(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
３．５重量パーセントのＣｒ、１６．３重量パーセントのＣｏ、１．７５重量パーセントのＭｏ、７．５重量パーセントのＮｉ、０．０２重量パーセントのＶ、０．２０重量パーセントのＷ、０．１１重量パーセントのＣ、０．０３重量パーセントのＴｉ、残部Ｆｅ、及び不可避的不純物からなるギア用鋼合金であって、
浸炭工程により表面硬化が行われたギア用鋼合金。
【請求項２】
前記表面硬化が少なくとも１ｍｍの表面厚さまで行われた製品の形態である、請求項１に記載の合金。
【請求項３】
前記合金のアトムプローブ断層撮影によればトポロジー的稠密（ＴＣＰ）相が実質的に存在しない主としてラスマルテンサイトからなる微細構造マトリックスからなる、請求項１に記載の合金。
【請求項４】
微細Ｍ２Ｃ炭化物を含む、請求項３に記載の合金。
【請求項５】
６２ＨＲＣよりも大きい表面硬さ及び５５ＭＰａ・ｍ１／２（５０ｋｓｉ・ｉｎ１／２）よりも大きい内部靱性を有する、請求項１に記載の合金。
【請求項６】
請求項１に記載の合金を作る方法であって、
（ａ）請求項１に記載の成分組成を有する合金を９２７℃で３時間浸炭するステップと、
（ｂ）前記ステップ（ａ）で処理された合金を室温に冷却するステップと、
（ｃ）前記ステップ（ｂ）で処理された合金を１０００℃で４０分溶体化するステップと、
（ｄ）前記ステップ（ｃ）で処理された合金を流体浴において室温まで焼入れするステップと、
（ｅ）前記ステップ（ｄ）で処理された合金を液体窒素に２時間浸漬するステップと、
（ｆ）前記ステップ（ｅ）で処理された合金を室温まで暖めるステップと、
（ｇ）前記ステップ（ｆ）で処理された合金を４９６℃で８時間焼戻しするステップと、
（ｈ）前記ステップ（ｇ）で処理された合金を室温まで冷却するステップと
を含む方法。
【請求項７】
浸炭よりも前に前記合金を形成するステップを含む、請求項６に記載の方法。
【請求項８】
浸炭よりも前に均質化、鍛造、焼ならし、及び焼なましの予備的ステップの１つ以上を含む、請求項６に記載の方法。
【請求項９】
Ｍは、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｖからなる群から選択された少なくとも１つである、請求項４に記載の合金。
【請求項１０】
結晶粒ピニングＭＣ炭化物粒子の微細分散を含み、Ｍは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶからなる群から選択された少なくとも１つである、請求項１に記載の合金。
【請求項１１】
室温未満の延性−脆性遷移温度を有する、請求項１に記載の合金。
【請求項１２】
−２０℃未満の延性−脆性遷移温度を有する、請求項１１に記載の合金。
【請求項１３】
少なくとも１ｍｍの深さを有する硬化浸炭表面を備える、請求項１に記載の合金。
【請求項１４】
前記浸炭により、少なくとも１ｍｍの深さを有する前記合金上の硬化浸炭表面が生成される、請求項６に記載の方法。
【請求項１５】
３．５重量パーセントのＣｒ、１６．３重量パーセントのＣｏ、１．７５重量パーセントのＭｏ、７．５重量パーセントのＮｉ、０．０２重量パーセントのＶ、０．２０重量パーセントのＷ、０．１１重量パーセントのＣ、０．０３重量パーセントのＴｉ、残部Ｆｅ、及び不可避的不純物からなるギア用鋼合金であって、
浸炭工程によって表面硬化された主としてラスマルテンサイトからなる微細構造からなり、少なくとも６２ＨＲＣの表面硬さ及び少なくとも５５ＭＰａ・ｍ１／２（５０ｋｓｉ・ｉｎ１／２）の室温における内部破壊靱性を有するギア用鋼合金。
【請求項１６】
前記合金のアトムプローブ断層撮影によればトポロジー的稠密（ＴＣＰ）相が実質的に存在しない主としてラスマルテンサイトからなる微細構造マトリックスからなる、請求項１５に記載の合金。
【請求項１７】
微細Ｍ２Ｃ炭化物を含む、請求項１６に記載の合金。
【請求項１８】
Ｍは、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｖからなる群から選択された少なくとも１つである、請求１７に記載の合金。
【請求項１９】
結晶粒ピニングＭＣ炭化物粒子の微細分散を含み、Ｍは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶからなる群から選択された少なくとも１つである、請求項１５に記載の合金。
【請求項２０】
室温未満の延性−脆性遷移温度を有する、請求項１５に記載の合金。
【請求項２１】
−２０℃未満の延性−脆性遷移温度を有する、請求項２０に記載の合金。
【請求項２２】
少なくとも１ｍｍの深さを有する硬化浸炭表面を備える、請求項１５に記載の合金。
【請求項２３】
前記合金は、溶体化熱処理温度からの焼入れに際し冷間加工なしで、前記主としてラスマルテンサイトからなる微細構造マトリックスに変態する、請求項３に記載の合金。
【請求項２４】
前記合金は、溶体化熱処理温度からの焼入れに際し冷間加工なしで、前記主としてラスマルテンサイトからなる微細構造マトリックスに変態する、請求項１５に記載の合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
主要な側面において、本発明は、表面硬さと内部靱性との独特かつ有用な組み合わせにより回転翼航空機の動力伝達性能を向上させることができる高性能浸炭ギア鋼に関する。
【０００２】
関連出願の相互参照
本願は、２００７年８月２２日出願の米国仮特許出願第６０／９５７，３０７号及び２００８年８月２０日出願の米国特許出願第１２／１９４，９６４の優先権を主張する国際特許出願である。上記出願の双方が本明細書に参照として組み込まれる。
【０００３】
政府の関心
本発明の主題の開発に関する活動は、米国政府、海軍航空兵器センター契約第Ｎ６８３３５−０６−Ｃ−０３３９号において少なくとも部分的に資金援助を受けた。このため、米国において実施権又は他の権利が許諾される可能性がある。
【背景技術】
【０００４】
米国海軍は、ギアの耐久性を２０％増加させると国防補給庁に年間１７００万ドルの費用節約をもたらすと試算する。しかし、回転翼航空機産業は２０年にわたり新たなギア鋼を採用していなかった。その代わりに、レーザピーニング、超仕上、及び方向性鍛造のような表面処理最適化に集中していた。かかる処理は、耐久性向上の点で見返りの低減をもたらしている。本発明は、処理性向上を補う解決を与え、小さなサイズ及び重量の高性能ギアが高い運転温度で多くの動力を伝達できることを可能とする。
【０００５】
浸炭Ｘ５３（特許文献５）は、回転翼航空機のトランスミッションの現役材料である。Ｘ５３と比較すると、本発明は、表面強度及び内部破壊靱性を増加させる点、並びに高温暴走時の高温硬さを与えるべく４５０℃までの熱安定性を増加させる点に特徴がある。特許文献４もまた、表面硬化鋼を開示する。しかし、特許文献４の実施例Ａ１は、限られた表面硬さ、すなわち６０−６２というロックウェルＣスケール硬さ（ＨＲＣ）を示す。特許文献４の他実施例では、鋼Ｃ３が６９ＨＲＣという大きな表面硬さを示すが、この鋼の内部は靱性に欠ける。ギアとして有用とするためには、当該鋼の内部破壊靱性を５５ＭＰａ・ｍ１／２（５０ｋｓｉ・ｉｎ１／２）よりも大きくする必要がある。したがって、５５ＭＰａ・ｍ１／２（５０ｋｓｉ・ｉｎ１／２）を越える有用な内部靱性において少なくとも約６２−６４ＨＲＣの表面硬さを有する浸炭ギア鋼の必要性が高まっている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】国際公開第０３／０７６６７６（Ａ）号パンフレット
【特許文献２】国際公開第０３／０１８８５６（Ａ）号パンフレット
【特許文献３】国際公開第９９／３９０１７（Ａ）号パンフレット
【特許文献４】米国特許第６４６４８０１（Ｂ２）号明細書
【特許文献５】米国特許第４１５７２５８（Ａ）号明細書
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】KUEHMANN C J ET AL: “GEAR STEELS DESIGNED BY COMPUTER” ADVANCED MATERIALS & PROCESSES, AMERICA SOCIETY FOR METALS. METALS PARK, OHIO, US, vol. 153, no. 5, 1 May 1998 (1998-05-01), pages 40-43
【非特許文献２】SAHA A ET AL: “Computer-aided design of transformation toughened blast resistant naval hull steels: Part I” JOURNAL OF COMPUTER-AIDED MATERIALS DESIGN, KLUWER ACADEMIC PUBLISHERS, DO, vol. 14, no. 2, 25 January 2007 (2007-01-25), pages 177-200
【非特許文献３】SAHA A ET AL: “Prototype evaluation of transformation toughened blast resistant naval hull steels: Part II” JOURNAL OF COMPUTER-AIDED MATERIALS DESIGN, KLUWER ACADEMIC PUBLISHERS, DO, vol. 14, no. 2, 25 January 2007 (2007-01-25), pages 201-233
【非特許文献４】OLSON ET AL: “Advances in theory: Martensite by design” MATERIALS SCIENCE AND ENGINEERING A: STRUCTURAL MATERIALS: PROPERTIES, MICROSTRUCTURE & PROCESSING, LAUSANNE, vol. 438-440, 25 November 2006 (2006-11-25), pages 48-54
【非特許文献５】OLSON ET AL: “Morris Cohen: A memorial tribute” MATERIALS SCIENCE AND ENGINEERING A: STRUCTURAL MATERIALS: PROPERTIES, MICROSTRUCTURE & PROCESSING, LAUSANNE, CH, vol. 438-440, 25 November 2006 (2006-11-25), pages 2-11
【非特許文献６】CAMPBELL: “Systems designed of high performance stainless steels” DISSERTATION SUBMITTED TO THE GRADUATE SCHOOL IN PARTIALFULFILLMENT OF THE REQUIREMENTS FOR THE DEGREE DOCTOR OF PHILOSOPHY. FIELD OF MATERIALS SCIENCE AND ENGINEERING, XX, XX, 1 January 1997 (1997-01-01), pages VII-XVII
【発明の概要】
【０００８】
要するに、本発明は、回転翼航空機のトランスミッションに対して特に有用な高性能ギア鋼を含む。本鋼は、従来の浸炭ギア鋼と比較して大きな表面硬さ及び内部破壊靱性を示す。本鋼は、合理的な炭化物ソルバス温度に適するよう設計される。これにより、ガス又は真空浸炭処理が可能となる。溶体化熱処理温度からのガス焼入れに際し、本鋼は主としてラスマルテンサイトからなるマトリックスに変態する。焼戻しの間、二次Ｍ２Ｃ炭化物の最適強化分散が析出する。ここで、Ｍは、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ及び／又はＶである。本鋼の高い焼戻し温度により、Ｘ５３又は９３１０のような従来のギア鋼と比較して、トランスミッション要素の高い運転温度が可能となる。
【０００９】
高い内部靱性を達成するべく、本マトリックスの組成は、室温以下でも十分な延性−脆性遷移が可能となるように注意深くバランスされる。設計された組成はまた、σ及びμのような脆性のトポロジー的稠密（topologically close-packed（ＴＣＰ））金属間化合物相を析出させる熱力学的駆動力を有効に制限する。本発明に係る鋼の靱性は、浸炭及び固溶の熱処理サイクルの間安定な結晶粒ピニング粒子の微細分散を分布させることによりさらに向上する。結晶粒ピニング粒子は、均質化中に固溶した後、鍛造中に析出するＭＣ炭化物である。ここで、Ｍは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖであり、好ましくはＴｉである。
【００１０】
【表１】
0005588869.tif 000002
【００１１】
本発明に係る例示の鋼は上表においてＣ６４として示される。Ｗを含めたことにより、本鋼は特許文献４に開示された鋼（すなわちＡ１、Ｃ２、及びＣ３）とは異なる。Ｗを含めることは、Ｃｒ又はＭｏと同様にＭ２Ｃ駆動力を増大させ、好ましくないＴＣＰ相の析出のための熱力学的駆動力を特異的に制限する。Ｍｏ及びＣｒがμ相よりもσ相を優先的に促進する一方で、Ｗは逆効果を与える。したがって、Ｗを加えることにより、σ相及びμ相のための駆動力全体がバランスしていずれのＴＣＰ相の析出も回避される。
【００１２】
合金Ｃ６９Ｂは比較例である。合金Ｃ６９ＢはＷを含みＴＣＰ相の析出を回避する傾向があるが、当該マトリックス中の不十分なＮｉにより室温以上での延性−脆性遷移が生じる。したがって、本発明の実施例に係る合金においては室温以上での延性−脆性遷移を生じさせると同時にＭ２Ｃ駆動力を最大にするＮｉ含有量は、他の周知の二次硬化鋼よりも多くされて有効な靱性における最高の表面硬さが可能となる。
【００１３】
高い表面硬さ、良好な内部靱性、及び上記高温性能ゆえに、本開示に係る鋼は、ヘリコプターのトランスミッションのためのギアに対して特に実用的と考えられる。本鋼の他の用途には、車両のギア機構及び装甲が含まれる。例示の上記鋼における組成に関し、本合金は、平均値のプラス又はマイナス５パーセントの範囲内の組成変動を含むことが好ましい。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
以下の詳細な説明の中で、下記図面が参照される。
【図１】本発明の合金のための所望の階層的微細構造と、必要な処理と、特性目標との間の相互作用を表すシステム設計チャートである。
【図２】本合金の時間−温度処理ステップを概略的に示す。
【図３】動力伝達ギアに対して有用な可能性のある様々な鋼の最大表面硬さ及び内部破壊靱性をプロットしたグラフである。本願発明に係る典型的な実施例も合金Ｃ６４としてプロットかつ特定される。
【図４】様々な試験温度における合金Ｃ６４及びＣ６９ＢのシャルピーＶノッチ（ＣＶＮ）衝撃エネルギーをそれぞれ黒丸及び白丸でプロットしたグラフである。
【図５】合金Ｃ６４の浸炭サンプル及び特許文献４の合金Ａ１について達成された硬さプロファイルをそれぞれ黒丸及び白丸示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
一般に、本発明の主題は、少なくとも約６２−６４ＨＲＣの表面硬さ及び約５５ＭＰａ・ｍ１／２（５０ｋｓｉ・ｉｎ１／２）よりも大きい内部破壊靱性を有する二次硬化浸炭ギア鋼を含む。図１のシステム設計チャートにより、所望の階層的微細構造と、処理と、特性目標との間の相互作用が表される。本発明の究極的目標は、各サブシステムを制御することにより全システムを最適化することと、表面硬さ、内部破壊靱性、及び耐温度性の最も有用な組み合わせを与えることとにあった。
【００１６】
ギアの故障モードは一般に、曲げ疲労、接触疲労、及び温度誘発スコーリングという３つのカテゴリに分類される。曲げ疲労及び接触疲労は高い表面硬さにより制限することができる。高い表面硬さを達成するべく、本発明に係る鋼は、焼戻し中に析出するコヒーレントなＭ２Ｃ炭化物による効率的二次硬化を用いる。本鋼の高いＣｏ含有量は転位回復を遅らせて、熱暴露に応じた転位密度を低減する。Ｍ２Ｃ炭化物は、焼戻し中に当該転位上にコヒーレントに析出して、強固な二次硬化を与える。これにより、６２−６４ＨＲＣという表面硬さが可能となる。
【００１７】
また、本発明に係る鋼合金は温度誘発スコーリングも制限する。当該合金の接触疲労強度が当該表面下の任意の点において適用応力よりも低下する場合に表面下スコーリングが生じる。十分な疲労強度を与えることで表面下スコーリングを回避するべく、典型的には少なくとも約１ｍｍ深さまで硬化された表面が好ましい。本発明に係る鋼は、浸炭中に達成される炭素含有量勾配により、この望ましい表面深さを実現する。
【００１８】
本鋼は、主としてラスマルテンサイトからなりＴＣＰ相が存在しないマトリックスを含む。また、本鋼は、Ｍ２Ｃ炭化物が微細な規模で分布することにより強化される。主としてラスマルテンサイトからなるマトリックスを生成するべく、マルテンサイト開始温度（Ｍｓ）は、浸炭表面において約１００℃よりも高くする必要がある。これを目的として、本発明は、注意深く最適化されたＮｉ含有量を有する。Ｎｉは耐割れ性のためには望ましいが、オーステナイトを安定化させることによりＭｓを押し下げる。Ｎｉ含有量が、鋼の延性−脆性遷移を室温よりも十分低く（好ましくは−２０℃よりも低く）する一方で十分高いＭｓを維持するべく選択される。鋼の延性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）は、様々な温度におけるＣＶＮ衝撃エネルギーを測定することにより特徴付けられる。図３に示すように、初期のプロトタイプ合金Ｃ６９Ｂは１５０℃までは割れが生じやすいことを示すが、本発明の合金Ｃ６４の最適化された組成はＤＢＴＴを約−２０℃まで押し下げることに成功している。
【００１９】
靱性をさらに高めるべく、平均粒径を約５０μよりも小さくする必要がある。固溶処理中の望ましくない結晶粒成長を防ぐべく、本鋼は、ＭＣ粒子の結晶粒ピニング分散を用いる。ここで、ＭはＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、又はＶであり、好ましくはＴｉである。結晶粒ピニング効率を高めるには、当該結晶粒ピニング分散の粒子サイズを微細化する必要がある。ＭＣ粒子の微細化されたサイズは、均質化中に粒子が固溶した後に鍛造中に析出するシステムを設計することにより達成される。ＭＣ粒子は、その後の浸炭及び固溶熱処理サイクルの間安定なままである。
【００２０】
その結果得られるラスマルテンサイトマトリックスには、望ましくないＴＣＰ相が存在しない。焼戻し中にＴＣＰ相の析出が回避されるのは、当該相が合金の延性及び靱性を低下させるからである。ＴＣＰ相を析出させる熱力学的駆動力が、本発明においてはＣｒ、Ｍｏ、及びＷの含有量によって制限される。
【００２１】
本発明に係る合金の開発に関連する実験例を以下に示す。
【実施例１】
【００２２】
Ｆｅ、１６．１重量％のＣｏ、４．５重量％のＣｒ、４．３重量％のＮｉ、１．８重量％のＭｏ、０．１２重量％のＣ、０．１重量％のＶ、０．１重量％のＷ、０．０２重量％のＴｉの１３６１ｋｇ（３，０００-ｌｂ）真空誘導溶解が高純度材料から調製された。当該溶解は、断面９．７ｃｍ２（１．５平方インチ）の棒にされた。最適処理条件は、１０５０℃で９０分間の溶体化、油焼入れ、１時間の液体窒素浸漬、室温までの空気中での暖め、４６８℃で５６時間の焼戻し、及び空冷であった。本条件のＤＢＴＴは１５０℃から２５０℃であった。
【実施例２】
【００２３】
Ｆｅ、１７．０重量％のＣｏ、７．０重量％のＮｉ、３．５重量％のＣｒ、１．５重量％のＭｏ、０．２重量％のＷ、０．１２重量％のＣ、０．０３重量％のＴｉの１３．６ｋｇ（３０-ｌｂ）真空誘導溶解が高純度材料から調製された。表面材料のＭｓは、膨張計測から１６２℃として測定された。これは、モデル予測に一致する。本プロトタイプの浸炭応答が硬さ測定から決定された。最適処理条件は、当該鋼を９２７℃で１時間浸炭と同時に溶体化、油焼入れ、及び液体窒素浸漬であった。その後４８２℃で１６時間焼戻した結果、６２．５ＨＲＣの表面硬さが得られた。浸炭サンプルの表面深さは約１ｍｍであった。本鋼のアトムプローブ断層撮影により、ＴＣＰ相が存在しないことが確認された。
【実施例３】
【００２４】
Ｆｅ、１７．０重量％のＣｏ、７．０重量％のＮｉ、３．５重量％のＣｒ、１．５重量％のＭｏ、０．２重量％のＷ、０．１２重量％のＣの１３６１ｋｇ（３００-ｌｂ）真空誘導溶解が高純度材料から調製された。本プロトタイプはＴｉを含まないので、ＴｉＣ粒子の結晶粒ピニング分散は形成されなかった。その結果、平均粒径は８３μであり、靱性が極めて低かった。本プロトタイプからの内部材料のＣＶＮ衝撃エネルギーは、１６４１ＭＰａ（２３８ｋｓｉ）の最大引張応力（ＵＴＳ）において６．８Ｎ・ｍ（５ｆｔ・ｌｂ）であった。
【実施例４】
【００２５】
Ｆｅ、１７．０重量％のＣｏ、７．０重量％のＮｉ、３．５重量％のＣｒ、１．５重量％のＭｏ、０．２重量％のＷ、０．１２重量％のＣ、０．０３重量％のＴｉの第２の１３６１ｋｇ（３００-ｌｂ）真空誘導溶解が高純度材料から調製された。本組成はＴｉを含み、平均粒径は３５μである。靱性が実質的に向上した。本プロトタイプからの内部材料のＣＶＮ衝撃エネルギーは、１６４１ＭＰａ（２３８ｋｓｉ）のＵＴＳにおいて３１．２Ｎ・ｍ（２３ｆｔ・ｌｂ）であった。対応する処理条件は、当該鋼を９２７℃で８時間浸炭と同時に溶体化、油焼入れ、１時間の液体窒素浸漬、４９６℃で８時間の焼戻し、及び空冷であった。本条件での破壊靱性は、１１０ＭＰａ・ｍ１／２（１００ｋｓｉ・ｉｎ１／２）であった。本条件でのＤＢＴＴは、ほぼ室温であった。
【実施例５】
【００２６】
Ｆｅ、１６．３重量％のＣｏ、７．５重量％のＮｉ、３．５重量％のＣｒ、１．７５重量％のＭｏ、０．２重量％のＷ、０．１１重量％のＣ、０．０３重量％のＴｉ、０．０２重量％のＶの４５４０ｋｇ（１０，０００-ｌｂ）真空誘導溶解が高純度材料から調製された。本溶解の半分が直径１６５ｍｍ（６．５インチ）の棒材にされ、残り半分が直径１１４ｍｍ（４．５インチ）の棒材にされた。最適処理条件は、当該鋼を９２７℃で３時間浸炭、空冷、１０００℃で４０分間の溶体化、油焼入れ、２時間の液体窒素浸漬、室温までの空気中での暖め、４９６℃で８時間の焼戻し、及び空冷であった。本条件での平均粒径は２７μ、破壊靱性は、１５７２ＭＰａ（２２８ｋｓｉ）のＵＴＳにおいて９３ＭＰａ・ｍ１／２（８５ｋｓｉ・ｉｎ１／２）であった。
【００２７】
【表２】
0005588869.tif 000003
【００２８】
上記実施例に関する上記情報を表２にまとめる。また、本発明に係る実施例を合金Ｃ６４として示す。本発明の実施例が開示されるが、本発明は以下の特許請求の範囲及びその均等の範囲にのみ限られる。
【図１】
0005588869.tif 000004
【図２】
0005588869.tif 000005
【図３】
0005588869.tif 000006
【図４】
0005588869.tif 000007
【図５】
0005588869.tif 000008