JPH0397833A - 肌焼き硬化耐食性鋼合金およびその製品 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は、肌焼きした耐食性マルテンサイト鋼合金およ
び該合金から製造される製品、より詳しく云うと、肌焼
きし且つ熱処理したときに高い硬度をはじめとする焼き
肌特性と、高温処理能力，耐食性及び金属同志の耐摩粍
性とを合せ持つと共に、延性．衝撃靭性及び破壊靭性を
はじめとする優れたコア特性を発揮することができる肌
焼きした耐食性マルテンサイド鋼合金および該合金から
製造される製品に関するものである。

従来の技術および発明が解決しようとする課題優れた肌
焼き性（ｃａｓｅ　ｈａｒｄｎｅｓｓ　）およびコア延
性（ｃｏｒｅ　ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ）と共に、優れた靭
性高７晶処理能力（ｈｉｇｈ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ
　ｃａｐａｂｉｌｉｔｙ　）及び耐食性を合せ持つベア
リング及びギヤのような製品（　ａｒｔｉｃｌｅ　）は
、現在開発途上にある航空機のエンジン及びトランスよ
ツションの一層過酷な作動条件を満たすことが要望され
ている。１９５２年４月１日にエイチ・ダブリュ・カー
クビ−（　Ｈ．ＷＫｉｒｋｂｙ）及びシー・サイクス（
　Ｃ．Ｓｙｋｅｓ　）に付与された米国特許第２，５９
０，８３５号および１９６４年ｌＯ月２７日にエイ・カ
サク（Ａ．κａｓａｋ　）等に付与された米国特許第３
，１５４，４１２号に記載されているような、公知のス
テンレス鋼は、必要とされるこのような特性を合せ持っ
ておらず、従って、航空機エンジンのベアリングのよう
な部品の製造に使用するには適していない。

最近の開発の対象となっているジェット機およびターボ
プロップのエンジンおよびトランスミッションにおいて
は、ベアリングおよびギヤをはじめとする部品に対する
要望は、一層厳しくなっている。例えば、エンジンの性
能を改善するには、かかる部品は著しく過酷な負荷と温
度の下で作動することが要求される。更に、幾つかの新
しいエンジンは、これまでのものと比べて環境をより受
け易いので、水分および、海洋環境において使用される
航空機の場合には運転停止の際に塩化物に晒される機会
が一層多くなるので、ベアリングのような部品が腐食す
る危険性が大きくなる。かくして、航空宇宙産業は、現
在公知の合金から製造されるエンジン並びにトランスミ
ッションのベアリングおよびギヤが、現在開発中の航空
機が要求するかかる構成素子の肌焼き性およびコア延性
と共に、靭性，高温処理能力および耐食性を合せ持って
いないという重大な問題に遭遇している。

従って、本発明の目的は、焼き肌の高硬度，高温処理能
力，耐食性および金属同志の耐摩粍性と、コアの延性．
衝撃靭性および破壊靭性をはじめとする特性とを合せ持
つように、従来の技術を利用して製造し、肌焼きを行な
い且つ熱処理することができる安定したマルテンサイト
鋼合金を提供することにある。

本発明の別の目的は、肌焼きを行ないかつ熱処理を施し
たときに、高い硬度，高温処理能力，耐食性および金属
同志の耐摩粍性をはじめとする顕著な焼き肌特性と、延
性，衝撃靭性および破壊靭性をはじめとする優れたコア
特性とを有する、かかるマルテンサイト鋼合金からなる
製品を提供することにある。

課題を解決するための手段 本発明の上記した目的と利点は、下記の第ｒ表において
広範囲で示される肌焼き可能な耐食性合金を提供するこ
とにより実買上達成される。

０．０５−０．１ 最大１．５ 最大１ １１−１５ １−３ １．５−３．５ ３−８ ０．１−１ ０．０６−０．０９ ０．２５−１．２５ ０．１−０．７ １２−１４ １．５−２．５ ２．０−３．０ ４−７ ０．４−０．８ ０．０６−０．０８ ０．５−１．０ ０．２−０．６ １２．７５−１３．５ １．５−２．０ ２．２５−２．７５ ４．７５−５．７５ ０．５−０．７ Ｎ　　最大０．０４　　最大０．００２最大０．００２
更に、本発明によれば、重量バーセント（Ｗ／０）で約 Ｃ　　　　　　　　０．０５−０．１０Ｍｎ　　　　　
最犬１．５ Ｓｉ　　　　　最大ｌ Ｏｒ　　　　　　　１１−１５ Ｍｏ　　　　　　　　１　−３ Ｎｉ　　　　　　　　１．５−３．５ Ｃｏ　　　　　　　　３−８ Ｖ　　　　　　　　　０．１−１ Ｐ　　　　最大０．０１０ Ｓ　　　　最大０．００５ Ｎ　　　　＃大０，０５ で、残りが鉄から実質上なる構成の肌焼き硬化耐食性合
金が提供される。

別の利点は、第■表の中間および好ましい範囲を使用す
ることにより得られる。合金を、３（ｗ／ｏ　Ｃｒ）＋
６（ｗ／ｏ　Ｓｉ）＋２．５（ｗ／ｏ　Ｍｏ）＋８（ｗ
／ｏ　Ｖ）−２５（ｗ／ｏ　Ｃ　＋Ｎ）−８（ｗ／ｏ　
Ｎｉ）−２（ｗ／ｏ　Ｍｎ）一２（ｉ／ｏ　（：ｏ）−
　２１≦Ｏ・・・（式ｌ） なる式を満たすようにバランスさせることにより、フェ
ライトを含まない最良の状態とすることができる．本明
細書において使用されている「実質上フェライトを含ま
ない」　（″ｅｓｓｅｎｔｉａｌｌｙｆｅｒｒｉｔｅ−
ｆｒｅｅ“）なる表現および同義の表現は、遊離の（ｆ
ｒｅｅ）フェライトが合金の５容量パーセント（本明細
書では、’　ｖ　／　Ｏ　Ｊとも云う。）以下を構成す
ることを意味する。本発明の合金から作られ、肌焼きさ
れ且つ熱処理された製品は、焼き肌特性とコア特性とを
独特の態様で合わせ持っている。

上記した範囲においては、合金の残りの部分は実買上鉄
であり、所望の特性を損なわない付加的な不純物および
付加物を除いて、少なくとも７０重量バーセント（本明
細書では、ｒ　ｗ　／　Ｏ　Ｊとも云う。）が鉄である
のが好ましい。例えば、本発明の合金においては、燐が
約０．０１０ｗ／ｏまで、イ才ウが約０．００５Ｗ／ｏ
まで、チタンおよびアルミニウムの各成分がそれぞれ約
０．ＯＩＷ　／　Ｏ以下であることが許容される。

上記した表に記載の範囲は、好都合な例を示したもので
、単に互いに組合わせて使用する場合に本発明の合金の
各元素の範囲の上限値および下限値を制限したり、ある
いは単に互いに組合わせて使用する元素の広範囲．中間
範囲もしくは好ましい範囲を制限するものではなく、従
って広範囲，中間範囲および好ましい範囲の１つ以上を
、残りの元素の他の範囲の１つ以上と共に使用すること
ができる。更に、元素に関する広い，中間または好まし
い最少または最大値は、残りの範囲の１つからの該元素
に関する最大または最少値とともに使用することができ
る。本明細書においては、別に指定しない限り、各成分
に関するパーセントは重量バーセント（ｗ／ｏ）である
。

本発明によれば、更に、肌焼きしかつ熱処理したときに
、少なくともロックウェル硬度（ＨＲＣ）で約３５の硬
度を有する実質上フェライトを含まないコアを備え、室
温で少なくとも約８１Ｊ（約６０ｆｔ−１ｂ）の長手力
向のシャルビーＶノッチ衝撃靭性（　ＩｏＢｉｔｕｄｉ
ｎａｌ　Ｃｈａｒｐｙ　Ｖ−ｎｏｔｃｈＩｍｐａｃｔ　
ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）と、少なくとも約８８ＭＰａ√ｍ
Ｃ約８０ｋｓｉＪインチ）の破壊靭性を有すると共に、
少なくとも約ＨＲＣ６０の室温焼き肌硬度を合わせ持ち
、しかもその焼き肌が更に約２０５℃（約４００″　Ｆ
）で少なくとも約ＨＲＣ６０の高温硬度と良好な金属同
志の耐摩粍性とを有しかつオーステナイトを実質上含ま
ないマルテンサイト鋼合金および該合金から作られる製
品が提供される。

本発明の他の目的と利点は、本発明に関する以下の説明
から明らかになるであろう。

炭素は、強力なオーステナイト形成元素であり、硬化条
件において合金の達成可能な硬度の形成に大きく寄与す
る。従って、合金が、遊離のフェライトまたはデルタフ
ェライトを実質上含まないようにバランスされることが
できるように、少なくとも約０．０５ｗ／ｏ、好ましく
は０．０６ｗ／ｏの炭素が本発明の合金において存在す
る。

炭素の量が少な過ぎる場合には、他の元素は、得られる
組成物が肌焼きには適さない程度まで遊離のフェライト
を除去するように調整しなければならない。炭素を増加
させると、衝撃靭性を低下させかつ合金の延性／脆化転
移（ｄｕｃｔｉｌｅ／ｂｒｉｔｔｌｅｔｒａｎｓｉｔｉ
ｏｎ）温度を高めるという望ましくない結果を招く。従
って、炭素は約０．１ｗ／ｏよりも多くない量、より良
好には約０．０９ｗ／ｏよりも多くない量、更に好まし
くは約０．０８ｗ／ｏよりも多くない量に制限される。

以下に詳細に説明するように、炭素と残りの元素は、肌
焼き性合金のコアにおいて特に重要な、実質上フェライ
トを含まない所望の組成物となるように慎重にバランス
される。

窒素もまた強力なオーステナイト形成物質であり、最大
約０．０４ｗ／ｏまで１対１の基準で本発明において意
図されている多量の炭素の代わりとすることができる。

本発明の合金においては、窒素は低く保持するのが好ま
しく、存在量は約０００２ｗ／ｏを越えないようにする
のが好ましい。

クロムは、本発明の合金の肌焼き部分において特に遊離
な耐食性に寄与する．このため、クロムの存在量は、少
なくとも約１１ｗ／ｏ，より良好には少なくとも約１２
ｗ／ｏ、好ましくは少なくとも約１２．７５ｗ／ｏとさ
れる。クロムの量が過剰になると、望ましくない遊離の
フェライトと残留オーステナイトを形成すると共に、合
金の耐摩粍性を損なうようになる。従って、クロムは約
１５ｗ／ｏよりも多くない量とされる。クロムは、より
良好には約１４ｗ／ｏよりも多くなく、好ましくは約１
３．５ｗ／ｏよりも多くない量とする。

ニッケルは、炭素または窒素ほどではないにしても、強
力なオーステナイト形成物質であり、望ましくないフェ
ライトが形成しないように合金を安定化させる作用をな
す。また、ニッケルは延性／脆化転移温度を低くするの
に貢献し他のオーステナイト形成元素、例えば、炭素の
所要量を少なくすることにより、合金の靭性な有効に高
める機能も有する。また、ニッケルは、合金の所望のマ
ルテンサイトバランスを乱すことなく、クロムモリブデ
ンおよびバナジウムのようなフェライト形成元素のより
多量の添加を許容する作用をもつ．ニッケルの量は、少
なくとも約１．５ｗ／０、より良好には少なくとも約’
ｌ　．　　Ｏ　ｗ／　Ｏ、好ましくは少なくとも２．２
５ｗ／ｏである。ニッケルの量が約３．５ｗ／ｏよりも
増えると、合金の機械的特性を損なうと共に、合金のＭ
１温度を不当に低下させ、オーステナイトを望ましくな
い程度まで安定化させ且つ合金のマルテンサイト構造の
形成に悪影響を及ぼすことになる。本発明に係る合金に
おけるニッケルの量は、より良好には約３．ｏｗ／ｏよ
り多くなく、好ましくは約２．７５ｗ／ｏよりも多くな
いようにする．モリブデンは合金の耐食性と共に耐熱性
及び耐焼き戻し性（　ｔｅｍｐｅｒ　ｒｅｓｉｓｔａｎ
ｃａ　）を高める作用をなすが、これらはいずれも本発
明の肌焼き性合金の重要な特性である。従って、本発明
に係る合金は、最少で約ＩＷ／０、より良好には約１．
５Ｗ　／　Ｏのモリブデンを含む。モリブデンの量が約
３　ｗ　／　ｏを越えると、デルタフェライトの利点を
損なう程度までデルタフェライトの量が多くなる。モリ
ブデンは、より良好には約２　．　　５　ｗ／　０より
も多くない量に制限され、約２．Ｏｗ／ｏよりも多くな
い量とするのが好ましい． ニッケルと同様にコバルトは、オーステナイト形成元素
であり、存在するフェライト形成元素を釣り合せて合金
中にフェライトが形成される傾向を少なくするのに役立
ち、それによりフェライト形成元素であるクロム，モリ
ブデン及びバナジウムが許容することができるよりも多
量に存在することができるようにしている。コバルトは
更に合金のＭ．温度を引き上げるのに役立ち、それによ
り合金が肌焼き処理されたときに、特に不利となる残留
オーステナイトの存在の可能性を低くする作用を行なう
．かくして、コバルトの存在量は最少で約３Ｗ／０、よ
り良好には約４　ｗ　／　ｏ、好ましくは約４．７５ｗ
／ｏである。コバルトは、コストがこれまで大幅に変動
してきた戦略上重要な物質であるので、必要以上に多く
存在させないようにする．かくして、コバルトの量は多
いほど有効であるかもしれないが、その量は、約８Ｗ／
０よりも多くなく、より良好には約７Ｗ／０よりも多く
なく、好ましくは約５．７５ｗ／ｏよりも多くない量と
する。

バナジウムはフェライト形戒元素であると共に炭化バナ
ジウムを形成し、これらはいずれも合金のフェライト形
成の可能性を増大させる傾向にあるが、バナジウムを添
加するのは、合金の結晶粒構造を細かくすると共に、合
金の耐摩粍性を高めるからである。かかる理由により、
バナジウムの存在量は、最少で約０．１ｗ／ｏ、より良
好には約０．４ｗ／ｏ，好ましくは約０．５ｗ／ｏであ
る。バナジウムが過剰になると、フェライトが存在する
ようになると共に著しく多蚤の炭素を拘束することにな
るので、バナジウムは約ＩＷ／０よりも多くない量、よ
り良好には約０　．　　８　ｗ／　Ｏよりも多くない量
、好ましくは約０．７ｗ／ｏよりも多くない量に制限さ
れる。

マンガンは任意の元素であるが、オーステナイトをバラ
ンスさせる作用をなすので、本発明の合金には通常添加
される．マンガンもまた合金のＭ，温度を下げる。従っ
て、合金中に約１．５ｗ／ｏよりも多くない量を存在さ
せることができる．マンガンの有効な範囲は約０．２５
〜１，２５　ｗ　／　ｏであり、好ましい組成物は、約
０．５〜１　．　　０　ｗ／　Ｏのマンガンを含む。

ケイ素は、合金の焼き戻し硬度（　ｔｅｍｐｅｒｅｄｈ
ａｒｄｎｅｓｓ）に寄与するが、強力なフェライト形成
元素であるので、合金のバランスを乱さないように慎重
に制御されなければならない。従って、ケイ素は、約Ｉ
Ｗ／０まで存在させることができる，任意であるが、ケ
イ素は約０．１〜０．７Ｗ／０程度存在させることがで
き、好ましくは約０２〜０．６ｗ／ｏ程度存在させるこ
とができる。

本発明の合金を製造する場合には、通常の場合と同様に
、最大量のフェライト形成元素と共に最少量のオーステ
ナイト形成元素を使用することを避けることが望ましい
。この逆も同様である。最良の結果は、 ３（Ｗ／ｏ　Ｃｒ）　　＋　　６（ｗ／ｏ　Ｓｉ）　　
＋　　２．５（ｗ／ｏ　Ｍｏ）＋　　６（ｗ／ｏ　Ｖ）
　　−　　２５（ｗ／ｏ　Ｃ　　＋Ｎ）　一６（ｗ／ｏ
　Ｎｉ）２（ｗ／ｏ　Ｍｎ）　　−　　２（ｗ／ｏ　ｃ
ｏ）　　−　　２１　　≦　０・・・（式１） なる式を使用することにより得ることができる。

本発明の合金は、粉末冶金をはじめとする従来の周知技
術により容易に製造することができる。

好ましくは、最良の結果を得るために、真空誘導溶解（
ＶＩＭ）を行い、その後合金を更に精練するために真空
アーク再溶解（ＶＡＲ）を行なう。

ＶＩＭを行なった後Ｃ，電極を約５９５〜５７５℃（約
１１００〜１２５０ｖ）で４〜１６時間（ｈ）、好まし
くは約６５０℃（約１２００″Ｆ）で１２時間応力除去
することができる。ＶＡＲ工程後に、同様にしてインゴ
ットの応力除去を行なうのが好ましい．合金は約９８０
〜１２００℃（約１８００〜２２００’ｌ’）、好まし
くは約１１２０℃（約２０５０下〉の浸漬温度（　ｓｏ
ａｋ　ｔｅｍｐ−ｅｒａｔｕｒｅ　）から鍛造し、次に
材料の厚さと対応する速度で室温までゆっくりと冷却す
る。焼鈍は、好ましくは臨界未満（　ｓｕｂｃｒｉｔｉ
ｃａｌ）、即ち、合金の臨界温度（　ＡＣ＋）よりも低
い温度で行なうべきである。合金の臨界温度は、周知の
技術により容易に測定することができる。肌焼き処理が
要求される場合には、合金の窒化または浸炭窒化を行な
うことができるが、周知の方法を使用して、所望の焼き
肌の深さと硬度を確保するのに十分な時間、浸炭させる
のが好ましい。本発明の合金から製造される製品は、約
１０２５〜１０５０℃（約１８７５〜１　９　２　５Ｔ
）　、好ましくは約１０４０℃（約１９００’Ｆ）の温
度で約０．２５時間プラス製品の厚さ１インチ当り更に
０．１時間の時間をかけてオーステナイト化することに
より硬化させることができる。オーステナイト処理を行
なってから、製品を急冷する。一般には、室温までの油
冷で十分である。黙しながら、複雑な製品にクランクが
発生しないようにするには、製品を約４２５℃（約８０
０｝″）に保持した塩において冷却し、塩の温度と均等
にし、次に室温まで空冷するのが好ましい。冷却処理後
は、製品を約−７３℃（約−１００”ｐ）の温度で約０
．５〜１時間深冷凍結して、実質上全てのオーステナイ
トをマルテンサイトに転移させる．次に、製品を空気中
で室温まで温める．最大の衝撃靭性，破壊靭性及び耐食
性を得るため、製品を約３１５℃（約６００’Ｆ）の温
度で約２時間焼き戻しし、室温まで空冷し、約３１５℃
（約ａ　ｏ　Ｏ’Ｆ）に再加熱し、約２時間この温度を
維持し、更に室温まで空冷するのが好ましい。

実施例 以下、本発明の実施例について説明する。

東族逍ユ 本実施例においては、約１８１Ｋｇ（４００ｌｂ）のヒ
ート（ｈｅａｔ）を真空誘導溶解し、直径が約１５ｃｍ
（６インチ）の電極を鋳造し、約７０５℃（１３００’
Ｆ）で６Ｂ４間応力除去を行ない、次に真空アーク再溶
解して、直径が約２０ｃｍ（８インチ）で下記第Ｉ＋表
に示す公称および特定組成を有するインゴットを得た。

第１１表 ｗ　／　ｏ ＡＩＳＩ　　　　ＡｒＳＩ　　　　ＡＩＳｒ施例１　　
　　　４３４０　　　８８２０　　　４４０Ｃ公称　　
　定　（公称）（公称）（公称）Ｃ　　　０．０５−０
．１　　　０．０７　　　０．４０　　　　０．２０　
　　　１．１０Ｍｎ　　　なし　　０．６８　　０．７
５　　　０．７５　　　１．００Ｓｔ　　　なし　　０
．３９　　０．２５　　　０．２５　　　１．００Ｃｒ
　　　１３　　　　１２．９８　　０．７５　　　０．
５０　　１７．ＯＭｏ　　　２　　　　１．７８　　０
．２５　　　０．２０　　　０．７５Ｎ＋　　　２−３
　　　　２．５５　　１．７５　　　０．５０　　　な
しＣｏ　　　５　　　　５．２６　　なし　　なし　　
なしＶ　　　０．６　　　　０．５８　　なし　　なし
　　なしＦｅ　　　　残　　　　　　残　　　残　　　
　残　　　　残実施例１に関しては、残分は約０．Ｏ０
５ｗ／ｏ未溝の燐、約０．００２ｗ／ｏ未満のイオウ及
び約０．ＯＯＩｗ／ｏ未溝の窒素を含む付加的ね不純物
を除いて鉄であった。比較を容易にするために、以下に
説明する比較試験に使用したＡＴＳ１４３４０．８６２
０及び４４０Ｃ鋼合金の公称組成も第Ｈ表に示した。実
施例１において得られたインゴットの応力除去を行ない
、切断して約３０ｃｍ（１２インチ）の片を形成し、約
１１２０℃（２０５０”Ｆ）の浸漬温度から鍛造して（
ｆｏｒｇｅ）約８．９ｃｍｘｌ０．８ｃｍ　（３．５イ
ンチＸ４．２５インチ）の矩形のバーを形成し、バーミ
キュライト（ｖｅｒｍｉｃｕｌｉｔｅ）中で室温まで冷
却した。鍛造したバーを約６５０℃（１２００’Ｆ）で
５６時間焼鈍し、その後空冷した。焼鈍したバーの硬度
は、ＨＲＣ２５．Ｏであることがわかった。本明細書に
おいては、特に指定しない限り、硬度はいずれもロツク
ウエルＣ硬度スケール（ＨＲＣ）である。

本実施例においては、表面硬度試験を行なうために、肌
焼きし且つ熱処理した試料を調整した。

この試料は、焼鈍したバーの一部から取出し、空気炉に
おいて約１　０４０℃（約１　９００″Ｆ）の温度で１
時間加熱して試料表面を酸化させ、次に室温まで空冷し
た．これらの試料を浸炭して肌焼きし、１　．　　２　
ｗ／　Ｏの炭素ポテンシャル（　ｃａｒｂｏｎｐｏｔｅ
ｎｔｉａｌ）で約９２５℃（１７００Ｔ）の温度におい
て７時間加熱し、その後室温まで空冷した。

浸炭した試料は、０．２５時間塩中で約１０４０ｔ（１
９００″Ｆ）の温度においてオーステナイト化し、油冷
し、約−７３℃（−１００″Ｆ）で０．５時間深冷凍結
し、更に室温まで空冷することにより硬化させた。硬化
処理に続いて、試料を約３１５℃（６００″Ｆ）でそれ
ぞれ２時間２回連続して焼き戻しし、各加熱時間の経過
後に室温まで空冷した．各試料の焼き戻し表面硬度を測
定したところＨＲＣ６２であった． 本実施例の合金の焼き肌の耐摩粍性を、クロスシリンダ
（ｃｒｏｓｓｅｄ　ｃｙｌｉｎｄｅｒ）摩耗試験（ＡＳ
ＴＭ・Ｇ８３）により試験した．この試験においては、
実施例ｌ　（第１１表）の直径が約１．２７ｃｍ（０．
５インチ）の二木の（ｄｕｐｌｉｃａｔｅ）バー試料を
硬化試料に関して説明したようにして浸炭し、熱処理し
た。各バーの焼き肌は、ＨＲＣ６１の表面硬度を有して
いることがわかった。各バーは、第１１表に示す公称組
成を有し且つＨＲＣ３１まで硬化された市販の標準的な
ＡＩＳＩ４３４０鋼から作った直径が１．２７ｃｍ　（
０．５インチ）のバーと接触させると共に直交させて配
置した。６００回転／分（ｒｐｍ）の速度と約７．３Ｋ
ｇ（１６ｌｂ）の負荷で４０，０００回転させた二回の
試験において、実施例１の試料は回転部材として使用し
、ＡＩＳＩ４３４０は固定部材として使用した。下記の
第１１Ｉ表に試験結果を示すが、第１１Ｉ表により、本
発明の合金及びＡＩＳＩ４３４０を使用した系（　ｓｙ
ｓｔｅｍ）の耐摩粍性と、市販のＡＴＳＩ８６２０鋼か
ら形成され、ＨＲＣ６１に硬化された直径が約１．２７
ｃｍ（０．５インチ）の浸炭したバーを回転部材として
使用した同じ試験系の耐摩粍性とを比較することができ
る。

現在の幾つかのエンジンにおいては、浸炭されたＡＩＳ
Ｉ８６２０のベアリングとＡＩＳＩ４３４０のベアリン
グケージが使用されているので、耐摩粍性の比較には、
８６２０／４３４０系が使用された。

第１１Ｉ表 ＨＲＣ　　試料の　４３４０　全ロス ロス のロス （ｍｍ３）　　　　　（ｍａｄ３）　　　　（ｍｍ３）
実施例１　　　６１　　０．９４Ｂ　　０．１９１　　
　１．１３７０．５８３　　　　０．１６８　　　　　
　０．７４９８　　６　　２　０　＊　　６１　　　　
１．１３７　　　０．５４８　　　　　１．６８５１．
１１ｉ２　　　　０．５８７　　　　　１．７４９＊Ａ
ＩＳＩ８６２０は、予備酸化が必要とされず且つ約８４
５℃（１５５０Ｔ）の塩において０．２５時間オーステ
ナイト化し、油冷し、約２０５℃（４００’Ｆ）で２時
間焼き戻しを行い、約−１９５℃（−３２０｝１″）で
０．２５時間深冷凍結し、約１７５℃（３５０’Ｆ）で
１時間焼き戻しを行なった点を除いては実施例１と同様
に処理した。

第１１Ｉ表に示したように、全ロスのデータから、本発
明の合金は浸炭したＡＩＳＩ８６２０鋼に比べて著しく
良好な耐摩粍性を発揮していることがわかる。

第１１表に示した組成を有する実施例１とＡＩＳＩタイ
ブ４４０Ｃの各二つの試料を使用して、１００ｐｐｍの
ＮａＣ１溶液における孔食電位（ｐｉｔｔｉｎｇ　ｐｏ
ｔｅｎｔｉａｌ）　　に関して比較試験を行なつた．実
施例Ｌの試籾は、クロスシリンダ摩耗試験に関して説明
したようにして浸炭と熱処理とを行い、一方タイブ４４
０Ｃの試料は次の第ＩＶ表に示すように熱処理した。

第ＩＶ表 一ｊ巳Ｌ一　　　五１【工ヨＬ工１σ　　　　平　　　
均実施例１　　　　＋　０．０８４　　　　　＋０．１
３１十０．１６８ ４　４　０　Ｃ　＊　　　＋０．３８２　　　　　　＋
０．３９３＋　０．４０４ ｔ（３７５’Ｆ）で１時間焼き戻し処理を行なった。

約Ｏと＋１．０００ミリボルト（ωＶ）との間の正の数
は、この試験における比較することができる耐孔食性を
示しており、第Ｉｖ表に示す結果から、本発明の合金が
タイプ４４０Ｃと同様の耐孔食性を有していることがわ
かる． 上記のようにして処理した本発明の合金と市販の標準的
なＡＩＳＩタイプ４４０Ｃの双方の試判について湿潤腐
食試験を行なった。この試験においては、直径が約２．
５ｃｍ（１インチ）のバー試料の一端を４５゜の円錐形
に機械加工し、約３５℃（９　５Ｔ）の温度で２００時
間、９５％の湿度に晒した。本発明の合金は著しく良好
な耐食性を示し、タイプ４４０Ｃと同様の耐食であった
。

双方の合金とも試験の終了時に約５％の表面ｇ食を呈し
ていた． コアの特性試験を行なうため、各試験に関する試料を焼
鈍したバーから切取り、次に疑似浸炭を行い（ｐｓｅｕ
ｄｏｃａｒｂｕｒ＋ｚｅ）　，即ち浸炭ガスの代わりに
不活性被覆ガス（Ｎ２又はＡｒ）を使用することにより
浸炭した試料のコアについて行なった処理条件にできる
だけ近づけて浸炭処理を行なった。

標準的な（ＡＳＴＭ−Ｅ２１）引張強さ試験の試料を実
施例１の焼鈍したバーから切取り、ゲージ断面（ｇａｇ
ｅ　ｓｅｃｔｉｏｎ）が約０．　０　１　３ｃｍ　（０
００５インチ）だけ大きめに粗加工を行なつた．試料は
、長手方向の軸線がバーの鍛造の際の金属の流れの方向
に沿うかあるいは交差して配向するように切断した。そ
の試料を約９２５℃（Ｉ７００’　Ｆ）の温度で７時間
擬似浸炭を行ない、室温まで空冷し、約１０４０℃（１
９００″　Ｆ）の塩において０．２５時間オーステナイ
ト化し、油冷し、約−７３℃（−１ｏｏ’Ｆ）で０．５
時間深冷凍結を行ない、２段サイクル（室温への２時間
空冷と室温への２時間空′／＋ｉ）を使用して約３１５
℃（６００’　　Ｆ）で焼戻しを行なった。次に、試料
のゲージ断面を直径約０．６４０ｃｍ（０．２５２イン
チ）まで研磨してから試験を行なうた。二重室温引張強
さ試験の結果を第Ｖ表に示す。第Ｖ表には、降伏点（Ｙ
．Ｐ．　）および極限引張り強さ（Ｕ．Ｔ．Ｓ．）が含
まれており、これらのいずれも、数千ボンド／平行イン
チ（ｋｓｉ）とメガパスカル（ＭＰａ）で示すと共に、
伸び率（％Ｅｌ．）と横断面の減少率（　ｐｅｒｃｅｎ
ｔｒｅｄｕｃｔｉｏｎ　）　　（％Ｒ．Ａ．）で示して
ある。

第Ｖ表 ＨＲ（：　　　Ｙ．Ｐ．　　　　Ｕ．Ｔ．Ｓ．施例１　
　　　　　ｋｓｉ　（ＭＰａ）Ｌ　＊　　　　３９．５
　　　１１８．３　　　１８２．５　　　２１．７（８
１５．６）　　（１２５６．９） ３９．５　　　１２０．３　　　　１８２．９（８２９
．４）　　（１２６１．１） Ｔ＊　　　３９．５　　　データなし　　　１８３．７
（１２６６．６） ３９．５　　　１１８．３　　　　１８２．３（８１５
．６１　　（１２５６．９３ １７．１ ｋＥｌ　． １８．８ １９．４ ｋＲ．＾． ７１．０ ７０．０ ５５．３ ６０．３ ＊Ｌ−１９造されかつ焼鈍されたバーの金属の流れの方
向の沿った試才４の長手力 方向の軸線 破壊靭性試験ように、径が約３．１８ｃｍ（１．２５イ
ンチ）の２つの標準（ＡＳＴＭ−Ｅ３９９）コンパクト
引張試料を、長手力向の軸線が鍛造の際の金属の流れの
方向に沿って配向するように、焼鈍したバーから切取り
、約０．０２５ｃｍ（ｏ．ｏｉｏインチ）だけ大きめに
粗加工を行なった。次に、その試料を、引張強さ試験の
試料に関して上記したように擬似浸炭しかつ熱処理し、
次に標準サイズまで仕上げ加工を行なった。その試料は
かかるダクタイル合金（ｄｕｃｔｉｌｅ　ａｌｌａｙ）
にしては小さすぎたので、有効なＫ１ｃの結果を測定す
ることができなかった。しかしながら、Ｋ０の結果は第
ｖＩ表に示してあり、この結果から極めて良好なコア破
壊靭性を有していることがわかる。

ＫｌｃとＫＱの意義は、ＡＳＴＭ−Ｅ３９９に規定する
通りである。

第■表 実施例Ｉ　　　　Ｈ　Ｒ　Ｃ　　　　　　Ｋ　ｏｋｓｉ
　　　　　　（ＭＰａ） （インチ）　　　（ｍ） Ｌ　＊　　　　　　　　３９．０　　　　　１３５．７
　　　　（１４９．１）３９．０　　　　　１４８．１
　　　　（＋６２．７）＊Ｌ一鍛造しかつ焼鈍したバー
の金属の流れの方向に沿った試料の長手方向の軸線 実施例１の長手方向（Ｌ）および交差方向（Ｔ）の標準
（ＡＳＴＭ−Ｅ２３）シャルビー■ノッチ（ＣＶＮ）試
料を約０．０５１ｃｍ　（０．０２０インチ）大きめに
粗加工し、次に引張強さ試験試料に関して上記した態様
で熱処理と擬似浸炭処理とを行なった。熱処理後に、試
料の仕上加工を行ない、ノッチを形成し、Ｏ℃（３　２
”Ｆ）．約２５℃（７８″Ｆ）および１００℃（２　１
　２’Ｆ）の温度で衝撃靭性の試験を行なった。試験結
果は次の第■表に示す通りであった。

第■表 Ｌ　＊ Ｔ　＊ Ｌ　＊ Ｔ　＊ ０（３２）　　　３９．５　　　　１６７（１２３）１
５０（Ｉｌｌ）１３４　　（９９ ０（３２）　　　３９．５　　　　　６８　　（５０６
４　　（４７ ２５　（７８）　　　３９．５　　　　１７５　（１２
９　　＋６９　（１２５）１６３　（１２０） ２５（７８）　　　４０．０　　　　１０８　　（７８
）　　９４（６９）６６（４９） Ｌ　＊ Ｔ　＊ ８０　　（５９ １００（２１２）　　　３９．５　　　　１６８（１２
４　　　１８１（１１９）１５５（１１４ １００（２１２）　　　３９．５　　　　　８１　　（
４５　　　８４（６２）１０７　　（７９ ＊Ｌ−鍛造されかつ焼鈍されたバーの金属の流れの方向
に沿った試料の長手方向の 重山線 Ｔ一鍛造されかつ焼鈍されたバーの金属の流れの方向と
交差する試料の長手方向 の４ｉ［ｈ線 以上の結果から、本発明は特に鍛造の際の金属の流れの
方向に沿って、優れたコア２Ｉ　”ｌ靭性を発揮するこ
とがわかる。

本明細書において使用した語および表現は、車に説明の
ためのものであって限定を意味するものではなく、かか
る語および表現は、説明した特徴の均等物またはその一
部を除外する目的で使用されているものではない。従っ
て、特許請求の範囲に記載の範囲内において種々の変更
を行なうことができるものである。

発明の効果 本発明の合金は、通常の技術を使用して肌焼きし且つ熱
処理すると、優れた高温処理能力，靭性及び耐食性をは
じめとする独特の組合わせに係る焼き肌およびコア特性
を発揮するとともに、焼き肌は高硬度を有し且つ実質上
残留オーステナイトを含まず、しかもコアは著しく延性
があり、実質上フェライトを含まないものとなる．本発
明の合金は、ビレット．バー，ロンド及びワイヤをはじ
めとする種々の形態に製造することができる。更に、本
発明の合金は宇宙船及び航空機のエンジン用のベアリン
グ５航空機のトランスミッション用のベアリング及びギ
ヤ．機器のベアリング、並びに、顕著な靭性と耐食性を
合わせもつことが必要なナイフをはじめとする種々の製
品の製造に使用することができる。

Claims (20)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量パーセント（ｗ／ｏ）で約 Ｃ０．０５−０．１０ Ｍｎ最大１．５ Ｓｉ最大１ Ｃｒ１１−１５ Ｍｏ１−３ Ｎｉ１．５−３．５ Ｃｏ３−８ Ｖ０．１−１ Ｐ最大０．０１０ Ｓ最大０．００５ Ｎ最大０．０５ で、残りが鉄から実質上なることを特徴とする肌焼き硬
   化耐食性合金。
2. （２）３（ｗ／ｏＣｒ）＋６（ｗ／ｏＳｉ）＋２．５（
   ｗ／ｏＭｏ）＋６（ｗ／ｏＶ）−２５（ｗ／ｏＣ＋Ｎ）
   −６（ｗ／ｏＮｉ）−２（ｗ／ｏＭｎ）−２（ｗ／ｏＣ
   ｏ）−２１≦０であることを特徴とする請求項１に記載
   の合金。
3. （３）少なくとも約０．０６ｗ／ｏの炭素と約０．００
   ２ｗ／ｏ以下の窒素を含むことを特徴とする請求項１に
   記載の合金。
4. （４）約０．０９ｗ／ｏ以下の炭素を含むことを特徴と
   する請求項３に記載の合金。
5. （５）約０．７ｗ／ｏ以下のケイ素を含むことを特徴と
   する請求項３に記載の合金。
6. （６）約３．０ｗ／ｏ以下のニッケルを含むことを特徴
   とする請求項３に記載の合金。
7. （７）約７ｗ／ｏ以下のコバルトを含むことを特徴とす
   る請求項３に記載の合金。
8. （８）約０．８ｗ／ｏ以下のバナジウムを含むことを特
   徴とする請求項３に記載の合金。
9. （９）重量パーセント（ｗ／ｏ）で約 Ｃ０．０６−０．０９ Ｍｎ０．２５−１．２５ Ｓｉ０．１−０．７ Ｃｒ１２−１４ Ｍｏ１．５−２．５ Ｎｉ２．０−３．０ Ｃｏ４−７ Ｖ０．４−０．８ Ｎ最大０．００２ であることを特徴とする請求項１に記載の合金。
10. （１０）３（ｗ／ｏＣｒ）＋６（ｗ／ｏＳｉ）＋２．５
    （ｗ／ｏＭｏ）＋６（ｗ／ｏＶ）−２５（ｗ／ｏＣ＋Ｎ
    ）−６（ｗ／ｏＮｉ）−２（ｗ／ｏＭｎ）−２（ｗ／ｏ
    Ｃｏ）−２１≦０であることを特徴とする請求項９に記
    載の合金。
11. （１１）約０．０８／ｏ以下の炭素を含むことを特徴と
    する請求項３に記載の合金。
12. （１２）重量パーセント（ｗ／ｏ）で約 Ｃ０．０６−０．０８ Ｍｎ０．５−１ Ｓｉ０．２−０．６ Ｃｒ１２．７５−１３．５ Ｍｏ１．５−２．０ Ｎｉ２．２５−２．７５ Ｃｏ４．７５−５．７５ Ｖ０．５−０．７ Ｎ最大０．００２ であることを特徴とする請求項９に記載の合金。
13. （１３）３（ｗ／ｏＣｒ）＋６（ｗ／ｏＳｉ）＋２．５
    （ｗ／ｏＭｏ）＋６（ｗ／ｏＶ）−２５（ｗ／ｏＣ＋Ｎ
    ）−６（ｗ／ｏＮｉ）−２（ｗ／ｏＭｎ）−２（ｗ／ｏ
    Ｃｏ）−２１≦０であることを特徴とする請求項１２に
    記載の合金。
14. （１４）請求項１に記載の合金から形成されることを特
    徴とする加工されかつ熱処理された製品。
15. （１５）請求項２に記載の合金から形成されることを特
    徴とする加工されかつ熱処理された製品。
16. （１６）請求項９に記載の合金から形成されることを特
    徴とする加工されかつ熱処理された製品。
17. （１７）請求項１０に記載の合金から形成されることを
    特徴とする加工されかつ熱処理された製品。
18. （１８）請求項１２に記載の合金から形成されることを
    特徴とする加工されかつ熱処理された製品。
19. （１９）請求項１３に記載の合金から形成されることを
    特徴とする加工されかつ熱処理された製品。
20. （２０）請求項１に記載の合金から形成された肌焼き製
    品において、該製品はコアと焼き肌とを備え、前記コア
    は室温において実質上フェライトを含まずかつ少なくと
    も約ＨＲＣ３５の硬度と、少なくとも約８１Ｊ（約６０
    ｆｔ−１ｂ）の長手方向のＶノッチ衝撃靭性と、少なく
    とも約８８ＭＰａ√ｍ（８０ｋｓｉ√インチ）の破壊靭
    性とを有しており、前記焼き肌は室温で少なくとも約Ｈ
    ＲＣ６０の硬度と、約２０５℃（約４００°Ｆ）におい
    て少なくとも約ＨＲＣ６０の高温硬度と、良好な金属同
    志の耐摩粍性とを有するとともに残留オーステナイトを
    実質上含まないごとを特徴とする肌焼き製品。