JPH07238350A - 高温用表面浸炭ステンレス鋼合金及びそれから作られる製品及びその製造方法 - Google Patents
高温用表面浸炭ステンレス鋼合金及びそれから作られる製品及びその製造方法Info
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- JPH07238350A JPH07238350A JP6318939A JP31893994A JPH07238350A JP H07238350 A JPH07238350 A JP H07238350A JP 6318939 A JP6318939 A JP 6318939A JP 31893994 A JP31893994 A JP 31893994A JP H07238350 A JPH07238350 A JP H07238350A
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 高温用の表面硬化可能な高温用表面浸炭ス
テンレス鋼合金であって、重量％で約０．１０〜０．２
５％のＣと、１．０％以下のＭｎと、１．０％以下のＳ
ｉと、１３．０〜１９．０％のＣｒと、３．０〜５．０
％のＭｏと、０．２５〜１．２５％のＶと、１．７５〜
５．２５％のＮｉと、５．０〜１４．０％のＣｏと、
０．０１〜０．１０％のＮｂと、０．０２％以下のＢ
と、残りのＦｅ及び不純物とからなる。 【効果】 本発明によって得られる表面硬化可能な合
金は優れた耐食性、破壊靭性、そして高温強度を兼ね備
え、従来の合金によって可能であった温度より高い温度
で使用されるカム、軸、ギア等の好適な材料を提供する
ことができる。
テンレス鋼合金であって、重量％で約０．１０〜０．２
５％のＣと、１．０％以下のＭｎと、１．０％以下のＳ
ｉと、１３．０〜１９．０％のＣｒと、３．０〜５．０
％のＭｏと、０．２５〜１．２５％のＶと、１．７５〜
５．２５％のＮｉと、５．０〜１４．０％のＣｏと、
０．０１〜０．１０％のＮｂと、０．０２％以下のＢ
と、残りのＦｅ及び不純物とからなる。 【効果】 本発明によって得られる表面硬化可能な合
金は優れた耐食性、破壊靭性、そして高温強度を兼ね備
え、従来の合金によって可能であった温度より高い温度
で使用されるカム、軸、ギア等の好適な材料を提供する
ことができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐食性マルテンサイト
系ステンレス鋼合金、詳しくは、高温の腐食雰囲気中で
使用されるカム、シャフト、ボルト、ギア等の浸炭部品
に適した高温用の表面硬化可能なステンレス鋼合金及び
それから作られる製品及びその製造方法に関する。
系ステンレス鋼合金、詳しくは、高温の腐食雰囲気中で
使用されるカム、シャフト、ボルト、ギア等の浸炭部品
に適した高温用の表面硬化可能なステンレス鋼合金及び
それから作られる製品及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ベアリングやギア等に使用される合金
は、金属同士の摩耗に耐える高い表面硬度が要求される
のみならず、例えばエンジンやトランスミッションのよ
うな用途に使用される場合には、コアの破壊靭性、延
性、衝撃靭性を維持する必要もある。現在使用されてい
る合金として、ＡＭＳ６２７８（Ｍ５０−ＮｉＬ）の
他、米国特許第２８７６１５２号、第４００４９５２
号、第４１５７２５８号、および第５００２７２９号に
開示されたものがある。
は、金属同士の摩耗に耐える高い表面硬度が要求される
のみならず、例えばエンジンやトランスミッションのよ
うな用途に使用される場合には、コアの破壊靭性、延
性、衝撃靭性を維持する必要もある。現在使用されてい
る合金として、ＡＭＳ６２７８（Ｍ５０−ＮｉＬ）の
他、米国特許第２８７６１５２号、第４００４９５２
号、第４１５７２５８号、および第５００２７２９号に
開示されたものがある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、これらの従来
の合金は上記のような要求される特性は満足するが、高
温条件における耐食性及び硬度に関して十分ではない。
今日、高温条件下で使用される部品のための合金に対す
る需要は増えつつあり、将来更に増加することが予想さ
れている。
の合金は上記のような要求される特性は満足するが、高
温条件における耐食性及び硬度に関して十分ではない。
今日、高温条件下で使用される部品のための合金に対す
る需要は増えつつあり、将来更に増加することが予想さ
れている。
【０００４】そこで、本発明の目的は、高温条件におけ
る優れた耐食性及び表面硬度を備え、しかもコア強度
（靭性）にも優れたステンレス鋼合金を提供することに
ある。
る優れた耐食性及び表面硬度を備え、しかもコア強度
（靭性）にも優れたステンレス鋼合金を提供することに
ある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明によるステンレス
鋼合金の特徴は、約０．１０〜０．２５％（重量パーセ
ント、以下同じ）の炭素（Ｃ）と、１．０％以下のマン
ガン（Ｍｎ）と、１．０％以下のシリコン（Ｓｉ）と、
１３．０〜１９．０％のクロム（Ｃｒ）と、３．０〜
５．０％のモリブデン（Ｍｏ）と、０．２５〜１．２５
％のバナジウム（Ｖ）と、１．７５〜５．２５％のニッ
ケル（Ｎｉ）と、５．０〜１４．０％のコバルト（Ｃ
ｏ）と、０．０１〜０．１０％のニオブ（Ｎｂ）と、
０．０２％以下のボロン（Ｂ）と、残りの鉄（Ｆｅ）及
び不純物とからなる点にある。
鋼合金の特徴は、約０．１０〜０．２５％（重量パーセ
ント、以下同じ）の炭素（Ｃ）と、１．０％以下のマン
ガン（Ｍｎ）と、１．０％以下のシリコン（Ｓｉ）と、
１３．０〜１９．０％のクロム（Ｃｒ）と、３．０〜
５．０％のモリブデン（Ｍｏ）と、０．２５〜１．２５
％のバナジウム（Ｖ）と、１．７５〜５．２５％のニッ
ケル（Ｎｉ）と、５．０〜１４．０％のコバルト（Ｃ
ｏ）と、０．０１〜０．１０％のニオブ（Ｎｂ）と、
０．０２％以下のボロン（Ｂ）と、残りの鉄（Ｆｅ）及
び不純物とからなる点にある。
【０００６】好ましくは、本発明による合金は約０．１
５〜０．２２％のＣと、０．３％以下のＭｎと、０．３
％以下のＳｉと、１４．０〜１６．０％のＣｒと、３．
５〜４．５％のＭｏと、０．４〜０．８％のＶと、３．
０〜４．２％のＮｉと、５．５〜６．５％のＣｏと、
０．０１〜０．０４％のＮｂと、０．００１％以下のＢ
と、残りのＦｅ及び不純物とからなる。
５〜０．２２％のＣと、０．３％以下のＭｎと、０．３
％以下のＳｉと、１４．０〜１６．０％のＣｒと、３．
５〜４．５％のＭｏと、０．４〜０．８％のＶと、３．
０〜４．２％のＮｉと、５．５〜６．５％のＣｏと、
０．０１〜０．０４％のＮｂと、０．００１％以下のＢ
と、残りのＦｅ及び不純物とからなる。
【０００７】本発明による合金のさらに好ましい組成
は、約０．１２〜０．１８％のＣと、０．２％以下のＭ
ｎと、０．２５％以下のＳｉと、１３．５０〜１５．５
０％のＣｒと、４．０〜５．０％のＭｏと、０．５５〜
０．６５％のＶと、１．７５〜２．２５％のＮｉと、１
２．０〜１４．０％のＣｏと、０．０１〜０．０４％の
Ｎｂと、０．００１％以下のＢと、残りのＦｅ及び不純
物とである。
は、約０．１２〜０．１８％のＣと、０．２％以下のＭ
ｎと、０．２５％以下のＳｉと、１３．５０〜１５．５
０％のＣｒと、４．０〜５．０％のＭｏと、０．５５〜
０．６５％のＶと、１．７５〜２．２５％のＮｉと、１
２．０〜１４．０％のＣｏと、０．０１〜０．０４％の
Ｎｂと、０．００１％以下のＢと、残りのＦｅ及び不純
物とである。
【０００８】ここでいう「不純物」は、合金の所望の特
性を低下させない自然に生ずる不純物や添加物を意味す
る。この点に関しておおよそ、０．０１５％以下のリン
（Ｐ）、０．０１５％以下の硫黄（Ｓ）、０．０５％以
下のアルミニウム（Ａｌ）、０．０１％以下の銅（Ｃ
ｕ）、そして０．０３％以下のチタン（Ｔｉ）を含有し
ていることが本発明において許容される。
性を低下させない自然に生ずる不純物や添加物を意味す
る。この点に関しておおよそ、０．０１５％以下のリン
（Ｐ）、０．０１５％以下の硫黄（Ｓ）、０．０５％以
下のアルミニウム（Ａｌ）、０．０１％以下の銅（Ｃ
ｕ）、そして０．０３％以下のチタン（Ｔｉ）を含有し
ていることが本発明において許容される。
【０００９】この合金から製造される製品の表面硬化特
性を改善するべく、フェライトの含有量は好ましくはゼ
ロ又は最小量に抑えられる。このフェライトフリー構造
を達成するために、合金組成物質は下式を満たすように
厳密にコントロールされる。
性を改善するべく、フェライトの含有量は好ましくはゼ
ロ又は最小量に抑えられる。このフェライトフリー構造
を達成するために、合金組成物質は下式を満たすように
厳密にコントロールされる。
【００１０】 Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋２Ｖ− （Ｎｉ＋０．５Ｃｏ＋０．５Ｍｎ＋２５Ｃ＋３０Ｎ）＜
２５
２５
【００１１】合金組成物は、好ましくは、真空誘導溶解
炉（ＶＩＭ）によって溶解され、次に真空アーク再溶解
炉（ＶＡＲ）によって更に精錬される。このように精錬
されたインゴットは、好ましくは応力を除去され、均質
化処理され、次に、熱間加工、冷却処理そして焼戻し処
理を施される。このようにして得られた製品は、均一な
オーステナイト構造を得るために、焼ならし処理及び焼
なまし処理を受ける。合金から製造される製品は、好ま
しくは浸炭処理の前に空気中で予め酸化処理を受ける。
製品は次に、好ましくは、溶体化処理によって硬化され
オーステナイト化された後、空気焼入れ処理、深冷処理
および暖気処理を施される。その後、製品は焼戻し処理
され、三つの連続処理のために０℃以下の温度で冷却さ
れることになる。
炉（ＶＩＭ）によって溶解され、次に真空アーク再溶解
炉（ＶＡＲ）によって更に精錬される。このように精錬
されたインゴットは、好ましくは応力を除去され、均質
化処理され、次に、熱間加工、冷却処理そして焼戻し処
理を施される。このようにして得られた製品は、均一な
オーステナイト構造を得るために、焼ならし処理及び焼
なまし処理を受ける。合金から製造される製品は、好ま
しくは浸炭処理の前に空気中で予め酸化処理を受ける。
製品は次に、好ましくは、溶体化処理によって硬化され
オーステナイト化された後、空気焼入れ処理、深冷処理
および暖気処理を施される。その後、製品は焼戻し処理
され、三つの連続処理のために０℃以下の温度で冷却さ
れることになる。
【００１２】
【発明の効果】得られた製品は、室温において６２ＨＲ
Ｃ以上、約８００゜Ｆ（４２７℃）の高温において約５
８ＨＲＣ以上の高い表面硬度を有し、しかも、この温度
範囲にわたってコアの優れた破壊靭性をも維持する。こ
の合金から製造された製品は耐食性にも優れている。以
上のように、本発明によって得られる表面硬化可能な合
金は優れた耐食性、破壊靭性、そして高温強度を兼ね備
え、従来の合金によって可能であった温度より高い温度
で使用されるカム、軸、ギア等の好適な材料を提供する
ことができる。
Ｃ以上、約８００゜Ｆ（４２７℃）の高温において約５
８ＨＲＣ以上の高い表面硬度を有し、しかも、この温度
範囲にわたってコアの優れた破壊靭性をも維持する。こ
の合金から製造された製品は耐食性にも優れている。以
上のように、本発明によって得られる表面硬化可能な合
金は優れた耐食性、破壊靭性、そして高温強度を兼ね備
え、従来の合金によって可能であった温度より高い温度
で使用されるカム、軸、ギア等の好適な材料を提供する
ことができる。
【００１３】
【実施例】本発明は、浸炭ステンレス鋼合金において、
オーステナイト構造を安定化すべくニッケルとコバルト
とを適切に組み合わせ、更に、炭素とある種の炭化物形
成元素、即ち、モリブデン、クロム、バナジウム、及び
ニオブを適切に組み合わせることによって優れた特性が
得られるという発見に基づくものである。現時点におい
て好ましい合金の組成（重量％）は、下の表１に示す通
りである。
オーステナイト構造を安定化すべくニッケルとコバルト
とを適切に組み合わせ、更に、炭素とある種の炭化物形
成元素、即ち、モリブデン、クロム、バナジウム、及び
ニオブを適切に組み合わせることによって優れた特性が
得られるという発見に基づくものである。現時点におい
て好ましい合金の組成（重量％）は、下の表１に示す通
りである。
【００１４】
【表１】元素 一般組成（％） 好適組成Ｉ（％） 好適組成ＩＩ（％） Ｃ 0.12〜0.25 0.15〜0.22 0.12〜0.18 Ｍｎ 1.0 以下 0.3 以下 0.2 以下 Ｓｉ 1.0 以下 0.3 以下 0.25以下 Ｃｒ 13.0 〜19.0 14.0 〜16.0 13.50〜15.50 Ｍｏ 3.0 〜5.0 3.5 〜4.5 4.0 〜5.0 Ｖ 0.25〜1.25 0.4 〜0.8 0.55〜0.65 Ｎｉ 1.75〜5.25 3.0 〜4.2 1.75〜2.25 Ｃｏ 5.0 〜14.0 5.5 〜6.5 12.0 〜14.0 Ｎｂ 0.01〜0.10 0.01〜0.04 0.01〜0.04 Ｂ 0.02以下 0.001 以下 0.001 以下
【００１５】炭素は、熱処理温度におけるオーステナイ
トの形成に寄与し、熱処理された条件において大きい硬
度を得るのに必要である。又、炭素は強度、耐熱性及び
耐摩耗性に必要な炭化物の形成に不可欠である。好まし
くは、炭素は合金中に０．１０％以上、より好ましくは
０．１２又は０．１５％以上の割合で含有される。炭素
含有率の上限は約０．２５％である。
トの形成に寄与し、熱処理された条件において大きい硬
度を得るのに必要である。又、炭素は強度、耐熱性及び
耐摩耗性に必要な炭化物の形成に不可欠である。好まし
くは、炭素は合金中に０．１０％以上、より好ましくは
０．１２又は０．１５％以上の割合で含有される。炭素
含有率の上限は約０．２５％である。
【００１６】クロムは、合金の耐食性に寄与し、やはり
合金中において炭化物として結合する。しかし、クロム
が多すぎると、オーステナイトとフェライトの残留を促
進する可能性があるので、その量は１３〜１９％の範囲
内にコントロールされる。
合金中において炭化物として結合する。しかし、クロム
が多すぎると、オーステナイトとフェライトの残留を促
進する可能性があるので、その量は１３〜１９％の範囲
内にコントロールされる。
【００１７】ニッケルは、オーステナイト構造を安定化
させ、望ましくないフェライトの形成を防止する作用が
ある。又、ニッケルは合金の破壊靭性を高める作用も有
する。しかし、ニッケルはＭｓ温度を下げ、これによっ
てマルテンサイト構造の形成が阻害される可能性もあ
る。
させ、望ましくないフェライトの形成を防止する作用が
ある。又、ニッケルは合金の破壊靭性を高める作用も有
する。しかし、ニッケルはＭｓ温度を下げ、これによっ
てマルテンサイト構造の形成が阻害される可能性もあ
る。
【００１８】コバルトもフェライトの形成を防止する強
力なオーステナイト安定化物質として作用する。ニッケ
ルとコバルトとを適当に組み合わせることによって、合
金において必須の炭化物を形成するのに必要な、クロ
ム、バナジウム、モリブデン等のフェライト形成元素が
存在できる。更に、コバルトは、Ｍｓ温度の低下を伴う
ことなく、デルタフェライトの形成を抑制する効果をも
有する。コバルトは、ニッケルとは異なり、Ｍｓ温度を
上昇させ、これによって表面硬化合金において有害な残
留オーステナイトが存在できなくなる。
力なオーステナイト安定化物質として作用する。ニッケ
ルとコバルトとを適当に組み合わせることによって、合
金において必須の炭化物を形成するのに必要な、クロ
ム、バナジウム、モリブデン等のフェライト形成元素が
存在できる。更に、コバルトは、Ｍｓ温度の低下を伴う
ことなく、デルタフェライトの形成を抑制する効果をも
有する。コバルトは、ニッケルとは異なり、Ｍｓ温度を
上昇させ、これによって表面硬化合金において有害な残
留オーステナイトが存在できなくなる。
【００１９】モリブデンはフェライト安定化物質である
が、これは合金の耐熱性及び耐焼戻し特性を改善するＡ
ｃ1を増加させる。これは表面硬化可能な合金にとって
重要である。モリブデンは、更に、不動態化域を広げ、
耐食性を高める作用をも有する。
が、これは合金の耐熱性及び耐焼戻し特性を改善するＡ
ｃ1を増加させる。これは表面硬化可能な合金にとって
重要である。モリブデンは、更に、不動態化域を広げ、
耐食性を高める作用をも有する。
【００２０】バナジウムはフェライト安定化物質であ
り、バナジウム炭化物を形成することによって耐摩耗性
及び高温硬度に優れる要因となる。バナジウムは合金の
フェライト形成能力を高めるが、塑性変形に耐え、高温
特性を高めることによって、強度及び靱性に必要な微細
結晶粒組織の形成に寄与する。好ましくは、バナジウム
含有量は１．２５％以下、より好ましくは、０．８％以
下にコントロールされる。過剰なバナジウムは炭素と結
合するからである。
り、バナジウム炭化物を形成することによって耐摩耗性
及び高温硬度に優れる要因となる。バナジウムは合金の
フェライト形成能力を高めるが、塑性変形に耐え、高温
特性を高めることによって、強度及び靱性に必要な微細
結晶粒組織の形成に寄与する。好ましくは、バナジウム
含有量は１．２５％以下、より好ましくは、０．８％以
下にコントロールされる。過剰なバナジウムは炭素と結
合するからである。
【００２１】ニオブは、本発明にとって重要である。ニ
オブは、細かく分散した炭化物の組成中において部分的
にバナジウムと入れ替わることがあり、更に、ニオブは
結晶粒界を固定する(pin)優れた要因として機能し、こ
れによって結晶粒の大きさが一層効果的にコントロール
され、耐衝撃強度が更に高められる。ニオブはクロムよ
りも炭素に対する親和性が強いので、ニオブは炭素と効
果的に結合し、これによってクロムは耐食性における機
能を自由に発揮できるようになる。前述の範囲の炭素含
有率を有する本発明の合金においては、ニオブの量は僅
か０．０２％程度で十分である。
オブは、細かく分散した炭化物の組成中において部分的
にバナジウムと入れ替わることがあり、更に、ニオブは
結晶粒界を固定する(pin)優れた要因として機能し、こ
れによって結晶粒の大きさが一層効果的にコントロール
され、耐衝撃強度が更に高められる。ニオブはクロムよ
りも炭素に対する親和性が強いので、ニオブは炭素と効
果的に結合し、これによってクロムは耐食性における機
能を自由に発揮できるようになる。前述の範囲の炭素含
有率を有する本発明の合金においては、ニオブの量は僅
か０．０２％程度で十分である。
【００２２】ボロンは、特に低炭素含有合金において、
硬度を増加させる。更に、ボロンは耐クリープ性と破断
強度とを改善し、限られた量だけ添加された場合には、
高温硬度のような他の高温特性をも大幅に改善する。
硬度を増加させる。更に、ボロンは耐クリープ性と破断
強度とを改善し、限られた量だけ添加された場合には、
高温硬度のような他の高温特性をも大幅に改善する。
【００２３】マンガンは、オーステナイト安定物質とし
て効果的であり、硫黄と結合することによって結晶粒界
への硫黄の拡散を防止すると共に、合金のＭｓ温度の低
下にも寄与することが知られている。マンガンの許容量
は１．０％であるが、マンガンはオーステナイトの残留
に寄与するので、マルテンサイト地が好ましい場合には
０．３０％以下に抑えることが好ましい。
て効果的であり、硫黄と結合することによって結晶粒界
への硫黄の拡散を防止すると共に、合金のＭｓ温度の低
下にも寄与することが知られている。マンガンの許容量
は１．０％であるが、マンガンはオーステナイトの残留
に寄与するので、マルテンサイト地が好ましい場合には
０．３０％以下に抑えることが好ましい。
【００２４】シリコンは強いフェライト形成物質であ
り、その量を最小限度に抑えることが最も好ましい。鋼
の焼戻し特性を改善するためのシリコンの許容量は１．
０％以下である。表面硬化可能な合金においてオーステ
ナイトとフェライトとのバランスが重要であるので、シ
リコンを０．１〜０．２５％の範囲内に維持することが
好ましい。
り、その量を最小限度に抑えることが最も好ましい。鋼
の焼戻し特性を改善するためのシリコンの許容量は１．
０％以下である。表面硬化可能な合金においてオーステ
ナイトとフェライトとのバランスが重要であるので、シ
リコンを０．１〜０．２５％の範囲内に維持することが
好ましい。
【００２５】この合金を製造するに当たって、オーステ
ナイト安定化物質であるニッケル及びコバルトによっ
て、フェライト形成物質であるモリブデン、バナジウ
ム、及びクロムが相殺されるようにバランスをとること
が必須である。下記の重量％で示すバランスのとれた合
金構成元素の組合せは、後の表面硬化に最適のフェライ
トフリー合金を提供するものである。 Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋２Ｖ− （Ｎｉ＋０．５Ｃｏ＋０．５Ｍｎ＋２５Ｃ＋３０Ｎ）＜
２５
ナイト安定化物質であるニッケル及びコバルトによっ
て、フェライト形成物質であるモリブデン、バナジウ
ム、及びクロムが相殺されるようにバランスをとること
が必須である。下記の重量％で示すバランスのとれた合
金構成元素の組合せは、後の表面硬化に最適のフェライ
トフリー合金を提供するものである。 Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋２Ｖ− （Ｎｉ＋０．５Ｃｏ＋０．５Ｍｎ＋２５Ｃ＋３０Ｎ）＜
２５
【００２６】残りの成分は主として鉄であるが、所望の
特性を劣化させない不純物と添加物質とが含まれる。例
えば、おおよそ、０．０１５％以下のリン、０．０１５
％以下の硫黄、０．０５％以下のアルミニウム、０．０
１％以下の銅、そして０．０３％以下のチタンを含有し
ていることが許容される。
特性を劣化させない不純物と添加物質とが含まれる。例
えば、おおよそ、０．０１５％以下のリン、０．０１５
％以下の硫黄、０．０５％以下のアルミニウム、０．０
１％以下の銅、そして０．０３％以下のチタンを含有し
ていることが許容される。
【００２７】例 １ 本発明に従って処方された２０００ポンド（2000 pound
heat 、約９０７ｋｇ）の鋼、つまり合金Ｉが溶解さ
れ、以下のように分析された。単位は重量％である。
heat 、約９０７ｋｇ）の鋼、つまり合金Ｉが溶解さ
れ、以下のように分析された。単位は重量％である。
【００２８】 炭素（Ｃ） ０．１５ シリコン（Ｓｉ） ０．２８ マンガン（Ｍｎ） ０．２２ クロム（Ｃｒ） １４．４５ モリブデン（Ｍｏ） ４．１９ バナジウム（Ｖ） ０．７８ ニッケル（Ｎｉ） ４．０７ コバルト（Ｃｏ） ５．８３ ニオブ（Ｎｂ） ０．０２
【００２９】残りは主として鉄であり、これに硫黄やリ
ン等の不純物が加わったものである。これらの不純物
は、硫黄が０．００２％、リンが０．００５％の最小限
度に維持された。
ン等の不純物が加わったものである。これらの不純物
は、硫黄が０．００２％、リンが０．００５％の最小限
度に維持された。
【００３０】この合金Ｉを、真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）
により溶解し、次に真空アーク再溶解炉（ＶＡＲ）によ
り１２インチ（約３０ｃｍ）のインゴットを作った。得
られたインゴットをさらに処理する前に応力の除去を行
った。熱間処理用の均一な構造を得るべくインゴットを
加熱によって均質化処理した後、２０５０゜Ｆ（１１２
１℃）の均熱温度(soaking temperature)から鍛造し
た。この熱間処理された材料を炉冷して焼戻しを行っ
た。得られた材料に、そのオーステナイト構造をより均
一にすると共に結晶粒サイズをより細かくすべく、焼な
まし処理の前に焼ならし処理を施した。又、この焼なら
し処理によって、効果的に炭化物が溶液中に戻され、そ
の結果、より均一に炭化物が分布し、この炭化物がその
後の硬化処理によって球状化し破壊靭性を改善する。
により溶解し、次に真空アーク再溶解炉（ＶＡＲ）によ
り１２インチ（約３０ｃｍ）のインゴットを作った。得
られたインゴットをさらに処理する前に応力の除去を行
った。熱間処理用の均一な構造を得るべくインゴットを
加熱によって均質化処理した後、２０５０゜Ｆ（１１２
１℃）の均熱温度(soaking temperature)から鍛造し
た。この熱間処理された材料を炉冷して焼戻しを行っ
た。得られた材料に、そのオーステナイト構造をより均
一にすると共に結晶粒サイズをより細かくすべく、焼な
まし処理の前に焼ならし処理を施した。又、この焼なら
し処理によって、効果的に炭化物が溶液中に戻され、そ
の結果、より均一に炭化物が分布し、この炭化物がその
後の硬化処理によって球状化し破壊靭性を改善する。
【００３１】本発明によって作られた棒材（複数）を、
表面の浸炭処理に備えるべく、１８００゜Ｆ（９８２
℃）の空気中にて２時間酸化させた。次に、これらの棒
材を、ガス浸炭処理によって表面硬化し、さらに１９２
５゜Ｆ（１０５２℃）でダブルオーステナイト化によっ
て硬化させた。熱処理の後、これらのサンプルを空冷
し、それから−１１０゜Ｆ（−４３℃）で深冷処理し、
さらに空気で暖めた。次に、９２５゜Ｆ（４９６℃）で
２時間焼戻し、−３２０゜Ｆ（−１６０℃）で深冷する
処理を三回続けて行った。焼戻し処理されたサンプルの
表面硬度は６４ＨＲＣで、これは平均的な高温硬度６０
ＨＲＣを得るのに十分な硬度である。
表面の浸炭処理に備えるべく、１８００゜Ｆ（９８２
℃）の空気中にて２時間酸化させた。次に、これらの棒
材を、ガス浸炭処理によって表面硬化し、さらに１９２
５゜Ｆ（１０５２℃）でダブルオーステナイト化によっ
て硬化させた。熱処理の後、これらのサンプルを空冷
し、それから−１１０゜Ｆ（−４３℃）で深冷処理し、
さらに空気で暖めた。次に、９２５゜Ｆ（４９６℃）で
２時間焼戻し、−３２０゜Ｆ（−１６０℃）で深冷する
処理を三回続けて行った。焼戻し処理されたサンプルの
表面硬度は６４ＨＲＣで、これは平均的な高温硬度６０
ＨＲＣを得るのに十分な硬度である。
【００３２】図１に本発明に係る硬度対テスト温度の実
験結果を示す。表面硬化され熱処理されたサンプルの表
面深さも光学顕微鏡評価およびマイクロ硬度評価によっ
て調べた。通常、ステンレス鋼合金において適当な炭化
物構造を得ることは困難である。というのは、クロム炭
化物が形成され、これらが結晶粒界において析出する傾
向があるからである。本発明によって好ましい構造が得
られる要因の一つはニオブ炭化物が形成されることにあ
る。図２（ａ）に表面硬化処理および熱処理された表面
のミクロ組織の一例を示す。これは、光学顕微鏡によっ
て４００倍に拡大した組織図（顕微鏡写真）であって、
表面のミクロ組織における炭化物の分布が示されてい
る。又、図３に平均表面深さを示す。
験結果を示す。表面硬化され熱処理されたサンプルの表
面深さも光学顕微鏡評価およびマイクロ硬度評価によっ
て調べた。通常、ステンレス鋼合金において適当な炭化
物構造を得ることは困難である。というのは、クロム炭
化物が形成され、これらが結晶粒界において析出する傾
向があるからである。本発明によって好ましい構造が得
られる要因の一つはニオブ炭化物が形成されることにあ
る。図２（ａ）に表面硬化処理および熱処理された表面
のミクロ組織の一例を示す。これは、光学顕微鏡によっ
て４００倍に拡大した組織図（顕微鏡写真）であって、
表面のミクロ組織における炭化物の分布が示されてい
る。又、図３に平均表面深さを示す。
【００３３】前記合金Ｉの耐食性についても調べ、耐食
性が必要とされる用途に使用される典型的なステンレス
鋼合金である４４０Ｃタイプとの比較テストを行った。
４４０Ｃタイプのステンレス鋼及び本発明による合金Ｉ
は高湿度テスト及びＡＳＴＭＡ３８０によるＣｕＳＯ4
テストにかけられた。その結果、本発明の合金Ｉは４４
０Ｃタイプと同程度の非常に優れた耐食性を有してるこ
とが判った。
性が必要とされる用途に使用される典型的なステンレス
鋼合金である４４０Ｃタイプとの比較テストを行った。
４４０Ｃタイプのステンレス鋼及び本発明による合金Ｉ
は高湿度テスト及びＡＳＴＭＡ３８０によるＣｕＳＯ4
テストにかけられた。その結果、本発明の合金Ｉは４４
０Ｃタイプと同程度の非常に優れた耐食性を有してるこ
とが判った。
【００３４】コア特性についても、焼なまし棒材を疑似
浸炭処理した材料によって調べた。疑似浸炭処理とは、
にせの浸炭処理であって、熱処理サイクルは同じである
が、表面浸炭を防止するために不活性環境下において行
うものである。ＡＳＴＭ Ｅ１３０４の破壊靭性テスト
用サンプルが焼なまし処理済み棒材からとられ、この際
サンプルは鍛造棒材の金属流れ方向の横断方向（Ｔ）に
とられた。次に、これらのサンプルを疑似浸炭処理し、
温度による強度の変化を示すために二通りの焼戻しサイ
クルを実行した以外は、上述したサイクルと同じ硬化サ
イクルで処理した。焼戻しの手順は両者共に前述したも
のと同じである。次に、これらのサンプルを機械加工
し、ＡＳＴＭ Ｅ１３０４の破壊靭性テストを行った。
本発明による合金の破壊靭性は、ＡＭＳ６２７８タイプ
と同程度であることが判った。これは表２に示されてお
り、非常に優れた強度であると考えられる。
浸炭処理した材料によって調べた。疑似浸炭処理とは、
にせの浸炭処理であって、熱処理サイクルは同じである
が、表面浸炭を防止するために不活性環境下において行
うものである。ＡＳＴＭ Ｅ１３０４の破壊靭性テスト
用サンプルが焼なまし処理済み棒材からとられ、この際
サンプルは鍛造棒材の金属流れ方向の横断方向（Ｔ）に
とられた。次に、これらのサンプルを疑似浸炭処理し、
温度による強度の変化を示すために二通りの焼戻しサイ
クルを実行した以外は、上述したサイクルと同じ硬化サ
イクルで処理した。焼戻しの手順は両者共に前述したも
のと同じである。次に、これらのサンプルを機械加工
し、ＡＳＴＭ Ｅ１３０４の破壊靭性テストを行った。
本発明による合金の破壊靭性は、ＡＭＳ６２７８タイプ
と同程度であることが判った。これは表２に示されてお
り、非常に優れた強度であると考えられる。
【００３５】合金Ｉの機械的特性については、後出の表
３に示すが、やはり非常に優れたものであると考えられ
る。
３に示すが、やはり非常に優れたものであると考えられ
る。
【００３６】例 ２ 本発明に従って処方された２０００ポンド（2000 pound
heat 、約９０７ｋｇ）の鋼、つまり合金ＩＩが溶解さ
れ、以下のように分析された。単位は重量％である。
heat 、約９０７ｋｇ）の鋼、つまり合金ＩＩが溶解さ
れ、以下のように分析された。単位は重量％である。
【００３７】 炭素（Ｃ） ０．１４ シリコン（Ｓｉ） ０．１８ マンガン（Ｍｎ） ０．１４ クロム（Ｃｒ） １３．６９ モリブデン（Ｍｏ） ４．７１ バナジウム（Ｖ） ０．６０ ニッケル（Ｎｉ） ２．００ コバルト（Ｃｏ） １２．７４ ニオブ（Ｎｂ） ０．０４
【００３８】残りは主として鉄であり、これに硫黄やリ
ン等の不純物が加わったものである。これらの不純物
は、硫黄が０．００２％、リンが０．００５％の最小限
度に維持された。
ン等の不純物が加わったものである。これらの不純物
は、硫黄が０．００２％、リンが０．００５％の最小限
度に維持された。
【００３９】この合金ＩＩを、真空誘導溶解炉（ＶＩ
Ｍ）により溶解し、次に真空アーク再溶解炉（ＶＡＲ）
により１２インチ（約３０ｃｍ）のインゴットを作っ
た。得られたインゴットをさらに処理する前に応力の除
去を行った。熱間加工用の均一な構造を得るべくインゴ
ットを加熱によって均質化処理した後、２０５０゜Ｆ
（１１２１℃）の均熱温度(soaking temperature)から
鍛造した。この熱間加工された材料を炉冷して焼戻しを
行った。得られた材料に、そのオーステナイト構造をよ
り均一にすべく、焼なまし処理の前に焼ならし処理を施
した。
Ｍ）により溶解し、次に真空アーク再溶解炉（ＶＡＲ）
により１２インチ（約３０ｃｍ）のインゴットを作っ
た。得られたインゴットをさらに処理する前に応力の除
去を行った。熱間加工用の均一な構造を得るべくインゴ
ットを加熱によって均質化処理した後、２０５０゜Ｆ
（１１２１℃）の均熱温度(soaking temperature)から
鍛造した。この熱間加工された材料を炉冷して焼戻しを
行った。得られた材料に、そのオーステナイト構造をよ
り均一にすべく、焼なまし処理の前に焼ならし処理を施
した。
【００４０】本発明による合金ＩＩから作られた棒材
を、表面の浸炭処理に備えるべく、１８００゜Ｆ（９８
２℃）の空気中にて２時間酸化させた。次に、これらの
サンプルを、１９２５゜Ｆ（１０５２℃）で溶体化処理
によって硬化した後、１９００゜Ｆ（１０３８℃）でオ
ーステナイト化させた。熱処理の後、これらのサンプル
を空冷し、−１１０゜Ｆ（−４３℃）で深冷処理し、そ
の後、空気で暖めた。次に、９２５゜Ｆ（４９６℃）で
２時間焼戻し、−３２０゜Ｆ（−１６０℃）で深冷する
処理を三回続けて行った。焼戻し処理されたサンプルの
表面硬度は６５ＨＲＣであり、前述の例１の合金Ｉより
僅かに改善されている。図１に本発明に係る硬度対テス
ト温度の実験結果を示す。表面硬化され熱処理されたサ
ンプルの表面深さも光学顕微鏡評価およびマイクロ硬度
評価によって調べた。表面硬化処理および熱処理された
表面のミクロ組織の一例が図２（ｂ）に示されている。
平均表面深さは図３に示されている。
を、表面の浸炭処理に備えるべく、１８００゜Ｆ（９８
２℃）の空気中にて２時間酸化させた。次に、これらの
サンプルを、１９２５゜Ｆ（１０５２℃）で溶体化処理
によって硬化した後、１９００゜Ｆ（１０３８℃）でオ
ーステナイト化させた。熱処理の後、これらのサンプル
を空冷し、−１１０゜Ｆ（−４３℃）で深冷処理し、そ
の後、空気で暖めた。次に、９２５゜Ｆ（４９６℃）で
２時間焼戻し、−３２０゜Ｆ（−１６０℃）で深冷する
処理を三回続けて行った。焼戻し処理されたサンプルの
表面硬度は６５ＨＲＣであり、前述の例１の合金Ｉより
僅かに改善されている。図１に本発明に係る硬度対テス
ト温度の実験結果を示す。表面硬化され熱処理されたサ
ンプルの表面深さも光学顕微鏡評価およびマイクロ硬度
評価によって調べた。表面硬化処理および熱処理された
表面のミクロ組織の一例が図２（ｂ）に示されている。
平均表面深さは図３に示されている。
【００４１】前記合金ＩＩの耐食性についても調べ、耐
食性が必要とされる用途に使用される典型的なステンレ
ス鋼合金である４４０Ｃタイプとの比較テストを行っ
た。各材料のサンプルを高湿度テスト及びＡＳＴＭ Ａ
３８０によるＣｕＳＯ4テストにかけた。その結果、本
発明の合金ＩＩは４４０Ｃタイプの合金と同程度の非常
に優れた耐食性を有することが判った。
食性が必要とされる用途に使用される典型的なステンレ
ス鋼合金である４４０Ｃタイプとの比較テストを行っ
た。各材料のサンプルを高湿度テスト及びＡＳＴＭ Ａ
３８０によるＣｕＳＯ4テストにかけた。その結果、本
発明の合金ＩＩは４４０Ｃタイプの合金と同程度の非常
に優れた耐食性を有することが判った。
【００４２】コア特性についても、合金ＩＩの焼なまし
棒材を疑似浸炭処理した材料によって調べた。ＡＳＴＭ
Ｅ１３０４の破壊靭性テスト用サンプルが焼なまし処
理済み棒材からとられ、この際いくつかのサンプルが鍛
造棒材の金属流れ方向の横断方向（Ｔ）にとられ、他の
いくつかのサンプルが上記金属流れ方向に沿う長手方向
（Ｌ）にとられた。粗機械加工したサンプルを次に、疑
似浸炭し、前述したものと同じ条件の硬化サイクルで処
理した。又、焼戻しの手順も、前述したものと同じであ
った。次に、これらのサンプルを機械加工し、ＡＳＴＭ
Ｅ１３０４の破壊靭性テストを行った。有効ＫIVjが
得られなかった場合には、最大負荷を利用して有効Ｋ
IVMを求めた。この合金の破壊靭性は、ＡＭＳ６２７８
タイプと同等であることが判った。これは表２に示され
ている。
棒材を疑似浸炭処理した材料によって調べた。ＡＳＴＭ
Ｅ１３０４の破壊靭性テスト用サンプルが焼なまし処
理済み棒材からとられ、この際いくつかのサンプルが鍛
造棒材の金属流れ方向の横断方向（Ｔ）にとられ、他の
いくつかのサンプルが上記金属流れ方向に沿う長手方向
（Ｌ）にとられた。粗機械加工したサンプルを次に、疑
似浸炭し、前述したものと同じ条件の硬化サイクルで処
理した。又、焼戻しの手順も、前述したものと同じであ
った。次に、これらのサンプルを機械加工し、ＡＳＴＭ
Ｅ１３０４の破壊靭性テストを行った。有効ＫIVjが
得られなかった場合には、最大負荷を利用して有効Ｋ
IVMを求めた。この合金の破壊靭性は、ＡＭＳ６２７８
タイプと同等であることが判った。これは表２に示され
ている。
【００４３】
【表２】焼戻し温度 サンプル テスト温度 ＫIVj ＫIVM ゜Ｆ（℃） 採取方向 ゜Ｆ（℃） ksi √in(MPa m1/2) 合金Ｉ 925(496) Ｔ 77(25) 76.03(83.55) 74.57(81.94) 975(528) Ｔ 77(25) 66.94(73.56) 65.43(71.90) 合金ＩＩ 925(496) Ｌ 77(25) 56.98(62.61) 58.94(64.77) 975(528) Ｌ 77(25) − 70.16(77.10) 975(528) Ｔ 77(25) − 74.46(81.82) 975(528) Ｔ 77(25) 83.54(91.80) 83.54(91.80)
【００４４】
【表３】 サンプル 焼戻し温度 降伏強度 破断強度 Ｒ．Ａ．伸び率 ヤング率 °Ｆ（℃） ksi(MPa) ksi(MPa) ％ ％ ×106ksi(GPa ) 合金Ｉ 925 179.7 235.3 55.7 18.5 29.23 (496) (1239.0) (1622.4) (201.5) 合金ＩＩ 925 193.7 255.2 56.2 18.5 30.16 (496) (1335.5) (1759.5) (207.9) 合金ＩＩＩ 975 194.4 267.0 54.6 16.0 30.65 (524) (1341.1) (1840.9) (211.3)
【００４５】上記表３は、同じ焼戻し温度において、合
金ＩＩのほうが合金Ｉよりも降伏強度と破断強度とが大
きいことを示している。合金Ｉと合金ＩＩは共に優れた
強度レベルを有していると考えられる。
金ＩＩのほうが合金Ｉよりも降伏強度と破断強度とが大
きいことを示している。合金Ｉと合金ＩＩは共に優れた
強度レベルを有していると考えられる。
【００４６】以上、本発明の具体的な実施例について説
明したが、本明細書による開示内容に種々の変更を加え
て実施することは当業者にとって容易であろう。従っ
て、これらの実施例は特許請求の範囲に記載した発明の
範囲を何ら限定するものではない。
明したが、本明細書による開示内容に種々の変更を加え
て実施することは当業者にとって容易であろう。従っ
て、これらの実施例は特許請求の範囲に記載した発明の
範囲を何ら限定するものではない。
【図１】本発明による合金と従来の合金との硬度対温度
特性を示すグラフ
特性を示すグラフ
【図２】本発明による合金Ｉ及び合金ＩＩの表面を光学
顕微鏡によって４００倍に拡大した組織図
顕微鏡によって４００倍に拡大した組織図
【図３】合金Ｉ及び合金ＩＩの硬度対表面深さを示すグ
ラフ
ラフ
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成６年１２月２２日
【手続補正１】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図２
【補正方法】変更
【補正内容】
【図２】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 コレン・エム・トマセロ アメリカ合衆国 ペンシルヴァニア 15683 スコットデール アール・ディ １ ボックス 740
Claims (13)
- 【請求項１】 高温用の表面硬化可能な耐食性合金であ
って、重量％で約０．１０〜０．２５％のＣと、１．０
％以下のＭｎと、１．０％以下のＳｉと、１３．０〜１
９．０％のＣｒと、３．０〜５．０％のＭｏと、０．２
５〜１．２５％のＶと、１．７５〜５．２５％のＮｉ
と、５．０〜１４．０％のＣｏと、０．０１〜０．１０
％のＮｂと、０．０２％以下のＢと、残りのＦｅ及び不
純物とからなる高温用表面浸炭ステンレス鋼合金。 - 【請求項２】 Ｃの含有率が０．２２％以下である請求
項１記載の合金。 - 【請求項３】 Ｂの含有量が０．００１％以下である請
求項１記載の合金。 - 【請求項４】 約０．１５〜０．２２％のＣと、０．３
％以下のＭｎと、０．３％以下のＳｉと、１４．０〜１
６．０％のＣｒと、３．５〜４．５％のＭｏと、０．４
〜０．８％のＶと、３．０〜４．２％のＮｉと、５．５
〜６．５％のＣｏと、０．０１〜０．０４％のＮｂと、
０．００１％以下のＢとを含んでいる請求項１記載の合
金。 - 【請求項５】 請求項４の合金からつくられ、表面硬化
及び熱処理を施された製品であって、４０ksi √in（４
４MPa m1/2）以上の破壊靭性を備え、フェライトをほと
んど含有しないコアを有し、室温での表面硬度が約６２
ＨＲＣ以上であり、且つ、７００゜Ｆ（３７１℃）での
高温硬度が約５８ＨＲＣ以上である製品。 - 【請求項６】 Ｃの含有量が０．１８％以下である請求
項１記載の合金。 - 【請求項７】 次式に従って、フェライト形成物質であ
るクロム、モリブデン、シリコン、バナジウム、及びニ
オブの量に釣り合う量のオーステナイト形成物質である
ニッケル、コバルト、マンガン、及び炭素を含有してい
る請求項１記載の合金。 Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋２Ｖ− （Ｎｉ＋０．５Ｃｏ＋０．５Ｍｎ＋２５Ｃ＋３０Ｎ）＜
２５ - 【請求項８】 約０．１２〜０．１８％のＣと、０．２
％以下のＭｎと、０．２５％のＳｉと、１３．５〜１
５．５％のＣｒと、４．０〜５．０％のＭｏと、０．５
５〜０．６５％のＶと、１．７５〜２．２５％のＮｉ
と、１２．０〜１４．０％のＣｏと、０．０１〜０．０
４％のＮｂと、０．００１％以下のＢとを含有している
請求項１記載の合金。 - 【請求項９】 請求項８の合金からつくられ、表面硬化
及び熱処理を施された製品であって、４０ksi √in（４
４MPa m1/2）以上の破壊靭性を備え、フェライトをほと
んど含有しないコアを有し、室温での表面硬度が約６４
ＨＲＣ以上であり、且つ、７００゜Ｆ（３７１℃）での
高温硬度が約６０ＨＲＣ以上である製品。 - 【請求項１０】 高温用の表面硬化可能な耐食性製品で
あって、重量％で約０．１０〜０．２５％のＣと、１．
０％以下のＭｎと、１．０％以下のＳｉと、１３．０〜
１９．０％のＣｒと、３．０〜５．０％のＭｏと、０．
２５〜１．２５％のＶと、１．７５〜５．２５％のＮｉ
と、５．０〜１４．０％のＣｏと、０．０１〜０．１０
％のＮｂと、０．０２％以下のＢと、残りのＦｅ及び不
純物とからなる製品。 - 【請求項１１】 ４０ksi √in（４４MPa m1/2）以上の
破壊靭性を備え、フェライトをほとんど含有しないコア
を有し、室温での表面硬度が約６２ＨＲＣ以上であり、
且つ、７００゜Ｆ（３７１℃）での高温硬度が約５８Ｈ
ＲＣ以上である請求項１０記載の製品。 - 【請求項１２】 高温用の表面硬化可能な耐食性製品を
製造する方法であって、 ａ）重量％で約０．１０〜０．２５％のＣと、１．０％
以下のＭｎと、１．０％以下のＳｉと、１３．０〜１
９．０％のＣｒと、３．０〜５．０％のＭｏと、０．２
５〜１．２５％のＶと、１．７５〜５．２５％のＮｉ
と、５．０〜１４．０％のＣｏと、０．０１〜０．１０
％のＮｂと、０．０２％以下のＢと、残りのＦｅ及び不
純物とからなる合金を作る工程と、 ｂ）その合金を真空誘導溶解する工程と、 ｃ）溶解した合金をさらに真空アーク再溶解してインゴ
ットを作る工程と、 ｄ）そのインゴットを加熱し熱間加工して製品を作る工
程と、 ｅ）その製品を熱処理して均一なオーステナイト構造と
細かい粒子サイズを得る工程と、 ｆ）その製品を表面硬化する工程と、 ｇ）表面硬化した製品を熱処理する工程と、 からなる製造方法。 - 【請求項１３】 前記工程ｇ）は、約１９２５゜Ｆ（１
０５２℃）におけるダブルオーステナイト化処理と、そ
の後の空冷処理と、その後の約−１１０゜Ｆ（−４３
℃）での急速冷凍処理と、その後の暖気処理と、その後
の約９２５゜Ｆ（４９６℃）における焼戻し処理と、そ
の後の約−１１０゜Ｆ（−４３℃）での急速冷凍処理
と、その後の暖気処理とを含んでいる請求項１２記載の
製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US174180 | 1993-12-23 | ||
| US08/174,180 US5424028A (en) | 1993-12-23 | 1993-12-23 | Case carburized stainless steel alloy for high temperature applications |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07238350A true JPH07238350A (ja) | 1995-09-12 |
| JP2719892B2 JP2719892B2 (ja) | 1998-02-25 |
Family
ID=22635156
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6318939A Expired - Lifetime JP2719892B2 (ja) | 1993-12-23 | 1994-12-22 | 高温用表面浸炭ステンレス鋼合金及びそれから作られる製品及びその製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5424028A (ja) |
| EP (1) | EP0664342B1 (ja) |
| JP (1) | JP2719892B2 (ja) |
| DE (1) | DE69405375T2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11117716A (ja) * | 1997-10-13 | 1999-04-27 | Hino Motors Ltd | エンジン用カム |
| CN100392120C (zh) * | 2005-07-29 | 2008-06-04 | 上海汽轮机有限公司 | 亚临界汽轮机螺栓钢细晶粒处理工艺方法 |
| CN101899556A (zh) * | 2010-08-11 | 2010-12-01 | 内蒙古北方重工业集团有限公司 | 高温承压用铁素体耐热钢细化粗大晶粒的热处理方法 |
| KR101273222B1 (ko) * | 2011-04-15 | 2013-06-14 | 한국기계연구원 | 침탄처리된 니켈기 합금 판재 |
| CN106465541A (zh) * | 2014-12-01 | 2017-02-22 | 株式会社村田制作所 | 电子设备、电气元件以及电气元件用托盘 |
Families Citing this family (33)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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