JPH0689436B2 - 高強度・高破壊靭性合金 - Google Patents
高強度・高破壊靭性合金Info
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- 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
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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
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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。
/475,773号であり、本願の譲受人に譲渡されたものであ
る。
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。
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。
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。
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。
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。
ksiの範囲に引張強さを発揮することができる。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
───────────────────────────────────────────────────── 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
Claims (27)
- 【請求項１】重量％にして実質上、 炭素 0.2〜0.33％ マンガン 最大0.20％ イオウ 最大0.004％ クロム ２〜４％ ニッケル 10.5〜15％ モリブデン 0.75〜1.75％ コバルト ８〜17％ セリウム 最大0.030％ ランタン 最大0.01％ を含有し、残部が実質上鉄である、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。 - 【請求項２】炭素の含有量が少なくとも0.20％である、
請求項１に記載の合金。 - 【請求項３】ニッケルの含有量が少なくとも10.75％で
ある、請求項１に記載の合金。 - 【請求項４】セリウム／イオウの比の値が２〜15であ
る、請求項１に記載の合金。 - 【請求項５】コバルトと炭素が、ａ）％Co≦35〜81.8
（％Ｃ）の関係にある、請求項１に記載の合金。 - 【請求項６】コバルトと炭素が、ｂ）％Co≧25.5〜70
（％Ｃ）の関係にある、請求項５に記載の合金。 - 【請求項７】モリブデンが1.3％を越えて存在する場合
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６に記載の合金。 - 【請求項８】コバルトと炭素が、ｃ）％Co≧26.9〜70
（％Ｃ）の関係にある、請求項５に記載の合金。 - 【請求項９】モリブデンが1.3％を越えて存在する場合
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。 - 【請求項１０】マンガンの含有量が最大0.15％である、
請求項１に記載の合金。 - 【請求項１１】セリウムとランタンの少なくとも一部の
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。 - 【請求項１２】重量％にして実質上、 炭素 0.20〜0.31％ マンガン 最大0.15％ イオウ 最大0.0025％ クロム 2.25〜3.5％ ニッケル 10.75〜13.5％ モリブデン 0.75〜1.5％ コバルト 10〜15％ セリウム 最大0.030％ ランタン 最大0.01％ を含有し、残部が実質上鉄である、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。 - 【請求項１３】炭素の含有量が少なくとも0.21％であ
る、請求項12に記載の合金。 - 【請求項１４】ニッケルの含有量が少なくとも11.0％で
ある、請求項12に記載の合金。 - 【請求項１５】セリウム／イオウの比の値が２〜15であ
る、請求項12に記載の合金。 - 【請求項１６】マンガンの含有量が最大0.10％である、
請求項12に記載の合金。 - 【請求項１７】重量％にして実質上、 炭素 0.21〜0.27％ マンガン 最大0.05％ ケイ素 最大0.1％ リン 最大0.008％ イオウ 最大0.0020％ クロム 2.5〜3.3％ ニッケル 11.0〜12.0％ モリブデン 1.0〜1.3％ コバルト 11〜14％ セリウム 最大0.01％ ランタン 最大0.01％ を含有し、残部が実質上鉄であって、セリウム／イオウ
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。 - 【請求項１８】コバルトと炭素が、ａ）％Co≦35〜81.8
（％Ｃ）の関係にある、請求項17に記載の合金。 - 【請求項１９】コバルトと炭素が、ｂ）％Co≧25.5〜70
（％Ｃ）の関係にある、請求項18に記載の合金。 - 【請求項２０】セリウムとランタンの少なくとも一部の
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。 - 【請求項２１】重量％にして実質上、 炭素 0.2〜0.33％ マンガン 最大0.15％ ケイ素 最大0.1％ リン 最大0.008％ イオウ 最大0.004％ クロム ２〜４％ ニッケル 10.5〜15％ モリブデン 0.75〜1.75％ コバルト ８〜17％ セリウム 最大0.030％ ランタン 最大0.01％ を含有し、残部が実質上鉄であって、セリウム／イオウ
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。 - 【請求項２２】前記合金が少なくとも0.21％の炭素を含
有している、請求項21に記載の製品。 - 【請求項２３】前記合金が少なくとも11.0％のニッケル
を含有している、請求項21に記載の製品。 - 【請求項２４】コバルトと炭素が、ａ）％Co≦35〜81.8
（％Ｃ）の関係にある、請求項21に記載の製品。 - 【請求項２５】コバルトと炭素が、ｂ）％Co≧25.5〜70
（％Ｃ）の関係にある、請求項24に記載の製品。 - 【請求項２６】モリブデンが1.3％を越えて存在する場
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。 - 【請求項２７】前記合金が0.05％以下のマンガンを含ん
でいる、請求項21に記載の製品。
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