JPH0542495B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

〔産業上の利用分野〕 本発明は、強度の高いキヤビテーシヨンに対す
る高い耐性を有しており、特に水力機械部品の製
造および（または）補修に有用である、軟質オー
ステナイト系コバルト含有ステンレス鋼合金に関
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問題
点〕 タービン、ポンプ、プロペラ、バルブまたは熱
交換器等の水力機械が受けるキヤビテーシヨン現
象は当業者には周知の問題である。キヤビテーシ
ヨン現象とは、局部圧力が蒸気圧より下がつた際
液体中にキヤビテイすなわち気泡が発生する現象
である。圧力が再度蒸気圧より下がつた際気泡は
急速に崩壊する。この内破には強力な物理現象、
すなわち気泡に次いで生じ速度が毎秒数百メート
ルに達し得るマイクロジエツトが伴なう。 このようなマイクロジエツトが壁に衝突する
際、その運動エネルギーは、極めて硬質の金属面
を変形させることができ、従つて重大な機械的侵
食を生じる局部衝撃波に変化する。このような衝
撃によつて生じる局部応力の強さは液体の固有状
態、温度、異質ガスの存在、圧力変化率、および
液体流速に基いて、極めて広い範囲に拡がる。こ
れらの繰返しの衝撃は疲労亀裂を伝播したり（弾
性変形）、小寸法の粒子をはがすことになる塑性
変形によつて金属面を侵食する。 本願発明者を含む当業者が行なつた多数の水力
機械部品群に対する損傷の観察および加速超音波
キヤビテーシヨン試験の結果によつて、水力機械
部品特に水力タービン部品は通常広範囲のキヤビ
テーシヨン強度を受け、この強度は２つの異なる
解決を必要とする２つの範疇に分割することがで
き、これらの解決の一方は低強度のキヤビテーシ
ヨンに、他方は高強度のキヤビテーシヨンに適用
することができることがわかつた。 水力機械特に水力タービンにおける低強度キヤ
ビテーシヨンは、大きな領域で発生し主として炭
素鋼を侵食しステンレス鋼は影響を受けないまま
であることがわかつた。このキヤビテーシヨンに
よつて炭素鋼の緩慢な侵食が生じ、この侵食は腐
蝕およびステンレス鋼等の貴合金との電池対結合
によつて加速する。 この部分の問題を克服するには、最良の解決は
全体をステンレス鋼で作つた部品を使用すること
にある。別の解決は、キヤビテーシヨン侵食と電
食と相乗効果を回避するため複数のステンレス鋼
溶接被覆層で、低強度キヤビテーシヨンを受ける
炭素鋼部品の全領域を被覆することである。 一方、高強度キヤビテーシヨンは高い水頭およ
び水速度で動作する水力機械部品群において、小
さな局部領域にのみ、例えばタービン羽根の背部
等に発生することがわかつた。このキヤビテーシ
ヨンはオーステナイト系ステンレス鋼等の高耐性
物質に対しても、毎年0.1〜10mmの割合で速い侵
食を生じる。 この部分の問題を克服するには、高耐性物質が
必要である。コバルトをベースにしたステライト
（登録商標）−１または−６合金、アルミニウム青
銅等の硬質合金、またはナイロン（登録商標）66
等の極めて弾性の重合物質は試用結果が良好であ
り、一部の特定の用途に使用されている。しかし
ながら、既知の高耐性物質の大部分は高価である
のに加えて研削および適用が困難であるため、こ
れらの特定の用途は実際にはかなり限定されてい
ることに注意されたい。 近年、一部の合金については高い耐キヤビテー
シヨン性のために高い硬質は必要でないことがわ
かつた。ケー・シー・アンソニー氏（K.C.
Anthony）他はその論文「耐キヤビテーシヨン侵
食性に対する組成およびミクロ構造の影響（The
Effect of Composition and Microstructure on
Cavitation Erosion Resistance）」（固体及び液
体衝撃による侵食に関する第５回国際会議、論文
67、英国、ケンブリツジ、1979年９月）におい
て、コバルトをベースにしたステライト合金にお
いては、炭素濃度を1.3から0.3に下げ硬度40から
25RCになることによつて耐キヤビテーシヨン侵
食性は影響を受けないことを示した。研削作業が
困難なキヤビテーシヨン侵食損傷の補修に対して
極めて重要なこの驚くべき結果により、水力ター
ビンにおけるキヤビテーシヨン損傷の補修のた
め、ステライト−21等の炭素含有量の低い軟質コ
バルトベース合金を広範に試験することになつ
た。これらの試験によつて軟質コバルトベース合
金は、強度の高い局部キヤビテーシヨン侵食に対
する補修溶接被覆層物質としてオーステナイト系
ステンレス鋼３０８または３０１よりはるかに効
率が良いことがわかつた。より詳細には、試験合
金は研削がより容易であり、コストは高いがステ
ンレス鋼より10倍以上長持ちして多くの補修のた
めの停止を節約するのでより経済的であることが
わかつた。 軟質合金、特に軟質コバルトベース合金が高い
耐キヤビテーシヨン性を有し得るという上述の事
実の説明はまだ十分ではない。当初は、ステライ
ト−６等のコバルト合金の優れた侵食作用は、到
来キヤビテーシヨンエネルギーのかなりの部分を
吸収する歪み誘起マルテンサイト変態に起因する
と考えられた。しかしながら後の実験によつて、
耐侵食性に対してこのようなマルテンサイト変態
が寄与することはあつたとしても少ないことがわ
かつた。（例えばデイー・エー・ウツドフオード
氏（D.A.Woodford）「合金におけるキヤビテー
シヨン侵食誘起相変態）（Cavitation‐Erosion‐
Induced Phase Transformation in Alloys）」
（Met.Trans.Vol.3、p.1137、1972年５月）および
エス・ヴアイドヤ氏（S.Vaidya）他「コバルト
単結晶のキヤビテーシヨン侵食における双晶化の
役割（The Role of Twinning in the Cavitati
on Erosion of Cobalt Single Crystals）」
（Met.Trans.A、、Vol.11A、p.1139、1980年７
月）を参照のこと）同じ実験によつて、むしろ侵
食特性の向上は積層欠陥エネルギー（S.F.E.）の
減少と平行していることがわかつた。従つて低S.
F.E.物質における平面滑りモードによつて破壊を
開始するのに必要な局部応力の発生が遅れ、よつ
て高サイクル疲労強度が向上することが示唆され
た。 またエス・ヴアイドヤ氏他は上述の論文で、細
密規模の双晶化が六方最密形式（以下H.C.P.ま
たはε−相と称する）におけるコバルトの優れた
耐侵食性の原因であることを示唆した。この特定
の形式は、本来面心立方形式（以下、F.C.C.また
はγ−相と称する）の純粋コバルトにおいて420
℃で起こる同素体変換から生じるコバルトの低温
安定形式である。 〔発明の目的〕 上記のような事情の下で、本発明は第一に高い
耐キヤビテーシヨン侵食性を有している軟質オー
ステナイト系コバルト含有ステンレス鋼合金を提
供することを目的としたものであり、更にはかか
る高い耐キヤビテーシヨン侵食性を有するステン
レス鋼合金を低コバルト含有量で実現することを
目的としたものである。 〔発明の構成〕 本発明は、65％程度のコバルトを含有している
合金で得られると同様の顕著な耐キヤビテーシヨ
ン性が、僅か８％のコバルトを含有している軟質
ステンレス鋼合金でも得られるという発見に基い
ている。そしてこの低コバルトステンレス鋼合金
の少なくとも60％は、周囲温度で準安定F.C.C.γ
−相になつており、キヤビテーシヨン露出下で細
密変形双晶化を示すH.C.P.ε−相および（また
は）α−マルテンサイト相に変態することができ
るようにするのに十分な程度低い積層欠陥エネル
ギーを有しているものである。 すなわち、かかる新しい知見に基づいてなされ
た本発明のステンレス鋼合金は、８〜30重量％の
コバルトと、13〜30重量％のクロムと、0.03〜
0.3重量％の炭素と、0.3重量％以下の窒素、３重
量％以下のシリコン、２重量％以下のモリブデ
ン、９重量％以下のマンガンから選択された少な
くとも１種とを含有しており、残部は鉄であつ
て、各々フエライト形成元素（Cr，Mo，Si）お
よびオーステナイト形成元素（Ｃ，Ｎ，Co，
Mn）として知られる上述の元素の量、およびこ
れらのフエライトおよびオーステナイト形成元素
の中で、各々積層欠陥エネルギーを増大させるも
の（例えばＣ）および該積層欠陥エネルギーを低
下させるもの（例えばCo，Si，MnおよびＮ）と
して知られる前記元素の量は、合金の少なくとも
60重量％は周囲温度で準安定面心立方（F.C.C.）
γ−相になつているものである。 本発明のステンレス鋼合金において、コバルト
含有量が８重量％より多いときは優れた耐食性を
示すが、８重量％より少くなるとγ−相が得難
く、耐食性が低下する。また30重量％を超えるコ
バルト含有量は経済的でない。 またクロム含有量が13重量％より少くなると耐
食性のみならず耐キヤビテーシヨン侵食性も満足
であるので30重量％を超える含有は好ましくな
い。 炭素含有量が0.03重量％以上であるのは充分な
耐キヤビテーシヨン侵食性と耐食性とを兼ね備え
るに必要なためであるが、0.3重量％をこえてそ
れ以上の改良を望めない。 窒素は耐キヤビテーシヨン侵食性を改善する
が、その含量が0.3重量％を超えると溶接や鋳造
に際して気孔の発生を招くことがあり、多すぎる
ことは望ましくない。 シリコンの少量含有は合金の溶融性を改善する
ので好ましいが、３重量％を超えると延性が低下
し加工上不利となる。 モリブデンは塩素含有水に対する耐食性改善に
有効であることが知られているが、多量に含有す
ることは高価となるうえ加工性の低下を招くの
で、２重量％以上は好ましくない。 マンガンはγ−相の生成に有効であり、また炭
素やシリコンを含有する合金の延性を改良するに
有効であるが、９重量％を超えることは加工性な
どの点で好ましくない。 前記組成からわかるように本発明による合金の
炭素含有量は低い（0.3％以下）。この特定の作用
は炭素含有量を1.3％から0.25％に低減してもス
テライト−６合金の高い耐キヤビテーシヨン性は
保持されるという、ケー・シー・アンソニー氏他
による上述の観察と一致している。 前述したように本発明による合金の少なくとも
60重量％は、周囲温度で準安定であり低い積層欠
陥エネルギーを有しているオーステナイト系γ−
相になつていなければならない。 合金はキヤビテーシヨン露出下で細密変形双晶
化、六方最密ε−相および（または）α−マルテ
ンサイト相に変態することができることが必要で
あるため、γ−相の準安定性は本発明にとつて重
要である。γ−相の必要な準安定性を得るため、
合金に含まれているフエライト形成元素（Cr，
Mo，Si）の量およびオーステナイト形成元素
（Ｃ，Ｎ，Co，Mn）の量は、特に急速な冷却の
場合オーステナイト（すなわちγ−相）をかろう
じて安定させε−相およびマルテンサイトへのキ
ヤビテーシヨン誘起相変態を促進するように各々
選択し釣合せなければならない。 同様に前述したように本発明による合金は、低
い積層欠陥エネルギーを有する結晶に特有の細密
なキヤビテーシヨン誘起双晶化を示すものであ
る。このような低い積層欠陥エネルギー（S.F.
E.）にするため、結晶の積層欠陥エネルギーを低
下または増大させる各元素の能力を考慮しなけれ
ばならず、本発明による所与の合金の組成を完成
するように選択する種々の元素の各量は、前記各
元素の特定の能力を考慮に入れて、キヤビテーシ
ヨンに対する露出によつて細密な変形双晶化を誘
起することができるレベルに組成全体を積層欠陥
エネルギーを低下させるように調整しなければな
らない。本発明による合金で使用することができ
る上述の元素の中で、ＣはS.F.E.を増大させるこ
とが知られており、Co，Si，MnおよびＮはS.F.
E.を低下させることが知られている。従つて好ま
しくは後者の元素を選択して組成のS.F.E.を可能
な限り低下させなくてはならない。これらの後者
の元素の中で、コバルトはS.F.E.を低下させるの
に加えて、大きな濃度範囲に渡つて合金のオース
テナイト相を準安定状態に保持することを可能に
するという点でおそらく最も興味深い元素であ
る。 本発明による合金が細密なキヤビテーシヨン誘
起変形双晶化を示す必要性は、高コバルト合金の
高い耐キヤビテーシヨン性はその低い積層欠陥エ
ネルギーおよび細密な平面変形双晶化に起因する
と考えたエス・ヴアイドヤ氏他（上記参照）によ
る観察と一致する。しかしながら、30％以下のコ
バルトおよび70％までの鉄を含有している本発明
による合金が、高コバルト合金とほぼ同じ低いS.
F.E.および細密な変形双晶化を示すという事実
は、デイー・エー・ウツドフオード氏他により発
表された論文「Co−Fe合金における４層積層シ
ーケンスを伴なう変形誘起相変態（Ａ
Deformation‐Induced Phase Transformation
Involving ａ Four‐Layer Sracking
Sequence in Co‐Fe Alloy）」（Met.Trans.1971
年、vol.2，p.3223）を考慮に入れると相当に驚
くべきことのように思われるだろう。上述の論文
においては、キヤビテーシヨン誘起γ−ε変態を
完全に消滅させるには僅か15％の鉄で十分である
ことが示されている。この特定の作用に対する可
能な説明は、本発明による合金においてはクロム
はコバルトおよび鉄との強力な相互作用を有して
おり低S.F.E.結晶の形成を促進するということで
ある。 本発明によるFe−Cr−Co−Ｃ合金の表層はキ
ヤビテーシヨン露出後、H.C.P.ε−相またはα−
マルテンサイトの極めて細密な変形双晶網を示
す。キヤビテーシヨン露出下のこの連続した細密
双晶化の存在によつて、合金の高い耐キヤビテー
シヨン性の説明がつく。この細密双晶化は確かに
到来キヤビテーシヨン衝撃エネルギーを吸収する
効率的な手段である。またこの細密双晶化は高い
応力集中を回避し疲労亀裂の開始および伝播を遅
らせる歪み適応の効率的手段でもある。細密双晶
化と関連した局部歪み硬化は、キヤビテーシヨン
露出（定温放置期間）の始まりで双晶化が露出面
全体に拡大するのを促進する。これによつて、波
状変形材料において生じる高い表面起伏とは対照
的に、なぜこの表面が定温放置期間中極めて平坦
かつ平滑なままであるのか説明がつく。より平滑
な表面は確かにキヤビテーシヨン内破によつて生
じる局部接線方向流によつてさほど侵食されな
い。従つて定温放置期間中、本発明によるCo合
金上のただ１つの起伏は細密双晶化表面ステツプ
である。最終的にこの極めて細密な双晶化によつ
て、双晶交点で極めて微細な粒子を除去すること
により侵食速度が極めて低くなる。こうして生じ
た所与の金属の損失体積に対する大量の新しく作
られた表面は、初期キヤビテーシヨンエネルギー
を吸収するもう１つの効率的方法である。 本発明の好適な態様によれば、本発明によるオ
ーステナイト系コバルト含有ステンレス鋼合金
は、８〜30重量％のコバルトと、13〜30重量％の
クロムと、0.03〜0.3重量％の炭素と、３〜９重
量％のマンガンと、0.3重量％以下の窒素、３重
量％以下のシリコン、２重量％以下のモリブデン
から選択された少なくとも１種とを含有している
のが有利である。言うまでもなく前記各元素の各
量は前述のように選択し釣合せる。 前述のように本発明によるステンレス鋼合金は
軟質である。該合金はステライト−６やステライ
ト−21等の従来の高コバルト合金より安価であ
り、これらの高コバルト合金とほぼ同じ顕著な耐
キヤビテーシヨン性を有している。従つて本発明
による合金は、キヤビテーシヨン侵食に対して水
力機械を保護するため今日使用されているステラ
イト−21タイプの合金に対して経済的な代用品と
なる。このような合金で作られた溶接用ワイヤま
たは溶接棒は熱間および冷間圧延することがで
き、キヤビテーシヨン損傷の現場補修に使用する
ことができる。また水力機械部品はこのような合
金から直接鋳造して、高い耐キヤビテーシヨン性
の水力機械の開発および製作を可能にすることが
できる。 本発明によるステンレス鋼を用いて構成された
部品は、少なくともより硬質のステライト−１ま
たは−６合金で作られた部品と等しい耐キヤビテ
ーシヨン性を有している。本発明による合金は軟
質であるためはるかに容易に研削することができ
る。実際に、この合金はステライト−21タイプの
軟質高コバルト合金で作られた部品の全ての利点
を有しているがコストは低い。 〔実施例〕 実験手順 後述の実験結果およびデータは下記のようにし
て得られた。 ａ） 高強度キヤビテーシヨン侵食に対する耐性 高強度キヤビテーシヨン侵食に対する耐性は
標準ASTM−G32超音波キヤビテーシヨン試
験に従つて測定した。22℃の蒸留水中で50μm
の２倍振幅で20kHzで振動している16mm円筒状
試験片の減量を、0.1mgまで正確な電気秤で６
時間に渡つて名目上の組成、製法、硬度および
本来の結晶構造と共に表１に示す。

【表】

【表】 前記表１に示した試作コバルト合金Co＃１
〜Co＃25は、小型実験室用アーク炉の水冷銅
板上での成分下記すなわち、炭素鋼、３０４ス
テンレス鋼、ステライト−21、フエロクロム、
電解コバルト、フエロマンガンおよびフエロシ
リコンの幾つかの適当な混合物を再融解するこ
とによつて作つた。Co＃７、12および15がい
ずれもNiを過剰に含むか又はCo含量が低すぎ
るので本発明の組成範囲の外であり、またCo
＃５、11、13、14および16が組成は本発明の範
囲内であつても準安定なγ−相の割合が60％に
満たないから、これらを除くすべての試作合金
は本発明の範囲内にある。 (b) その他の測定 様々なキヤビテーシヨン露出時間後、金属組
織の観察、微小硬度の測定、およびＸ線回折を
行なつた。 金属組織の観察は、様々なキヤビテーシヨン
露出時間実験材料の侵食面を投影した光学およ
び走査電子顕微鏡写真について行なつた。表面
は最初は電気化学的に研磨およびエツチングし
た。 微小硬度測定は、様々なキヤビテーシヨン露
出後実験材料の侵食面上に、この面が起伏し過
ぎて測定できなくなるまでピラミツト状ダイヤ
モンドを当てることによつて行なつた。 Ｘ線回折を行なうには薄い表層（〜10μm）
のみを回折させるように長いCuKα波長を選択
した。キヤビテーシヨン露出時間は表面侵食が
ちようど開始するように定温放置期間の最終部
分内で選択した。 キヤビテーシヨン侵食試験 表１および第１図、第２図は本願発明者が行な
つたキヤビテーシヨン侵食試験の結果を要約した
ものである。これらの結果は明らかに、３０８ス
テンレス鋼は１０２０炭素鋼の２倍の耐キヤビテ
ーシヨン性を有しており、対照例であるCo＃５，
７および11〜16以外の全ての本発明の合金は硬度
がかろうじて高いだけであつても３０８ステンレ
ス鋼の10〜50倍のはるかに良好な耐キヤビテーシ
ヨン性を有していることを示している。 これらの結果から、本発明例の試作コバルト−
クロム−鉄合金は対照例の試作コバルト合金より
優れていることがわかる。すなわち、対照例の
Co＃11〜16の合金は耐キヤビテーシヨン侵食性
が本発明例の合金より明らかに劣つている。ま
た、Co＃７は耐キヤビテーシヨン侵食性では本
発明例の合金と同等であるが、ニツケル含量が高
く、このような１％を超えるニツケルが含まれる
合金は性質がバラついて信頼性が乏しいことが分
つている。さらに、対照例の合金Co＃16は耐キ
ヤビテーシヨン侵食性については本発明例の合金
とほぼ同等の値を示しているが、準安定なγ−相
の割合が60％に満たない。このようなγ−相の割
合が低い合金は、高温処理によつて耐キヤビテー
シヨン侵食性が低下するために、溶接を行なう用
途には不向であるために、本発明の範囲から除外
してある。 Ｘ線回折 本願発明者が行なつたＸ線回折試験の結果を第
３図、第４図および表２に要約する。

【表】

【表】 表２により、１０２０炭素鋼試験片はキヤビテ
ーシヨン露出後変形誘起変態を何ら示さなかつた
ただ１つの材料であることがわかる。予想された
ように３０８オーステナイト系ステンレス鋼試験
片の侵食面の小部分しかマルテンサイトに変態し
なかつた。この合金では、キヤビテーシヨン露出
は表面組織を変化させ２００面配向結晶粒を侵食
して除去し高耐性１１１面配向結晶粒を露出させ
たことは注目に値する。 ３０１ステンレス鋼は溶接したままでは部分的
にマルテンサイト系であり、その表面はキヤビテ
ーシヨン下で完全にマルテンサイトに変態した。
合金Co＃５（10％Co）は融解したままでは大部分
はフエライト系であり、その小部分のオーステナ
イトはキヤビテーシヨン露出下でほぼ完全にマル
テンサイトに変態した。合金Co＃３（20％Co）は
融解したままではオーステナイト系であり、表面
は大部分はH.C.P.ε−相および一部マルテンサイ
トに変化したが、ステライト２１の表面はH.C.
P.ε−相のみにさほど広範囲ではなく変態した。
驚いたことに合金Co＃６（10％Co−18％Cr）は
α−マルテンサイトに誘起変態しε−相には変態
せずに同じ顕著な耐キヤビテーシヨン性を示し
た、逆に鋳造したままでマルテンサイト系であつ
た合金Co＃11〜15は（表１参照）最良のキヤビ
テーシヨン性能を示さなかつた。 上述の結果から、キヤビテーシヨン誘起変態の
程度は下記の順序すなわち、１０２０（０％）、
Co＃５（約10％）、３０８（約15％）、３０１（約
75％）、ステライト２１（約75％）、本発明例の
Co＃３（約90％）、本発明例のCo＃６（約90％）の
順序で増大することがわかる。 第４図に示したようにキヤビテーシヨン誘起硬
化は同じ傾向に従う。 これらの結果は、本発明の合金がいづれも優れ
た性質を有していることを証明している。 微小硬度 本願発明者が行なつた微小硬度測定の結果を第
５図に示す。 第５図ａにより、耐性のより高い合金に関して
は定温放置期間中表面硬度がより大きく増加する
ことがわかる。炭素鋼試験片の軟質フエライトで
は変形硬化は何ら測定されなかつた。融解したま
まではステライト２１より軟質である試作合金
Co＃３は最高の硬化を示し、最終硬化はステラ
イト２１より高かつた。この硬化は定温放置期間
の初期の段階で極めて急速に増加した。 第５図ｂに示した断面での微小硬度測定によ
り、キヤビテーシヨン変形硬化は極めて薄い表層
（＜50μm）に限られていることがわかり、これか
らこのような方法によつて微小硬度を測定するこ
とは極めて困難であることがわかる。 顕微鏡写真 キヤビテーシヨン露出後一部の実験材料の表面
の様々な顕微鏡写真を撮影した。 １０２０炭素鋼試験片の表面では、起伏した粗
い表面を生じるキヤビテーシヨン内破の衝撃痕が
ノマルスキー照明により現われた。突起および食
孔の密度はキヤビテーシヨン時間と共に急速に増
加し、僅か30秒後に2000／mm²以上に達した。フエ
ライトはパーライトよりはるかに変形し、僅か30
分間後に亀裂を生じ引裂かれ強靭なバーライトコ
ロニーから分離した。 ほぼ同じ粗質化メカニズムが３０８オーステナ
イト系ステンレス鋼試験片でも観察された。但し
亀裂および裂断はこの単相材料ではより遅くかつ
より均一に生じた。変形面にはごく僅かでかすか
なマルテンサイト線が見られた。３０１試験片で
は、溶接したままの付着物中に既に存在した粗い
マルテンサイト下地はキヤビテーシヨン衝撃によ
つて鈍化され増大する。粗質化はさほど顕著では
なく30分後に多数の小さな裂断が見られた。 ２つのCo合金すなわちステライト２１（65％
Co）およびCo＃３（20％Co）では全く異なる作
用が観察された。衝撃食孔は極めて小さな深い表
面粗質化には至らなかつた。純粋コバルトにおけ
る双晶線のように既に文献で確認された多数の滑
り線は、極めてすぐに僅か数秒のキヤビテーシヨ
ン露出後に現われた。キヤビテーシヨン時間が進
むにつれて双晶線密度および双晶化変形は増大
し、１，２時間後極めて細密な交叉双晶の極めて
密な網目になつた。次いで双晶または粒界での界
面亀裂によつて生じた小さな角形粒子を引裂くこ
とによつて侵食が開始した。試作合金Co＃３に
おいて双晶化領域は、極めて細密に見え最も細密
な平行双晶化領域と同様に良好な耐キヤビテーシ
ヨン性を有している小さな樹枝状晶間マルテンサ
イト領域によつて分離された。純粋コバルトにお
けるように、密集面（0001）H.C.P.で最も細密
な平行双晶化に好都合である結晶粒配向は最も高
い耐キヤビテーシヨン性を示した。同じ細密双晶
化は変態合金Co＃６の純粋マルテンサイトでも
観察された。 断面で撮影した顕微鏡写真の観察でも、１０２
０炭素鋼に関してより大きな変形および亀裂領域
（30μm程度）が現われた。この領域はステンレス
鋼でははるかに小さかつた（数μm）。Co合金試
験片においてキヤビテーシヨン歪み表層は極めて
薄く見えた（1μm以下）。これらの断面ではキヤ
ビテーシヨン誘起双晶化は何ら現われなかつた。
表面双晶化がキヤビテーシヨン衝撃を吸収または
遮蔽する極めて効率的な手段であるかのように、
観察した表面下領域がいかにキヤビテーシヨン衝
撃によつて影響を受けないように見えるかに注意
すると興味深い。一般的な傾向として、材料の耐
キヤビテーシヨン性が高い程その表面はキヤビテ
ーシヨン露出下でより平滑なままであつた。 実験結果 上述の試験、測定および観察により、対照例の
合金であるCo＃５，７および11〜16以外の本発
明による全ての試作合金はステライト−２１等の
高コバルト合金とほぼ同じ顕著な耐キヤビテーシ
ヨン性を有していることが明らかである。 また上述のデータ、特にＸ線回折からのデータ
により、本発明によるCo合金の優れた耐キヤビ
テーシヨン性はH.C.P.ε−相またはα−マルテン
サイトの変態に関連した細密な変形双晶網に起因
すると考えられることがわかる。このような細密
なキヤビテーシヨン誘起双晶化は低い積層欠陥エ
ネルギーを有する結晶に特有のものである。 キヤビテーシヨン露出を受ける前には主にフエ
ライト系またはマルテンサイト系である本発明の
範囲内に入らない試作合金Co＃５および11〜15
では細密双晶化は見られず耐キヤビテーシヨン性
が乏しかつたという事実は、F.C.C.γ−相から細
密変形双晶化H.C.P.ε−相および（または）α−
マルテンサイト相へのキヤビテーシヨン誘起相変
態は高い耐キヤビテーシヨン性を得るには必須で
あることを示していると考えられる。この条件は
本発明による合金が周囲温度で準安定オーステナ
イト相になつていることを含んでいる。 合金のオーステナイト相の安定性が良好であり
過ぎた場合、キヤビテーシヨン露出下の相変態は
小さくなる。従つて例えば、極めて安定している
ことで知られるステライト−２１（65％Co）よ
り顕著なキヤビテーシヨン誘起相変態および歪み
硬化を有している本発明による合金Co＃３（20％
Co）も、初期硬度が低くても（ステライト−２
１の30RCと比較して23RC）優れた耐キヤビテー
シヨン性を有している。これに関連して、耐キヤ
ビテーシヨン性のための最適組成はモリブデン等
の溶体硬化添加物を含有して同じ程度の相変態を
保持することができることに注意されたい。 従つてちようど３０１ステンレス鋼におけるよ
うに、本発明による合金に含まれてるフエライト
形成元素（Cr、Mo、Si）およびオーステナイト
形成元素（Ｃ、Ｎ、Co）の量は、特に急速な冷
却の場合オーステナイトをかろうじて安定させ同
時にγ−相からε−相またはμ−マルテンサイト
へのキヤビテーシヨン誘起相変態を促進するよう
に釣合せなければならない。本発明による合金の
高い耐キヤビテーシヨン性は本質的に、S.F.E.を
増大させる元素、主としてＣおよびNiの量を可
能な限り低減しS.F.E.を低下させる元素（Co、
Si、Mi、Ｎ）に置換えてより細密な変形双晶化
を生じるようにした組成の結果である。 本発明による軟質コバルト合金は、タービン、
ポンプ、水栓等の水力機械部品の製造または補修
に有利に使用することができる。該合金は炭素鋼
のコア上に溶接したりあるいはそれとして鋳造し
た保護層として使用することができる。該合金は
薄板、溶接用ワイヤまたは溶接棒に熱間または冷
間成形して、キヤビテーシヨン損傷の現場補修に
おいて従来このような補修に使用されてきたより
高価なステライト−２１の代りに使用することが
できる。 本発明によるCoオーステナイト系ステンレス
鋼の最良の耐キヤビテーシヨン性のため、鋳造ま
たは溶接したままの状態で特別な熱処理または機
械的処理は何ら必要ではないことに注意された
い。これらは鋳造したままで使用することがで
き、これによつて溶加材に適用可能になる。 例えば平坦な製品またはワイヤ製品に成形する
目的でそれらを冷間変形しなければならない場
合、プレーンオーステナイト系ステンレス鋼とし
て高温焼なまし処理が必要になる。Coベース合
金より良好なそれらの成形性は溶接用ワイヤの製
作のためのもう１つの経済的利点である。

【図面の簡単な説明】

第１図は様々の鋼およびコバルト合金に関する
時間に対するキヤビテーシヨン減量の比較を示
し、第２図は超音波キヤビテーシヨン試験で測定
した本発明によるCo合金の平均侵食速度を示し、
第３図は様々なCo合金のキヤビテーシヨン侵食
誘起相変態を示すＸ線回折スペクトルを示し、第
４図は様々なCo合金のキヤビテーシヨン侵食速
度、誘起相変態および硬化の比較を示し、第５図
は鋼およびCo合金の侵食試験片のキヤビテーシ
ヨン時間に対する表面微小硬度および深さに対す
る断面微小硬度の比較を示す、それぞれグラフで
ある。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ ８〜30重量％のコバルトと、13〜30重量％の
   クロムと、0.03〜0.3重量％の炭素と、0.3重量％
   以下の窒素、３重量％以下のシリコン、２重量％
   以下のモリブデン、９重量％以下のマンガンから
   選択された少なくとも１種とを含有しており、残
   部が鉄である高い耐キヤビテーシヨン侵食性を示
   すステンレス鋼合金であつて、上記合金の少なく
   とも60重量％が周囲温度で準安定面心立方ｒー相
   になつていることを特徴とするステンレス鋼合
   金。 ２ ８〜30重量％のコバルトと、13〜30重量％の
   クロムと、0.03〜0.3重量％の炭素と、３〜９重
   量％のマンガンとを含有しており、残部が鉄であ
   る特許請求の範囲第１項に記載のステンレス鋼合
   金。 ３ ８〜30重量％のコバルトと、13〜30重量％の
   クロムと、0.03〜0.3重量％の炭素と、３〜９重
   量％のマンガンと、0.3重量％以下の窒素、３重
   量％以下のシリコン、２重量％以下のモリブデン
   から選択された少なくとも１種とを含有してお
   り、残部が鉄である特許請求の範囲第１項に記載
   のステンレス鋼合金。 ４ 12重量％のコバルトと、19重量％のクロム
   と、0.2重量％の炭素と、３重量％のマンガンと、
   0.05重量％の窒素とを含有している特許請求の範
   囲第３項に記載のステンレス鋼合金。 ５ ８重量％のコバルトと、13重量％のクロム
   と、0.1重量％の炭素と、９重量％のマンガンと、
   0.05重量％の窒素と、３重量％のシリコンとを含
   有している特許請求の範囲第３項に記載のステン
   レス鋼合金。 ６ 12重量％のコバルトと、13重量％のクロム
   と、0.2重量％の炭素と、９重量％のマンガンと、
   0.05重量％の窒素とを含有している特許請求の範
   囲第３項に記載のステンレス鋼合金。 ７ 12重量％のコバルトと、19重量％のクロム
   と、炭素0.2重量％の炭素と、９重量％のマンガ
   ンと、0.05重量％の窒素とを含有している特許請
   求の範囲第３項に記載のステンレス鋼合金。 ８ 12重量％のコバルトと、19重量％のクロム
   と、0.2重量％の炭素と、１重量％のマンガンと、
   0.2重量％の窒素と、１重量％のシリコンとを含
   有している特許請求の範囲第１項に記載のステン
   レス鋼合金。