JPH1150205A - 析出硬化ステンレス鋼製品及びその製造方法 - Google Patents
析出硬化ステンレス鋼製品及びその製造方法Info
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- JPH1150205A JPH1150205A JP10149851A JP14985198A JPH1150205A JP H1150205 A JPH1150205 A JP H1150205A JP 10149851 A JP10149851 A JP 10149851A JP 14985198 A JP14985198 A JP 14985198A JP H1150205 A JPH1150205 A JP H1150205A
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- sulfur
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- 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
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/02—Hardening by precipitation
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
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- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 極めて大きな破壊靭性を有するＰＨステンレ
ス鋼及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 本発明のＰＨステンレス鋼は、熱処理可
能であって、極めて大きな破壊靭性を有すると共に、20
0 ksi程度の降伏強度を達成する。本ＰＨステンレス鋼
は、12.25〜13.25％のクロムと、7.5〜8.5％のニッケル
と、2.0〜2.5％のモリブデンと、0.8〜1.35％のアルミ
ニウムと、0.05％未満の炭素と、0.10％未満のケイ素
と、0.10％未満のマンガンと、0.010％未満のリンとか
ら実質的に構成される合金において達成される。この合
金は特に、0.0020％（20ppm）未満の窒素含有率、0.002
0％（20ppm）未満の硫黄含有率、0.0026％（26ppm）未
満の窒素及び硫黄の合計含有率、及び、0.04％未満のチ
タン含有率を臨界的な値としており、残余成分は実質的
にＦe である。
ス鋼及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 本発明のＰＨステンレス鋼は、熱処理可
能であって、極めて大きな破壊靭性を有すると共に、20
0 ksi程度の降伏強度を達成する。本ＰＨステンレス鋼
は、12.25〜13.25％のクロムと、7.5〜8.5％のニッケル
と、2.0〜2.5％のモリブデンと、0.8〜1.35％のアルミ
ニウムと、0.05％未満の炭素と、0.10％未満のケイ素
と、0.10％未満のマンガンと、0.010％未満のリンとか
ら実質的に構成される合金において達成される。この合
金は特に、0.0020％（20ppm）未満の窒素含有率、0.002
0％（20ppm）未満の硫黄含有率、0.0026％（26ppm）未
満の窒素及び硫黄の合計含有率、及び、0.04％未満のチ
タン含有率を臨界的な値としており、残余成分は実質的
にＦe である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ステンレス鋼に関
し、より詳細には、通常の１３-８モリブデン鋼よりも
十分に改善された破壊靭性（ＫIC）を有する１３-８モ
リブデン鋼に関する。
し、より詳細には、通常の１３-８モリブデン鋼よりも
十分に改善された破壊靭性（ＫIC）を有する１３-８モ
リブデン鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】破壊靭性が、亀裂伝播及び壊損（突発故
障）に対する材料の耐久性の目安であり、ある種の臨界
的な構成要素を設計する際の重要な特性であることは、
当業者には周知である。金属合金に関しては、一般的
に、靭性は、強度とは逆の関係にある。すなわち、強度
が高くなればなる程、靭性は低下する。この一般的な関
係の範囲内で、個々の合金及び合金群は、強度と靭性と
の間に特有の関係を示す。これらの特性は、図１から明
瞭に理解することができる。析出硬化ステンレス鋼すな
わちＰＨステンレス鋼の群は、図１において低強度低靭
性である望ましくない部分に属する傾向がある。
障）に対する材料の耐久性の目安であり、ある種の臨界
的な構成要素を設計する際の重要な特性であることは、
当業者には周知である。金属合金に関しては、一般的
に、靭性は、強度とは逆の関係にある。すなわち、強度
が高くなればなる程、靭性は低下する。この一般的な関
係の範囲内で、個々の合金及び合金群は、強度と靭性と
の間に特有の関係を示す。これらの特性は、図１から明
瞭に理解することができる。析出硬化ステンレス鋼すな
わちＰＨステンレス鋼の群は、図１において低強度低靭
性である望ましくない部分に属する傾向がある。
【０００３】金属、半金属又は非金属を含むある種の元
素あるいは不純物を少量添加すると、総ての合金の性質
を劇的に変えることができることは、一般的に知られて
いる。有害な影響を生ずる特定の元素又は不純物及びそ
の量は、その合金、並びに、関係する条件及び性質に応
じて、広く変化する。例えば、１３-８モリブデン鋼に
おいては、本明細書に参考としてその全体が組み込まれ
るＣlarke et al.の米国特許第３,５５６,７７６号に記
載されているように、臨界的な低濃度範囲のマンガン、
ケイ素、リン、硫黄及び窒素が、高い強度と良好な靭性
の組み合わせを生ずる。
素あるいは不純物を少量添加すると、総ての合金の性質
を劇的に変えることができることは、一般的に知られて
いる。有害な影響を生ずる特定の元素又は不純物及びそ
の量は、その合金、並びに、関係する条件及び性質に応
じて、広く変化する。例えば、１３-８モリブデン鋼に
おいては、本明細書に参考としてその全体が組み込まれ
るＣlarke et al.の米国特許第３,５５６,７７６号に記
載されているように、臨界的な低濃度範囲のマンガン、
ケイ素、リン、硫黄及び窒素が、高い強度と良好な靭性
の組み合わせを生ずる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題及び課題を解決するため
の手段】本発明においては、商業的に１３-８モリブデ
ンとして知られているタイプのＰＨステンレス鋼を用い
た場合に、窒素及び硫黄の含有率を非常に低い範囲に調
節することにより、その靭性を極めて高い値まで増大さ
せることができることを見い出した。また、チタンの含
有率を望ましい範囲内に調節することが好ましい。すな
わち、本発明者等は、硫黄が０.００２５％（２５ppm）
未満であり、窒素が０.００２０％（２０ppm）未満であ
り、チタンが存在する場合には、チタンが０.０５％未
満（０.０４％未満であるのが好ましい）である場合
に、極めて高い靭性の値が得られることを見い出した。
また、硫黄及び窒素の合計含有率は、０.００３０％
（３０ppm）を超えてはならない。
の手段】本発明においては、商業的に１３-８モリブデ
ンとして知られているタイプのＰＨステンレス鋼を用い
た場合に、窒素及び硫黄の含有率を非常に低い範囲に調
節することにより、その靭性を極めて高い値まで増大さ
せることができることを見い出した。また、チタンの含
有率を望ましい範囲内に調節することが好ましい。すな
わち、本発明者等は、硫黄が０.００２５％（２５ppm）
未満であり、窒素が０.００２０％（２０ppm）未満であ
り、チタンが存在する場合には、チタンが０.０５％未
満（０.０４％未満であるのが好ましい）である場合
に、極めて高い靭性の値が得られることを見い出した。
また、硫黄及び窒素の合計含有率は、０.００３０％
（３０ppm）を超えてはならない。
【０００５】また、本発明者等は、Ｎ2、Ｓ及びＴi の
上述の臨界的な限度範囲又はそれ以下の範囲において、
上述の元素の含有率を減少させると、商業的に実施され
ているより一般的な濃度範囲であるより高い濃度の場合
に比較して、改善率が大幅に増大することを見い出し
た。この効果は、曲線２〜６の勾配の変化によって明ら
かに示されている。
上述の臨界的な限度範囲又はそれ以下の範囲において、
上述の元素の含有率を減少させると、商業的に実施され
ているより一般的な濃度範囲であるより高い濃度の場合
に比較して、改善率が大幅に増大することを見い出し
た。この効果は、曲線２〜６の勾配の変化によって明ら
かに示されている。
【０００６】本発明が適用されるＰＨステンレス鋼は、
約１２.２５％〜１３.２５％のクロムと、約７.５％〜
８.５％のニッケルと、約２.０％〜２.５％のモリブデ
ンと、約０.８％〜１.３５％のアルミニウムと、０.０
５％未満の炭素と、０.１０％未満のケイ素と、０.１０
％未満のマンガンと、０.１０％未満のリンと、０.００
２５％未満の硫黄と、０.００２０％未満の窒素と、実
質的に鉄である残余成分とから実質的に構成されてお
り、硫黄及び窒素の合計含有率は０.００３０％未満で
あると言うことができる。チタンが存在する場合には、
チタンは０.０５０％未満であるのが好ましく、０.０４
％未満であるのがより好ましい。より特殊な特徴におい
ては、上記硫黄及び窒素の合計含有率は、０.００２０
％（２０ppm）を超えるべきではなく、Ｔi は、０.０２
％を超えるべきではない。
約１２.２５％〜１３.２５％のクロムと、約７.５％〜
８.５％のニッケルと、約２.０％〜２.５％のモリブデ
ンと、約０.８％〜１.３５％のアルミニウムと、０.０
５％未満の炭素と、０.１０％未満のケイ素と、０.１０
％未満のマンガンと、０.１０％未満のリンと、０.００
２５％未満の硫黄と、０.００２０％未満の窒素と、実
質的に鉄である残余成分とから実質的に構成されてお
り、硫黄及び窒素の合計含有率は０.００３０％未満で
あると言うことができる。チタンが存在する場合には、
チタンは０.０５０％未満であるのが好ましく、０.０４
％未満であるのがより好ましい。より特殊な特徴におい
ては、上記硫黄及び窒素の合計含有率は、０.００２０
％（２０ppm）を超えるべきではなく、Ｔi は、０.０２
％を超えるべきではない。
【０００７】本発明の鋼は、約２００ksiまでの降伏強
度範囲において、２００ksi-in1/2よりも大きい破壊靭
性を示し、この値は、図１に示すように、現在市販され
ている広範囲の高張力綱並びにＰＨステンレス鋼の破壊
靭性を大きく超えている。
度範囲において、２００ksi-in1/2よりも大きい破壊靭
性を示し、この値は、図１に示すように、現在市販され
ている広範囲の高張力綱並びにＰＨステンレス鋼の破壊
靭性を大きく超えている。
【０００８】上述の改善を行うために必要な不純物元素
の濃度すなわち含有率は、上記タイプの合金に関して商
業的に通常実施されている濃度よりも十分に低く、窒素
の含有率が低い原材料、及び、真空誘導溶融法及び真空
アーク再溶融法の如き特殊な溶融方法を注意深く選択す
ることによってのみ得ることができる。
の濃度すなわち含有率は、上記タイプの合金に関して商
業的に通常実施されている濃度よりも十分に低く、窒素
の含有率が低い原材料、及び、真空誘導溶融法及び真空
アーク再溶融法の如き特殊な溶融方法を注意深く選択す
ることによってのみ得ることができる。
【０００９】従って、別の特徴においては、本発明は、
１２.２５％〜１３.２５％のクロムと、７.５％〜８.５
％のニッケルと、２.０％〜２.５％のモリブデンと、
０.８％〜１.３５％のアルミニウムとを含む鉄基質のタ
イプのステンレス鋼の破壊靭性を改善する方法を提供す
る。この方法は、選択した原材料を調節された条件下で
溶融して、０.００２５％未満の硫黄含有率、０.００２
０％未満の窒素含有率、０.０５％未満のチタン含有
率、及び、０.００３０％未満の硫黄及び窒素の合計含
有率をステンレス鋼において達成する工程を備える。
１２.２５％〜１３.２５％のクロムと、７.５％〜８.５
％のニッケルと、２.０％〜２.５％のモリブデンと、
０.８％〜１.３５％のアルミニウムとを含む鉄基質のタ
イプのステンレス鋼の破壊靭性を改善する方法を提供す
る。この方法は、選択した原材料を調節された条件下で
溶融して、０.００２５％未満の硫黄含有率、０.００２
０％未満の窒素含有率、０.０５％未満のチタン含有
率、及び、０.００３０％未満の硫黄及び窒素の合計含
有率をステンレス鋼において達成する工程を備える。
【００１０】本発明は、更に、高い破壊靭性を有するス
テンレス鋼製品を製造する方法を提供し、この方法にお
いては、１２.２５％〜１３.２５％のクロムと、７.５
％〜８.５％のニッケルと、２.０〜２.５％のモリブデ
ンと、０.８％〜１.３５％のアルミニウムと、０.０５
％未満の炭素と、０.１０％未満のケイ素と、０.１０％
未満のマンガンと、０.１０％未満のリンと、０.００２
５％未満の硫黄と、０.００２０％未満の窒素と、０.０
４％未満のチタンとを含む実質的に鉄基質のステンレス
鋼を製造し、該ステンレス鋼を熱処理して、２００ksi
よりも低い降伏強度の範囲において２００ksi-in1/2よ
りも大きな破壊靭性を有するＰＨステンレス鋼製品を製
造する。標準的な工業熱処理プロセスが用いられる。
テンレス鋼製品を製造する方法を提供し、この方法にお
いては、１２.２５％〜１３.２５％のクロムと、７.５
％〜８.５％のニッケルと、２.０〜２.５％のモリブデ
ンと、０.８％〜１.３５％のアルミニウムと、０.０５
％未満の炭素と、０.１０％未満のケイ素と、０.１０％
未満のマンガンと、０.１０％未満のリンと、０.００２
５％未満の硫黄と、０.００２０％未満の窒素と、０.０
４％未満のチタンとを含む実質的に鉄基質のステンレス
鋼を製造し、該ステンレス鋼を熱処理して、２００ksi
よりも低い降伏強度の範囲において２００ksi-in1/2よ
りも大きな破壊靭性を有するＰＨステンレス鋼製品を製
造する。標準的な工業熱処理プロセスが用いられる。
【００１１】本発明の特徴及び利点の幾つかを上に述べ
たが、以下の詳細な説明及び図面から、本発明の他の特
徴及び利点が明らかとなろう。
たが、以下の詳細な説明及び図面から、本発明の他の特
徴及び利点が明らかとなろう。
【００１２】
【発明の実施の形態】ある種の元素の破壊靭性に対する
影響を決定するために、多数の実験的な溶融物を準備し
た。変数すなわち変量は、アルミニウム、チタン、硫黄
及び窒素だけである。他の総ての元素は、一定に維持
し、その分析による偏差は十分に正常な範囲にあった
（表１）。総ての溶融物は、１５０ポンドの重量を有し
ており、真空誘導溶融法によって製造され、その後、真
空アーク再溶融を行って、５.５インチの直径のインゴ
ットにした。各インゴットを２０００°Ｆから３平方イ
ンチまで鍛造し、その後、１８００°Ｆから１インチ×
３.５インチのフラットバーまで圧延した。このバーを
長手方向及び横方向に切断して試験サンプルを形成し
て、工業的な標準条件まで熱処理した（すなわち、１７
００°Ｆの溶液処理、及び、１０００°Ｆ（Ｈ１００
０）又は１０５０°Ｆ（Ｈ１０５０）のエージング処
理）。標準的なＡＳＴＭ-Ｅ２３衝撃試験片を機械加工
してテストした。この材料の靭性は極めて高いので、Ａ
ＳＴＭ（１９７２年）-ＳＴＰ５１４のｐ.１〜３９に記
載されているＪ-integral concept に基づくサブサイズ
破壊靭性テストを行って、ＫICと等価である靭性値ＫIJ
を導いた。
影響を決定するために、多数の実験的な溶融物を準備し
た。変数すなわち変量は、アルミニウム、チタン、硫黄
及び窒素だけである。他の総ての元素は、一定に維持
し、その分析による偏差は十分に正常な範囲にあった
（表１）。総ての溶融物は、１５０ポンドの重量を有し
ており、真空誘導溶融法によって製造され、その後、真
空アーク再溶融を行って、５.５インチの直径のインゴ
ットにした。各インゴットを２０００°Ｆから３平方イ
ンチまで鍛造し、その後、１８００°Ｆから１インチ×
３.５インチのフラットバーまで圧延した。このバーを
長手方向及び横方向に切断して試験サンプルを形成し
て、工業的な標準条件まで熱処理した（すなわち、１７
００°Ｆの溶液処理、及び、１０００°Ｆ（Ｈ１００
０）又は１０５０°Ｆ（Ｈ１０５０）のエージング処
理）。標準的なＡＳＴＭ-Ｅ２３衝撃試験片を機械加工
してテストした。この材料の靭性は極めて高いので、Ａ
ＳＴＭ（１９７２年）-ＳＴＰ５１４のｐ.１〜３９に記
載されているＪ-integral concept に基づくサブサイズ
破壊靭性テストを行って、ＫICと等価である靭性値ＫIJ
を導いた。
【００１３】本テストを行うために準備した鋼に関する
破壊靭性及び衝撃の結果は、変動する化学元素（Ａl、
Ｔi、Ｓ及びＮ2）と共に、表２及び表３にそれぞれ示さ
れている。靭性は、降伏強度と共に極めて劇的に変化す
るので、合理的に狭いアルミニウム含有率及び一定のエ
ージング温度に等しい一定の強度において、与えられた
変数の影響を検討する必要がある。従って、破壊靭性に
対する窒素含有率及び硫黄含有率の影響は、１.０２〜
１.０７％のＡl を含み、２０２〜２０８ksiの降伏強度
を有する鋼に関して、図２に示されている。
破壊靭性及び衝撃の結果は、変動する化学元素（Ａl、
Ｔi、Ｓ及びＮ2）と共に、表２及び表３にそれぞれ示さ
れている。靭性は、降伏強度と共に極めて劇的に変化す
るので、合理的に狭いアルミニウム含有率及び一定のエ
ージング温度に等しい一定の強度において、与えられた
変数の影響を検討する必要がある。従って、破壊靭性に
対する窒素含有率及び硫黄含有率の影響は、１.０２〜
１.０７％のＡl を含み、２０２〜２０８ksiの降伏強度
を有する鋼に関して、図２に示されている。
【００１４】図２から、Ｎ2 は、約３０〜１００ppmの
濃度においては、破壊靭性に対して大きな影響を与えな
いことが明らかであり、これは、商業的な実施において
極めて頻繁に見られる範囲に相当し、米国特許第３,５
５６,７７６号と合理的に一致する。しかしながら、約
２６ppmよりも低いＮ2濃度においては、破壊靭性対窒素
含有率の曲線の勾配に劇的な増大変化が生じ、最も低い
硫黄含有率（＜１０ppm−Ｓ）を有する材料に関して
は、９ppmの窒素において靭性は２倍になる。硫黄含有
率がより高い材料に関しても同じ一般的な傾向が生ずる
が、最も低い窒素含有率における靭性の改善の程度は、
幾分低下するか、あるいは反対に、本発明の鋼に関して
は、Ｎ2 の減少に伴う靭性の改善は、可能な限り最も低
い硫黄含有率において最大である。図３に示すように、
ほぼ同じ結果が、−２２°Ｆで測定した横方向のシャル
ピー衝撃靭性値に関して観察された。
濃度においては、破壊靭性に対して大きな影響を与えな
いことが明らかであり、これは、商業的な実施において
極めて頻繁に見られる範囲に相当し、米国特許第３,５
５６,７７６号と合理的に一致する。しかしながら、約
２６ppmよりも低いＮ2濃度においては、破壊靭性対窒素
含有率の曲線の勾配に劇的な増大変化が生じ、最も低い
硫黄含有率（＜１０ppm−Ｓ）を有する材料に関して
は、９ppmの窒素において靭性は２倍になる。硫黄含有
率がより高い材料に関しても同じ一般的な傾向が生ずる
が、最も低い窒素含有率における靭性の改善の程度は、
幾分低下するか、あるいは反対に、本発明の鋼に関して
は、Ｎ2 の減少に伴う靭性の改善は、可能な限り最も低
い硫黄含有率において最大である。図３に示すように、
ほぼ同じ結果が、−２２°Ｆで測定した横方向のシャル
ピー衝撃靭性値に関して観察された。
【００１５】種々の強度範囲を有する鋼の靭性に対する
（Ｎ2＋Ｓ）の複合的な影響が、図４に示されている。
図４から、（Ｎ2＋Ｓ）の複合的な影響に対する靭性の
応答の変化が極めて急激であることも明らかである。
（Ｎ2＋Ｓ）の複合的な影響は、３０又は４０ppmと１３
０ppmとの間で靭性に殆ど影響を与えない。しかしなが
ら、上記濃度よりも低い濃度においては、曲線の勾配
は、靭性と共に再度劇的に増大し、図示の両方の強度範
囲を有する鋼に関して、最も低い（Ｎ2＋Ｓ）含有率に
おいて２倍以上になる。上記靭性の急激な変化を起こす
臨界的な（Ｎ2＋Ｓ）含有率は、より大きな降伏強度を
有する鋼に関してより低い濃度で生ずる。
（Ｎ2＋Ｓ）の複合的な影響が、図４に示されている。
図４から、（Ｎ2＋Ｓ）の複合的な影響に対する靭性の
応答の変化が極めて急激であることも明らかである。
（Ｎ2＋Ｓ）の複合的な影響は、３０又は４０ppmと１３
０ppmとの間で靭性に殆ど影響を与えない。しかしなが
ら、上記濃度よりも低い濃度においては、曲線の勾配
は、靭性と共に再度劇的に増大し、図示の両方の強度範
囲を有する鋼に関して、最も低い（Ｎ2＋Ｓ）含有率に
おいて２倍以上になる。上記靭性の急激な変化を起こす
臨界的な（Ｎ2＋Ｓ）含有率は、より大きな降伏強度を
有する鋼に関してより低い濃度で生ずる。
【００１６】米国特許第３,５５６,７７６号に記載され
るように、上記タイプの鋼には０.０５〜０.５０％の濃
度のチタンが添加されることが多い。本発明によれば、
Ｎ2と同様に、Ｔi を通常採用されるよりもかなり低い
濃度まで制限することが、大幅に改善された靭性を得る
ために必須であることが判明した。極めて低い（Ｎ2＋
Ｓ）濃度範囲に関する上述の劇的な靭性の改善は、０.
０５％よりも十分に低いＴi の濃度範囲によってのみ得
ることができる。これは、図５及び図６から明瞭に分か
る。０.０５％〜０.１０％のＴi 濃度を用いた場合に
は、靭性の変化は殆ど生じない。０.０５％よりも低い
Ｔi 濃度においては、破壊靭性曲線及びシャルピー衝撃
曲線の勾配は共に、劇的に増大し、０.０２％のＴi 濃
度においてほぼ二倍になるが、これは、Ｎ2 濃度が低い
溶融物に関してだけである。Ｎ2 濃度がより高くまたＳ
濃度がより高い溶融物に関しては、観察した範囲ではＴ
i 濃度すなわちＴi 含有率の影響は一致していない。本
発明の目的を達成するために、チタン含有率は、０.０
５％よりも低くすべきであり、０.０４％未満であるの
が好ましく、更に、０.０２％未満であるのが最も望ま
しい。
るように、上記タイプの鋼には０.０５〜０.５０％の濃
度のチタンが添加されることが多い。本発明によれば、
Ｎ2と同様に、Ｔi を通常採用されるよりもかなり低い
濃度まで制限することが、大幅に改善された靭性を得る
ために必須であることが判明した。極めて低い（Ｎ2＋
Ｓ）濃度範囲に関する上述の劇的な靭性の改善は、０.
０５％よりも十分に低いＴi の濃度範囲によってのみ得
ることができる。これは、図５及び図６から明瞭に分か
る。０.０５％〜０.１０％のＴi 濃度を用いた場合に
は、靭性の変化は殆ど生じない。０.０５％よりも低い
Ｔi 濃度においては、破壊靭性曲線及びシャルピー衝撃
曲線の勾配は共に、劇的に増大し、０.０２％のＴi 濃
度においてほぼ二倍になるが、これは、Ｎ2 濃度が低い
溶融物に関してだけである。Ｎ2 濃度がより高くまたＳ
濃度がより高い溶融物に関しては、観察した範囲ではＴ
i 濃度すなわちＴi 含有率の影響は一致していない。本
発明の目的を達成するために、チタン含有率は、０.０
５％よりも低くすべきであり、０.０４％未満であるの
が好ましく、更に、０.０２％未満であるのが最も望ま
しい。
【００１７】本発明を含む鋼の破壊靭性が、降伏強度の
関数として、図１にプロットされている。このプロット
すなわち曲線は、他の市販の鋼ＨＰ９-４-２０及びＨＰ
-９-４-３０と同様に、極めて勾配が大きいように見え
るが、約２００ksiよりも低い降伏強度の範囲における
靭性は、際立っており（＞２６０ksi-in1/2）、他の市
販の高張力合金（特に、他のＰＨステンレス鋼）よりも
十分に大きい。
関数として、図１にプロットされている。このプロット
すなわち曲線は、他の市販の鋼ＨＰ９-４-２０及びＨＰ
-９-４-３０と同様に、極めて勾配が大きいように見え
るが、約２００ksiよりも低い降伏強度の範囲における
靭性は、際立っており（＞２６０ksi-in1/2）、他の市
販の高張力合金（特に、他のＰＨステンレス鋼）よりも
十分に大きい。
【００１８】本発明の鋼が、通常の１３-８Ｍo 型のＰ
Ｈステンレス鋼を用いる総ての用途に採用することがで
き、また、その劇的に向上される靭性が、大きな靭性が
重要である別の用途に使用される可能性を開くことは、
当業者には理解されよう。また、％（パーセント）及び
ppm（百万分の一）の単位に関しては、総てが重量／重
量基準で計算したものであることも理解されよう。
Ｈステンレス鋼を用いる総ての用途に採用することがで
き、また、その劇的に向上される靭性が、大きな靭性が
重要である別の用途に使用される可能性を開くことは、
当業者には理解されよう。また、％（パーセント）及び
ppm（百万分の一）の単位に関しては、総てが重量／重
量基準で計算したものであることも理解されよう。
【００１９】本発明は、上述の特定の例に限定されるも
のではなく、上述の特定の例は、本発明を例示するもの
であって、本発明を限定するものではない。
のではなく、上述の特定の例は、本発明を例示するもの
であって、本発明を限定するものではない。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【図１】種々の鋼の破壊靭性を降伏強度の関数として示
すグラフである。
すグラフである。
【図２】１３Ｃr-８Ｎi-２Ｍo 型のＰＨステンレス鋼の
破壊靭性に及ぼす窒素含有率の影響を異なる硫黄含有率
に関して示すグラフである。
破壊靭性に及ぼす窒素含有率の影響を異なる硫黄含有率
に関して示すグラフである。
【図３】１３Ｃr-８Ｎi-２Ｍo 型のＰＨステンレス鋼の
−２２°Ｆにおけるシャルピー衝撃エネルギに及ぼす窒
素含有率の影響を異なる硫黄含有率に関して示すグラフ
である。
−２２°Ｆにおけるシャルピー衝撃エネルギに及ぼす窒
素含有率の影響を異なる硫黄含有率に関して示すグラフ
である。
【図４】１３Ｃr-８Ｎi-２Ｍo 鋼の破壊靭性に及ぼす硫
黄及び窒素の合計含有率の影響を示すグラフである。
黄及び窒素の合計含有率の影響を示すグラフである。
【図５】１３Ｃr-８Ｎi-２Ｍo 鋼のサブサイズの破壊靭
性に及ぼすチタン含有率の影響を窒素及び硫黄の異なる
不純物濃度に関して示すグラフである。
性に及ぼすチタン含有率の影響を窒素及び硫黄の異なる
不純物濃度に関して示すグラフである。
【図６】１３Ｃr-８Ｎi-２Ｍo 鋼の−２２°Ｆにおける
シャルピー衝撃エネルギーに及ぼすチタン含有率の影響
を窒素及び硫黄の異なる不純物濃度に関して示すグラフ
である。
シャルピー衝撃エネルギーに及ぼすチタン含有率の影響
を窒素及び硫黄の異なる不純物濃度に関して示すグラフ
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ウェイ−ディ・カオ アメリカ合衆国ノース・カロライナ州 28227，シャーロット，カースフィール ド・プレイス 6922
Claims (12)
- 【請求項１】 約１２.２５％〜１３.２５％のクロム
と、約７.５％〜８.５％のニッケルと、約２.０％〜２.
５％のモリブデンと、約０.８％〜１.３５％のアルミニ
ウムと、０.０５％未満の炭素と、０.１０％未満のケイ
素と、０.１０％未満のマンガンと、０.１０％未満のリ
ンと、０.００２５％未満の硫黄と、０.００２０％未満
の窒素と、実質的に鉄である残余成分とから実質的に構
成され、硫黄及び窒素の合計含有率が０.００３０％未
満であることを特徴とするステンレス鋼。 - 【請求項２】 請求項１に記載のステンレス鋼におい
て、チタンを含む場合には、０.０５％未満のチタンを
含むことを特徴とするステンレス鋼。 - 【請求項３】 請求項１に記載のステンレス鋼におい
て、２００ksiよりも小さい降伏強度範囲において、２
００ksi-in1/2よりも大きな破壊靭性を有していること
を特徴とするステンレス鋼。 - 【請求項４】 請求項１に記載のステンレス鋼におい
て、２００ksi又はそれ以上の降伏強度を有しており、
前記硫黄及び窒素の合計含有率が０.００２６％未満で
あることを特徴とするステンレス鋼。 - 【請求項５】 請求項１に記載のステンレス鋼におい
て、前記硫黄及び窒素の合計含有率が０.００２０％未
満であり、チタンの含有率が０.０２％未満であること
を特徴とするステンレス鋼。 - 【請求項６】 約１２.２５％〜１３.２５％のクロム
と、約７.５％〜８.５％のニッケルと、約２.０％〜２.
５％のモリブデンと、約０.８％〜１.３５％のアルミニ
ウムと、０.０５％未満の炭素と、０.１０％未満のケイ
素と、０.１０％未満のマンガンと、０.１０％未満のリ
ンと、０.００２５％未満の硫黄と、０.００２０％未満
の窒素と、０.０２％未満のチタンと、実質的に鉄であ
る残余成分とから実質的に構成され、硫黄及び窒素の合
計含有率が０.００２０％未満であることを特徴とする
ステンレス鋼。 - 【請求項７】 １２.２５％〜１３.２５％のクロムと、
７.５％〜８.５％のニッケルと、２.０％〜２.５％のモ
リブデンと、０.８％〜１.３５％のアルミニウムと、
０.０５％未満の炭素と、０.１０％未満のケイ素と、
０.１０％未満のマンガンと、０.１０％未満のリンと、
０.００２５％未満の硫黄と、０.００２０％未満の窒素
と、０.０４％未満のチタンとを含む鉄基質から実質的
に構成されることを特徴とするステンレス鋼。 - 【請求項８】 １２.２５％〜１３.２５％のクロムと、
７.５％〜８.５％のニッケルと、２.０％〜２.５％のモ
リブデンと、０.８％〜１.３５％のアルミニウムと、
０.０５％未満の炭素と、０.１０％未満のケイ素と、
０.１０％未満のマンガンと、０.１０％未満のリンと、
０.００２５％未満の硫黄と、０.００２０％未満の窒素
と、０.０４％未満のチタンとを含む鉄基質から実質的
に構成され、２００ksiよりも小さな降伏強度範囲で２
００ksi-in1/2よりも大きな破壊靭性を有することを特
徴とするステンレス鋼製の熱処理された析出硬化製品。 - 【請求項９】 １２.２５％〜１３.２５％のクロムと、
７.５％〜８.５％のニッケルと、２.０％〜２.５％のモ
リブデンと、０.８％〜１.３５％のアルミニウムとを含
む鉄基質を有するタイプのステンレス鋼の破壊靭性を改
善する方法であって、選択した原材料を調節された条件
下で溶融して、０.００２５％未満の硫黄含有率、０.０
０２０％未満の窒素含有率、０.０５％未満のチタン含
有率、及び、０.００３０％未満の硫黄及び窒素の合計
含有率を前記ステンレス鋼の中で達成する工程を備える
ことを特徴とする方法。 - 【請求項１０】 請求項９に記載の方法において、選択
した原材料を調節された条件下で溶融する前記工程は、
窒素含有率が低い原材料を真空条件下で溶融する工程を
含むことを特徴とする方法。 - 【請求項１１】 請求項１０に記載の方法において、選
択した原材料を調節された条件下で溶融する前記工程
は、真空誘導溶融工程、及び、真空アーク再溶融工程を
含むことを特徴とする方法。 - 【請求項１２】 大きな破壊靭性を有するステンレス鋼
製品を製造する製造方法であって、１２.２５％〜１３.
２５％のクロムと、７.５％〜８.５％のニッケルと、
２.０％〜２.５％のモリブデンと、０.８％〜１.３５％
のアルミニウムと、０.０５％未満の炭素と、０.１０％
未満のケイ素と、０.１０％未満のマンガンと、０.１０
％未満のリンと、０.００２５％未満の硫黄と、０.００
２０％未満の窒素と、０.０４％未満のチタンとを含む
鉄基質から実質的に構成されるステンレス鋼を形成する
工程と、前記ステンレス鋼を熱処理して、２００ksiよ
りも小さい降伏強度の範囲で２００ksi-in1/2よりも大
きな破壊靭性を有する析出硬化ステンレス鋼製品を製造
する工程とを備えることを特徴とする製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US866547 | 1997-05-30 | ||
| US08/866,547 US5888449A (en) | 1997-05-30 | 1997-05-30 | Stainless steel |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1150205A true JPH1150205A (ja) | 1999-02-23 |
Family
ID=25347843
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10149851A Pending JPH1150205A (ja) | 1997-05-30 | 1998-05-29 | 析出硬化ステンレス鋼製品及びその製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5888449A (ja) |
| JP (1) | JPH1150205A (ja) |
| AT (1) | AT408993B (ja) |
| AU (1) | AU742809C (ja) |
| DE (1) | DE19823911B4 (ja) |
| FR (1) | FR2763961B1 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011066394A (ja) * | 2009-08-18 | 2011-03-31 | Mitsubishi Electric Corp | 光源装置、及び光源装置の製造方法 |
| US9982545B2 (en) | 2004-12-08 | 2018-05-29 | Mitsubishi Hitachi Power Systems, Ltd. | Precipitation hardened martensitic stainless steel, manufacturing method therefor, and turbine moving blade and steam turbine using the same |
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|---|---|---|---|---|
| US7901519B2 (en) * | 2003-12-10 | 2011-03-08 | Ati Properties, Inc. | High strength martensitic stainless steel alloys, methods of forming the same, and articles formed therefrom |
| US7931758B2 (en) * | 2008-07-28 | 2011-04-26 | Ati Properties, Inc. | Thermal mechanical treatment of ferrous alloys, and related alloys and articles |
| EP2927337B2 (en) * | 2012-09-27 | 2024-11-06 | Hitachi Metals, Ltd. | Precipitation hardening type martensitic steel and process for producing same |
| US20160138122A1 (en) * | 2013-09-26 | 2016-05-19 | Bell Helicopter Textron Inc. | Precipitation hardening steel with improved toughness and method |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| BE651249A (ja) * | 1963-08-02 | 1964-11-16 | ||
| US3278298A (en) * | 1963-12-31 | 1966-10-11 | Armco Steel Corp | Chromium-nickel-aluminum steel and method |
| JPS61130462A (ja) * | 1984-11-28 | 1986-06-18 | Tech Res & Dev Inst Of Japan Def Agency | 降伏応力１１０ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上の耐応力腐蝕割れ性のすぐれた高靭性超高張力鋼 |
-
1997
- 1997-05-30 US US08/866,547 patent/US5888449A/en not_active Expired - Lifetime
-
1998
- 1998-05-26 AU AU68089/98A patent/AU742809C/en not_active Expired
- 1998-05-28 DE DE19823911.4A patent/DE19823911B4/de not_active Expired - Lifetime
- 1998-05-28 FR FR9806714A patent/FR2763961B1/fr not_active Expired - Lifetime
- 1998-05-29 JP JP10149851A patent/JPH1150205A/ja active Pending
- 1998-05-29 AT AT0092998A patent/AT408993B/de not_active IP Right Cessation
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9982545B2 (en) | 2004-12-08 | 2018-05-29 | Mitsubishi Hitachi Power Systems, Ltd. | Precipitation hardened martensitic stainless steel, manufacturing method therefor, and turbine moving blade and steam turbine using the same |
| JP2011066394A (ja) * | 2009-08-18 | 2011-03-31 | Mitsubishi Electric Corp | 光源装置、及び光源装置の製造方法 |
| US8733995B2 (en) | 2009-08-18 | 2014-05-27 | Mitsubishi Electric Corporation | Light source device with reduced optical part clouding |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| AU742809B2 (en) | 2002-01-10 |
| DE19823911A1 (de) | 1998-12-03 |
| FR2763961B1 (fr) | 2000-03-31 |
| FR2763961A1 (fr) | 1998-12-04 |
| AU742809C (en) | 2003-03-06 |
| ATA92998A (de) | 2001-09-15 |
| AU6808998A (en) | 1998-12-03 |
| US5888449A (en) | 1999-03-30 |
| DE19823911B4 (de) | 2014-04-24 |
| AT408993B (de) | 2002-04-25 |
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