能、並びに、本発明の方法及びシステムの、文言の問題としてそこに含まれ得る範囲の全ての記述を網羅することを意図するものである。

Claims (5)

  1. 鉄ベース合金を製造する方法であって、
    ２１〜２５．５重量％のＣｒと、０．５〜２．０重量％のＮｉと、０．７重量％以下のＭｎと、０．６重量％以下のＳｉと、０．５重量％以下のＭｏとを含み、残部はＦｅ及び微量元素であり、微量元素はそれぞれ０．１重量％以下の量であり、前記微量元素は不可避不純物である鉄ベース合金をアニールして、０．１重量％以下のＮを有するＢＣＣ相であるアニールされた合金を形成することと、
    前記アニールされた合金を機械加工して機械加工合金を形成することと、
    前記機械加工合金を、第１のガス圧力で窒素ガスが充填された炉内で、第１の温度で第１の時間硬化して、第１の硬化した機械加工合金を形成することと、を含み、前記第１の硬化した機械加工合金の第１の表面部分は０．８重量％〜１．５重量％のＮを有するＦＣＣ相を含む、方法。
  2. 前記第１の硬化した機械加工合金を、第２のガス圧力で窒素ガスが充填された炉内で前記第１の温度で硬化して、第２の硬化した機械加工合金を形成することを更に含み、前記第２のガス圧力は前記第１のガス圧力よりも低く、前記第２の硬化した機械加工合金の第２の表面部分は０．８重量％〜１．５重量％のＮを有するＦＣＣ相を含み、かつ非磁性体である、請求項１に記載の方法。
  3. 前記第２の硬化した機械加工合金を共析温度に急冷して、第２の時間、急冷合金を前記共析温度で保持して、窒化クロム析出物を有するＢＣＣ相を有する前記急冷合金を形成することと、
    前記急冷合金を第２の温度で第３の時間再結晶化して、再溶解された窒化クロム析出物を有するＦＣＣ相を有する再結晶合金を形成することと、
    前記再結晶合金を周囲温度に急冷して硬化合金を形成することと、を更に含む、請求項２に記載の方法。
  4. 前記第１の表面部分は、合金表面から４ｍｍ以下の転移深さを有する、請求項１に記載の方法。
  5. 前記第２の表面部分は、合金表面から４ｍｍ以下の転移深さを有する、請求項２に記載の方法。
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