JPH0689436B2 - High strength / high fracture toughness alloy - Google Patents
High strength / high fracture toughness alloyInfo
- Publication number
- JPH0689436B2 JPH0689436B2 JP3505556A JP50555691A JPH0689436B2 JP H0689436 B2 JPH0689436 B2 JP H0689436B2 JP 3505556 A JP3505556 A JP 3505556A JP 50555691 A JP50555691 A JP 50555691A JP H0689436 B2 JPH0689436 B2 JP H0689436B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- carbon
- maximum
- cobalt
- amount
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 119
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 119
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 18
- GWXLDORMOJMVQZ-UHFFFAOYSA-N cerium Chemical compound [Ce] GWXLDORMOJMVQZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 18
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N lanthanum atom Chemical compound [La] FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 14
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 239000011575 calcium Substances 0.000 claims abstract description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 46
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 33
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 26
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 claims description 26
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 claims description 26
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 26
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 15
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 15
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 12
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 claims description 12
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 11
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 230000014509 gene expression Effects 0.000 claims description 5
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 238000003483 aging Methods 0.000 claims description 4
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims description 4
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 4
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 abstract description 7
- 230000007704 transition Effects 0.000 abstract description 7
- 238000001816 cooling Methods 0.000 abstract description 3
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 abstract description 2
- 238000006467 substitution reaction Methods 0.000 abstract 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 9
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 8
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 8
- 238000000034 method Methods 0.000 description 7
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 5
- 239000000047 product Substances 0.000 description 5
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 4
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 4
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 4
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 4
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 4
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 3
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001122 Mischmetal Inorganic materials 0.000 description 2
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 150000002910 rare earth metals Chemical group 0.000 description 2
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 2
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 2
- 235000019354 vermiculite Nutrition 0.000 description 2
- 229910052902 vermiculite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010455 vermiculite Substances 0.000 description 2
- 235000001674 Agaricus brunnescens Nutrition 0.000 description 1
- 239000002970 Calcium lactobionate Substances 0.000 description 1
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 241001282736 Oriens Species 0.000 description 1
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 1
- WATWJIUSRGPENY-UHFFFAOYSA-N antimony atom Chemical compound [Sb] WATWJIUSRGPENY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052785 arsenic Inorganic materials 0.000 description 1
- RQNWIZPPADIBDY-UHFFFAOYSA-N arsenic atom Chemical compound [As] RQNWIZPPADIBDY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 239000000112 cooling gas Substances 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 230000001066 destructive effect Effects 0.000 description 1
- 238000007656 fracture toughness test Methods 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 238000007689 inspection Methods 0.000 description 1
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 1
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 238000010309 melting process Methods 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000000746 purification Methods 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 150000003839 salts Chemical class 0.000 description 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 1
- 239000013589 supplement Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
- VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N yttrium atom Chemical compound [Y] VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Classifications
-
- 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
- C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
Description
【発明の詳細な説明】 本願は、1990年２月６日に出願された一部継続出願等07
/475,773号であり、本願の譲受人に譲渡されたものであ
る。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION The present application is a continuation-in-part application, etc. filed on February 6, 1990 07
/ 475,773, which was assigned to the assignee of the present application.
発明の背景 本発明は、時効硬化性マルテンサイト系鋼合金、特に、
高い引張強さと、高い破壊靱性と、海域環境における応
力腐食割れに対する良好な耐性とが組み合さった無類の
特性を示すよう元素が厳密にコントロールされている合
金及びそれより製造された製品に係るものである。BACKGROUND OF THE INVENTION The present invention relates to age-hardenable martensitic steel alloys, especially
Related to alloys and products manufactured from them in which the elements are tightly controlled to exhibit a unique combination of high tensile strength, high fracture toughness and good resistance to stress corrosion cracking in marine environments Is.
従来、300Mと呼ばれる合金が、高強度と軽量性とが要求
される構造部品に用いられている。この300M合金は、重
量％にして次に成分を有している。Conventionally, an alloy called 300M has been used for structural parts that require high strength and light weight. The 300M alloy has the following components in weight percent.
重量％ Ｃ 0.40〜0.46 Mn 0.65〜0.90 Si 1.45〜1.80 Cr 0.70〜0.95 Ni 1.65〜2.00 Mo 0.30〜0.45 Ｖ 最小0.05 及び残部が実質上鉄である。この300M合金は、280〜300
ksiの範囲に引張強さを発揮することができる。 % By weight C 0.40 to 0.46 Mn 0.65 to 0.90 Si 1.45 to 1.80 Cr 0.70 to 0.95 Ni 1.65 to 2.00 Mo 0.30 to 0.45 V Minimum 0.05 and the balance substantially iron. This 300M alloy is 280-300
It can exert tensile strength in the range of ksi.
300Mのような高強度合金であるにもかかわらず、応力拡
大係数KICによって表される破壊靱性が である高い破壊靱性を有する高強度合金の必要性が生じ
ている。300Mによって発揮される破壊靱性はKICで表し
た場合に であって、それはその要求に応えるのに十分なものでは
ない。より高い破壊靱性は、構造部品における信頼性を
向上させるために好ましく、また破滅的な破損をもたら
すかもしれないひびを発見するための構造部品に対する
非破壊検査を可能にするという点においても好ましい。Despite being a high strength alloy such as 300M, the fracture toughness represented by the stress intensity factor K IC is There is a need for high strength alloys with high fracture toughness which is The fracture toughness exhibited by 300M is expressed in K IC. But that is not enough to meet that demand. Higher fracture toughness is preferred to improve reliability in the structural component and is also desirable in that it allows non-destructive inspection of the structural component to detect cracks that may cause catastrophic failure.
AF1410と呼ばれている合金が、 によって示される良好な破壊靱性を発揮するものとして
知られている。このAF1410合金は、1978年２月28日にリ
トル（Little）等に付与された米国特許第4,076,525中
に記載されている。AF1410合金は、同第4,076,525号特
許中に述べられているように重量％にして次のような成
分を有している。An alloy called AF1410 Is known to exhibit good fracture toughness. This AF1410 alloy is described in U.S. Pat. No. 4,076,525 issued February 28, 1978 to Little et al. The AF1410 alloy has the following components in terms of weight% as described in the above-mentioned 4,076,525 patent.
重量％ Ｃ 0.12〜0.17 Mn .05〜.20 Ｓ 最大0.005 Cr 1.8〜3.2 Ni 9.5〜10.5 Mo 0.9〜1.35 Co 11.5〜14.5REM 最大0.01 REM＝希土類金属 及び残部が実質上鉄である。然しながら、AF1410合金
は、引張強さの点に関して不完全な点が多い。それは、
270ksiまでの終局引張強さを発揮することができ、300M
によって発揮されるような重量比に対する非常に高い強
度が要求されるような高応力構造部品にとっては好まし
い強度レベルではない。300M合金によって発揮される高
い引張強さに加えてAF1410合金が有する良好な破壊靱性
をも発揮する合金を手に入れることは非常に望ましいこ
とである。 % By weight C 0.12 to 0.17 Mn .05 to .20 S maximum 0.005 Cr 1.8 to 3.2 Ni 9.5 to 10.5 Mo 0.9 to 1.35 Co 11.5 to 14.5 REM maximum 0.01 REM = rare earth metal and the balance substantially iron. However, the AF1410 alloy has many imperfections in terms of tensile strength. that is,
It can exhibit ultimate tensile strength up to 270 ksi, 300M
This is not the preferred strength level for high stress structural parts that require very high strength to weight ratio as exhibited by It is highly desirable to have an alloy that, in addition to the high tensile strength exhibited by the 300M alloy, also exhibits the good fracture toughness of AF1410 alloy.
発明の摘要 従って、本発明は、高い引張強さと高い破壊靱性とのユ
ニークな組合せによって特徴付けられる時効硬化性マル
テンサイト系鋼合金及びそれにより製造された製品を提
供することを主目的とする。SUMMARY OF THE INVENTION Accordingly, it is a primary object of the present invention to provide an age-hardenable martensitic steel alloy characterized by a unique combination of high tensile strength and high fracture toughness, and products made thereby.
より詳述すれば、本発明は、高い破壊靱性を依然として
維持しつつAF1410合金によって発揮される以上のかなり
高い引張強さを有することによって特徴付けられるよう
な合金を提供することを目的とする。More specifically, the present invention aims to provide an alloy as characterized by having a much higher tensile strength than that exhibited by the AF1410 alloy while still maintaining high fracture toughness.
本発明は更に、高強度と高い破壊靱性に加えて、海域環
境において応力腐食割れに対する高い耐性をも発揮する
よう設計された合金を提供することを目的とする。本発
明の別の目的は、低い延性‐脆性遷移温度を有する高張
力合金を提供することにある。It is a further object of the present invention to provide an alloy designed to exhibit high strength and high fracture toughness as well as high resistance to stress corrosion cracking in marine environments. Another object of the invention is to provide a high strength alloy having a low ductile-brittle transition temperature.
本発明の上述の目的，利点及び追加の目的及び利点は、
下表Ｉにおいて要約され重量％にして次の成分を有する
時効硬化性マルテンサイト系鋼合金において達成され
る。The above objects, advantages and additional objects and advantages of the present invention are
Achieved in an age-hardenable martensitic steel alloy, summarized in Table I below and having the following components in weight percent:
残部には、特性の所望の組み合せを低下させることのな
い量の追加の元素を含めてもよい。例えば、最大約0.1
％のケイ素，最大約0.02％のチタン，最大約0.01％のア
ルミニウム及び約0.008％以下のリンをこの合金中に存
在させてもよい。 The balance may include additional elements in amounts that do not compromise the desired combination of properties. For example, up to about 0.1
% Silicon, up to about 0.02% titanium, up to about 0.01% aluminum and up to about 0.008% phosphorus may be present in the alloy.
上記表は、便宜上要約して示したのであって、互いに組
み合せてのみ用いられる本発明による各元素の範囲の下
限値及び上限値を制限するもの又は互いに組み合せての
み用いられる元素の広範な範囲，中間範囲又は好適な範
囲を制限するものと、解してはならない。従って、ある
種の元素については広範な範囲，中間範囲及び好適な範
囲のうちの一又はそれ以上を採用しながら、残りの元素
については他の範囲の一又はそれ以上を採用することが
できる。加えて、ある種の元素については、広範な，中
間の又は好適な範囲の最小値又は最大値を採用しなが
ら、残りの範囲の一つからその元素の最大値又は最小値
を採用することができる。茲において及び本明細書を通
して、特に指摘しない限り、パーセント（％）は重量％
を意味する。The above table is summarized for the sake of convenience, and limits the lower limit value and the upper limit value of the range of each element according to the present invention used only in combination with each other, or a wide range of elements used only in combination with each other, It should not be construed as limiting the intermediate range or the preferred range. Thus, one or more of a wide range, an intermediate range and a preferred range for some elements may be employed while one or more of the other ranges may be employed for the remaining elements. In addition, for certain elements it may be possible to adopt a minimum or maximum value in a broad, intermediate or suitable range while adopting the maximum or minimum value for that element from one of the remaining ranges. it can. In the mushrooms and throughout the specification, unless otherwise indicated, percent (%) is by weight.
Means
本発明による合金は、高い引張強さと、高い破壊靱性
と、応力腐食割れ耐性とのユニークな組み合せを提供す
るよう厳密にバランス付けされる。例えば、Ce/Sの比の
値は、少なくとも約２〜約15以下好ましくは約10以下で
ある。本合金中のモリブデンが約1.3％を越えて存在す
る場合には、炭素及び（又は）コバルトの量は、それら
元素の範囲の下半域以内にするよう低く調整するのが好
ましい。炭素とコバルトは、次の関係式に従ってバラン
ス付けるのが好ましい。The alloy according to the invention is tightly balanced to provide a unique combination of high tensile strength, high fracture toughness and stress corrosion cracking resistance. For example, the value of Ce / S ratio is at least about 2 to about 15 or less, preferably about 10 or less. When molybdenum is present in the alloy in excess of about 1.3%, the amount of carbon and / or cobalt is preferably adjusted low to be within the lower half of the range of those elements. Carbon and cobalt are preferably balanced according to the following relationship:
ａ）％Co≦35〜81.8（％Ｃ） ｂ）％Co≧25.5〜70（％Ｃ）及び最良の結果を得るため
には、 ｃ）％Co≧26.9〜70（％Ｃ） 詳細な説明 炭素は、主に、例えばクロム及びモリブデンの如き他の
元素と組み合わさって熱処理中にカーバイドを構成する
ことによって合金の良好な硬化特性及び高い引張強さに
寄与するので、本発明に依る合金には、少なくとも約0.
2％，好適には少なくとも約0.20％、より好ましくは少
なくとも約0.21％の炭素が含有される。炭素が多過ぎる
と、本合金の破壊靱性に悪影響を及ぼす。従って、炭素
は、約0.33％以下、好適には約0.31％以下、より好まし
くは約0.27％以下に制限する。a)% Co ≦ 35 to 81.8 (% C) b)% Co ≧ 25.5 to 70 (% C) and for best results, c)% Co ≧ 26.9 to 70 (% C) Detailed Description Carbon Is primarily responsible for the good hardening properties and the high tensile strength of the alloy by constituting the carbide during heat treatment in combination with other elements such as chromium and molybdenum, so that the alloy according to the invention is , At least about 0.
It contains 2%, preferably at least about 0.20%, more preferably at least about 0.21% carbon. If there is too much carbon, the fracture toughness of this alloy is adversely affected. Therefore, carbon is limited to about 0.33% or less, preferably about 0.31% or less, and more preferably about 0.27% or less.
コバルトは、本合金の硬度及び強度に寄与し、降伏強
さ：引張強さ（Y.S./U.T.S.）の割合に有益である。従
って、少なくとも約８％、好適には少なくとも約10％、
より好ましくは少なくとも約11％のコバルトが本合金中
に存在する。最良の結果を得るためには、少なくとも約
12％のコバルトが存在する。コバルトが約17％を越える
と、合金の破壊靱性と延性−脆性遷移温度に悪影響を及
ぼす。好ましくは約15％以下、より好ましくは約14％以
下のコバルトが、本合金中に存在する。Cobalt contributes to the hardness and strength of the alloy and is beneficial to the yield strength: tensile strength (YS / UTS) ratio. Therefore, at least about 8%, preferably at least about 10%,
More preferably at least about 11% cobalt is present in the alloy. For best results, at least about
12% cobalt is present. Above about 17% cobalt adversely affects the fracture toughness and ductile-brittle transition temperature of the alloy. Preferably about 15% or less, more preferably about 14% or less cobalt is present in the alloy.
本合金の特徴である高強度と高い破壊靱性とのユニーク
な組み合せを提供するために本合金中においてはコバル
トと炭素とが厳密にバランス付けされる。それ故、良好
な破壊靱性を確保するために、炭素とコバルトは次の関
係式に従ってバランス付けするのが好ましい。Cobalt and carbon are closely balanced in the alloy to provide the unique combination of high strength and high fracture toughness characteristic of the alloy. Therefore, in order to ensure good fracture toughness, carbon and cobalt are preferably balanced according to the following relationship:
ａ）％Co≦35〜81.8（％Ｃ） 本合金が所望の高強度と硬度とを発揮するのを確実にす
るために、炭素とコバルトは、 ｂ）％Co≧25.5〜70（％Ｃ）、最良の結果を得るために
は、 ｃ）％Co≧26.9〜70（％Ｃ） の如くバランス付けするのが好ましい。a)% Co ≦ 35 to 81.8 (% C) In order to ensure that the alloy exhibits the desired high strength and hardness, carbon and cobalt are b)% Co ≧ 25.5 to 70 (% C). For the best results, it is preferable to balance as follows: c)% Co ≧ 26.9 to 70 (% C).
クロムは、合金の良好な焼入性と硬化特性とに寄与し、
合金の所望の低い延性−脆性遷移温度に有益である。従
って、少なくとも約２％、好適には少なくとも約2.25
％、より好ましくは少なくとも約2.5％のクロムが存在
する。クロムが約４％を越えると、好適な時効硬化熱処
理によって高い引張強さと高い破壊靱性とのユニークな
組み合せを達成することができない程度に合金がすみや
かに過時効（overaging）し易くなる。クロムは、約3.5
％以下、より好ましくは約3.3％以下に制限するのが好
ましい。本合金が約３％以上のクロムを含有する場合に
は、合金が所望の高い引張強さを発揮するのを確実にす
るべく、合金中に存在する炭素の量を引き上げるよう調
整する。Chromium contributes to the good hardenability and hardening properties of the alloy,
Beneficial to the desired low ductile-brittle transition temperature of the alloy. Therefore, at least about 2%, preferably at least about 2.25.
%, More preferably at least about 2.5% chromium is present. When the chromium content exceeds about 4%, the alloy is promptly overaged to the extent that a unique combination of high tensile strength and high fracture toughness cannot be achieved by a suitable age hardening heat treatment. Chrome is about 3.5
% Or less, more preferably about 3.3% or less. If the alloy contains more than about 3% chromium, the amount of carbon present in the alloy is adjusted to ensure that the alloy exhibits the desired high tensile strength.
モリブデンは合金の所望の低い延性−脆性遷移温度に有
益であるため、本合金中には少なくとも約0.75％、好ま
しくは少なくとも約1.0％のモリブデンが存在する。モ
リブデンが約1.75％を越えると、合金の破壊靱性が悪影
響を受ける。好ましくは、モリブデンは約1.5％以下、
より好ましくは約1.3％以下に制限する。本合金中に約
1.3％以上のモリブデンが存在する場合には、合金が所
望の高い破壊靱性を発揮するのを確実にするべく、炭素
の％及び（又は）コバルトの％を引き下げるように調整
しなければならない。従って、合金が約1.3％以上のモ
リブデンを含有する場合には、炭素の量は、ａ）及び
ｂ）の方程式またはａ）及びｃ）の方程式によってコバ
ルトの量との関係で定められる炭素の特定量範囲におけ
る中間量以下とする。Since molybdenum is beneficial to the desired low ductile-brittle transition temperature of the alloy, there is at least about 0.75% and preferably at least about 1.0% molybdenum in the alloy. When molybdenum exceeds about 1.75%, the fracture toughness of the alloy is adversely affected. Preferably, molybdenum is about 1.5% or less,
More preferably, it is limited to about 1.3% or less. About in this alloy
If more than 1.3% molybdenum is present, it must be adjusted to lower the% carbon and / or% cobalt to ensure that the alloy exhibits the desired high fracture toughness. Therefore, when the alloy contains more than about 1.3% molybdenum, the amount of carbon is determined by the equation of a) and b) or of a) and c) in relation to the amount of cobalt. It should be below the intermediate amount in the amount range.
ニッケルは、本合金がすみやかな焼入れ技術で又はすみ
やかな焼入れ技術によらなくても硬化することができる
程度に合金の焼入性に寄与するものである。ニッケル
は、本合金によって提供される破壊靱性と応力腐蝕割れ
耐性に有益であり、また所望の低い延性−脆性遷移温度
に寄与する。従って、少なくとも約10.5％、好適には少
なくとも約10.75％，より好ましくは少なくとも約11.0
％のニッケルが存在する。ニッケルが約15％を越える
と、合金中の炭素の溶解度が低減する結果、合金が鍛造
に続いて空冷された時の如くゆっくりとした速度で冷却
された時に、結晶粒界にカーバイドが析出する可能性が
あるので、本合金の破壊靱性と衝撃靱性（impact tough
ness）に悪影響を及ぼすこととなる。ニッケルは、約1
3.5％以下、より好ましくは約12.0％以下に制限するの
が好ましい。Nickel contributes to the hardenability of the alloy to the extent that the alloy can be hardened with or without rapid quenching techniques. Nickel is beneficial to the fracture toughness and stress corrosion cracking resistance provided by the present alloys and also contributes to the desired low ductile-brittle transition temperature. Thus, at least about 10.5%, preferably at least about 10.75%, more preferably at least about 11.0%.
% Nickel is present. When the nickel content exceeds 15%, the solubility of carbon in the alloy decreases, and as a result, carbide precipitates at the grain boundaries when the alloy is cooled at a slow rate such as when air-cooled following forging. Therefore, the fracture toughness and impact toughness
ness) will be adversely affected. Nickel is about 1
It is preferably limited to 3.5% or less, more preferably about 12.0% or less.
本合金中には所望の特性を低減させない量でその他の元
素を存在させることができる。マンガンは、合金の破壊
靱性に悪影響を及ぼすので、約0.20％以下で存在させる
ことができる。マンガンは、最大約0.15％、より好まし
くは最大約0.10％に制限するのが好ましい。最良の結果
を得るためには、本合金は約0.05％以下のマンガンを含
有する。約0.1％までのケイ素、約0.01％までのアルミ
ニウム、約0.02％までのチタンを、合金の脱酸のために
少量の添加物以外の残部として存在させることができ
る。Other elements can be present in the alloy in amounts that do not reduce the desired properties. Manganese adversely affects the fracture toughness of the alloy, so it can be present at about 0.20% or less. Manganese is preferably limited to a maximum of about 0.15%, more preferably a maximum of about 0.10%. For best results, the alloy contains up to about 0.05% manganese. Up to about 0.1% silicon, up to about 0.01% aluminum, up to about 0.02% titanium can be present as the balance, with the exception of minor additives, for deoxidizing the alloy.
この合金中には、硫化物の形態をコントロール（Sulfid
e shape control）する少量であるが有効量の元素が存
在し、それがイオウと結合して破壊靱性に悪影響を及ぼ
さない硫化物不純物を構成することによって破壊靱性に
利することとなる。例えば、本合金には、約0.030％ま
でのセリウムと約0.01％までのランタンを含めることが
できる。セリウムとランタンを本合金中に提供するため
の好適な方法は、合金中に有効な量のセリウム及びラン
タンを補うのに十分な量のミッシュメタルを溶融工程中
に添加することを通して行なわれる。Ce/Sの比の値が少
なくとも約２の場合には、有効な量のセリウムとランタ
ンが存在する。Ce/Sの比の値が約15以上である場合に
は、合金の熱間加工性と引張延性（tensile ductilit
y）に悪影響を及ぼす。Ce/Sの比の値は約10以下が好ま
しい。良好な熱間加工性を確保するために、例えば、合
金が回転鍛造と対比されるプレス鍛造される場合には、
合金には約0.01％以下のセリウムと約0.005％以下のラ
ンタンが含有される。セリウムとランタンの幾分か又は
全てに代えて少量であるが有効量のカルシウムを本合金
中に存在させて合金によって提供される破壊靱性に利す
ることができる。合金に約0.002％のカルシウムを含有
させた場合に、すばらしい結果が得られた。その他の希
土類金属，マグネシウム又はイットリウムを、有益な硫
化物形態コントロール特性を提供するために、セリウ
ム，ランタン又はカルシウムの幾分か又は全てに代えて
本合金中に同様に存在させることができる。The sulfide morphology is controlled in this alloy (Sulfid
There is a small but effective amount of element that controls the e shape control, and it contributes to the fracture toughness by forming a sulfide impurity that combines with sulfur and does not adversely affect the fracture toughness. For example, the alloy may include up to about 0.030% cerium and up to about 0.01% lanthanum. The preferred method for providing cerium and lanthanum in the alloy is through the addition of a misch metal during the melting process in an amount sufficient to supplement the effective amounts of cerium and lanthanum in the alloy. When the value of Ce / S ratio is at least about 2, there is an effective amount of cerium and lanthanum. When the Ce / S ratio value is about 15 or more, the hot workability and tensile ductility of the alloy (tensile ductilit
adversely affect y). The value of Ce / S ratio is preferably about 10 or less. In order to ensure good hot workability, for example, when the alloy is press forged in contrast to rotary forging,
The alloy contains less than about 0.01% cerium and less than about 0.005% lanthanum. A small but effective amount of calcium in place of some or all of the cerium and lanthanum may be present in the alloy to benefit the fracture toughness provided by the alloy. Excellent results were obtained when the alloy contained about 0.002% calcium. Other rare earth metals, magnesium or yttrium, may also be present in the alloy in place of some or all of cerium, lanthanum or calcium to provide beneficial sulfide morphology control properties.
本発明に依る合金の残部は、同様の使用に供せられる市
販等級の合金中に見受けられる通常の不純物を除き、実
質上鉄である。そのような成分のレベルは、本合金の所
望の特性に悪影響を及ぼさないようコントロールしなけ
ればならない。例えば、リンは約0.008％以下に制限さ
れる。イオウは、本合金によって提供される破壊靱性に
悪影響を及ぼす。従って、イオウは、最大約0.0040％、
好適には最大約0.0025％、より好ましくは最大約0.0020
％に制限する。合金に約0.001％以下のイオウを含有さ
せた場合に、最良の結果が得られる。鉛，スズ，ヒ素，
アンチモンの如きトランプエレメントは、夫々最大約0.
003％、好適には夫々最大約0.002％、より好ましくは夫
々最大約0.001％に制限される。酸素は、約20ppm以下
に、窒素は約40ppm以下に制限する。The balance of the alloy according to the invention is essentially iron, except for the usual impurities found in commercial grade alloys that are subjected to similar uses. The levels of such components should be controlled so as not to adversely affect the desired properties of the alloy. For example, phosphorus is limited to about 0.008% or less. Sulfur adversely affects the fracture toughness provided by the alloy. Therefore, sulfur is up to about 0.0040%,
Preferably up to about 0.0025%, more preferably up to about 0.0020
Limit to%. Best results are obtained when the alloy contains less than about 0.001% sulfur. Lead, tin, arsenic,
Trump elements such as antimony have a maximum of about 0.
It is limited to 003%, preferably up to about 0.002% each, more preferably up to about 0.001% each. Oxygen is limited to about 20 ppm or less and nitrogen is limited to about 40 ppm or less.
本発明の合金は、従来の真空溶融技術を用いて簡単に溶
融される。最良の結果を得るためには、追加の精練が要
求される場合のようにマルティプル溶融法が好ましい。
好ましいプラクティスは、真空誘導炉（VIM）内でヒー
ト（heat）を溶融させて、そのヒートを電極の形に鋳造
するものである。上述した硫化物の形態をコントロール
するために添加物を混ぜ合わせるのは、溶融VIMヒート
を鋳造する前に行うのが好ましい。次いで、電極を真空
アーク炉（VAR）内で再溶融させて一又はそれ以上のイ
ンゴットを再鋳する。電極インゴッットは、VARに先立
って、約1250Fで４〜16時間応力除去焼なましし空冷す
るのが好ましい。VAR後に、そのインゴットを約2150〜2
250Fで６〜24時間拡散焼なましするのが好ましい。The alloys of the present invention are easily melted using conventional vacuum melting techniques. For best results, the multiple melting method is preferred, as is the case where additional refining is required.
The preferred practice is to melt the heat in a vacuum induction furnace (VIM) and cast the heat into the shape of an electrode. Mixing of the additives for controlling the morphology of the above-mentioned sulfide is preferably performed before the molten VIM heat is cast. The electrodes are then remelted in a vacuum arc furnace (VAR) to recast one or more ingots. The electrode ingots are preferably stress relief annealed and air cooled at about 1250 F for 4 to 16 hours prior to VAR. After VAR, the ingot is about 2150-2
Diffusion annealing at 250F for 6-24 hours is preferred.
本合金は約2250F〜約1500Fで熱間加工することができ
る。好ましい熱間加工プラクティスは、インゴットを約
2150〜2250Fから鋳造して横断面面積を少なくとも30％
縮小（reduction）させるものである。次いで、インゴ
ットを約1800Fまで再加熱して更に鋳造して横断面面積
を更に少なくとも約30％縮小させる。The alloy can be hot worked at about 2250F to about 1500F. The preferred hot working practice is about ingots.
At least 30% cross-sectional area by casting from 2150-2250F
It is something to reduce. The ingot is then reheated to about 1800 F and further cast to further reduce the cross-sectional area by at least about 30%.
本発明による合金のオーステナイト化及び時効硬化は次
のようにして行なわれる。合金のオーステナイト化は、
合金を約1550〜1650で約１時間＋厚さ１インチにつき約
５分間の時間加熱して、次いで油で焼入れすることによ
って実行される。本合金の焼入性は、空冷又は不活性ガ
ス焼入れを伴なった真空加熱処理を許容するのに非常に
よく、その両者とも油焼入れよりも遅い速度で冷却する
ものである。焼入れ技術がどのように用いられようと
も、焼入れ速度は合金を約２時間でオーステナイト温度
から約150Fまで冷却するのに十分な程度に速いのが好ま
しい。然しながら、本合金を油焼入れする場合には、約
1550〜1600Fでオーステナイト化するのが好ましく、一
方本合金を真空処理又は空気焼入れする場合には、約15
75〜1650Fでオーステナイト化するのが好ましい。オー
ステナイト化した後に、本合金を約−100Fで1/2〜１時
間深冷（deep chilling）することによってザブゼロ処
理し、そして空気中で暖めるのが好ましい。The austenitization and age hardening of the alloy according to the present invention are performed as follows. The austenitization of alloys is
It is carried out by heating the alloy at about 1550 to 1650 for about 1 hour plus about 5 minutes per inch of thickness and then quenching with oil. The hardenability of this alloy is very good at allowing vacuum heat treatment with air cooling or inert gas quenching, both of which cool at a slower rate than oil quenching. Whatever quenching technique is used, the quenching rate is preferably fast enough to cool the alloy from the austenitic temperature to about 150 F in about 2 hours. However, when oil quenching this alloy,
It is preferably austenitized at 1550 to 1600F, while when the alloy is vacuum treated or air quenched, it is about 15
It is preferably austenitized at 75 to 1650F. After austenitizing, the alloy is preferably sub-zeroed by deep chilling at about -100F for 1/2 to 1 hour and warmed in air.
本合金の時効硬化は、合金を約850〜925Fで約５時間加
熱し次いで空気中で冷却することによって行うのが好ま
しい。オーステナイト化され時効硬化した時に、本発明
による合金は、少なくとも約280ksiの終局引張強さと、
少なくとも の縦破壊靱性（longitudinal fracture toughness）を
発揮する。更に、本合金を防弾製品（ballistically to
lerant articles）に使用することが要求される場合に
は、本合金を上述のプロセスパラメーター（process pa
rameter）の範囲内で時効させて少なくとも54HRCのロッ
クウエル硬さを発揮させることができる。Age hardening of the alloy is preferably accomplished by heating the alloy at about 850-925F for about 5 hours and then cooling in air. When austenitized and age hardened, the alloy according to the present invention has a ultimate tensile strength of at least about 280 ksi,
at least It exhibits the longitudinal fracture toughness of. In addition, this alloy is used in ballistically
If required for use in lerant articles, this alloy should be used in the process parameters (process pa
It can be aged within the range of rameter) to exhibit Rockwell hardness of at least 54HRC.
実施例 ４つの400lbVIMヒートを用意し、その各々を200lbVAR電
極インゴットに二分割鋳造した。電極インゴットの各々
を鋳造する前に、ミッシュメタル又はカルシウムの添加
物を各VIMヒートに添加した。各添加物の量は、精製後
に所望の残留量が残るよう選択した。電極インゴットを
空気中で冷却し、1250Fで16時間応力除去焼なましし、
次いで空冷した。そして、その電極インゴットをVARに
よって精練しバーミキュライト（vermiculite）冷却し
た。そのVARインゴットを1250Fで16時間応力除去焼なま
しし、空気中で冷却した。VARインゴットの成分は、下
掲表IIに重量パーセントで記載した。ヒート１〜７は本
発明の実施例であり、ヒートＡ〜Ｃは比較合金例であ
る。Example Four 400 lb VIM heats were prepared, each of which was cast in two pieces into a 200 lb VAR electrode ingot. Prior to casting each of the electrode ingots, a mischmetal or calcium additive was added to each VIM heat. The amount of each additive was chosen to leave the desired residual amount after purification. The electrode ingot was cooled in air and stress relief annealed at 1250F for 16 hours.
It was then air cooled. Then, the electrode ingot was scoured by VAR and cooled by vermiculite. The VAR ingot was stress relief annealed at 1250 F for 16 hours and cooled in air. The components of the VAR ingot are listed in weight percent in Table II below. Heats 1 to 7 are examples of the present invention, and heats A to C are comparative alloy examples.
鋳造する前に、VARインゴットを2250Fで６時間拡散焼な
ましした。次いで、このインゴットを2250Fの温度から
プレス鍛造して、高さ３インチ、幅５インチのバーを形
成した。そのバーを1800Fまで再加熱し、プレス鍛造し
て１〜1/2インチ×４インチのバーを形成し、そして空
気中で冷却した。鍛造したバーを1250Fで16時間焼きな
ましし、そして空冷した。 Prior to casting, the VAR ingot was diffusion annealed at 2250F for 6 hours. The ingot was then press forged from a temperature of 2250F to form a bar 3 inches high and 5 inches wide. The bar was reheated to 1800F, press forged to form a 1-1 / 2 "x 4" bar and cooled in air. The forged bar was annealed at 1250F for 16 hours and air cooled.
この焼なまししたバーから標準的な縦引張試料（直径0.
252インチ、長さ１インチ）を加工した。その引張試料
を塩中で１時間1625Fでオーステナイト化させ、バーミ
キュライト冷却し、−100Fで１時間深冷し、次いで空気
中で暖めた。そして。この試料を５時間900Fで時効硬化
させ空冷した。焼なましたバーの残部から標準のコンパ
クトな引張破壊靱性試料を縦向き（longitudinal orien
taion）で加工した。その破壊靱性試料をオーステナイ
ト化させ、深冷し、オーステナイト温度から空冷するこ
とを除いては引張試料と同様に時効硬化させた。A standard longitudinal tensile sample (diameter 0.
252 inches, length 1 inch) was processed. The tensile samples were austenitized at 1625F in salt for 1 hour, vermiculite cooled, chilled at -100F for 1 hour and then warmed in air. And. This sample was age hardened at 900F for 5 hours and air-cooled. A standard compact tensile fracture toughness specimen was oriented vertically from the rest of the annealed bar (longitudinal orien
taion) processed. The fracture toughness sample was austenitized, deep-cooled, and age-hardened in the same manner as the tensile sample except that it was air-cooled from the austenite temperature.
両試料の室温引張試験の結果については、表IIIに示さ
れている通りであり、表IIIには、0.2％オフセット降伏
強さ（0.2％Y.S.），終局引張強さ（U.T.S.）ksi,伸び
率（％E1.）及び面積収縮率（％R.A.）が示されてい
る。ASTM規格試験E399に従った室温破壊靱性試験結果に
ついても表IIIに として示されている。ヒートＢとＣについてはプレス鍛
造することができなかったので、試験はしなかった。The results of the room temperature tensile test for both samples are as shown in Table III, which shows 0.2% offset yield strength (0.2% YS), ultimate tensile strength (UTS) ksi, and elongation. (% E1.) And area shrinkage (% RA) are shown. Table III also shows the room temperature fracture toughness test results according to ASTM standard test E399. As shown. Heat B and C could not be press forged, so they were not tested.
表IIIのデーターは、本発明に係る合金が、少なくとも のKICで表される高い破壊靱性と組み合わさって少なく
とも280ksiの終局引張強さを発揮するものであることを
示している。 The data in Table III shows that the alloy according to the present invention is at least It exhibits a ultimate tensile strength of at least 280 ksi in combination with a high fracture toughness expressed by K IC of.
本発明による合金は、高強度と軽量性とが要求される様
々な用途、例えば、飛行機の着陸ギア部品、ブレース，
ビーム，ストラット等の飛行機の構造部材、ヘリコプタ
ーのローターシャフト及びマスト，その他使用に際して
大きな応力を受ける飛行機の構造部品に有益である。本
発明の合金はジェットエンジンのシャフトの使用に好ま
しい。この合金は時効して非常に高い硬度を発揮するの
で、軽量装甲用鋼板として、或いは防弾性能が要求され
る構造部材の使用に好ましい。本合金は、ビレット、バ
ー、チューブ、プレート及びシート等の様々な形態の製
品に使用にも適していることは勿論である。The alloy according to the present invention is used in various applications where high strength and light weight are required, for example, landing gear parts for airplanes, braces,
It is useful for structural members of airplanes such as beams and struts, rotor shafts and masts of helicopters, and other structural parts of airplanes that are heavily stressed during use. The alloys of the present invention are preferred for use in jet engine shafts. Since this alloy ages and exhibits extremely high hardness, it is preferable for use as a steel plate for lightweight armor or for use as a structural member requiring bulletproof performance. Of course, the alloy is also suitable for use in various forms of products such as billets, bars, tubes, plates and sheets.
本発明による合金が、公知の合金によって提供され得な
い、引張強さと破壊靱性とのユニークな組合わせを提供
するものであることは上述の記載及び実施例から明らか
である。本合金は、高い強度と軽量性とが要求される場
合の使用に非常に適している。本合金は、低い延性−脆
性遷移温度を有するもので、それにより、使用中の温度
が０°Ｆを大きく下回る場合の使用にでも非常に有益で
ある。本合金は、真空熱処理が可能であるので、複雑な
精密な部品の製造用として特に好適である。公知の合金
から製造される製品において油での焼入れによって通常
発生する歪みが、真空熱処理される製品には生じないの
で、真空熱処理は好ましい。It is clear from the above description and examples that the alloys according to the invention provide a unique combination of tensile strength and fracture toughness that cannot be provided by known alloys. The alloy is very suitable for use where high strength and light weight are required. The alloy has a low ductile-brittle transition temperature, which makes it very useful for use where temperatures in use are well below 0 ° F. Since the present alloy can be vacuum heat-treated, it is particularly suitable for manufacturing complicated and precise parts. Vacuum heat treatment is preferred because the strains normally produced by oil quenching in products made from known alloys do not occur in vacuum heat treated products.
ここで使用した用語及び表現は、説明の便宜上使用した
にすぎないものであって、何らかの制限を意図するもの
ではない。また、これらの用語、表現を用いたからと言
って、それらは、記載した本発明の特徴またはその一部
と同等なものを除外することを意図するものではない。
然しながら、本発明の請求事項の範囲内で種々の変更を
加えることができることは明らかである。The terms and expressions used herein are used for convenience of description only and are not intended to be limiting in any way. Also, use of these terms and expressions does not mean that they exclude the equivalent of the described features of the invention or a part thereof.
However, it is obvious that various modifications can be made within the scope of the claims of the present invention.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ウエルト，ダビッド，イー. アメリカ合衆国、ペンシルヴェイニア州 19609、ウエスト ローン、ワイオミッシ ング ヒルズ ブールバード 84 (72)発明者 ノボトニー，ポール，エム. アメリカ合衆国、ペンシルヴェイニア州 19540、モーントン、メイン ストリート 309 (72)発明者 シュミット，マイケル，エル. アメリカ合衆国、ペンシルヴェイニア州 19610、ワイオミッシング、ウエストウッ ド ロード 1748 ─────────────────────────────────────────────────── —————————————————————————————————————— Inventor Welt, David, E. Pennsylvania, USA 19609, West Lone, Wyomissing Hills Boulevard 84 (72) Inventor Novotney, Paul, M. Pennsylvania, USA. Main Street, Nearn, 19540, 309 (72) Inventor Schmidt, Michael, El. 19610, Pennsylvania, United States, Wyomissing, Westwood Road 1748
Claims (27)
性とを有する時効硬化性マルテンサイト系鋼合金。Claims 1. Substantially in terms of weight%, carbon 0.2 to 0.33% manganese maximum 0.20% sulfur maximum 0.004% chromium 2 to 4% nickel 10.5 to 15% molybdenum 0.75 to 1.75% cobalt 8 to 17% cerium maximum 0.030% lanthanum An age-hardenable martensitic steel alloy having a high strength and a high fracture toughness, containing up to 0.01%, and the balance being substantially iron.
請求項１に記載の合金。2. The carbon content is at least 0.20%,
The alloy according to claim 1.
ある、請求項１に記載の合金。3. The alloy of claim 1 having a nickel content of at least 10.75%.
る、請求項１に記載の合金。4. The alloy according to claim 1, wherein the value of the cerium / sulfur ratio is from 2 to 15.
（％Ｃ）の関係にある、請求項１に記載の合金。5. Cobalt and carbon are a)% Co ≦ 35-81.8.
The alloy according to claim 1, having a relationship of (% C).
（％Ｃ）の関係にある、請求項５に記載の合金。6. Cobalt and carbon are b)% Co ≧ 25.5 to 70.
The alloy according to claim 5, having a relationship of (% C).
に、炭素の量が、前記関係式ａ）及びｂ）によってコバ
ルトの量との関係で定められる炭素の特定量範囲におけ
る中間量以下である、請求項６に記載の合金。7. When molybdenum is present in an amount of more than 1.3%, the amount of carbon is not more than an intermediate amount in a specific amount range of carbon determined by the relational expressions a) and b) in relation to the amount of cobalt. The alloy of claim 6, wherein:
（％Ｃ）の関係にある、請求項５に記載の合金。8. Cobalt and carbon are c)% Co ≧ 26.9 to 70
The alloy according to claim 5, having a relationship of (% C).
に、炭素の量が、前記関係式ａ）及びｃ）によってコバ
ルトの量との関係で定められる炭素の特定量範囲におけ
る中間量以下である、請求項８に記載の合金。9. When molybdenum is present in an amount of more than 1.3%, the amount of carbon is not more than an intermediate amount in a specific amount range of carbon determined by the relational expressions a) and c) in relation to the amount of cobalt. The alloy of claim 8, wherein:
請求項１に記載の合金。10. The maximum manganese content is 0.15%,
The alloy according to claim 1.
代わりに、カルシウムを含有している、請求項１に記載
の合金。11. The alloy according to claim 1, containing calcium in place of at least part of cerium and lanthanum.
性とを有する時効硬化性マルテンサイト系鋼合金。12. Substantially, by weight%, carbon 0.20 to 0.31% manganese maximum 0.15% sulfur maximum 0.0025% chromium 2.25 to 3.5% nickel 10.75 to 13.5% molybdenum 0.75 to 1.5% cobalt 10 to 15% cerium maximum 0.030% lanthanum An age-hardenable martensitic steel alloy having a high strength and a high fracture toughness, containing up to 0.01%, and the balance being substantially iron.
る、請求項12に記載の合金。13. The alloy of claim 12 having a carbon content of at least 0.21%.
ある、請求項12に記載の合金。14. The alloy of claim 12 having a nickel content of at least 11.0%.
る、請求項12に記載の合金。15. The alloy of claim 12 having a cerium / sulfur ratio value of 2-15.
請求項12に記載の合金。16. The maximum manganese content is 0.10%,
The alloy according to claim 12.
の比の値が２〜10である、高強度と高い破壊靱性とを有
する時効硬化性マルテンサイト系鋼合金。17. Substantially, by weight%, carbon 0.21 to 0.27% manganese maximum 0.05% silicon maximum 0.1% phosphorus maximum 0.008% sulfur maximum 0.0020% chromium 2.5 to 3.3% nickel 11.0 to 12.0% molybdenum 1.0 to 1.3% cobalt 11 Age-hardenability with high strength and high fracture toughness, containing ~ 14% cerium max 0.01% lanthanum max 0.01%, the balance essentially iron and cerium / sulfur ratio value 2-10 Martensitic steel alloy.
（％Ｃ）の関係にある、請求項17に記載の合金。18. Cobalt and carbon are a)% Co ≦ 35-81.8.
The alloy according to claim 17, which has a relationship of (% C).
（％Ｃ）の関係にある、請求項18に記載の合金。19. Cobalt and carbon are b)% Co ≧ 25.5 to 70.
The alloy according to claim 18, having a relationship of (% C).
代わりに、カルシウムを含有している、請求項17に記載
の合金。20. The alloy according to claim 17, containing calcium in place of at least part of cerium and lanthanum.
の比の値が２〜15であるマルテンサイト系合金から作ら
れた、高強度と高い破壊靱性とを有する時効硬化性製品
であって、少なくとも280ksiの常温縦引張強さと、少な
くとも の常温縦破壊靱性KICとを有することを特徴とする製
品。21. Substantially in terms of weight%, carbon 0.2 to 0.33% manganese maximum 0.15% silicon maximum 0.1% phosphorus maximum 0.008% sulfur maximum 0.004% chromium 2 to 4% nickel 10.5 to 15% molybdenum 0.75 to 1.75% cobalt 8 ~ 17% Cerium max 0.030% Lanthanum max 0.01%, the balance is essentially iron, made from a martensitic alloy with a cerium / sulfur ratio value of 2-15, high strength and high An age hardening product having fracture toughness, which has a room temperature longitudinal tensile strength of at least 280 ksi and at least A product characterized by having room temperature longitudinal fracture toughness K IC .
有している、請求項21に記載の製品。22. The article of claim 21, wherein the alloy contains at least 0.21% carbon.
を含有している、請求項21に記載の製品。23. The article of claim 21, wherein the alloy contains at least 11.0% nickel.
（％Ｃ）の関係にある、請求項21に記載の製品。24. Cobalt and carbon are a)% Co ≦ 35-81.8.
22. The product of claim 21, which has a (% C) relationship.
（％Ｃ）の関係にある、請求項24に記載の製品。25. Cobalt and carbon are b)% Co ≧ 25.5 to 70.
25. The product according to claim 24, which has a relationship of (% C).
合に、炭素の量が、前記関係式ａ）及びｂ）によってコ
バルトの量との関係で定められる炭素の特定量範囲にお
ける中間量以下である、請求項25に記載の製品。26. When molybdenum is present in an amount of more than 1.3%, the amount of carbon is not more than an intermediate amount in a specific amount range of carbon determined by the relational expressions a) and b) in relation to the amount of cobalt. The product of claim 25, wherein:
でいる、請求項21に記載の製品。27. The article of claim 21, wherein the alloy contains 0.05% or less manganese.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US475,773 | 1990-02-06 | ||
| US07/475,773 US5087415A (en) | 1989-03-27 | 1990-02-06 | High strength, high fracture toughness structural alloy |
| PCT/US1991/000779 WO1991012352A1 (en) | 1990-02-06 | 1991-02-05 | High strength, high fracture toughness alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05502477A JPH05502477A (en) | 1993-04-28 |
| JPH0689436B2 true JPH0689436B2 (en) | 1994-11-09 |
Family
ID=23889073
Family Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2100777A Expired - Lifetime JP2683599B2 (en) | 1990-02-06 | 1990-04-16 | Martensitic alloy steel and structural members with high strength and high fracture surface toughness with low ductility-brittleness transition temperature |
| JP3505556A Expired - Lifetime JPH0689436B2 (en) | 1990-02-06 | 1991-02-05 | High strength / high fracture toughness alloy |
Family Applications Before (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2100777A Expired - Lifetime JP2683599B2 (en) | 1990-02-06 | 1990-04-16 | Martensitic alloy steel and structural members with high strength and high fracture surface toughness with low ductility-brittleness transition temperature |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0514480B1 (en) |
| JP (2) | JP2683599B2 (en) |
| AT (1) | ATE200309T1 (en) |
| CA (1) | CA2073460C (en) |
| DE (1) | DE69132572T2 (en) |
| ES (1) | ES2156854T3 (en) |
| IL (1) | IL97154A (en) |
| WO (1) | WO1991012352A1 (en) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5866066A (en) * | 1996-09-09 | 1999-02-02 | Crs Holdings, Inc. | Age hardenable alloy with a unique combination of very high strength and good toughness |
| CA2691795A1 (en) * | 2007-06-26 | 2008-12-31 | Crs Holdings, Inc. | High strength, high toughness rotating shaft material |
| JP6427499B2 (en) | 2012-12-19 | 2018-11-21 | ヒルズ・ペット・ニュートリシャン・インコーポレーテッド | Animal food composition and method of production |
| US10337079B2 (en) | 2015-05-22 | 2019-07-02 | Daido Steel Co., Ltd. | Maraging steel |
| US20210198762A1 (en) | 2019-04-26 | 2021-07-01 | Crs Holdings, Inc. | Ultra-high strength alloy |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3946493A (en) * | 1974-06-05 | 1976-03-30 | Torres John J | Drill sight for an electric hand drill |
| US4076525A (en) * | 1976-07-29 | 1978-02-28 | General Dynamics Corporation | High strength fracture resistant weldable steels |
| JPS5423328A (en) * | 1977-07-22 | 1979-02-21 | Fujitsu Ltd | Laser printer |
| US4152148A (en) * | 1978-04-05 | 1979-05-01 | General Dynamics Corporation | High strength, high toughness steel welding compositions |
| US5087415A (en) * | 1989-03-27 | 1992-02-11 | Carpenter Technology Corporation | High strength, high fracture toughness structural alloy |
-
1990
- 1990-04-16 JP JP2100777A patent/JP2683599B2/en not_active Expired - Lifetime
-
1991
- 1991-02-05 DE DE69132572T patent/DE69132572T2/en not_active Expired - Lifetime
- 1991-02-05 AT AT91904760T patent/ATE200309T1/en not_active IP Right Cessation
- 1991-02-05 ES ES91904760T patent/ES2156854T3/en not_active Expired - Lifetime
- 1991-02-05 EP EP91904760A patent/EP0514480B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1991-02-05 IL IL9715491A patent/IL97154A/en not_active IP Right Cessation
- 1991-02-05 JP JP3505556A patent/JPH0689436B2/en not_active Expired - Lifetime
- 1991-02-05 WO PCT/US1991/000779 patent/WO1991012352A1/en not_active Ceased
- 1991-02-05 CA CA002073460A patent/CA2073460C/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| ATE200309T1 (en) | 2001-04-15 |
| EP0514480A4 (en) | 1993-01-27 |
| IL97154A (en) | 1996-01-31 |
| DE69132572D1 (en) | 2001-05-10 |
| IL97154A0 (en) | 1992-05-25 |
| CA2073460A1 (en) | 1991-08-07 |
| EP0514480A1 (en) | 1992-11-25 |
| JP2683599B2 (en) | 1997-12-03 |
| JPH03243747A (en) | 1991-10-30 |
| WO1991012352A1 (en) | 1991-08-22 |
| EP0514480B1 (en) | 2001-04-04 |
| JPH05502477A (en) | 1993-04-28 |
| DE69132572T2 (en) | 2001-09-27 |
| CA2073460C (en) | 1999-12-14 |
| ES2156854T3 (en) | 2001-08-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP0390468B1 (en) | High-strength, high-fracture-toughness structural alloy | |
| US5268044A (en) | High strength, high fracture toughness alloy | |
| CA2264823C (en) | Age hardenable alloy with a unique combination of very high strength and good toughness | |
| EP1003922B1 (en) | High-strength, notch-ductile precipitation-hardening stainless steel alloy | |
| EP0859869B1 (en) | High-strength, notch-ductile precipitation-hardening stainless steel alloy | |
| EP2313535B1 (en) | High strength, high toughness steel alloy | |
| US11702714B2 (en) | High fracture toughness, high strength, precipitation hardenable stainless steel | |
| CN103502498B (en) | High intensity, high-ductility steel | |
| US20090266451A1 (en) | Ultra-High Strength Martensitic Alloy | |
| JPH0689436B2 (en) | High strength / high fracture toughness alloy | |
| JP2002161342A (en) | Structural steel with excellent strength, fatigue resistance and corrosion resistance | |
| US20090004041A1 (en) | High Strength, High Toughness Rotating Shaft Material | |
| US20240271237A1 (en) | Ultra-high strength alloy |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081109 Year of fee payment: 14 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091109 Year of fee payment: 15 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101109 Year of fee payment: 16 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111109 Year of fee payment: 17 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111109 Year of fee payment: 17 |