JP2000514508A - 極めて高い強度と良好な靱性と独自の組み合わせを持つ時効硬化性合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 極めて高い強度と良好な靱性との独自の組み合わせを持つ時効硬化性マルテンサイト鋼合金は、本質的に、重量％で約炭素：０．２１−０．３４；マンガン：最大０．２０；ケイ素：最大０．１０；リン：最大０．００８；硫黄：最大０．００３；クロム：１．５−２．８０；モリブデン：０．９０−１．８０；ニッケル：１０−１３；コバルト：１４．０−２２．０；アルミニウム：最大０．１；チタン：最大０．０５；セイウム：最大０．０３０；ランタン：最大０．０１０；残りは本質的に鉄からなる。さらに、セリウムと硫黄は、比Ｃｅ／Ｓが、少なくとも約２であり、約１５より大きくならないようバランスされる。セリウムおよびランタンの一部または全部の代わりに、少量ではあっても有効量のカルシウムが存在することが可能である。

Description

【発明の詳細な説明】 極めて高い強度と良好な靱性と独自の組み合わせを持つ時効硬化性合金 発明の分野 本発明は、時効硬化性マルテンサイト鋼合金に関係し、特に、極めて大きな強 度と受け容れ可能なレベルの破壊靱性との独自の組み合わせを与える合金に関係 する。 発明の背景 大きな強度と大きな靱性の組み合わせを持つ合金を使用することが、様々な用 途で必要とされている。たとえば、弾道発射体に耐える用途では、発射体、たと えば装甲を貫通する口径．５０インチの弾丸による衝撃を受けた時に、強度と靱 性のバランスを維持して、スポーリングおよびシャッタリング(shattering)を抑 制する合金が必要とされる。このような合金のその他の用途としては、ランディ ングギヤやジェットエンジンの主軸といった航空機用の構造構成要素や工作具構 成要素が考えられる。 次のような重量％組成を持つ弾道発射体に耐える合金鋼が記載されている。 Ｃ ０．３８−０．４３ Ｍｎ ０．６０−０．８０ Ｓｉ ０．２０−０．３５ Ｃｒ ０．７０−０．９０ Ｍｏ ０．２０−０．３０ Ｎｉ １．６５−２．００ Ｆｅ 残量 合金は、８４３℃（１５５０°Ｆ)から油焼き入れされ、続いて焼き戻し処理 される。ＨＲＣ５７の硬度まで焼き戻しすると、Ｖ50速度の測定による最良の弾 道性能(ballistic performance)が得られる。Ｖ50速度とは、発射体が装甲を貫 通する確率が５０％を示す発射体の速度である。しかし、ＨＲＣ５７の硬度まで 焼き戻すと、合金は、亀裂、シャッタリングおよび花弁状の弾孔(petal formati on)を発生しやすくなり、くり返し衝撃性能は著しく低下する。Ｖ₅₀速度 と、亀裂、シャッタリングおよび花弁状の弾孔の発生の抑止との最良な組み合わ せを得るため、合金は、ＨＲＣ５３の硬度まで焼き戻しされる。しかし、より低 いこの硬度で効果的な発射体対抗性能(anti-projectile performance)を得るた めには、合金の断面をさらに厚くしなければならない。断面の厚さを増すことは 、製作される構成要素の重量が重くなるため、航空機など、多くの用途に対して 実用的ではない。 亀裂、シャッタリングおよび花弁状の弾孔に対してより優れた抵抗性を持つ別 の合金も記載されている。その合金は、次のような重量％組成を持っている。 Ｃ ０．１２−０．１７ Ｃｒ １．８−３．２ Ｍｏ ０．９−１．３５ Ｎｉ ９．５−１０．５ Ｃｏ １１．５−１４．５ Ｆｅ 残量 この合金は、優れた衝撃靱性を持つため、高速発射体が貫通する時でも亀裂お よびシャッタリングに抵抗するが、ＨＲＣ５２のピーク時効硬度を持つため、装 甲材料としては課題が多く残されている。それゆえ、効果的な発射体対抗性能を 得るためには、合金の断面の厚さを法外に厚くしなければならない。上で述べた ように、航空機に厚い断面を使用することは、非実用的である。 さらに、次のような重量％組成を持つ合金が記載されている。 Ｃ ０．４０−０．４６ Ｍｎ ０．６５−０．９０ Ｓｉ １．４５−１．８０ Ｃｒ ０．７０−０．９５ Ｍｏ ０．３０−０．４５ Ｎｉ １．６５−２．００ Ｖ ０．０５以下 Ｆｅ 残量 この合金は、１９３１−２０６８ＭＰａ（２８０−３００ｋｓｉ）の引張り強 度および応力強度因子Ｋ_ICで表される破壊靱性約６０．４−６５．９ＭＰａ√ｍ （５５−６０ｋｓｉ√ｉｎ）を与えることができる。 次のような重量％組成を持つ、高い強度、高い破壊靱性、時効硬化性マルテン サイト合金が記載されている。 合金Ｉ 合金II Ｃ ０．２−０．３３ ０．２−０．３３ Ｍｎ 最大０．２ 最大０．２０ Ｓｉ 最大０．１ 最大０．１ Ｐ 最大０．００８ 最大０．００８ Ｓ 最大０．００４ 最大０．００４０ Ｃｒ ２−４ ２−４ Ｍｏ ０．７５−１．７５ ０．７５−１．７５ Ｎｉ １０．５−１５ １０．５−１５ Ｃｏ ８−１７ ８−１７ Ａｌ 最大０．０１ 最大０．０１ Ｔｉ 最大０．０１ 最大０．０２ Ｃｅ 痕跡量−０．００１ 最大０．０３０までの 少量であるが効果的な量 Ｌａ 痕跡量−０．００１ 最大０．０１までの 少量であるが効果的な量 Ｆｅ 残量 残量 これらの合金は、応力強度因子Ｋ_ICで表される破壊靱性≧１０９．９ＭＰａ√ ｍ（≧１００ ｋｓｉ√ｉｎ）および極限引張り強度ＵＴＳで表される強度約１ ９３１−２０６８ＭＰａ（２８０−３００ｋｓｉ）を与えることができる。 しかし、改善された弾道性能と、より強い構造構成要素を得るために、公知の 合金よりさらに高い強度を持つ合金の需要が高まっている。破壊靱性は、降伏強 さおよび極限引張り強度と逆の関係にあることが知られている。従って、合金は 、構成要素における十分な信頼性のため、および破滅的な破壊をもたらす可能性 がある構造構成要素の傷を非破壊検査しうるために、十分なレベルの破壊靱性を 与えなければならない。 発明の要約 本発明に従う合金は、受け容れ可能な破壊靱性を保持しながら、公知の合金よ り有意に高い強度を与える時効硬化マルテンサイト鋼である。特に、本発明の合 金は、長さ方向に少なくとも約２０６８ＭＰａ（３００ｋｓｉ）の極限引張り強 度（ＵＴＳ）と少なくとも約７１．４ＭＰａ√ｍ（６５ｋｓｉ√ｉｎ）のＫ_IC破 壊靱性を与えることができる。また、本発明の合金は、長さ方向に少なくとも約 ２１３７ＭＰａ（３１０ｋｓｉ）のＵＴＳと少なくとも約６５．９ＭＰａ√ｍ（ ６０ｋｓｉ√ｉｎ）のＫ_IC破壊靱性を与えることができる。 本発明の時効硬化マルテンサイト鋼の広い組成範囲と好ましい組成範囲は、重 量％で次の通りである。 広い組成範囲 好ましい組成範囲 Ｃ ０．２１−０．３４ ０．２２−０．３０ Ｍｎ 最大０．２０ 最大０．０５ Ｓｉ 最大０．１０ 最大０．１０ Ｐ 最大０．００８ 最大０．００６ Ｓ 最大０．００３ 最大０．００２ Ｃｒ １．５−２．８０ １．８０−２．８０ Ｍｏ ０．９０−１．８０ １．１０−１．７０ Ｎｉ １０−１３ １０．５−１１．５ Ｃｏ １４．０−２２．０ １４．０−２０．０ Ａｌ 最大０．１ 最大０．０１ Ｔｉ 最大０．０５ 最大０．０２ Ｃｅ 最大０．０３０ 最大０．０１ Ｌａ 最大０．０１０ 最大０．００５ この種の鋼の市販等級に見られる通常の不純物、および１０００分の数％から 、この合金によって与えられる性質の好ましい組み合わせを受け入れ不可能にす るほどには悪化させない量までの範囲で許容される、その他の少量の元素を除き 、合金の残りの成分は本質的に鉄である。 本発明の合金は、公知の合金と比べて強さおよび破壊靱性の優れた組み合わせ を一貫して与えるよう、手の込んだバランスが取られている。その目的のために 、炭素とコバルトの比Ｃｏ／Ｃは、少なくとも４２、好ましくは少なくとも約５ ２であって、約１００を超えないこと、そして好ましくは約７５を超えないよう に バランスが取られる。 １つの実施態様として、合金は、最大約０．０３０％のセリウムと最大約０． ０１％のランタンを含む。セリウムと硫黄の比（Ｃｅ／Ｓ）が、少なくとも約２ から約１５に至る範囲にある時、セリウムとランタンの有効量が存在する。比Ｃ ｅ／Ｓは約１０を超えないことが好ましい。 別の実施態様では、セリウムおよびランタンの一部または全量の代わりに、少 量であるが有効量のカルシウム及び／またはカルシウム以外の硫黄を除去する元 素が合金中に存在する。最も良い結果を得るには、少なくとも約１０ｐｐｍのカ ルシウムまたはカルシウム以外の硫黄を除去する元素が合金中に存在する。 すぐ前にあげた組成表は便宜的に要約したものであって、これによって、互い に組み合わせて使用するために、本発明の合金の個々の元素の範囲の上限と下限 を制限しようとするものでもないし、互いに組み合わせてのみ使用するために元 素の範囲を限定しようとするものでもない。すなわち、広い組成の１つ以上の元 素の範囲と、残りの元素に対して、好ましい組成における１つ以上の範囲とを使 用することができる。また、１つの好ましい実施態様の、ある元素の最小値また は最大値と、別の好ましい実施態様のその元素の最大値または最小値とを使用す ることもできる。本出願明細書を通して、特別な指示がない限り、パーセント（ ％）は重量パーセント（％）を意味する。 好ましい実施態様の詳細な説明 本発明に従う合金は、少なくとも約０．２１％、そして好ましくは約０．２２ ％の炭素を含む。炭素は、主として、クロムおよびモリブデンといった他の元素 と組み合わせることにより、時効熱処理の過程で炭化物Ｍ₂Ｃを形成し、合金の 良好な強度および硬さの性能に貢献する。しかし、炭素量が多すぎると破壊靱性 、室温シャルピーＶ切欠き（ＣＶＮ）衝撃靱性および応力腐食割れ抵抗性に悪影 響を及ぼす。従って、炭素は、約０．３４％以下、そして好ましくは約０．３０ ％以下に制限される。 コバルトは、この合金の非常に高い強さに貢献し、炭化物Ｍ₂Ｃに対する不均 質な核形成部位を促進することで合金の時効硬化に貢献する。また、強さを増進 する場合、コバルトを添加する方が炭素を添加するより、合金の靱性に対する悪 影響は少ない。従って、合金は、少なくとも約１４．０％のコバルトを含む。た とえば、合金には少なくとも１４．３％、１４．４％または１４．５％のコバル トが存在する。少なくとも１５．０％のコバルトが合金中に存在することが好ま しい。しかし、特別に強度の高い合金が必要な用途に対しては、少なくとも約１ ６．０％のコバルトが合金に存在してもよい。コバルトは高価な元素なので、こ の合金に無制限な量でコバルトを使用することは、コバルトから得られる利益と 引き合わない。従って、コバルトは約２２．０％以下、そして好ましくは約２０ ．０％以下に制限される。 本発明の合金中の炭素とコバルトは、非常に高い強度と高い靱性の優れた組み 合わせに利するように調整される。発明者は、炭素に対するコバルトの比（Ｃｏ ／Ｃ）を高くすると、この合金における靱性の向上ならびに強度と靱性のより良 い組み合わせが助長されることを観察している。また、Ｃｏ／Ｃ比を高くするこ とは、合金の切欠き靱性にも有益である。従って、本発明におけるコバルトと炭 素は、比Ｃｏ／Ｃが少なくとも約４３、そして好ましくは少なくとも約５２とな るよう調整される。しかし、Ｃｏ／Ｃ比が余り高すぎると合金の製造コストが高 くなり、高いＣｏ／Ｃから生まれる利点は、帳消しになる。それゆえ、Ｃｏ／Ｃ は、約１００以下、そして好ましくは約７５以下に制限される。 クロムは、炭素と組み合わせることにより、時効の過程で炭化物Ｍ₂Ｃを形成 し、この合金の良好な強さおよび硬度の性能に貢献する。それゆえ、合金には少 なくとも約１．５％、そして好ましくは少なくとも１．８０％のクロムが存在す る。しかし、過度のクロムは合金の感度を高め、その結果、過時効を招く。また 、クロムが多すぎると、粒界に炭化物の析出が増加し、その結果、合金の靱性と 延性に悪影響を及ぼす。従って、クロムは約２．８０％以下、そして好ましくは 約２．６０％以下に制限される。 モリブデンは、クロムと同様、炭素と組み合わせることにより、時効の過程で 炭化物Ｍ₂Ｃを形成し、この合金の良好な強度および硬度の性能に貢献する。さ らに、モリブデンは、過時効に対する合金の感度を引き下げ、応力腐食割れに対 する抵抗性に利点をもたらす。従って、合金中には少なくとも０．９０％、そし て好ましくは少なくとも約１．１０％のモリブデンが存在する。しかし、モリブ デンが多すぎると、好ましくない粒界への炭化物の析出の危険性が増し、靱性と 延性の低下を招くおそれがある。従って、モリブデンは、約１．８０％以下、そ して好ましくは１．７０％以下に制限される。 ニッケルは、焼き入れ性に利益を与え、焼き入れ速度に対する合金の感度を引 き下げ、その結果、ＣＶＮ靱性が容易に得られるようになるため、合金中には少 なくとも約１０％、そして好ましくは約１０．５％のニッケルが存在する。また 、ニッケルは応力腐食割れ抵抗性、Ｋ_IC破壊靱性および−５４℃（−６５°Ｆ） で測定されるＱ値（［（ＨＲＣ−３５）³×（ＣＶＮ）＋１０００］で定義され 、ＣＶＮはｆｔ−ｌｂｓ単位で測定される）にも利する。しかし、過度のニッケ ルは、過時効に対して感度が高くなるのを助長する。従って、合金中のニッケル は、約１３％以下、そして好ましくは約１１．５％に制限される。 他の元素は、望まれる性質を損なわない量だけ合金中に存在することが可能で ある。マンガンは、合金に破壊靱性に好ましくない影響をもたらすので、存在す るマンガンは約０．２０％以下、そしてさらに良いのは、約０．１０％以下であ る。マンガンは約０．０５％を超えないよう制限することが望ましい。さらに、 少量脱酸素添加剤からの残留物としてケイ素は最大約０．１０％まで、アルミニ ウムは最大約０．１％まで、そしてチタンは最大０．０５％まで存在することが 許容される。アルミニウムは約０．０１％以下に、そしてチタンは約０．０２％ 以下に制限されることが望ましい。 合金中に硫化物の形成を抑制する元素が、少量ではあっても有効量だけ存在す ることは、硫黄と結合して破壊靱性に悪影響を及ぼさない硫化物の介在物を形成 するため、破壊靱性に有益である。類似の効果は、本明細書に参照として引用し た米国特許第５，２６８，０４４号に記載されている。本発明の１つの実施態様 では、合金に、最大約０．０３０％までのセリウムと、最大約０．０１０％まで のランタンが含まれている。この合金にセリウムとランタンを供給する好ましい 方法は、鋳放しＶＡＲインゴット中のセリウムとランタンの有効量を回復するに 十分な量だけ溶融工程でミッシュメタルを添加することである。セリウムと硫黄 の比（Ｃｅ／Ｓ）が少なくとも約２の時に有効量のセリウムとランタンが存在す る。Ｃｅ／Ｓ比が約１５より大きい時は、合金の熱間加工性および引張り延性が 悪影響を受ける。Ｃｅ／Ｓは約１０以下であることが望ましい。たとえば、合金 を回転鍛造する(rotary forged)代わりにプレス鍛造しようとする場合、良好な 熱間加工性を得るには、合金に約０．１０％以下のセリウムおよび約０．００５ ％以下のランタンが含まれる。この合金の別の実施態様では、硫化物を有利に制 御するために、セリウムおよびランタンの一部または全量の代わりに少量ではあ るが有効量のカルシウムまたはその他の硫黄を除去する元素、たとえば、マグネ シウムもしくはィットリウム、またはカルシウムとこれらの硫黄を除去する元素 が、合金中に存在する。最も良い結果を得るには、少なくとも約１０ｐｐｍのカ ルシウムまたはカルシウム以外の硫黄を除去する元素が合金中に存在する。カル シウムは、Ｃｅ／Ｓ比が少なくとも約２であるようにバランスを取られることが 望ましい。 合金の残りは、類似の用途に向けられている市販合金中に通常存在する不純物 を除けば、本質的に鉄である。こうした元素のレベルは、望まれる性質に悪影響 が及ばないよう制御しなければならない。たとえば、リンは、合金を脆化させる 効果があるため約０．００８％以下、そして好ましくは約０．００６％以下に制 限される。硫黄は、存在することを免れないが、合金の破壊靱性に悪影響を及ぼ すため、約０．００３％以下、好ましくは約０．００２％以下、そしてさらに好 ましくは約０．００１％以下に制限される。 本発明の合金は、従来の真空溶融技術によって容易に溶融される。最も良い結 果を得るためには、くり返し溶融法(multiple melting practice)が好ましい。 この好ましい方法は、真空誘導炉（ＶＩＭ）でヒートを溶融しそれを電極の形に 鋳込むことである。上で言及した硫化物の形成を制御するための合金元素は、溶 融ＶＩＭヒートを鋳込む前に添加することが好ましい。つづいて、電極を真空ア ークで再溶融（ＶＡＲ）し、１つ以上のインゴットに鋳造する。電極インゴット は、ＶＡＲを行う前に約６７７℃（１２５０°Ｆ）に４−１６時間保持し、空気 冷却して応力を取り除いておくことが望ましい。ＶＡＲ後は、インゴットを約１ １７７−１２３２℃（２１５０−２２５０°Ｆ）に６−２４時間維持して均質化 することが望ましい。 合金は、約１２３２℃（２２５０°Ｆ）から約８１６℃（１５００°Ｆ）の間 で熱間加工が可能である。好ましい熱間加工法は、インゴットを約１１７７−１ ２３２℃（２１５０−２２５０°Ｆ）から断面積が少なくとも約３０％減少する まで鍛造することである。つづいて、インゴットを約９８２℃（１８００°Ｆ） に再加熱し、断面積が少なくともさらに約３０％減少するまで鍛造する。 性質の望ましい組み合わせを得るための熱処理は次のように進められる。合金 を約８４３−９８２℃（１５５０−１８００°Ｆ）に、約１時間と厚さ１インチ 当たり５分加えた時間だけ維持し、それから、焼き入れしてオーステナイト化す る。焼き入れ速度は、十分速く、オーステナイト化温度から約６６℃（１５０° Ｆ）まで約２時間以内に冷却することが望ましい。好ましい焼き入れ法は、製造 される部品の断面積に依存している。しかし、この合金は焼き入れ性に優れ、空 冷、バーミキュライト（ひる石）冷却または真空炉内の不活性ガスでの焼き入れ もできるし、油焼き入れもできる。オーステナイト処理と焼き入れ処理を行った 後、合金を約−７３℃（−１００°Ｆ）で約０．５〜１時間、深冷低温処理し、 それから空気中で温めることが望ましい。 この合金の時効硬化は、合金を約４５４−５１０℃（８５０−９５０°Ｆ）に 約５時間加熱し、それから空気中で冷却することによって行うことが望ましい。 本発明の合金は、広範囲な用途に有用である。合金が極めて高い強度と良好な 破壊靱性を有するため、弾道に耐久する用途(ballistic tolerant applications )に有用である。また、合金は、航空機や工具構成要素のような他の用途にも有 用である。 実施例 ２０個の試作室ＶＩＭヒートを作製し、ＶＡＲ電極インゴットに鋳込んだ。電 極インゴットをそれぞれ鋳造する前に、ミッシュメタルまたはカルシウムを各Ｖ ＩＭヒートに添加した。各添加の量は、セリウム、ランタンおよびカルシウムを 精製後にどれだけ残したいかによって選択した。また、ＶＡＲ製品中の硫黄含量 の調整を改善するため仕込み材料に高純度の電解鉄を使用した。 電極インゴットを空冷し、６７７°（１２５０°Ｆ）で１６時間、応力を解放 し、 それから空冷した。電解インゴットはＶＡＲで精製し、バーミキュライト（ひる 石）で冷却した。ＶＡＲインゴットを６７７°（１２５０°Ｆ）で１６時間焼き 鈍し、それから空冷した。ＶＡＲの組成を下の表１および表２に重量％表示で示 す。ヒート１−１６は本発明の実施例であり、ヒートＡ−Ｄは比較のために引用 した合金である。 Ｉ．実施例１ 鍛造する前に、実施例１のＶＡＲインゴットを１２３２℃（２２５０°Ｆ）で ６時間均質化した。つづいて、インゴットを１２３２℃（２２５０°Ｆ）の温度 からプレス鍛造して高さ７．６ｃｍ（３インチ）、幅１２．７ｃｍ（５インチ） の棒鋼に加工した。棒鋼は９８２℃（１８００°Ｆ）まで再度加熱し、高さ３． ８ｃｍ（１．５インチ）、幅１０．２ｃｍ（４インチ）の棒鋼にプレス鍛造し、 それから空冷した。棒鋼は９６８℃（１７７５°Ｆ）で１時間、焼きならしを行 い、それから空冷した。つづいて、棒鋼を６７７℃（１２５０°Ｆ）で１６時間 焼き鈍しを行い、空冷した。 焼き鈍しした棒鋼を機械加工し、長さ方向の引張り試験用および横方向の引張 り試験用標準試験片（ＡＳＴＭ Ａ ３７０−９５ａ、直径６．４ｍｍ（０．２ ５２インチ）、ゲージ長さ２．５４ｃｍ（１インチ））、ＣＶＮ試験用試験片（ ＡＳＴＭ Ｅ ２３−９６）および破壊靱性試験用（ＡＳＴＭ Ｅ３９９）コン パクト引張りブロックを作製した。試験片はソルト中、９１３℃（１６７５°Ｆ ）で１時間オーステナイト化した。引張り試験用試験片とＣＶＮ試験用試験片は 、バーミキユライト（ひる石）で冷却した。コンパクト引張りブロックは、断面 が太いため、引張り試験用試験片およびＣＶＮ試験用試験片と同じ有効冷却速度 を受けるよう、空冷した。すべての試験片は、−７３℃（−１００°Ｆ）まで深 冷し、それから空気中で温めた。試験片は、４８２℃（９００°Ｆ）で６時間時 効硬化させ、それから空冷した。 実施例１の長さ方向試験用試験片と横方向試験用試験片に対する室温引張り試 験の結果を、０．２％オフセット降伏強さ（ＹＳ）、極限引張り強度（ＵＴＳ） 、伸び率（Ｅｌｏｎｇ）および面積減少率（ＲＡ）を含め表３に示す。また、Ａ ＳＴＭ 規格試験法Ｅ ３９９（Ｋ_IC）に従うコンパクト引張り試験片に対する 室温破壊靱性試験結果を表に示す。長さ方向の試験は、別々に熱処理した３つの ロットからのそれぞれ２つの試験片に対して行い、横方向の試験は、別々に熱処 理した２つのロットからのそれぞれ２つの試験片に対して行った。 表３のデータは、実施例１が、上の「発明の背景」の章で論じた合金と比較し て、極めて高い強度と良好な破壊靱性の組み合わせを与えていることを明瞭に示 している。 ¹ この値は平均値に含まれていない。 II．実施例２−１０ 実施例２−１０のために、ＶＡＲインゴットを、鍛造する前に、１２３２℃（ ２２５０°Ｆ）で１６時間均質化した。つづいて、インゴットを１２３２℃（２ ２５０°Ｆ）の温度からプレス鍛造して高さ８．９ｃｍ（３．５インチ）、幅１ ２．７ｃｍ（５インチ）の棒鋼に加工した。棒鋼は９８２℃（１８００°Ｆ）ま で再度加熱し、高さ３．８ｃｍ（１．５インチ）、幅１１．４ｃｍ（４．５イン チ）の棒鋼にプレス鍛造し、それから空冷した。各実施例の棒鋼は９５４℃（１ ７５０°Ｆ）で１時間、焼きならしを行い、それから空冷した。つづいて、棒鋼 を６７７℃（１２５０°Ｆ）で１６時間焼き鈍しを行い、空冷した。 実施例１と同様、横方向引張り試験用標準試験片、ＣＶＮ試験用試験片および コンパクト引張りブロックを機械加工し、オーステナイト化、焼き入れ、および 深冷した。また、横方向引張り試験用標準試験片およびＣＶＮ試験用試験片と同 様に切欠き引張り試験用試験片を加工した。試料は、表４に記した条件に従って 時効硬化させた。表４に示した条件は、少なくとも約２０３４ＭＰａ（２９５ｋ ｓｉ）の室温極限引張り強度が得られるように選んだ。 切欠き引張り強度試験用試験片をそれぞれ長さ７．６ｃｍ（３．００インチ） 、直径０．９５２ｃｍ（０．３７５インチ）の円筒形に機械加工した。３．１８ ｃｍの長さ断面を各試験片の真ん中で直径０．６４０ｃｍ（０．２５２インチ） に絞り、０．４７６ｃｍ（０．１８７５インチ）の最小半径で中心断面を試験片 の各端に接続する。各切欠き引張り強度試験用試験片の真ん中に切り欠きを入れ た。試験片の直径は、切欠きの底の部分で０．４５２ｃｍ（０．１７８インチ） とし、切欠きの平方根半径は０．００２５ｃｍ（０．００１０インチ）で応力集 中係数Ｋ_tを１０にした。 ９５４℃（１７５０°Ｆ）で焼きならしした実施例２−１０の横方向試験用試 験片に対する室温引張り試験結果を、０．２％オフセット降伏強さ（ＹＳ）、極 限引張り強度（ＵＴＳ）、ＭＰａ表示の切欠きＵＴＳおよび伸び率（Ｅｌｏｎｇ ）と面積減少率（ＲＡ）を含め、表５に示す。さらに、室温シャルピーＶ切欠き 衝撃試験（ＣＶＮ）および室温破壊靱性（Ｋ_IC）試験も表５に示してある。 表５のデータから、実施例２−１０が、横方向の高い極限引張り強度と受け容 れられるＫ_IC破壊靱性の組み合わせを与えることが分かる。横方向に測定した性 質は、縦方向に測定した同じ性質と比べて悪いことが予想されるので、実施例２ −１０は、縦方向にも性質の望ましい組み合わせを与えるものと予想される。 実施例２、４、５、９および１０の追加試験は、焼きならし温度として８９９ ℃（１６５０°Ｆ）を使用した点を除き、上述の方法に従って処理した棒鋼から 作製した試験片について行った。結果を表６に示す。 焼きならし温度が８９９℃（１６５０°Ｆ）の表６のデータと焼きならし温度 が９５４℃（１７５０°Ｆ）の表５のデータを合わせて考えると、実施例２、４ 、５、９および１０の高い強度およびＫ_IC破壊靱性は、少なくとも８９９℃（１ ６５０°Ｆ）から９５４℃（１７5０°Ｆ）までの焼きならし温度で達成できる ことを示している。 室温（ＲＴ）引張り強度試験および−５４℃（−６５°Ｆ）引張り強度試験は 、実施例２−５および８−１０の試験片で行った。横方向試験用試験片は、焼き ならし温度を９５４℃（１７５０°Ｆ）とし、表７に示した時効硬化条件を使用 して、上で述べた方法により調製した。表７の条件は、少なくとも約２２７５Ｍ Ｐａ（３３０ｋｓｉ）の室温極限引張り強度が得られるように選択した。 ０．２％オフセット降伏強さ（ＹＳ）、極限引張り強度（ＵＴＳ）、ＭＰａ表 示の切欠きＵＴＳおよび伸び率（Ｅｌｏｎｇ）と面積減少率（ＲＡ）を含め、試 験結果を表８に示す。室温（ＲＴ）および−５４℃（−６５°Ｆ）シャルピーＶ 切欠き衝撃試験も表８に示す。また、ＡＳＴＭ規格試験法Ｅ３９９（Ｋ_IC）に従 って実施した、コンパクト引張り試験片に対する室温破壊靱性試験および−５４ ℃（−６５°Ｆ）破壊靱性試験の結果も表に示す。 ¹ 「ＲＴ」は室温を表す。 表８のデータから、室温と−５４℃（−６５°Ｆ）の両温度条件で、実施例 ２−５および８−１０が、極めて高い引張り強度を与えることが分かる。また、 極限引張り強度が同じレベルになるように処理した公知の合金から予想されるよ りも、Ｋ_IC破壊靱性がかなり高い。 III．実施例１１−１６および比較のためのヒートＢ−Ｄ 実施例１１−１６および比較のためのヒートＢ−Ｄについて、ＶＡＲインゴッ トを１２３２℃（２２５０°Ｆ）で１６時間均質化した。それから、インゴット を１２３２℃（２２５０°Ｆ）から高さ８．９ｃｍ（３．５インチ）、幅１２． ７ｃｍ（５インチ）の棒鋼にプレス鍛造した。棒鋼を６７７℃（１２５０°Ｆ） で１６時間焼き鈍しし、それから空冷した。棒鋼の各端から１．９ｃｍをスラィ スして除いた。各棒鋼の底部の端から３０．５ｃｍ（１２インチ）の長さ断面を 取り去った。鍛造して３．８ｃｍ（１．５インチ）×１０．８ｃｍ（４．２５イ ンチ）×９１．４ｃｍ（３６インチ）の棒鋼とし、それから空冷した。棒鋼を８ ９９℃（１６５０°Ｆ）で１時間焼きならしし、空冷した。つづいて、棒鋼を６ ７７℃（１２５０°Ｆ）で１６時間焼き鈍しし、空冷した。 焼き鈍し棒鋼を機械加工し、長さ方向の引張り試験用および横方向の引張り試 験用標準試験片、ＣＶＮ試験用試験片およびコンパクト引張りブロックを作製し た。試験片はソルト中、８９９℃（１６５０°Ｆ）で１時間オーステナイト化し た。引張り試験用試験片とＣＶＮ試験用試験片は、バーミキユライト（ひる石） で冷却した。それに対して、コンパクト引張りブロックは空冷した。すべての試 験片は、−７３℃（−１００°Ｆ）で１時間深冷し、それから空気中で温め、４ ８２℃（９００°Ｆ）で５時間時効硬化させ、それから空冷した。 長さ方向試験用試験片（Ｌｏｎｇ．）と横方向試験用試験片（Ｔｒａｎｓ．） に対する室温引張り試験の結果を、０．２％オフセット降伏強さ（ＹＳ）、ＭＰ ａ単位で表示した極限引張り強度（ＵＴＳ）、伸び率（Ｅｌｏｎｇ）および面積 減少率（ＲＡ）を含め表９に示す。また、ＡＳＴＭ Ｅ ３９９（Ｋ_IC）に従う コンパクト引張り試験片に対する室温シャルピーＶ切欠き衝撃試験（ＣＶＮ）結 果と室温破壊靱性試験結果も表９に示す。 表９のデータから、実施例１１−１６が、本発明に従って性質の望ましい組み 合わせを与えることが分かる。実施例１１−１６の長さ方向試験用試験片は、す べて、少なくとも２１３７ＭＰａ（３１０ｋｓｉ）の平均ＵＴＳおよび少なくと も６５．２ＭＰａ√ｍ（５９．３ｋｓｉ√ｉｎ．）の平均破壊靱性を示している 。それに対して、比較のためのヒートＢおよびＤは、同様なＵＴＳ値で低いＫ_IC 値を示している。さらに、比較のためのヒートＣは、受け入れ可能な長さ方向の 性質を持っているが、その横方向のＥｌｏｎｇ百分率、ＲＡ百分率およびＣＶＮ 値は低すぎて不適格である。 IV．実施例１０と比較のためのヒートＡ 実施例１０と比較のためのヒートＡの比較を行った。実施例１０と比較のため のヒートＡのＶＡＲインゴットを、上の実施例１で述べたのと同じ方法で処理し た。 焼き鈍しした棒鋼を機械加工し、横方向引張り試験用標準試験片（ＡＳＴＭＡ ３７０−９５ａ、直径０．６４ｃｍ（０．２５２インチ）、ゲージ長さ２．５ ４ｃｍ（１インチ））、ＣＶＮ試験用試験片（ＡＳＴＭ Ｅ ２３−９６）およ びコンパクト引張りブロックを作製した。各合金の試料を１５のグループに分け た。各グループはソルト中、表１０に示したオーステナイト化温度で１時間オー ステナイト化した。全グループの引張り試験用試験片とＣＶＮ試験用試験片は、 バーミキュライト（ひる石）で冷却し、コンパクト引張りブロックは、空冷した 。すべての試験片は、−７３℃（−１００°Ｆ）で１時間深冷し、それから空気 中で温めた。各グループは、表１０の「時効時間」の欄に記した時間だけ４８２ ℃（９００°Ｆ）で時効硬化させた。時効硬化に続いて、各試験片を空冷した。 横方向試験用試験片に対する室温引張り試験の結果を、０．２％オフセット降 伏強さ（ＹＳ）、ＭＰａ単位で表示した極限引張り強度（ＵＴＳ）、伸び率（Ｅ ｌｏｎｇ）および面積減少率（ＲＡ）を含め表１０に示す。また、ＡＳＴＭ Ｅ ３９９（Ｋ_IC）に従うコンパクト引張り試験片に対する室温シャルピーＶ切欠き 衝撃試験（ＣＶＮ）とロックウェル硬度Ｃ測定（ＨＲＣ）の結果も表１０に示す 。 表１０のデータから、比較のためのヒートＡと比べて、本発明の実施例１０は 、広範囲なオーステナイト化温度と時効時間で高い極限引張り強度を与えること がはっきり分かる。 極限引張り強度およびＫ_IC破壊靱性を比較するため、グループ９の引張り試験 片とコンパクト引張りブロック試験片を試験した。結果を表１１に示す。 表１１のデータから、実施例１０の極限引張り強度は、ヒートＡのそれよりか なり高いことが分かる。ヒートＡは、処理してＵＴＳを実施例１０と同じレベル まで引き上げると、実施例１０より高いＫ_IC破壊靱性を持っているように思われ るが、生成するヒートＡのＫ_IC破壊靱性は、実施例１０に対して測定されたもの よりかなり低くなることが予想される。従って、実施例１０は、ヒートＡより強 度とＫ_IC破壊靱性の優れた組み合わせを与える。 本発明の広い創造的な概念から逸脱することなく、上に述べた実施態様に対し て変更または改変が可能であることは、当業者であれば認めるところであろう。 それゆえ、本発明は、本明細書に記した特定の実施態様に限定されるものではな く、特許請求の範囲に述べるように、本発明の範囲と精神の中に入るあらゆる変 更と改変を含めようとするものであることを了解すべきである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ワート デイビッド イー. アメリカ合衆国，ペンシルベニア州 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，ペンシルベニア州 19540，モントン，メイン ストリート 309 (72)発明者 シュミッド マイケル エル. アメリカ合衆国，ペンシルベニア州 19610，ワイオミッシング，ウエストウッ ド ロード 1748

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．重量％で、本質的にほぼ、 Ｃ ０．２１−０．３４ Ｍｎ 最大０．２０ Ｓｉ 最大０．１０ Ｐ 最大０．００８ Ｓ 最大０．００３ Ｃｒ １．５−２．８０ Ｍｏ ０．９０−１．８０ Ｎｉ １０−１３ Ｃｏ １４．０−２２．０ Ａｌ 最大０．１ Ｔｉ 最大０．０５ Ｃｅ 最大０．０３０ Ｌａ 最大０．０１０ および残りの本質的に鉄とからなり、そして、比Ｃｅ／Ｓが少なくとも約２か ら約１５に至る範囲にあって、強度と靱性の優れた組み合わせを有することを特 徴とする時効硬化性マルテンサイト鋼合金。 ２．比Ｃｅ／Ｓが約１０を超えないことを特徴とする請求項１に述べる前記合 金。 ３．比Ｃｏ／Ｃが少なくとも約４３から約１００に至る範囲にあることを特徴 とする請求項１に述べる前記合金。 ４．比Ｃｏ／Ｃが少なくとも約５２であることを特徴とする請求項３に述べる 前記合金。 ５．比Ｃｏ／Ｃが約７５を超えないことを特徴とする請求項３に述べる前記合 金。 ６．約０．３重量％を超えない炭素を含むことを特徴とする請求項１に述べる 前記合金。 ７．少なくとも約０．２２重量％の炭素を含むことを特徴とする請求項６に述 べる前記合金。 ８．約２０．０重量％を超えないコバルトを含むことを特徴とする請求項１に 述べる前記合金。 ９．少なくとも約１５．０重量％のコバルトを含むことを特徴とする請求項８ に述べる前記合金。 １０．少なくとも約１６．０重量％のコバルトを含むことを特徴とする請求項 ９に述べる前記合金。 １１．少なくとも約１．８０重量％のクロムを含むことを特徴とする請求項１ に述べる前記合金。 １２．約２．６０重量％を超えないクロムを含むことを特徴とする請求項１に 述べる前記合金。 １３．少なくとも約１．１０重量％のモリブデンを含むことを特徴とする請求 項１に述べる前記合金。 １４．約１．７０重量％を超えないモリブデンを含むことを特徴とする請求項 １に述べる前記合金。 １５．少なくとも約１０．５重量％のニッケルを含むことを特徴とする請求項 １に述べる前記合金。 １６．約１１．５重量％を超えないニッケルを含むことを特徴とする請求項１ に述べる前記合金。 １７．約０．０１重量％を超えないセリウムを含むことを特徴とする請求項１ に述べる前記合金。 １８．約０．００５重量％を超えないランタンを含むことを特徴とする請求項 １に述べる前記合金。 １９．重量％で、本質的にほぼ、 Ｃ ０．２１−０．３４ Ｍｎ 最大０．２０ Ｓｉ 最大０．１０ Ｐ 最大０．００８ Ｓ 最大０．００３ Ｃｒ １．５−２．８０ Ｍｏ ０．９０−１．８０ Ｎｉ １０−１３ Ｃｏ １４．０−２２．０ Ａｌ 最大０．１ Ｔｉ 最大０．０５ Ｃｅ 最大０．０１ Ｌａ 最大０．００５ Ｃａ １０ｐｐｍ以下 および残りは本質的に鉄とからなり、そして、比Ｃａ／Ｓが少なくとも約２で あって、強度と靱性の優れた組み合わせを有することを特徴とする時効硬化性マ ルテンサイト鋼合金。 ２０．重量％で、本質的にほぼ、 Ｃ ０．２２−０．３０ Ｍｎ 最大０．０５ Ｓｉ 最大０．１０ Ｐ 最大０．００６ Ｓ 最大０．００２ Ｃｒ １．８０−２．８０ Ｍｏ １．１０−１．７０ Ｎｉ １０．５−１１．５ Ｃｏ １４．０−２０．０ Ａｌ 最大０．０１ Ｔｉ 最大０．０２ Ｃｅ 最大０．０１ Ｌａ 最大０．００５ および残りの本質的に鉄とからなり、比Ｃｅ／Ｓが少なくとも２から約１５に 至る範囲にあって、強度と靱性の優れた組み合わせを有することを特徴とする時 効硬化性マルテンサイト鋼合金。 ２１．比Ｃｅ／Ｓが、約１０を超えないことを特徴とする請求項２０に述べる 前記合金。 ２２．比Ｃｏ／Ｃが、少なくとも約４３から約１００に至る範囲にあることを 特徴とする請求項２０に述べる前記合金。 ２３．比Ｃｏ／Ｃが少なくとも約５２であることを特徴とする請求項２２に述 べる前記合金。 ２４．比Ｃｏ／Ｃが約７５を超えないことを特徴とする請求項２２に述べる前 記合金。