JPS62991B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は応力腐食割れおよび水素脆化の両者
もしくはいずれか一方をうける環境中で使用され
る高強度オーステナイト系非磁性合金に関する。
このような合金は一般的な用途に使用できるが、
しかし大型発電機（代表的には1250メガワツト発
電機）の部品に使用するのに他に例を見ないほど
適当であり、特にこのような発電機の端部巻線保
持環およびバフル環に適当である。この発明の理
解を容易にするために上記合金の用途に関するこ
の発明の特定の具体的な問題、すなわち大型発電
機の保持環およびバフル環に限定して述べるが、
この明細書における上記合金のこの取扱いはこの
発明の範囲を如何ようにも限定することを意図す
るものではない。この発明の目的は冷間加工中の
高率の加工硬化性、および応力腐食割れに対する
高抵抗性および水素脆化に対する高抵抗性を持つ
ことを特徴とする一般的な用途をもつがしかし特
に発電機の上述の部品用に特に好適であるオース
テナイト系非磁性加工用合金を提供するにある。 大型発電機の回転子は本体が直流界磁巻線の銅
導体を保持する多数の縦方向のスロツトを含む１
個の大型の鍜造部材からなる。導体は各スロツト
の頂部近くの溝中に固定された非磁性金属の楔に
よつてスロツト中に保持される。回転子本体の端
部では導体がスロツトから突き出て巻線の周縁方
向の弧状の部分を互に結合して、該鍜造部材の非
スロツト磁極性のまわりに巻かれた連続した直列
のコイルを形成する。鍜造部材の端から突き出た
各巻線の部分は端部屈曲部と呼ばれ、普通の運転
速度（代表的には3600rpm）を20％までの上回わ
る速度またはそれ以上の速度で前記屈曲部にかか
る遠心力に抗して保持されなければならない。こ
の保持作用は上述の保持環によつて行われる。保
持環は固定子と共に回転し、該環にかかる銅導体
の端部屈曲部からの負荷のほかに、該環は環の密
度およびその平均半径に比例する付加的なたが応
力をも更にうける。事実、鋼合金の場合には環の
応力の約68％は環体それ自体によつて惹起され
る。 回転子構造の本質的特長は環の一端で回転子本
体上の付属部品に環が焼ばめされていることであ
る。この付属部品上における締め代は20％オーバ
ースピード（２極発電機の場合に定格3600RPM
に対して4320RPM）でもゆるみが生じないのに
充分なことである。巻線と環との間には300〜700
直流ボルトに対して充分な絶縁が確保されなけれ
ばならない。 何十年にも亘つて、タービン発電機の定格の増
大に対して断えない要求がなされてきた。この要
求は回転子の長さを過度に長いものとしないで定
格を上げるためには回転子の直径における対応す
る増大を必要とした。回転子の直径を増大させれ
ば全回転部材により大きい応力を要求し、より大
きい強度の材料を必要とする。回転子の最高の応
力をうける部材は保持環である。 保持環の製造の際における加工工程は、電気炉
溶融、時には清澄なインゴツトをうるため、およ
び偏析を最小となすためエレクトロスラグ再溶融
処理、熱間鍜造、熱間穿孔、熱間押拡げ、溶体化
処理、急冷、冷間押拡げおよび応力除去焼鈍の工
程を含む。高降伏強さの環は楔を使う機械的手
段、水圧により、または爆発成形法により達成さ
れる冷間押拡げにより得られる。時折これらの技
法の併用も行われる。爆発成形法の場合には応力
腐食割れに対する感受性が増大するのを避けるた
めに衝撃波の負荷を最小となすべきである形跡が
ある。 保持環材料の所望の特性の若干は簡潔に言つて
下記の通りである：高応力下での塑性変形を避け
るために高降伏強さをもつこと、低密度であるこ
と、過度の旋圧中にたわみを最小となすための高
弾性係数をもつこと、および焼嵌めに要する温度
を最低とする（電気絶縁材に対する熱損害を避け
る）ために高熱膨張係数をもつことである。 他の所望要件は非磁性であることである。回転
子上に磁性保持環を使用すると、端部磁束の漏洩
がより大きくなり、それに伴つて固定子コイルの
端部を余計に加熱することになり、心部の端部領
域における鉄損を生ずる。この磁束漏洩を補償す
るために付加的な励起が必要となり、全体の発電
機の効率が低下する。 保持環を疲労応力にさらすことに関する最も悲
観的仮定はタービン発電機が始動され、１日に１
度ずつ止め、その寿命中に１月に一度ずつ10％オ
ーバスピードで運転することである。こうして30
〜40年の寿命は最高約14500回の応力サイクルに
対応する。こうして保持環の場合にはサイクル疲
労が少ないことが要求される。 バフル環は冷却用ガスの流れを運ぶために回転
子本体の長さに沿つて数個所の位置で回転子本体
上に焼嵌めされた約2.54cm平方（２インチ平方）
の環状部材である。バフル環は保持環と同じ合金
から同じ操作によつて造られ、実質上同じ性質が
要求される。 水素冷却された発電機中で使用されている保持
環およびバフル環は約1.0〜6.0Kg／cm²ゲージ圧
（15〜85psig）の乾燥水素ガス圧力に曝気され、
これらの用途用の合金は静的負荷水素により助勢
される割れの伝播（水素脆化）に抵抗性でなけれ
ばならない。応力腐食割れに対する高抵抗性を必
要とする場合は発電機の環境がこれらの材料を通
常応力腐食条件にさらすことはないから、水素脆
化に対する抵抗性と同じ程度には明らかではな
い。しかし外国で製造した水冷発電機での水もれ
は先行技術の教示による組成をもつ保持環の応力
腐食破壊を最近生じた。 その上、これらの環を製作する工程中に、また
は貯蔵または輸送中に湿気を含んだ工業的雰囲気
や海からの空気を含む雰囲気、塩分の噴霧、溶接
フラツクスのフユーム、消火性粉末、液滴または
液漏れおよび雪や雨のような潜在的に腐食性の環
境に偶発的にさらされる数多くの機会がある。冷
間成形法から生ずる残留応力はこれらの条件にさ
らされた若干の初期の保持環の応力腐食割れを生
じさせるのに充分であつた。（資料２）。環が回転
子上に焼嵌めされた後では、または発電機が運転
中には遠心力から、より大きな応力さえ存在す
る。応力腐食割れに帰因することができる。発電
機運転中の保持環破損の数種の場合がある（資料
３および資料４）。 発電機中で使用される材料の好適性を評価する
ために最も多くとられる調査方法は破面靭性試料
の環境試験による方法である。好適には平面応力
負荷状態を与えるのに充分な大きさの、予め割れ
を入れたWOL（楔−開口−負荷）疲労試料また
はCT（コンパクト・テンシヨン）試料が塩水H₂
またはH₂Sのような種々の環境中でＫ_ISCC、Ｋ_IH
２またはＫ_IH2Sを決定するための応力強度の函数
としての静的割れ生長速度（da／dt）について、
および△Ｋの函数として疲労割れ生長速度
（da／dN）について試験した。上記説明におい
て、ａは割れの長さ、Ｎは疲労操作のサイクル
数、△Ｋは試料を疲労させるのに使用した応力強
さの範囲、da／dNは疲労操作のサイクル当りの
割れの長さの変化量、da／dtは単位時間当りの割
れの長さの変化量である。 Ｋ_ISCCは閾応力強度、ksi√で、これより低
い応力の強さでは塩水、水素ガスまたは硫化水素
ガスのような腐食性環境中の平面応力下で鋭利な
割れは生長しない。Ｋ_ISCCは環境の組成、および
温度、圧力および露出時間に依存する。Ｋ_IH2
（見かけ値）は（第４図に示す装置を使つて行わ
れる）負荷増大試験で9.0Kg／分（20ポンド／
分）の負荷速度で室温〔21℃（70〓）〕で5.6Kg／
cm²ゲージ圧（80psig）の水素ガス中で割れの伝播
のための応力強さを表わす。 Ｋ_IH2SはH₂Sに対するＫ_IH2と同様な条件での応
力の強さを表わす。 平面応力破面靭性であるＫ_ICは鋭利な割れの存
在において、割れの前部近くの応力の状態が３倍
の引張り（tritensile）平面応力に近ずき、割れ
の先端の可塑領域は割れの寸法および引張り拘束
力の方向における試料の寸法と比較して小さいよ
うな苛酷な引張り拘束力の下で中性雰囲気中での
破壊に対する材料の抵抗を測定するものである。
Ｋ_ICの計算はASTM標準規格E399−72に規定さ
れた操作に基ずいて行われる。 先行技術では多くのCr−Mn−Ni−Ｃ−Ｎ−Ｘ
鋼（ＸはMo、Ｗ、Ｖ、Cb等のような１種または
それ以上の付加的な合金元素である）がある。こ
れらの鋼のあるものはこの発明による合金中に存
在する元素と同じ元素を含んでいるが、これらは
この発明の合金から１つまたはそれ以上の基本的
な状態で合金元素の量および割合が異る。下記の
第１表に大型高出力発電機の保持環およびバフル
環に使用されるか、また使用されるよう提唱され
た数種の合金をも含めた多数のこれらの合金の組
成を示す。しかし第１表に示した大部分の合金は
大型発電機の保持環およびバフル環には使用され
ず、または使用しようと意図されないが、しかし
析出時の状態での溶接材料または溶体化処理状態
での高温度合金のような全く上記環とは無関係な
目的に実際は使用されている。このような合金は
通常冷間加工されない。この表の左から第３番目
の欄の数は文献の参照No.である。

【表】

【表】

【表】

【表】 保持環およびバフル環に使用するための先術技
術による好適な合金は第１表に示すように重量％
で表わしてマンガン18％、クロム５％、炭素0.5
％および鉄に加えて少量の他の金属である。第１
表に示すように、10重量％より多いクロムおよび
認めうる量またはかなりの量のマンガンをも含有
する多くの合金がある。 18Mn−5Cr−0.5C合金は大きくなつた回転子
の寸法の要求に合致するための試みにおいて降伏
強度を絶えず増大するために冷間圧延された。環
境因子を考える時に、この合金の強度限度に既に
達している。回転子の直径が更に増大すると先行
技術の合金によつて得られる強度より大きい強度
およびこれらの高強度レベルでの使用環境におけ
る劣化に対して改善された抵抗性をもつ保持環材
料を使用することが要求される。 改善された合金に対するこの要求はこれまで行
われたこの分野での経験および研究によつて実証
されている。例えばエム・オー・スパイデル
（M.O.Speidel）は最近爆発成形した18Mn−5Cr
−0.5C保持環の諸性質の評価に破面力学的試み
を使用した。174Ksiの降伏強度で且つ空気中
133ksi√のすぐれた破面靭性（fracture
toughvess）をもつ上記材料の種々の水溶液中に
おける割れの伝播に対する閾応力強さは僅かに
6.4ksi√であつた。これは最良の超音波検査技
術によつて検出できる限界より小さい限界寸法の
きずに相当する。 現在の18Mn−5Cr−0.5C合金の他の制限はこ
の合金は容易に感受性化されるが、これは応力腐
食割れ抵抗性に不利な効果を呈する。例えばコー
ル（Kohl）（参照No.６）は迅速な炭化物析出の温
度範囲での不注意な、或は故意の時効から生ずる
感受性化は応力腐食割れに対する感受性を増大す
ることを示した。保持環は厚い断面積の嵩張る鍜
造品でかつ低熱伝導性であるから、はげしいかき
まぜまたは噴霧を行いながら大量の急冷液を使う
ような最良の急冷処理を行うことに特に注意しな
いかぎり、溶体化温度から約760〜538℃（1400〜
1000〓）の厳密な注意を要する温定範囲を経ての
冷却中に特に環の肉厚中央部に炭化物の析出が生
ずるであろう。 最も好ましい条件下で先行技術の合金の14.5cm
（5.7インチ）厚の環の肉厚中央部の位置の冷却速
度は1.4℃／秒（2.2〓／秒）であると測定されて
いる。保持環の中央におけるこの冷却速度は表面
における冷却速度と同様に重要である。何となれ
ば、単純な中空筒状に押拡げた後で、その端部を
形状に切削するときに環の内部は環境に露出され
るからである。上記端部から急冷操作中に熱の抽
出が行われるから、冷却の際に僅かな利点はある
が、しかしその効果は端部から8.9cm（３−１／２イン チ）より多くは及ばない。その上材料は機械的品
質試験のために環の端部からしばしば除かれるか
ら、このことは有効な急冷距離を増大させる。 従つてこの発明の目的は先行技術の難点および
欠点を克服して、一般的な用途に使用でき、特に
絶えず増大する定格の大型発電機の保持環および
バフル環用に特に適した合金を提供するにある。
この発明の他の目的はこれらの合金からなる保持
環およびバフル環を備えた発電機を提供するにあ
る。この発明の更に他の目的はこれらの合金の強
度を増大させる方法を提供するにある。 この発明の他の目的は時効により硬度と降伏強
さとを増大でき、しかも応力腐食割れおよび水素
脆化に対して良好な抵抗性を保持する、冷間加工
したオーステナイト系非磁性合金を提供するにあ
る。 この発明の更に他の目的は約10〜15cm（約４〜
６インチ）までの厚い断面部を溶体化処理および
急冷処理でき、次いで冷間加工して高降伏強度レ
ベルのものとなし、しかもなお実質上非磁性体
で、切削加工によつて露出された肉厚部の内部が
次いで加工中、または貯蔵中または使用中に好ま
しくない環境に曝露されても応力腐食割れおよび
水素脆性に対する抵抗性を保持するオーステナイ
ト系合金を提供するにある。 この発明の目的は第１表の先行技術の合金より
応力腐食割れおよび水素脆化に実質上感受性が低
い合金を提供するにある。 また、この発明は応力腐食割れおよび水素脆化
に抵抗性である、特に大型発電機部品用の、約
170〜210Ksiの降伏強さをもつ、マンガン−クロ
ム−炭素鋼合金を提供するにある。 この発明による鉄合金の基本組成は重量％で表
わして本質的に下記の組成の成分からなる： マンガン 17〜23％、 クロム ６％を越え９％以下、 炭素及び窒素から選ばれた少なくとも１種の元
素 0.35〜0.8％ 鉄 残余、 但しマンガンとクロムとの合計は24％を越える
量であるが、31.5％より少い量である。 本発明による鉄合金は前記基本組成の鉄合金に
ケイ素、ニツケル、モリブデン、バナジウムおよ
びコロンビウムを含有する鉄合金をも包含する。
すなわち、前記基本組成鉄合金に、ケイ素1.5％
以下、ニツケルを0.2〜2.75％添加した鉄合金、
ケイ素を1.5％以下、モリブデンを0.6〜3.5％添加
した鉄合金、ケイ素を1.5％以下、ニツケル0.2〜
2.75％およびモリブデンを0.6〜3.5％添加した鉄
合金、ケイ素を1.5％以下、ニツケルを0.2〜2.75
％およびコロンビウムを0.05〜0.45％添加した鉄
合金、ケイ素を1.5％以下、ニツケル0.2〜2.75
％、モリブデンを0.6〜3.5％およびコロンビウム
を0.05〜0.45％添加した鉄合金を包含する。 応力腐食割れを抑制するためにこの発明の合金
におけるクロム含量は重要であることがこの発明
に到達する過程で見出された。クロム含量が６重
量％より僅かに多い（例えば6.25％または6.5％
である）と冷間加工マンガン−クロム−炭素オー
ステナイト系鋼合金に応力腐食割れの抵抗性が目
ざましい、予期されなかつた増大が得られる。こ
の増大は精々６％のクロムを含有する先行技術の
合金からこの発明の合金を明瞭に区別することが
できるものである。 第１表はこの発明による６％を越え９％以下の
Cr含量の範囲と一部重複するが、他の必須要件
の面では異る７種の合金を示す。例えばライトナ
ー（Leitner）の合金（参照No.18）は一部３〜27
％NiおよびＣ＜0.3％を含有する融接法製品に限
られる。この高Niおよび低炭素は許容できない
低冷間加工硬化率度を生じ、高強度保持環または
他の類似の製品を造ることはできない。シハール
（Cihal）およびポボリル（Poboril）（参照No.19）
は高温度で使用する合金を記述しているが、この
合金における0.13％のＣと0.04％のＮとは上述し
たのと同じ理由で全く低すぎるものである。クラ
ーク（Clark）の合金（第１表参照No.20）は合金
添加物として0.15〜0.35％のＰを含有している
が、この発明による合金ではＰは＜0.08％に限定
された１種の不純物である。またクラークの合金
における４〜10％のNiの存在は加工硬化率を過
度に低いレベルに低下させる。ダイラカチユ
（Dyrakacj）の合金（参照No.21）は８〜15％の
Mnを含有しているのにすぎない。低Mnであるこ
とは不完全焼入れされ、次いで冷間加工された合
金の応力腐食抵抗性を損ずるから、最低17％の
Mnが必要である。ヘーゲル（Heger）（参照No.
62）の合金のCrおよびNiのレベルは極度に範囲
が広く、Mnはオーステナイト構造を生じさせる
ためにだけ調整されている。プラウズ
（Prause）の合金（参照No.63）のMnはこの発明
の合金による23％の上限を越えるものであり、
（Ｃ＋Ｎ）は十分な加工硬化性を与えるのに少な
すぎる。 小程度の水急冷、および冷間加工した試料の応
力腐食割れ抵抗は例えば18Mn、0.4Siおよび0.5C
の合金においては10〜15Cr含量で良好であるけ
れども、これらの合金は大型鍜造品の急冷操作中
に遭遇するような、冷却速度がより低い時に困難
に遭遇することが見出された。Mn含量は18％よ
り高い濃度に上げなければならず、Cr含量は９
％以下に低下させなければならない。９％を越え
るCr含量の他の欠点は冷間加工した合金の引張
延性および衝撃強さが損われることである。合金
のコストも高くなり、偏析もより大きな問題とな
ろう。この発明の合金のCr含量は６％より多く
（＞６％）および９％以下に限定される。 この発明を一層明瞭に理解するために添付図面
についてその便宜な実施例を例示する。 第１図は大型発電機の回転子３３の端部３１の
図である。回転子３３は単一の大型鍜造材であ
り、界磁巻線の端部屈曲部を構成しかつスロツト
（図示せず）から突出して界磁巻線の周縁弧状の
部分をつなぎ合わせる導体３５を含む。導体３５
は互に隔離され、絶縁スペーサー３７および３８
によつて保持環３９との接触から隔離される。導
体３５は回転子３３の本体の付属部材４１上に焼
嵌めされている保持環３９によつて導体３５に作
用する遠心力にさからつて保持される。保持環３
９は高強度のもので、この目的のための冷間加工
したものでなければならない。保持環３９はまた
非磁性体で応力腐食割れおよび水素脆化に対して
高抵抗性でなければならない。この発明の実施に
おいてはこの保持環３９はこの発明による合金で
構成される。 この発明に到達するには合金は第２図に示すよ
うなＵ−ベンド試料４３を使用して試験した。 応力腐食割れに及ぼす合金組成の効果を選別す
るために種々の合金のＵ−ベンド試料を代表的に
は下記のようにして造つた：評価しようとする各
合金押圧した仕込原料50gずつをボタン状炉
（botlon furnace）中でアルゴン中で水冷銅鋳型
中に電弧溶融し、次いでアルゴン中で浮遊溶融
し、代表的には6.4mm×25.4mm×31.8mm（１／４″×1″
× １１／４″のスラブに銅の鋳型の中で鋳造した。これら の小超型インゴツトをホモジナイジし、熱間圧延
し、1038℃（1900〓）で１時間溶体化処理した。 溶体化処理した後の超小型インゴツトすなわち
帯状物を816〜538℃（1500〜1000〓）の炭化物析
出範囲を経て水急冷するかまたは0.2℃（0.3
〓）／秒の速度で急冷した。この遅い冷却速度は
種々の合金の応力腐食割れについての感受性の効
果を決定するための評価およびもし保持環が不十
分な急冷操作を受けた時にはどのような結果が生
ずるかを示すための評価を行うためのものであ
る。 最後に超小型の帯状物を冷間圧延により断面の
30％圧下を行つて高硬度の冷間圧延した帯状物と
なした。表面を研磨後得られた1.8mm×12.7mm×
95.3mm（0.070″×１／２″×３３／４″）の帯状物を
治具中で 2.54mm（１インチ）直径の心金のまわりに曲げて
Ｕ−ベンド４５を造つた。得られたＵ−ベンド４
５は強力なバネをなし、Ｕ−ベンド４５の両端部
はボルト４７によりはね戻らないように保持され
た。外部繊維応力すなわち縁応力は降伏強さを上
まわるものである。ボルトをＵ−ベンド試料４３
から電気絶縁し、電気化学的腐食作用をなくし
た。 充分の応力の下で、且つ充分な時間の経過後
に、Ｕ−ベンド４５には割れ４９が発生し、この
割れはＵ−ベンドの頂点を横切つて延び、厚さの
約90％の深さ５１にまで侵入する。ある場合には
割れ４９はＵ−ベンド４５がその腕部のバネ張力
により２つに折れるほど深く徐々に生長すること
もある。他の場合には小さな割れが生じた後で最
後には破損するに至る場合もある。使用中の部材
において回避しなければならないのはこの後者の
場合である。 感受性の合金のＵ−ベンドの割れは室温で蒸留
水中でさえ生ずる。しかしその速度は例えばフツ
化物、塩化物、ヨウ化物、臭化物、硝酸塩または
重炭酸塩添加物を含有する溶液中で促進される。
まず最初の選別（スクリーニング）のために蒸留
水中0.17％KHCO₃中で試験した。500時間で破損
しない試料を3.5％NaCl溶液中に移した。破損時
間を第５図〜第２２図のグラフに示し、Ｕ−ベン
ド試料に割れが発生し始めてＵ−ベンド試料の巾
全体にまで伝播し、厚さの90％を越えるのに要す
る全体の時間（破損時間）を第２表、第５表およ
び第６表に示した。この応力腐食試験に使用した
応力および電解質量は保持環が通常使用中にさら
される条件より苛酷なものである。従つて破損時
間は実際の使用寿命に対応するものではないが、
しかし種々の合金の相対的長所を判断するために
使用したのにすぎない。 第３図は応力腐食感受性試験に対する楔開口負
荷（WOL）試料６１の前負荷処理を示すもので
ある。試料６１は開口６２を備える。円筒の弓形
の形状のブロツク６４が開口６２の下方境界部に
おかれる。このブロツク６４は平らな表面６６を
備える。溝孔６３は疲労破壊負荷によりその内側
端部に低応力強さの範囲（△Ｋ）で予め負荷をか
けて、鋭い割れ６５を生じさせてある。試料６１
は平坦な端部をもつボルト６７により所定の応力
強さのレベル（Ki）に前以つて負荷をかけられ
る。ボルト６７は試料６１の上あご部６８中にネ
ジ込まれ、その平坦下端部は表面６６に突合わせ
接触状態にある。試料６１の上あご部６８および
下あご部６９はこうして所望の程度に離れさせる
ように引張られている。クリープ計７１がKiの
尺度である変位量を測定する。 第４図に示す装置は緩慢負荷速度Ｋ_ISCC試験を
行うのに使用する装置を使用する。この装置はＯ
−リングシール８３によつて壁部８２と頂部９７
および壁部８２と底部９１との接合部を真空に耐
えるように封止された室８１を備える。室８１は
腐食または脆化を生ずるためのガスの導入口８４
を備え、かつガス圧力を計るための圧力計８５を
備える。第３図に示した試料６１と大体同様な前
もつて割れ１１１を生じさせた試料９０は底部９
１中のＯ−リングシール８９を通つて延びる棒８
８上の上向き角型カツコ状物上に設置される。Ｏ
−リングシール９５を経て室８１に入る、ネジ山
を付した棒９３は試料９０の頂部中にネジ込まれ
る。試料９０の両あご部の変位を測定するための
クリープ計（clip gauge）９９があり、このクリ
ツプ計９９は出力端子１０１に接続される。試料
９０は棒８８と９３との間に引張応力をかけるこ
とによつて負荷をかけられる。 溶体化温度からの冷却速度の応力腐食割れに及
ぼす影響を例証するために、バフル環に使用した
先行技術の18Mn−5Cr−0.5C鋼の２つの工業的
ヒートすなわち合金ＡおよびＢから圧延した帯状
物を1038℃（1900〓）で１時間溶体化処理し、６
種の異つた速度で冷却した。冷間圧延して29％の
絞りを行つた後で、厚さ3.3mm（１／８インチ）の第２ 図に示すような応力腐食試験試料を蒸留水中0.17
％KHCO₃溶液中で、他の群の試料は3.5％NaCl溶
液で、７日間応力腐食試験を行つた。第５図は
760℃（1400〓）から1000〓（538℃）への冷却速
度〔℃／秒（〓／秒）〕の函数としての上記両溶
液中の２種の合金試料ＡおよびＢについての割れ
の深さをプロツトした曲線を示し、図中Γおよび
△印はそれぞれ合金ＡおよびＢの3.5％NaCl溶液
のデータを示し、・印および▲印はそれぞれＡ合
金およびＢ合金の0.17％KHCO₃溶液のデータを
示す。第５図はNaCl溶液中では最も緩慢な冷却
速度に達するまで割れの深さはＡおよびＢともに
変らないことを示す。KHCO₃溶液中では合金Ａ
はNaCl溶液中と同じように挙動するが、合金Ｂ
は冷却速度が低下するにつれて割れの深さは連続
的に増大することを示す。従つて、保持環の中心
部において得られる冷却速度によつて18Mn−
5Cr−0.5C鋼のあるヒートは応力腐食割れに高度
に感受性であるのに充分な析出が行われることは
明らかである。従つて厚い肉厚の材料に不完全焼
入れが行われてさえも、改善された応力腐食割れ
に対する抵抗性をもつ合金を提供するのがこの発
明の重要な目的である。 第２表に先行技術の組成およびこの発明による
代表的な組成のＵ−ベンド試料についての試験結
果を掲げる。

【表】

【表】 この表においては第１欄は合金Noを表わし、
次に続く９欄は各合金の公称組成を示し、第11番
目の欄および12番目の欄はダイアモンドピラミツ
ト硬度（DPH）および水急冷された試料の破損
時間（時間）を示し、第13番目および第14番目の
欄は徐冷（炉冷却）された〔0.2℃（0.3〓）／
秒〕試料のDPHおよび破損時間を示す。 第２表によれば、重炭酸カリウム溶液中および
塩化ナトリウム溶液中での冷間加工したMn−Cr
合金のＵ−ベンド試料の応力腐食割れに及ぼす合
金組成の効果は下記のようにまとめられる。すな
わち慣用の保持環合金18Mn−5Cr−0.5C合金は
水冷却および徐冷条件の両方の場合に短時間の破
損時間を示す。MoまたはMo＋Ｖの添加は役に立
つが、有害な環境中での使用に対してまでは充分
に有用ではない。Cbは何の効果も持たない。 第２表の第２番目の群の９種の合金はこの発明
の範囲内に入る合金である。17〜23％のMnおよ
び６％より多く（＞６％）かつ10％未満（＜10
％）の広範囲内で、急冷された合金は応力腐食割
れに目ざましく改善された抵抗性をもつ。これら
の組成の合金の小断面または中位断面部材は、も
しそれらが激烈に急冷されれば、応力腐食割れに
すぐれた抵抗性を示す。しかし工業的制御の欠
如、または適当な装置がないために十分に急冷さ
れなかつたより厚い部材はやはり応力腐食割れに
感受性である。大型発電機用の保持環またはバフ
ル環のような厳格な用途に対しては、Ni、Mo、
Ｖ、CbおよびＮからなる群からの１種またはそ
れ以上の元素を添加するのが好ましう。第２表の
最後の群の24種の合金はこの発明の範囲内の若干
の代表的組成の合金を示すものである。これらの
合金は急冷および徐冷条件の両方の下で良好な応
力腐食割れ抵抗性をもち、且つ冷間変形操作中の
充分な割合の加工硬化性をもつことを特長とする
ことに注意されたい。 第２表に示すデータはこの発明に到達するに際
して行つた500種の合金組成について1000余回の
試験のほんのいくつかだけを表わすのにすぎな
い。それら1000余回の試験からの関連データの残
余のものは第６図ないし第２４図にプロツトし
た。第６図ないし第２４図においてこれらの試験
から誘導された実際の点がグラフに示されてい
る。これら図の横軸は残部をなす鉄以外の合金の
含量を変化させようとする成分の重量％を示す。
従つてグラフは各点に対応する合金の組成を表わ
す。例えば約500時間の破損時間に対応する第６
図の最右端の中実の点（黒丸）は重量％で下記の
組成の合金についてプロツトしたものである：
Mn18％、C0.5％、Si0.4％、Cr19％、残部鉄。 各図のグラフの説明はそれらの両軸の表示によ
り自明である。例えば、第６図は基本組成が
18Mn−0.5C−0.4Si−Feの合金について、横軸に
プロツトした重量％で表わしたクロム含量の函数
としての、縦軸に対数尺度でプロツトした破損時
間をグラフにより示すものである。実線曲線は合
金を溶体化温度から水冷（急冷）した場合の曲線
で、破線の曲線は0.2℃／秒（0.3〓／秒）の速度
で炉冷（徐冷）した合金についての曲線である。
第７図の上側の曲線は第６図と同じ合金について
のクロム含量の函数としてのDPHで表わした硬
度（ダイアモンドピラミツド硬度）をプロツトし
たもので、第７図の下側の曲線はクロム含量の函
数としての重量％におけるフエライト当量の含量
（デルタ−フエライトまたはマルテンサイト）を
重量％で表わしたものである。第７図において、
Γ印および△印は水冷によるデータを示し、●印
および▲印は0.2℃／秒（0.3〓／秒）の徐冷速度
の炉冷によるデータを示す。第８図および第９図
は19Mn−0.5C−0.4Si合金、第１０図および第１
１図は20Mn−0.5C−0.4Siの鉄合金のそれぞれ第
６図および第７図と同様な図で、第８図において
Γ印は水冷試料、●印は0.2℃（0.3〓）／秒炉冷
試料のデータ、第９図のΓ印、△印は水冷試料、
●印および▲印は0.2℃（0.3〓）／秒の炉冷試料
のデータをプロツトしたもの、第１１図における
Γ印、△印は水冷試料、●印、▲印は0.2℃（0.3
〓）／秒炉冷（徐冷）試料のデータである。 第６図ないし第２４図および第２表に基けば、
この発明の合金の主要合金成分の機能について、
下記の結論が得られる。 クロム クロムは冷間加工した18％Mn−0.5％Ｃオース
テナイト合金の応力腐食割れに顕著な効果を及ぼ
す。第６図に示すように、クロムが６％を丁度越
えたところ、例えば6.25％または6.50％では水冷
試料の破損時間が不連続的に著しく増大する。現
存の環持環合金についてのクロムの上限は６％で
ある。６％よりも高いCr含量は加工硬化率をも
増大する。他方もしクロムが９％より多量である
と、合金の引張延性および衝撃エネルギーが低下
する。他の元素の含量に依存して、６％未満のク
ロムはMd（材料が変形されるときにマルテンサ
イトが生成する温度）を室温以上に上昇させるか
ら、α′マルテンサイトが冷間加工で生成する。
12％より多いCr（Cr＞12％）はデルターフエラ
イトを生成させるようになる。マルテンサイトに
しろ、デルターフエライトにしろ強磁性体であ
り、保持環の非磁性特性を損する。徐冷した試料
では応力腐食抵抗は劣悪で、もしMnが18％より
多い（Mn＞18％）と、このCrは事実上有害であ
る（第１４図および第１６図参照）。 以下に記載するように、有益なNi、Moおよび
Ｖを添加した、より複雑な合金では、Crは曲げ
延性に重要な効果を呈する。この性質は保持環の
所望の降伏強さを得るために使用する苛酷な冷間
押拡げ操作に耐える合金の能力に関する。例え
ば、上述のようにして造つた４種の実験合金（但
し、合金No.452及び446は比較例）は重量％で下記
の公称組成をもつ。

【表】 冷間加工した上記合金の帯状物のＵ−ベンド応
力腐食試験におけるDPH硬度および破損時間は
下記の通りである。

【表】 ＊＝応力腐食試験で破損までの時間
水冷、冷間加工した帯状材では、破損時間は
Crが９％から10％に増大した時に下降し始め
た。しかし観察された最も重要な効果は溶体化温
度から徐冷され、次いで冷間加工された帯状材は
Ｕ−ベンド形成中に破損したことである。この発
明による合金中のCrは従つて９％以下であるこ
とが要求される。従つてこの発明による合金中の
Crの広範囲は６％より大きく、９％以下で、例
えば6.5〜９％、好適には７〜９％である。 マンガン 第１２図に示すように、水冷および徐冷試料の
両方とも応力腐食割れに対する抵抗性はMn26％
までMn含量と共に増大する。Mnはこれらの合金
におけるオーステナイトの安定性に寄与する。第
１２図においてΓ印は水冷した試料のデータを示
し、●印は0.2℃／秒（0.3〓／秒）の炉冷（徐
冷）した試料のデータを示す。第１３図における
マンガン17〜18％以下における硬度（DPH）曲
線の傾斜角度の増大は冷間加工中に生成した、マ
ルテンサイトを含む組成の合金に対応し、このマ
ルテンサイトは合金を強磁性体となす。この発明
による合金はMnを17％またはそれ以上含有す
る。マンガンが17％以上ではMnが増大すると共
に加工硬化率は直線的に減少し、全般的な腐食抵
抗性はMnが23％を越えると不利に作用する。こ
の発明の合金は17〜23％のMn、好適には18〜22
％のMnに制限される。この組成範囲において、
合金は低積層欠陥エネルギーを持ち、冷間加工中
に生起する広範な双晶形成は所望の高率の加工硬
化性をうるのに寄与する。MnとCrとが同時にそ
れらの範囲のそれぞれ下限または上限にないなら
ば、より良好な性質が得られることが判明した。
（Mn＋Cr）の合計は24％より大、31.5％より小で
あることが必要である。第１３図において、Γ印
および△印は水冷試料のデータを示し、●印およ
び▲印は0.2℃（0.3〓）／秒の炉冷（徐冷）試料
のデータを示す。 Cr／Mn比 （Mn＋Cr）＝25％の一定含量におけるCr／Mn
比の効果を第１４図（但しＣ＝0.5％、Si＝0.4
％）に説明する。水冷試料では、高マンガン−低
クロム合金は急速に腐食され、割れは早くから発
生するが、割れの生長は極めて緩徐である。破損
時間はCr約５％で最低である。Crが６％より多
いと、全般的な腐食抵抗性が改善され、応力腐食
抵抗はCr9％までは良好である。第１４図におけ
る炉冷（徐冷）試料はCr／Mn比が増大すると共
い破損時間が徐々に減少する。第１４図における
実線の曲線は水冷された試料のデータをプロツト
した曲線で、破線による曲線は0.2℃／秒（0.3
〓／秒）の速度で炉冷（徐冷）試料のデータをプ
ロツトした曲線である。第１５図に示すように、
硬度（DPH）はCr／Mn比が高い方で増大する
が、これはデルターフエライトの出現によつて生
ずる強磁性体の増大によつて打消される。第１５
図において、Γ印および△印は水冷試料のデータ
をプロツトしたもので、●印および▲印は0.2
℃／秒（0.3〓／秒）の速度で炉冷（徐冷）され
た試料のデータをプロツトしたものであり、試料
のMn＋Cr＝25％、Ｃ＝0.5％、Si＝0.4％であ
る。 より高金合金成分含量（Mn＋Cr）＝30％で
は、第１６図に示す全組成にわたつて応力腐食抵
抗性は優秀である。この場合には再び高Mn−低
Cr合金は劣悪な全般的腐食抵抗性をもち、また
低率の加工硬化性をもつ（第１７図）。応力腐食
割れに対する感受性はCr14％まで徐冷された状
態ではCrと共に増大する（第１６図）。これより
高含量のCr、低Mn含量の合金はデルターフエラ
イトの存在から生ずる脆性および強磁性の増大の
ために有用でない（第１７図）。第１６図におい
て実線は水冷された試料のデータをプロツトした
曲線で、破線は0.2℃（0.3〓）／秒の速度で炉冷
（徐冷）された試料のデータをプロツトした曲線
であり、第１７図においてΓ印および△印は水冷
試料のデータで、●印および▲印は（0.3〓／
秒）の速度で炉冷（徐冷）された試料のデータで
ある。第１６図および第１７図において、試料の
Mn＋Cr＝30％、Ｃ＝0.5％、Si＝0.4％である。 上述の考察のすべてから適当に急冷された材料
についてはCrは６％より大（＞６％）で、９％
以下で、貧困に急冷された材料についてはCrは
6.5〜7.5％、Mnは18.5〜17.5％の範囲にあるべき
である。このような組成は慣用の18Mn−5Cr合
金よりも顕著な改善を示す。しかし急冷処理され
た合金および特に炉冷（徐冷）された状態の合金
の応力腐食抵抗性を更に改善することが望まれ
る。これは以下に説明するようにNi、Mo、Ｖ、
CbおよびＮからなる群からの１種またはそれ以
上の元素の添加よつて達成される。 ニツケル ニツケルは先行技術のCr−Mn鋼の普通の成分
である。Crはデルターフエライト形成元素であ
り、Mnはここで問題とするMnのレベルにおける
フエライト形成元素である（資料７）から、安定
なオーステナイトを維持するために、および固化
または熱処理中にデルターフエライトの形成を回
避するために、および冷間加工中にα′マルテン
サイトの形成をさけるために、高含量のオーステ
ナイト形成元素が必要である。最も普通のオース
テナイト形成元素はＣ、ＮおよびNiである。Ｃ
およびＮの含量は作業性を配慮することによつて
最高約0.8％（Ｃ＋Ｎ）、好適にはそれ以下に制限
され、そのために必要とする付加的なオーステナ
イト形成能は通常Niによつて供給される。 ニツケルは冷間加工したオーステナイト態Mn
−Cr−Ｃ−Si鋼の応力腐食割れに対する抵抗性
を改善するのに有益である。例えば、水冷または
徐冷試料のいずれにせよ、18Mn−8Cr−0.5C−
0.4Si合金では、約２％Niで応力腐食試験におけ
る破損時間に最大値があることが判明した（第１
８図）。第１８図で実線は水冷された試料、破線
は0.2℃／秒（0.3〓／秒）の速度で炉冷（徐冷）
された試料の曲線である。しかし、ニツケルはそ
の存在量にほぼ比例して加工硬化率に不利な効果
がある。これは恐らくニツケルは積層欠陥エネル
ギーを増大するためであろう。第１９図は一定量
の冷間加工量の場合（18Mn−8Cr）には、ニツ
ケルが増大すると共に硬度は直線的に減少する。
従つて合金が最小量の変形で有用な降伏強さのレ
ベルに冷間加工されるためにNiを約2.75％未満に
保つことが必須である。 実際には、最適のニツケル含量は加工硬化率と
応力腐食割れ抵抗性との相反する因子の間の折表
点でなければならない。0.2〜2.75％の広範囲の
Ni含量において、Ni含量の下方範囲（0.2〜１
％）は特に高強度合金の場合に好適であり、上方
の範囲（１〜2.75％）は応力腐食割れ抵抗性にお
いて適当である。第１９図において●印は水冷試
料のデータで、Γ印は0.2℃／秒（0.3〓／秒）の
速度で炉冷（徐冷）された試料のデータである。 ケイ素 ０〜1.5％の範囲のケイ素はこれらの合金の応
力腐食割れに対して認めうる効果を持たないこと
が判明した。大低の合金は脱酸剤として0.4％の
含有している。 モリブデン モリブデンはMn−Cr−Ｃ−Siオーステナイト
鋼の応力腐食割れの感受性を減少するのに有益で
ある。標準の18Mn−5Cr−0.5C−0.4Si合金で
は、水冷試料および炉冷（徐冷）試料の両者のＵ
−ベンドの破損時間は顕著に改善されているが、
しかし保持環がうける使用状態に対してはまだ充
分ではない。この発明の例えば19Mn−7Cr−
0.5C−0.4Siのような合金では、水冷試料の破損
時間はMoに関係なく、長期間であるが、炉冷
（徐冷）試料の破損時間は第２０図に示すように
Moが約0.6％まではMoが添加されると共に増大
し、次いで高平になる。第２０図でΓ印は水冷試
料のデータ、●印は0.2℃／秒（0.3〓／秒）の速
度で炉冷（徐冷）された試料のデータである。 第２１図はこの発明の範囲内にある、異なる基
本成分組成の18Mn−8Cr−0.5Ni−0.8V−0.5C−
0.4Siにおいて、Moは水冷試料に利益を与えるの
と同様に炉冷（徐冷）された試料についても応力
腐食割れ抵抗性を改善するのに特に有益である。
Moは０〜3.5％の範囲では合金の加工硬化性また
は磁性特性にほとんど効果を呈しない。この発明
による合金におけるMoの広範囲は0.6〜3.5％
で、好適範囲は1.5〜3.25％である。第２１図に
おいて、実線は水冷試料、破線は0.2℃／秒（0.3
〓／秒）の速度での炉冷（徐冷）試料の曲線であ
り、Γ印および●印は０％Ni、△印および▲印
は0.5％Ni、□印および■印は2.0％のデータであ
る。 バナジウム バナジウムは加工硬化率を増大する。またこれ
らの合金の高炭素または高窒素含量特性と一緒に
なつて、バナジウムは冷間加工合金を例えば約
482℃〜650℃（900〜1200〓）で５〜10時間時効
（aging）にかけた時は析出硬化を生ずる。482℃
未満の温度では時効に数日を要し実用的条件では
なくなります。逆に時効温度を650℃以上に上げ
ると最高硬度が短時間で得られますがこの最高硬
度は482℃〜650℃で得られた最高硬度よりは低い
硬度となる。時効に対する応動は0.6未満のＶで
は微小で、0.8％Ｖおよびそれ以上になつて顕著
となる。時効作用はMoの存在によつて増大され
るように思われる。時効の欠点はそれが応力腐食
割れ抵抗性を減殺することである。 第２２図は19Mn−6Cr−0.5Ni−1.5Mo−1.5C
−0.4Si含有合金において、Ｖは0.5〜1.5％Ｖの範
囲内で水冷または炉冷（徐冷）試料の応力腐食割
れ抵抗性を改善することを示す。この発明による
Ｖの広範囲は0.4〜1.7％で、好適範囲は0.75〜
1.25％Ｖである。1.7％より多いＶ含量では曲げ
特性および引張延性および衝撃エネルギーが減少
し、偏析問題を生ずる。既に示したように、
Ni、MoおよびＶを使えばCrは６％のような低含
量であることもできる。第２３図において、▽印
は０％Mo、□印は0.6％Mo、Γ印および△印は
1.5％Mo、Γ印、▽印、□印は０％Ni、△印は
0.5％Niで、Γ印、△印、▽印および□印は対応
する合金の水冷試料のデータ、●印、▲印、▼印
および■印は0.2℃／秒（0.3〓／秒）で炉冷（徐
冷）試料のデータである。 コロンビウム（ニオブ） コロンビウムは合金の硬さを顕著に増大する。
これは多分非溶解炭化コロンビウム粒子すなわち
結晶粒寸法の調質によるものである。Cbは水冷
試料の応力腐食割れに影響を与えないが、しかし
炉冷（徐冷）試料中のSCCを減少させるのに有
用である（第２３図）。この発明による合金のCb
の広範囲は0.05〜0.45％であり、好適範囲は0.1〜
0.4％である。0.5％を超えるCbは偏析および冷間
押拡げ操作中の割れの問題を生ずる。第２３図に
おいて、Γ印および●印は０％Ni含有試料のデ
ータ、△印および▲印は0.5％Ni含有試料のデー
タである。 炭 素 Mn−Crオーステナイト：合金の硬度および強
度は炭素含量によつて強く影強される。溶体化処
理された状態では炭素は最初の固溶体中に保持さ
れる。炭素はオーステナイトを安定化し、強度を
増大させ、合金の加工硬化率を増大させる。硬度
は絞り30％の場合18Mn−5Cr合金について下記
の式： ダイアモンド・ピラミド・硬度＝346＋135（Ｃ
％）により炭素含量に関係をもつ。 この発明による合金の炭素の広範囲は0.35〜
0.8％で、好適範囲は0.45〜0.65％である。0.35％
より低い炭素含量では所望の強度が得られない。
0.8％より高い炭素含量では延性と衝撃強度が害
なわれる。 窒 素 窒素はオーステナイトに侵入型固溶体として溶
解し、安定化し、強度と加工硬化率を増大する点
で炭素と非常によく似た作用を呈する。炭素の全
部または一部を窒素で置換すると、合金の応力腐
食割れ抵抗性が改善される。例えば、第２４図に
おいて19Mn−6Cr−0.5C−0.4Si含有合金の場合
炭素の40％またはそれ以上をＮで置換すると、炉
冷（徐冷）試料の破損時間は10倍だけ増大した。
この発明による合金のＮの広範囲は０〜0.8％
で、但しＣ＋Ｎ＝0.35〜0.8％に限定される。0.3
〜0.8％の窒素含量をうるためには、窒素加圧下
で合金の融解および鋳造を行うような溶融におけ
る注意と特別な操作とを必要とする。もし窒素を
炭素の代りに置換したとすると、クロムは６％の
ような低含量であることができる。第２４図にお
いて実線は水冷試料、破線は0.2℃（0.3〓）／秒
炉冷試料のデータをプロツトした曲線である。 応力腐食割れ感受性についてのＵ−ベンドの上
述の選別試験に基いて、引張りおよび衝撃特性お
よび応力腐食割れ特性およびＫ_IH2およびＫ_IH2S
特性の評価のために数種の合金の22.7Kg（50ポン
ド）の実験ヒートを造つた。これらのヒートの組
成を下記第３表に掲げる。

【表】 冷硬鋳物インゴツトを1177℃（2150〓）で18時
間ホモジナイズし、1121〜1149℃（2050〜2100
〓）で熱間鍜造し、1038℃（1900〓）で熱間圧延
してビレツト、棒鋼、および帯状材にした。溶体
化処理および水冷の後で、ビレツトを28.6mm×
56.8mm（１１／８インチ×２１／４インチ）の断面積（
絞り 率35.7％）に冷間圧延して水素および硫化水素中
での破面靭性用材料とした。上記棒状材料を絞り
率０％、15％、25％、34％および42％でスエージ
ングして、冷間加工の程度によつて如何に降伏強
度および延性が影響されたかを測定した。帯状材
は溶性化処理の後で３種の異なる速度で冷却する
ことによつて、感受性化に及ぼす冷却速度の効果
を研究した。 水冷−高冷却速度 ２℃／秒（３〓／秒）−中位の冷却速度 0.2℃／秒（0.3〓／秒）−低冷却速度 上記中位の冷却速度は良好に水冷却された保持
環肉厚の中央位置における冷却速度にほぼ等し
く、最低の冷却速度は選別試験において使用した
炉冷（徐冷）に対応する。帯状材は冷間圧延して
35％の絞りとした。 冷間スエージングによる絞り（reduction of
area）％の函数としての、これらの合金の諸雑質
を下記の第４表に掲げる。

【表】

【表】 第４表に関して特に興味する点はヒート1923
（Mn26.2％、Cr5.02％）およびヒート1926
（Mn18.9％、Cr5.04％、N0.22％）は低加工硬化
率であること、ヒート1924（Mn20.0％、Cr14.9
％）は延性が小さいことである。1928、2043およ
び2044のようなＶを含有し、時効処理したヒート
は延性を認めうるほど減殺することなく顕著に強
度を増大させることができる。例えば冷間加工に
より34％のスエージングによる絞り（RA）を行
い、かつ538℃（1000〓）で５時間の時効を行つ
たヒート1928は52％の絞りの場合206ksiの降伏強
さをもつ。Cbを含有するヒート2041は時効なし
に例外的に高強度特性をもつ。 第４表はまたシヤルピーＶ−ノツチ衝撃エネル
ギー（靭性）は予期されたように前冷間加工程度
を増大させることにより低下することを示す。ヒ
ート1924、1926、2041および2044は他のヒートよ
りもかなり低い衝撃エネルギーを示す。 0.24％の（Ｃ＋Ｎ）含量にすぎない（Ｃ＋Ｎ）
含量で変形中に約10％の強磁性マルテンサイトに
変化したヒート1926以外の全ヒートは非強磁性体
であつた。 いずれも蒸留水中の0.17％KHCO₃および3.5％
NaCl溶液の２種の溶液中のＵ−ベンド試験結果
を下記の第５表に掲げる。

【表】 第５表の基礎となるデータにおいて、破損時間
は応力腐食割れができ始め、開口の巾全体を横切
つて延び、且つ3.2mm（1/8インチ）の試料の厚さ
の90％の深さまで浸入する時間として測定され
る。記号Ｘは冷間曲げ操作中、従つて溶液中に浸
漬前に折れたことを表わす。水冷した帯状材の試
料は全部が満足に曲げられたが、結晶粒界炭化物
析出が生起している徐冷または時効した帯状材試
料では時折困難に遭遇した。より多量のMnまた
はCb、MoまたはMo＋ＶまたはＣを置換したＮ
のような強力な炭化物形成剤の添加は不利な冷却
条件の下げ曲げ延性を改善する。 これらの試験において、溶体化温度からの冷却
速度が低下すると破損時間は激烈に短縮される。
従つて再び有効な急冷処理の重要性が実証され
る。小帯状材試料の水冷でさえも全合金の応力腐
食割れに対する免疫性を確保しない。高Cr含量
の急冷合金例えば合金1924、1925、1928は最も抵
抗性で、これらの合金の若干は試験を中断した時
に4050時間後にもなお割れを生じなかつた。もし
不完全焼入れがありそうならばヒート1928に添加
されたNi、MoおよびＶのような付加的な元素の
存在は非常に望ましい。時効処理は降伏強さには
有益であるが、第５表は時効処理が大抵の合金の
応力腐食割れ抵抗性を減殺することを示してい
る。ヒート2046におけるように炭素の一部を置換
した窒素は冷却速度に無関係に応力腐食割れ抵抗
性を改善するのに特に有益である。 水素および硫化水素中の破面靭性（fracture
toughness）（Ｋ_ISCC）を測定するために、WOL
（楔−開口−負荷）試料９０（第４図参照）を冷
間圧延したビレツトから機械加工して切欠き１１
１を造つた。代表的には試料は高さ（Ｈ）39.4mm
（1.55インチ）、巾（Ｗ）50.8mm（２インチ）、厚
さ（Ｔ）25.4mm（１インチ）である。圧延方向に
垂直な切欠きは保持環の半径方向に対応し、圧延
方向に平行な切欠きは周方向に対応する。試料に
は15〜20ksi√の△Ｋを使用して空気中で室温
で疲労により約５mm（0.2インチ）の深さに前以
つて割れを入れた。 室８１（第４図）中で、3.5Kg／cm²ゲージ圧
（50psig）の圧力の純H₂またはH₂Sを使つて、毎
分9.1Kg（20ポンド）分の連続的な負荷速度で負
荷を増大させながらＫ_ISCCを測定した。H₂Sガス
中の割れ生長速度は高強度鋼の場合海水または水
素中より３〜４倍程度も早いから、H₂S中で負荷
増大試験がＫ_ISCC測定のための選別（スクリーニ
ング）試験に提唱されている。Ｋ_ISCCは負荷対変
位の曲線が割れの生長のために直線状からそれる
点のＫ値として測られる。 静的割れ生長測定用の試料を、真空状となした
後5.6Kg／cm²ゲージ圧（80psig）の水素ガスを充
たした室（図示せず）中におき、真空用シールを
介してボルトで試料に所望の初期応力強さ
（Ki）の負荷をかけた（第３図）。もし割れが約
1100時間たつても生長しないならば、Ｋ_IH2はKi
よりも大（＞Ki）であつたと推定される。 半径方向の、および周方向の割れ面のＫ_IH2お
よびＫ_IH2Sの測定結果を第６表および第７表にま
とめて掲げる。

【表】

【表】

【表】 第７表はH₂中の半径方向のＫ_ISCCデータおよ
び第６表のH₂S中の半径方向のＫ_ISCCデータおよ
び試料2041、2042、2043、2045および2046に対す
る付加的なデータを含む。 第６表は応力腐食割れ閾値Ｋ_ISCC試験における
合金1926のＫ_IH2およびＫ_IH2S強度は第６表に示
す合金の群の他の合金に比べて著しく低いことを
示す。他の６個の合金に対する3.5Kg／cm²ゲージ
圧（50psig）H₂中の負荷増大試験では半径方向
試料について約100ksi√のＫ_IH2、および周方
向試料について約70ksiのＫ_IH2を示す。ボルトで
負荷した半径方向の試料はＫ_IH2は95より大で周
方向試料のＫ_IH2は65より大である。 破損しなかつたボルト負荷試料から負荷を除
き、空気中260℃（500〓）で加熱着色させて、こ
の中間の割れの位置を明瞭にさせ、3.5Kg／cm²ゲ
ージ圧（50psig）H₂Sガス中で負荷増大Ｋ_ISCC試
験を再び行つた。これは元のＫ_IH2S測定について
の照合を行うものである。周方向割れについての
H₂S中の負荷増大試験は半径方向の値の約0.8の
Ｋ_IH2S値をもつ（第６表参照）。しかしヒート
1928は半径方向面の割れまたは周方向面の割れの
いずれについても100ksi√より大きいＫ_IH2お
よびＫ_IH2Sをもつ点で注目に値する。更に時効
後、ヒート1928の強度は下記の通り増大した。 0.2％降伏強さ ＝203ksi 最高強さ ＝217ksi 伸 び ＝14.9％ 絞 り ＝38.2％ H₂中およびH₂S中のＫ_ISCCは応力腐食割れに対
する抵抗性に不利な作用を呈されるに拘らず（第
５表）、高値に維持された（第６表）。 22.7Kg（50ポンド）ヒートについての試験結果
に基ずいて下記の見解が得られる。保持環はある
種の性質と特長とを有することが必要である。過
去においては降伏強さと衝撃エネルギーとに最大
の注意が払われた；しかしこの発明の重要な特長
は高降伏強さと衝撃エネルギーをもつだけでな
く、改善された、応力腐食割れに対する抵抗性、
水素脆化性に対する抵抗性および環境により助勢
される疲労亀裂生長率に対する抵抗性をもつ合金
を見出した点にある。 最高のマンガン含量（約26％）をもつヒート
1923は小さすぎる加工硬化率をもつ。従つてこれ
は超強度の保持環に対する有望な材料ではない。
最高のクロム含量（15％）をもつ合金1924は充分
な強度と良好な応力腐食抵抗性をもつが、他の合
金より明らかに低い引張り延性および低衝撃エネ
ルギーをもつ。ヒート1926の組成はオーステナイ
トが安定でないから保持環には適当ではない。こ
れが変形される時にはオーステナイトの約10％が
マルテンサイトに変化し、合金は強い強磁性体と
なる。ヒート1926の引張特性および衝撃特性も充
分ではない。この発明の範囲内の合金、特に
Mo、ＶおよびCbからなる群から選ばれた１種ま
たはそれ以上の添加物を含有する合金は保持環に
満足である。 Ｕ−ベンド応力腐食試験では一つだけの例外を
除いて冷却速度が低下すると共に破損時間は短縮
される。高いクロム含量をもつ急冷された合金、
例えば合金1924、1925および1928は最も応力腐食
抵抗性である。合金1921、1925、2045、2041およ
び2044の徐冷された試料は曲げ処理中に折損し
た。 マルテンサイトが存在する合金1926はNaCl中
の割れに極めて感受性である。この合金では割れ
は数分後に始まり、目に見える速度で試料の横方
向および深さ方向に実際に大きくなり、１時間で
破壊された。窒素含有全オーステナイト合金例え
ば第５表におけるヒート2046についての他の実験
から、窒素は有害でなく、むしろ有益であること
は明らかである。合金1926の応力腐食割れに対す
る高感受性は窒素含量によるものでなくて、マル
テンサイトの存在のためである。 急冷処理が不十分な場合、合金1923および1927
そして特に合金1928および2046は他の合金よりよ
り良い性能を示す。しかし応力腐食試験から、溶
体化温度から保持環の激烈な冷却を行うようにす
べての注意を払うべきであるように思われる。 上述した知見に基いて、内径112cm（44.1イン
チ）、外径130cm（51.1インチ）、長さ42cm（16.5
インチ）の試験用環を下記の組成：Mn18.1％、
Cr6.45％、Si0.73、Ni0.23％、N0.14％、V0.14
％、C0.57％および残部鉄をもつ、この発明の範
囲内の合金から工業的常用手段によつて造つた。 溶体化処理および冷間押拡げ後、環を570℃
（1058〓）で12時間時効処理した。 環肉厚中央部の周方向の引張り特性は下記の通
りであつた。 0.2％降伏強さ ＝178ksi 最高強さ ＝195ksi 伸 び ＝22％ 絞 り ＝35％ この環の空気中での破面靭性は＞128ksi√；
蒸留水中、半径方向の試料のＫ_ISCCは90.2ksi√
；5.6Kg／cm²ゲージ圧（80psig）乾燥水素中Ｋ_I
Ｈ２102.6ksi√；3.5Kg／cm²ゲージ圧（50psig）
H₂S中Ｋ_IH2S43ksi√である。周方向では、Ｋ_IS
ＣＣは上述の値の大きさの約半分である。これらの
性質は若干の先行技術の保持環の性質よりも良好
であるが、これらの鋼を時効処理すると、使用環
境における破面靭性が低下する。その上この環か
ら採つたＵ−ベンド試料はKHCO₃溶液中および
NaCl溶液中での応力腐食割れに対して感受性で
ある。この最も需要の多い用途に対しては若干多
量めの含量のCr、Ni、Mo、Ｖ、Cbおよび／また
Ｎを含有する合金が好適である。 例えば、保持環の商業的供給者がこの発明の実
施のために彼に与えられた仕様に基いてこの発明
による好適な組成の合金の実物大の保持環を造つ
た。溶体化処理後の環の寸法は外径93.5cm（36.8
インチ）、内径65.4cm（25.75インチ）および長さ
108.7cm（42.8インチ）であつた。合金の組成は
Mn19.8％、Cr8.2％、Mo3.03％、V0.95％、
Ni0.59％、Si0.51％、C0.55％、N0.07％、P0.026
％、S0.004％、Al 0.010％残余はFeであつた。
外径123.4cm（48.6インチ）および内径101.6cm
（40.0インチ）に冷間押拡げ処理して合金を加工
硬化させた後の肉厚中央部の引張り特性は下記の
通りであつた。

【表】 シヤルピーＶ−ノツチ衝撃強さは約20フイート
−ポンドであつた。水素脆性に対する試験を5.6
Kg／cm²ゲージ圧（80psig）水素ガス中で時効した
試料について2.27Kg／分（５ポンド／分）ずつの
負荷速度で行つた。198ksiという高降伏強さに拘
らず、Ｋ_IH2は127ksiという非常に高い値を示し
た。

【図面の簡単な説明】

第１図はこの発明の合金から構成される、大型
高出力発電機の回転子の部分縦断面を示す断片
図、第２図はこの発明に到達するために合金を評
価するために使用したＵ字形に曲げた試料の透視
図、第３図はこの発明に到達するために合金の評
価に使用した楔−開口−負荷試験試料の概略側面
図、第４図はこの発明に到達するための合金の評
価の際に低速度で試料に負荷をかけながら応力腐
食抵抗試験を行う装置の部分縦断面図を示す透視
図、第５図は合金の溶体化処理後の冷却速度の応
力腐食割れに及ぼす効果を示す図、第６図および
第７図は18Mn−0.5C−0.4Si鉄合金中のクロムの
含量の応力腐食割れおよび硬度および構造に及ぼ
す効果を示す図、第８図および第９図は19Mn−
0.5C−0.4Si鉄合金についての第６図および第７
図と同様な図、第１０図および第１１図は20Mn
−0.5C−0.4Si鉄合金についての第６図および第
７図と同様な図、第１２図および第１３図は5Cr
−0.5C−0.4Si鉄合金のマンガン含量の応力腐食
割れおよび硬度および構造に及ぼす効果を示す
図、第１４図および第１５図はMn−Cr−0.5C−
0.4Si鉄合金中のMn＋Cr＝25％としてCr：Mnの
比を変えた時の応力腐食割れ、および硬度および
構造に及ぼす効果を示す図、第１６図および第１
７図はMn＋Cr＝30％の場合の第１４図および第
１５図と同様な図、第１８図および第１９図は
18Mn−8Cr−0.5C−0.4Siの鉄合金のNi含量の応
力腐食割れおよび硬度に及ぼす効果を示す図、第
２０図は19Mn−7Cr−0.5C−0.4Si鉄合金のモリ
ブデン含量の応力腐食割れに及ぼす効果を示す
図、第２１図は18Mn−8Cr−0.5C−0.4Si−0.8V
鉄合金のモリブデン含量の応力腐食割れに及ぼす
効果を示す図、第２２図は19Mn−6Cr−0.5C−
0.4Si−1.5Mo鉄合金バナジウムの含量の応力腐食
割れに及ぼす効果を示す図、第２３図は19Mn−
7Cr−0.55C−0.4Si−0.1N鉄合金におけるニオフ
（コロンビウム）の含量の応力腐食割れに及ぼす
効果を示す図、第２４図はこの発明の合金につい
てＣ／Ｎ比が応力腐食割れに及ぼす効果を示す図
である。図中：３１……回転子端部、３３……
（大型発電機）回転子、３５……導体、３７，３
８……絶縁スペーサ、３９……保持環、４１……
（回転子４３）付属部材、４３……Ｕ−ベンド試
料、４５……Ｕ−ベンド、４７……ボルト、４９
……割れ、５１……割れの深さ、６１……楔開口
負荷試料（試料）、６２……開口、６３……溝
孔、６４……ブロツク、６５……割れ（６６…ブ
ロツク６４の）平らな表面、６７……ボルト、６
８……上あご部、６９……下あご部、７１……ク
リツプ計、８１……室、８２……壁部、８３……
Ｏ−リングシール、８４……ガス導入口、８５…
…圧力計、８７……上向き角型カツコ状物、８８
……棒、８９……Ｏ−リングシール、９０……試
料、９１……底部、９３……棒、９５……Ｏ−リ
ングシール、９７……頂部、９９……留め計器、
１０１……出力端子、１１１……切欠き。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％で表して、本質的にマンガン17〜23
   ％、クロム６％を越え９％以下、炭素および窒素
   から選ばれた少なくとも１種の元素0.35〜0.8
   ％、および残部鉄であつて、マンガンとクロムと
   の合計量が24％より多く31.5％より少ない組成か
   らなる実質上オーステナト態で且つ非磁性体であ
   り、高度の冷間加工硬化性、応力腐食割れ抵抗性
   および水素脆化抵抗性をもつ鉄合金。 ２ 重量％で表して、本質的にマンガン17〜23
   ％、クロム６％を越え９％以下、炭素および窒素
   から選ばれた少なくとも１種の元素0.35〜0.8
   ％、ケイ素1.5％以下、ニツケル0.2〜2.75％、モ
   リブデン0.6〜3.5％、バナジウム0.4〜1.7％およ
   び残部鉄であつて、マンガンとクロムとの合計量
   が24％より多く31.5％より少ない組成からなる実
   質上オーステナト態で且つ非磁性体であり、高度
   の冷間加工硬化性、応力腐食割れ抵抗性および水
   素脆化抵抗性をもつ鉄合金。 ３ 重量％で表して、本質的にマンガン17〜23
   ％、クロム６％を越え９％以下、炭素および窒素
   から選ばれた少なくとも１種の元素0.35〜0.8
   ％、ケイ素1.5％以下、ニツケル0.2〜2.75％およ
   び残部鉄であつて、マンガンとクロムとの合計量
   が24％より多く31.5％より少ない組成からなる実
   質上オーステナト態で且つ非磁性体であり、高度
   の冷間加工硬化性、応力腐食割れ抵抗性および水
   素脆化抵抗性をもつ鉄合金。 ４ 重量％で表して、本質的にマンガン17〜23
   ％、クロム６％を越え９％以下、炭素および窒素
   から選ばれた少なくとも１種の元素0.35〜0.8
   ％、ケイ素1.5％以下、モリブデン0.6〜3.5％およ
   び残部鉄であつて、マンガンとクロムとの合計量
   が24％より多く31.5％より少ない組成からなる実
   質上オーステナト態で且つ非磁性体であり、高度
   の冷間加工硬化性、応力腐食割れ抵抗性および水
   素脆化抵抗性をもつ鉄合金。 ５ 重量％で表して、本質的にマンガン17〜23
   ％、クロム６％を越え９％以下、炭素および窒素
   から選ばれた少なくとも１種の元素0.35〜0.8
   ％、ケイ素1.5％以下、ニツケル0.2〜2.75％、モ
   リブデン0.6〜3.5％および残部鉄であつて、マン
   ガンとクロムとの合計量が24％より多く31.5％よ
   り少ない組成からなる実質上オーステナト態で且
   つ非磁性体であり、高度の冷間加工硬化性、応力
   腐食割れ抵抗性および水素脆化抵抗性をもつ鉄合
   金。 ６ 重量％で表して、本質的にマンガン17〜23
   ％、クロム６％を越え９％以下、炭素および窒素
   から選ばれた少なくとも１種の元素0.35〜0.8
   ％、ケイ素1.5％以下、ニツケル0.2〜2.75％、バ
   ナジウム0.4〜1.7％および残部鉄であつて、マン
   ガンとクロムとの合計量が24％より多く31.5％よ
   り少ない組成からなる実質上オーステナト態で且
   つ非磁性体であり、高度の冷間加工硬化性、応力
   腐食割れ抵抗性および水素脆化抵抗性をもつ鉄合
   金。 ７ 重量％で表して、本質的にマンガン17〜23
   ％、クロム６％を越え９％以下、炭素および窒素
   から選ばれた少なくとも１種の元素0.35〜0.8
   ％、ケイ素1.5％以下、ニツケル0.2〜2.75％、コ
   ロンビウム0.05〜0.45％および残部鉄であつて、
   マンガンとクロムとの合計量が24％より多く31.5
   ％より少ない組成からなる実質上オーステナト態
   で且つ非磁性体であり、高度の冷間加工硬化性、
   応力腐食割れ抵抗性および水素脆化抵抗性をもつ
   鉄合金。 ８ 重量％で表して、本質的にマンガン17〜23
   ％、クロム６％を越え９％以下、炭素および窒素
   から選ばれた少なくとも１種の元素0.35〜0.8
   ％、ケイ素1.5％以下、ニツケル0.2〜2.75％、モ
   リブデン0.6〜3.5％、コロンビウム0.05〜0.45％
   および残部鉄であつて、マンガンとクロムとの合
   計量が24％より多く31.5％より少ない組成からな
   る実質上オーステナト態で且つ非磁性体であり、
   高度の冷間加工硬化性、応力腐食割れ抵抗性およ
   び水素脆化抵抗性をもつ鉄合金。