(57)【要約】ナノ炭化物析出強化超高張力耐蝕性構造用鋼は、強度と耐蝕性との組合わせを有し、下記のものを組合わせて含む。すなわち、およそ、０．１から０．３重量％の炭素（Ｃ）、８から１７重量％コバルト（Ｃｏ）、０から５重量％のニッケル（Ｎｉ）、６から１２重量％のクロム（Ｃｒ）、１重量％のケイ素（Ｓｉ）、０．５重量％未満のマンガン（Ｍｎ）、及び０．１５重量％未満の銅（Ｃｕ）を含み、およそ、３重量％未満のモリブデン（Ｍｏ）、０．３重量％未満のニオブ（Ｎｂ）、０．８重量％未満のバナジウム（Ｖ）、０．２重量％未満のタンタル（Ｔａ）、３重量％未満のタングステン（Ｗ）、及びこれらの組合わせを含む群から選ばれる添加剤、およそ、０．２重量％未満のチタン（Ｔｉ）、０．２重量％未満のランタン（Ｌａ）またはその他の希土類元素、０．１５重量％未満のジルコニウム（Ｚｒ）、０．００５重量％未満のホウ素（Ｂ）、及びこれらの組合わせを含む群から選ばれる追加の添加剤、およそ、０．０２重量％未満の硫黄（Ｓ）、０．０１２重量％未満のリン（Ｐ）、０．０１５重量％未満の酸素（Ｏ）、及び０．０１５重量％未満の窒素（Ｎ）を含み、残りが実質的に鉄（Ｆｅ）、副次的な元素、及びその他の不純物である。この合金は、表面へのＣｒの増強された化学的分配が、耐蝕性のための安定酸化物不動態化フィルムを生じる、細かいラスマルテンサイトマトリックス中のナノメートル規模のＭ２Ｃ炭化物によって強化される。２８０ｋｓｉ以上のＵＴＳを有するこの合金は、例えば航空機着陸装置、不都合な環境において用いられる機械類及び器具などの用途、及び超高張力耐蝕性構造用鋼合金が望まれる用途に有用である。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
およそ、０．１から０．３重量％炭素（Ｃ）、８から１７重量％コバルト（Ｃｏ）、５重量％未満のニッケル（Ｎｉ）、６重量％よりも多く１１重量％よりも少ないクロム（Ｃｒ）、及び３重量％未満のモリブデン（Ｍｏ）を組合わせて含み、残量が本質的に鉄（Ｆｅ）及び副次的な元素及び不純物である合金組成物。
【請求項２】
約２４０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）を有する、請求項１に記載の合金。
【請求項３】
約２６０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）を有する、請求項１に記載の合金。
【請求項４】
約２８０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）を有する、請求項１に記載の合金。
【請求項５】
約２４０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）と、約２００ｋｓｉよりも大きい耐力（ＹＳ）とを有する、請求項１に記載の合金。
【請求項６】
約２６０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）と、約２１５ｋｓｉよりも大きい耐力（ＹＳ）とを有する、請求項１に記載の合金。
【請求項７】
約２８０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）と、約２３０ｋｓｉよりも大きい耐力（ＹＳ）とを有する、請求項１に記載の合金。
【請求項８】
約１５０℃よりも高い、焼入れディラトメトリー及び１％変態率（ｆｒａｃｔｉｏｎ）によって測定されたマルテンサイト開始（Ｍｓ）温度を有する、請求項１に記載の合金。
【請求項９】
約２００℃よりも高い、焼入れディラトメトリー及び１％変態率によって測定されたマルテンサイト開始（Ｍｓ）温度を有する、請求項１に記載の合金。
【請求項１０】
約２５０℃よりも高い、焼入れディラトメトリー及び１％変態率によって測定されたマルテンサイト開始（Ｍｓ）温度を有する、請求項１に記載の合金。
【請求項１１】
約１０ナノメートルよりも小さいＭ２Ｃ炭化物（ここで、ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる）から成る、合金の炭素（Ｃ）含有量の約８５重量％以上を有する、請求項１に記載の合金。
【請求項１２】
約５ナノメートルよりも小さいＭ２Ｃ炭化物（ここで、ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる）から成る、合金の炭素（Ｃ）含有量の約８５重量％以上を有する、請求項１に記載の合金。
【請求項１３】
３．５重量％水性塩化ナトリウム溶液中の直線偏波測定によって測定された場合、１５−５ＰＨ（Ｈ９００条件）ステンレス鋼について測定された速度と同等またはそれより小さい年（ａｎｎｕａｌ）腐蝕速度を有する、Ｃｒ不動態化表面層を伴なって形成された、請求項１に記載の合金。
【請求項１４】
３．５重量％水性塩化ナトリウム溶液中の直線偏波測定によって測定された場合、１５−５ＰＨ（Ｈ９００条件）ステンレス鋼について測定された速度の約２５０％未満の年腐蝕速度を有する、Ｃｒ不動態化表面層を伴なって形成された、請求項１に記載の合金。
【請求項１５】
約２４０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）と、約２００℃よりも高い、焼入れディラトメトリー及び１％変態率によって測定されたマルテンサイト開始（Ｍｓ）温度とを有する、請求項１に記載の合金。
【請求項１６】
約２６０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）と、約２００℃よりも高い、焼入れディラトメトリー及び１％変態率によって測定されたマルテンサイト開始（Ｍｓ）温度とを有する、請求項１に記載の合金。
【請求項１７】
約２８０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）と、約２００℃よりも高い、焼入れディラトメトリー及び１％変態率によって測定されたマルテンサイト開始（Ｍｓ）温度とを有する、請求項１に記載の合金。
【請求項１８】
約２４０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）と、３．５重量％水性塩化ナトリウム溶液中の直線偏波測定によって測定された場合、１５−５ＰＨ（Ｈ９００条件）ステンレス鋼について測定された速度の約２５０％未満の年腐蝕速度とを有する、請求項１に記載の合金。
【請求項１９】
約２６０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）と、３．５重量％水性塩化ナトリウム溶液中の直線偏波測定によって測定された場合、１５−５ＰＨ（Ｈ９００条件）ステンレス鋼について測定された速度の約２５０％未満の年腐蝕速度とを有する、請求項１に記載の合金。
【請求項２０】
約２８０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）と、３．５重量％水性塩化ナトリウム溶液中の直線偏波測定によって測定された場合、１５−５ＰＨ（Ｈ９００条件）ステンレス鋼について測定された速度の約２５０％未満の年腐蝕速度とを有する、請求項１に記載の合金。
【請求項２１】
約２４０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）と、３．５重量％水性塩化ナトリウム溶液中の直線偏波測定によって測定された場合、１５−５ＰＨ（Ｈ９００条件）ステンレス鋼について測定された速度と同等またはそれより小さい年腐蝕速度とを有する、請求項１に記載の合金。
【請求項２２】
約２６０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）と、３．５重量％水性塩化ナトリウム溶液中の直線偏波測定によって測定された場合、１５−５ＰＨ（Ｈ９００条件）ステンレス鋼について測定された速度と同等またはそれより小さい年腐蝕速度とを有する、請求項１に記載の合金。
【請求項２３】
約２８０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）と、３．５重量％水性塩化ナトリウム溶液中の直線偏波測定によって測定された場合、１５−５ＰＨ（Ｈ９００条件）ステンレス鋼について測定された速度と同等またはそれより小さい年腐蝕速度とを有する、請求項１に記載の合金。
【請求項２４】
約２４０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）を有し、この合金の炭素含有量の約８５重量％以上が、約１０ナノメートルよりも小さいＭ２Ｃ炭化物（ここで、ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる）中に見られる、請求項１に記載の合金。
【請求項２５】
約２４０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）を有し、この合金の炭素含有量の約８５重量％以上が、約５ナノメートルよりも小さいＭ２Ｃ炭化物（ここで、ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる）中に見られる、請求項１に記載の合金。
【請求項２６】
約２６０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）を有し、この合金の炭素含有量の約８５重量％以上が、約１０ナノメートルよりも小さいＭ２Ｃ炭化物（ここで、ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる）中に見られる、請求項１に記載の合金。
【請求項２７】
約２６０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）を有し、この合金の炭素含有量の約８５重量％以上が、約５ナノメートルよりも小さいＭ２Ｃ炭化物（ここで、ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる）中に見られる、請求項１に記載の合金。
【請求項２８】
約２８０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）を有し、この合金の炭素含有量の約８５重量％以上が、約１０ナノメートルよりも小さいＭ２Ｃ炭化物（ここで、ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる）中に見られる、請求項１に記載の合金。
【請求項２９】
約２８０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）を有し、この合金の炭素含有量の約８５重量％以上が、約５ナノメートルよりも小さいＭ２Ｃ炭化物（ここで、ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる）中に見られる、請求項１に記載の合金。
【請求項３０】
約２４０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）を有し、この合金の炭素含有量の約８５重量％以上が、約１０ナノメートルよりも小さいＭ２Ｃ炭化物（ここで、ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる）中に見られ、焼入れディラトメトリー及び１％変態率によって測定された合金のマルテンサイト開始（Ｍｓ）温度が約１５０℃よりも高く、３．５重量％水性塩化ナトリウム溶液中の直線偏波測定によって測定された年腐蝕速度が、１５−５ＰＨ（Ｈ９００条件）ステンレス鋼について測定された速度の約２５０％未満である、請求項１に記載の合金。
【請求項３１】
約２４０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）を有し、この合金の炭素含有量の約８５重量％以上が、約５ナノメートルよりも小さいＭ２Ｃ炭化物（ここで、ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる）中に見られ、焼入れディラトメトリー及び１％変態率によって測定された合金のマルテンサイト開始（Ｍｓ）温度が約１５０℃よりも高く、３．５重量％水性塩化ナトリウム溶液中の直線偏波測定によって測定された年腐蝕速度が、１５−５ＰＨ（Ｈ９００条件）ステンレス鋼について測定された速度の約２５０％未満である、請求項１に記載の合金。
【請求項３２】
前記合金が、１重量％未満のケイ素（Ｓｉ）、０．３重量％未満のニオブ（Ｎｂ）、０．８重量％未満のバナジウム（Ｖ）、３重量％未満のタングステン（Ｗ）、０．２重量％未満のチタン（Ｔｉ）、０．２重量％未満のランタン（Ｌａ）またはその他の希土類元素、０．１５重量％未満のジルコニウム（Ｚｒ）、及び０．００５重量％未満のホウ素（Ｂ）を含む１つまたはそれ以上の元素を含んでいる、請求項１に記載の合金。
【請求項３３】
およそ、０．０２重量％硫黄（Ｓ）、０．０１２重量％リン（Ｐ）、０．０１５重量％酸素（Ｏ）、及び０．０１５重量％窒素（Ｎ）を含んでいる、請求項１に記載の合金。
【請求項３４】
前記合金が、実質的にラスマルテンサイト相を含む、請求項１に記載の合金。
【請求項３５】
前記合金が、Ｍ２Ｃ炭化物と組合わせてＣｒ及びＣｏを含み、Ｃｒリッチな耐蝕性不動態化層を生じる、請求項１に記載の合金。
【請求項３６】
さらにゲッター（ｇｅｔｔｅｒｉｎｇ）化合物と粒界凝集増強元素とを含む、請求項１に記載の合金。
【請求項３７】
さらにＬａ２Ｏ２ＳまたはＣｅ２Ｏ２Ｓのゲッター化合物も含む、請求項１に記載の合金。
【請求項３８】
さらに、Ｂ、Ｃ、及びＭｏから成る群から選ばれる粒界凝集増強元素も含む、請求項１に記載の合金。
【請求項３９】
水素輸送阻害剤として、約１０ナノメートル平均直径よりも小さいＭ２Ｃ炭化物析出物も含む、請求項１に記載の合金。
【請求項４０】
この合金の炭素含有量の約１０重量％以下が、約１０ナノメートルよりも大きい１次ＭＣ炭化物（ここでＭは、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる）中に見られる、請求項１に記載の合金。
【請求項４１】
この合金の炭素含有量の約２重量％以下が、約７５ナノメートルよりも大きい炭化物中に見られ、これらの炭化物は、Ｍ６Ｃ、Ｍ７Ｃ３、Ｍ２３Ｃ６、Ｍ３Ｃ、及びＭ２Ｃから成る群から選ばれ、ここで、ＭはＦｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる、請求項１に記載の合金。
【請求項４２】
この合金の炭素含有量の約５重量％以下が、約１０ナノメートルよりも大きいＭＣ炭化物中に見られ、Ｍは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる、請求項１に記載の合金。
【請求項４３】
この合金が、約８５０℃から１２００℃のメタル温度で溶体化熱処理される、請求項１に記載の合金。
【請求項４４】
この合金が、約９５０℃から１１００℃のメタル温度で溶体化熱処理される、請求項１に記載の合金。
【請求項４５】
この合金が、溶体化熱処理からほぼ室温まで冷却され、主としてラスマルテンサイト構造が形成される、請求項１に記載の合金。
【請求項４６】
この合金が、溶体化熱処理からほぼ室温まで冷却され、ついでさらにほぼ室温から約−７０℃未満のメタル温度まで冷却され、主としてラスマルテンサイト構造が形成される、請求項１に記載の合金。
【請求項４７】
この合金が、溶体化熱処理からほぼ室温まで冷却され、ついでさらにほぼ室温から約−１９５℃未満のメタル温度まで冷却され、主としてラスマルテンサイト構造が形成される、請求項１に記載の合金。
【請求項４８】
この合金が、１つまたはそれ以上の工程において、約６００℃未満のメタル温度で焼きもどしされ、この合金が、工程と工程との間に冷却され、主としてラスマルテンサイト構造が形成される、請求項１に記載の合金。
【請求項４９】
この合金が、１つまたはそれ以上の工程において、約３００℃未満のメタル温度で焼きもどしされ、この合金が、工程と工程との間に冷却され、主としてラスマルテンサイト構造が形成される、請求項１に記載の合金。
【請求項５０】
この合金が、１つまたはそれ以上の工程において、約４００℃未満のメタル温度で焼きもどしされ、この合金が、工程と工程との間に冷却され、主としてラスマルテンサイト構造が形成される、請求項１に記載の合金。
【請求項５１】
この合金が、１つまたはそれ以上の工程において、約４００℃から６００℃のメタル温度で焼きもどしされ、この合金が、工程と工程との間に冷却され、主としてラスマルテンサイト構造が形成される、請求項１に記載の合金。
【請求項５２】
この合金が、１つまたはそれ以上の工程において、約４７５℃から５２５℃のメタル温度で焼きもどしされ、この合金が、工程と工程との間に冷却され、主としてラスマルテンサイト構造が形成される、請求項１に記載の合金。
【請求項５３】
この合金が、約５３ロックウエルＣよりも大きい硬度まで焼もどしされる、請求項１に記載の合金。
【請求項５４】
この合金が、約５０ロックウエルＣよりも大きい硬度まで焼もどしされる、請求項１に記載の合金。
【請求項５５】
この合金が、約４５ロックウエルＣよりも大きい硬度まで焼もどしされる、請求項１に記載の合金。
【請求項５６】
この合金が、約６７ロックウエルＣよりも大きい表面硬度まで表面を硬化される、請求項１に記載の合金。
【請求項５７】
この合金が、約６０ロックウエルＣよりも大きい表面硬度まで表面を硬化される、請求項１に記載の合金。
【請求項５８】
この合金が、
【数１】
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と同等またはそれより大きい靭性／強度比ＫＩｃ／σｙを有し、ここで、ＫＩｃはこの合金の破壊靭性であり、σｙが耐力である、請求項１に記載の合金。
【請求項５９】
超高張力耐蝕性構造用鋼合金製品の製造方法であって、
およそ、０．１から０．３重量％炭素（Ｃ）、８から１７重量％コバルト（Ｃｏ）、５重量％未満のニッケル（Ｎｉ）、６重量％よりも多く１１重量％よりも少ないクロム（Ｃｒ）、及び３重量％未満のモリブデン（Ｍｏ）を含み、残量が本質的に鉄（Ｆｅ）及び副次的な元素及び不純物である溶融物において元素混合物を組合わせる工程と、
前記溶融混合物を加工処理して物品を形成する工程と、
を含む方法。
【請求項６０】
前記鋼合金製品が、およそ、１重量％未満のケイ素（Ｓｉ）、０．３重量％未満のニオブ（Ｎｂ）、０．８重量％未満のバナジウム（Ｖ）、３重量％未満のタングステン（Ｗ）、０．２重量％未満のチタン（Ｔｉ）、０．２重量％未満のランタン（Ｌａ）またはその他の希土類元素、０．１５重量％未満のジルコニウム（Ｚｒ）、及び０．００５重量％未満のホウ素（Ｂ）を含む群の１つまたはそれ以上の元素を含むように配合される、請求項５９に記載の方法。
【請求項６１】
前記鋼合金製品が、およそ、０．０２重量％硫黄（Ｓ）、０．０１２重量％リン（Ｐ）、０．０１５重量％酸素（Ｏ）、及び０．０１５重量％窒素（Ｎ）を含むように配合される、請求項５９に記載の方法。
【請求項６２】
前記鋼合金製品の加工処理工程が、
（ａ）前記鋼合金物品の均質化；
（ｂ）前記鋼合金物品の高温加工；
（ｃ）前記鋼合金物品の焼きならし；
（ｄ）前記鋼合金物品の焼きなまし、
を含む、請求項５９に記載の方法。
【請求項６３】
前記均質化が、少なくとも４時間約１１００℃から１４００℃のメタル温度で行なわれる、請求項６２に記載の方法。
【請求項６４】
前記均質化が、少なくとも４時間約１２００℃から１３００℃のメタル温度で行なわれる、請求項６２に記載の方法。
【請求項６５】
前記高温加工が、約８４０℃から１３００℃のメタル温度で行なわれ、その結果として、少なくとも約５から１の断面積の全体的減少を生じる、請求項６２に記載の方法。
【請求項６６】
前記高温加工が、約１０３０℃から１２００℃のメタル温度で行なわれ、その結果として、少なくとも約５から１の断面積の全体的減少を生じる、請求項６２に記載の方法。
【請求項６７】
前記焼きならしが、約８８０℃から１１００℃のメタル温度で行なわれる、請求項６２に記載の方法。
【請求項６８】
前記焼きならしが、約９８０℃から１０８０℃のメタル温度で行なわれる、請求項６２に記載の方法。
【請求項６９】
前記焼きなましが、１時間以上約６００℃から８５０℃のメタル温度で行なわれる、請求項６２に記載の方法。
【請求項７０】
前記焼きなましが、１時間以上約６５０℃から７９０℃のメタル温度で行なわれる、請求項６２に記載の方法。
【請求項７１】
前記鋼合金製品の加工処理工程が、
（ａ）前記鋼合金物品の均質化；
（ｂ）前記鋼合金物品の高温加工；及び
（ｃ）前記鋼合金物品の焼きなまし、
を含む、請求項５９に記載の方法。
【請求項７２】
前記均質化が、少なくとも４時間約１１００℃から１４００℃のメタル温度で行なわれる、請求項７１に記載の方法。
【請求項７３】
前記均質化が、少なくとも４時間約１２００℃から１３００℃のメタル温度で行なわれる、請求項７１に記載の方法。
【請求項７４】
前記高温加工が、約８４０℃から１３００℃のメタル温度で行なわれ、その結果として、少なくとも約５から１の断面積の全体的減少を生じる、請求項７１に記載の方法。
【請求項７５】
前記高温加工が、約１０３０℃から１２００℃のメタル温度で行なわれ、その結果として、少なくとも約５から１の断面積の全体的減少を生じる、請求項７１に記載の方法。
【請求項７６】
前記焼きなましが、１時間以上約６００℃から８５０℃のメタル温度で行なわれる、請求項７１に記載の方法。
【請求項７７】
前記焼きなましが、１時間以上約６５０℃から７９０℃のメタル温度で行なわれる、請求項７１に記載の方法。
【請求項７８】
前記鋼合金物品がさらに、
（ａ）前記鋼合金物品の溶体化熱処理工程；
（ｂ）前記鋼合金物品の冷却工程；及び
（ｃ）前記鋼合金物品の焼きもどし工程、
によって加工処理される、請求項６２に記載の方法。
【請求項７９】
前記溶体化熱処理が、約８５０℃から１１００℃のメタル温度で行なわれる、請求項７８に記載の方法。
【請求項８０】
前記溶体化熱処理が、約９５０℃から１０５０℃のメタル温度で行なわれる、請求項７８に記載の方法。
【請求項８１】
前記冷却がほぼ室温まで行なわれる、請求項７８に記載の方法。
【請求項８２】
前記冷却が、約−７０℃未満のメタル温度まで行なわれる、請求項７８に記載の方法。
【請求項８３】
前記冷却が、約−１９５℃未満のメタル温度まで行なわれる、請求項７８に記載の方法。
【請求項８４】
前記焼きもどしが、１つまたはそれ以上の工程において、約６００℃未満のメタル温度で行なわれ、この鋼合金製品が、工程と工程との間に冷却される、請求項７８に記載の方法。
【請求項８５】
前記焼きもどしが、１つまたはそれ以上の工程において、約５００℃未満のメタル温度で行なわれ、この鋼合金製品が、工程と工程との間に冷却される、請求項７８に記載の方法。
【請求項８６】
前記焼きもどしが、１つまたはそれ以上の工程において、約４００℃未満のメタル温度で行なわれ、この鋼合金製品が、工程と工程との間に冷却される、請求項７８に記載の方法。
【請求項８７】
前記焼きもどしが、１つまたはそれ以上の工程において、約３００℃未満のメタル温度で行なわれ、この鋼合金製品が、工程と工程との間に冷却される、請求項７８に記載の方法。
【請求項８８】
前記焼きもどしが、１つまたはそれ以上の工程において、約４００℃から６００℃のメタル温度で行なわれ、この鋼合金製品が、工程と工程との間に冷却される、請求項７８に記載の方法。
【請求項８９】
前記焼きもどしが、１つまたはそれ以上の工程において、約４５０℃から５４０℃のメタル温度で行なわれ、この鋼合金製品が、工程と工程との間に冷却される、請求項７８に記載の方法。
【請求項９０】
前記鋼合金物品がさらに、
（ａ）前記鋼合金物品の溶体化熱処理工程；
（ｂ）前記鋼合金物品の冷却工程；及び
（ｃ）前記鋼合金物品の焼きもどし工程、
によって加工処理される、請求項７１に記載の方法。
【請求項９１】
前記溶体化熱処理が、約８５０℃から１１００℃のメタル温度で行なわれる、請求項９０に記載の方法。
【請求項９２】
前記溶体化熱処理が、約９５０℃から１０５０℃のメタル温度で行なわれる、請求項９０に記載の方法。
【請求項９３】
前記冷却が、ほぼ室温のメタル温度まで行なわれる、請求項９０に記載の方法。
【請求項９４】
前記冷却が、約−７０℃未満のメタル温度まで行なわれる、請求項９０に記載の方法。
【請求項９５】
前記冷却が、約−１９５℃未満のメタル温度まで行なわれる、請求項９０に記載の方法。
【請求項９６】
前記焼きもどしが、１つまたはそれ以上の工程において、約６００℃未満のメタル温度で行なわれ、この鋼合金製品が、工程と工程との間に冷却される、請求項９０に記載の方法。
【請求項９７】
前記焼きもどしが、１つまたはそれ以上の工程において、約５００℃未満のメタル温度で行なわれ、この鋼合金製品が、工程と工程との間に冷却される、請求項９０に記載の方法。
【請求項９８】
前記焼きもどしが、１つまたはそれ以上の工程において、約４００℃未満のメタル温度で行なわれ、この鋼合金製品が、工程と工程との間に冷却される、請求項９０に記載の方法。
【請求項９９】
前記焼きもどしが、１つまたはそれ以上の工程において、約３００℃未満のメタル温度で行なわれ、この鋼合金製品が、工程と工程との間に冷却される、請求項９０に記載の方法。
【請求項１００】
前記焼きもどしが、１つまたはそれ以上の工程において、約４００℃から６００℃のメタル温度で行なわれ、この鋼合金製品が、工程と工程との間に冷却される、請求項９０に記載の方法。
【請求項１０１】
前記焼きもどしが、１つまたはそれ以上の工程において、約４５０℃から５４０℃のメタル温度で行なわれ、この鋼合金製品が、工程と工程との間に冷却される、請求項９０に記載の方法。
【請求項１０２】
この加工処理が、この合金中に主としてＭ２Ｃ炭化物（ここで、ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる元素である）を形成する工程を含む、請求項５９に記載の方法。
【請求項１０３】
前記加工処理が、実質的にマルテンサイト相材料を形成するための熱処理を含む、請求項５９に記載の方法。
【請求項１０４】
前記加工処理が、Ｍ２Ｃ炭化物（ここで、ＭはＣｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる）として、炭素重量の大部分を形成するための熱処理を含む、請求項５９に記載の方法。
【請求項１０５】
およそ、０．２から０．２６重量％炭素（Ｃ）、１１から１５重量％コバルト（Ｃｏ）、２．０から３．０重量％ニッケル（Ｎｉ）、７．５から９．５重量％クロム（Ｃｒ）、１．０から２．０重量％モリブデン（Ｍｏ）、及び０．８重量％未満のバナジウム（Ｖ）を組合わせて含み、残量が本質的に鉄（Ｆｅ）及び副次的な元素及び不純物である合金組成物。
【請求項１０６】
およそ、０．２０から０．２５重量％炭素（Ｃ）、１２から１５重量％コバルト（Ｃｏ）、２．０から３．０重量％ニッケル（Ｎｉ）、７．０から９．０重量％クロム（Ｃｒ）、１．０から３．０重量％モリブデン（Ｍｏ）、２．５重量％未満のタングステン（Ｗ）、０．７５重量％未満のケイ素（Ｓｉ）、及び０．８重量％未満のバナジウム（Ｖ）を組合わせて含み、残量が本質的に鉄（Ｆｅ）及び副次的な元素及び不純物である合金組成物。
【請求項１０７】
およそ、０．１０から０．２０重量％炭素（Ｃ）、１２から１７重量％コバルト（Ｃｏ）、２．５から５．０重量％ニッケル（Ｎｉ）、８．５から９．５重量％クロム（Ｃｒ）、１．０から２．０重量％モリブデン（Ｍｏ）、及び０．８重量％未満のバナジウム（Ｖ）を組合わせて含み、残量が本質的に鉄（Ｆｅ）及び副次的な元素及び不純物である合金組成物。
【請求項１０８】
およそ、０．２５から０．２８重量％炭素（Ｃ）、１１から１５重量％コバルト（Ｃｏ）、１．０から３．０重量％ニッケル（Ｎｉ）、７．０から９．０重量％クロム（Ｃｒ）、１．０重量％未満のモリブデン（Ｍｏ）、１．０重量％未満のケイ素（Ｓｉ）、及び０．８重量％未満のバナジウム（Ｖ）を組合わせて含み、残量が本質的に鉄（Ｆｅ）及び副次的な元素及び不純物である合金組成物。
【請求項１０９】
およそ、０．２２から０．２５重量％炭素（Ｃ）、１２から１３重量％コバルト（Ｃｏ）、２．５から３．０重量％ニッケル（Ｎｉ）、８．５から９．５重量％クロム（Ｃｒ）、１．０から１．５重量％モリブデン（Ｍｏ）、及び０．８重量％未満のバナジウム（Ｖ）を組合わせて含み、残量が本質的に鉄（Ｆｅ）及び副次的な元素及び不純物である合金組成物。
【請求項１１０】
およそ、０．１から０．３重量％炭素（Ｃ）、８から１７重量％コバルト（Ｃｏ）、０から５重量％ニッケル（Ｎｉ）、６から１２重量％クロム（Ｃｒ）、１重量％未満のケイ素（Ｓｉ）、０．５重量％未満のマンガン（Ｍｎ）、及び０．１５重量％未満の銅（Ｃｕ）を組合わせて含み、およそ、３重量％未満のモリブデン（Ｍｏ）、０．３重量％未満のニオブ（Ｎｂ）、０．８重量％未満のバナジウム（Ｖ）、０．２重量％未満のタンタル（Ｔａ）、３重量％未満のタングステン（Ｗ）、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる添加剤、およそ、０．２重量％未満のチタン（Ｔｉ）、０．２重量％未満のランタン（Ｌａ）またはその他の希土類元素、０．１５重量％未満のジルコニウム（Ｚｒ）、０．００５重量％未満のホウ素（Ｂ）、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる追加添加剤を有し、残量が本質的に鉄（Ｆｅ）及び副次的な元素及び不純物である合金組成物。
【請求項１１１】
およそ、０．１から０．３重量％炭素（Ｃ）、８から１７重量％コバルト（Ｃｏ）、０から５重量％ニッケル（Ｎｉ）、６から１２重量％クロム（Ｃｒ）、１重量％未満のケイ素（Ｓｉ）、０．５重量％未満のマンガン（Ｍｎ）、及び０．１５重量％未満の銅（Ｃｕ）を組合わせて含み、およそ、３重量％未満のモリブデン（Ｍｏ）、０．３重量％未満のニオブ（Ｎｂ）、０．８重量％未満のバナジウム（Ｖ）、０．２重量％未満のタンタル（Ｔａ）、３重量％未満のタングステン（Ｗ）、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる添加剤、およそ、０．２重量％未満のチタン（Ｔｉ）、０．２重量％未満のランタン（Ｌａ）またはその他の希土類元素、０．１５重量％未満のジルコニウム（Ｚｒ）、０．００５重量％未満のホウ素（Ｂ）、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる追加添加剤を有し、約０．０２重量％未満の硫黄（Ｓ）、０．０１２重量％リン（Ｐ）、０．０１５重量％酸素（Ｏ）、及び０．０１５重量％窒素（Ｎ）の不純物を含み、残量が本質的に鉄（Ｆｅ）及び副次的な元素及び不純物である合金組成物。
【請求項１１２】
直径が約１０ナノメートルよりも小さいＭ２Ｃ炭化物（ここで、ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる）から成る、合金の炭素含有量の約８５重量％超を有する、請求項１０６から１１２のうちのいずれか１つに記載の合金。
【請求項１１３】
直径が約５ナノメートルよりも小さいＭ２Ｃ炭化物（ここで、ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる）から成る、合金の炭素含有量の約８５重量％超を有する、請求項１０６から１１２のうちのいずれか１つに記載の合金。
【請求項１１４】
約２４０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力を有する、請求項１０６から１１２のうちのいずれか１つに記載の合金。
【請求項１１５】
約２００ｋｓｉよりも大きい耐力を有する、請求項１０６から１１２のうちのいずれか１つに記載の合金。
【請求項１１６】
合金中に分散されている金属（Ｍ）炭化物粒子を含み、前記粒子が前記粒子の重量％の大部分について式ＭｘＣ（ここで、Ｘ≦２である）を有し、前記合金が主としてマルテンサイト相にある、請求項１０６から１１２のうちのいずれか１つに記載の合金。
【請求項１１７】
前記合金がマルテンサイト相にあり、その中に分散されている金属炭化物を含み、前記金属炭化物が、直径約１０ナノメートル未満の名目上の（ｎｏｍｉｎａｌ）寸法を有し、主として約２：１またはそれ未満の範囲内の金属イオン対炭素イオン比を有する、請求項１０６から１１２のうちのいずれか１つに記載の合金。
【請求項１１８】
前記合金がマルテンサイト相にあり、その中に分散されている金属炭化物を含み、前記金属炭化物が、直径約５ナノメートル未満の名目上の寸法を有し、主として約２：１またはそれ未満の範囲内の金属イオン対炭素イオン比を有する、請求項１０６から１１２のうちのいずれか１つに記載の合金。
【請求項１１９】
前記合金が、その中に分散されている金属炭化物を有し、ここで、金属イオン対炭素イオン比が、主として約２：１であり、この金属が、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及びこれらの組合わせから成る群から選ばれる、請求項１０６から１１２のうちのいずれか１つに記載の合金。
【請求項１２０】
前記合金が、その中に分散されている金属炭化物を有し、前記金属は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉから成る群から選ばれ、金属イオン対炭素イオン比が、主として約２：１であり、この合金が実質的にマルテンサイト相にある、請求項１０６から１１２のうちのいずれか１つに記載の合金。
【請求項１２１】
前記合金が、およそＡＳＴＭ粒サイズ番号５（ＡＳＴＭ  Ｅ１１２）と同等またはそれよりも小さい名目上の粒サイズを有する、請求項１０６から１１２のうちのいずれか１つに記載の合金。
【請求項１２２】
前記合金が、主としてマルテンサイト相にあり、およそＡＳＴＭ粒サイズ番号５（ＡＳＴＭ  Ｅ１１２）と同等またはそれよりも小さい名目上の粒サイズを有する、請求項１０６から１１２のうちのいずれか１つに記載の合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
（関連出願への相互参照）
この出願は、参照して本明細書に組込まれ、かつ優先権が主張されている下記米国仮出願及び非仮出願に基づいている。すなわち、２００１年２月９日に出願された、発明の名称が「Ｎａｎｏ−Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｅｄ  Ｕｌｔｒａ−Ｈｉｇｈ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ  Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ  Ｒｅｓｉｓｔａｎｔ  Ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ  Ｓｔｅｅｌｓ」という米国特許出願番号第６０／２６７，６２７号、２００１年９月２１日に出願された、発明の名称が、「Ｎａｎｏ−Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｅｄ  Ｕｌｔｒａ−Ｈｉｇｈ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ  Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ  Ｒｅｓｉｓｔａｎｔ  Ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ  Ｓｔｅｅｌｓ」という米国特許出願番号第６０／３２３，９９６号、及び２００２年２月８日に出願された、発明の名称が、「Ｎａｎｏｃａｒｂｉｄｅ  Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｅｄ  Ｕｌｔｒａｈｉｇｈ−Ｓｔｒｅｎｇｔｈ，Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ  Ｒｅｓｉｓｔａｎｔ，Ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ  Ｓｔｅｅｌｓ」という米国特許出願番号第（まだ番号が付けられていない）である。
【背景技術】
【０００２】
主要な側面において、本発明は、ナノ規模サイズの炭化物析出物、特にＭ２Ｃ析出物を特徴とする超高張力耐蝕性を有する、コバルト、ニッケル、クロム、ステンレスマルテンサイト鋼合金に関する。
【０００３】
航空宇宙及びその他の高性能構造における主な構造要素は、ほぼ超高張力鋼のみからできているが、その理由は、ほかの材料の使用に伴なう、重量、サイズ、及びいくつかの場合のコスト面での不利益がけた外れであるからである。しかしながら、少なくとも２４０ｋｓｉから３００ｋｓｉの範囲にある引張り強さを有する超高張力鋼は、一般的に耐蝕性が劣り、水素及び環境脆化を受けやすい。
【０００４】
したがって航空宇宙及びその他の構造用鋼要素において一般的な耐蝕性を与えるために、これらの要素のカドミウムメッキが一般的には用いられ、耐摩耗性が必要とされる場合、硬質クロムメッキが主に用いられる。これらのコーティングは、コスト、製造、環境、及び信頼性の観点から欠点を有する。したがって超高張力鋼合金の設計または発見における目標は、機械的不十分さも強度の減少も伴なわずに、カドミウム及びクロムコーティングの必要性を排除することである。本発明の合金の１つの性能目標は、非ステンレス構造用鋼を、次のようなステンレスまたは耐蝕性鋼と代えることである。すなわち、約２４０ｋｓｉよりも大きい引張り強さを有し、カドミウムコーティングを必要とせず、かつクロムメッキまたはその他の保護的耐摩耗性コーティングを伴なわずに耐摩耗性を示すものである。
【０００５】
航空宇宙構造用途への使用において最も広く用いられている超高張力鋼の１つは、３００Ｍである。この合金は本質的に、わずかに高い段階Ｉ焼きもどし温度を与え、これによって、加工処理の間に導入された脆化水素のベークアウト（ｂａｋｅｏｕｔ）を可能にするよう改良処理された４３４０鋼である。本明細書に組込まれている、航空宇宙材料規格（Ａｅｒｏｓｐａｃｅ  Ｍａｔｅｒｉａｌ  Ｓｐｅｃｉｆｉｃａｔｉｏｎ）ＡＭＳ  ６２５７Ａ［ペンシルベニア州ウオレンデール、ＳＡＥインターナショナル（ＳＡＥ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ，ＰＡ，）、２００１］は、航空宇宙用途における３００Ｍの使用の大部分をカバーしている。この規格の中で、最小の引張り特性は、２８０ｋｓｉ最大抗張力（ＵＴＳ）、２３０ｋｓｉ耐力（ＹＳ）、８％伸び、及び３０％の断面収縮率である。平均面ひずみモードＩ破壊靭性は、
【数１】
2004522001.tif 000003
である［Ｐｈｉｌｉｐ，Ｔ．Ｖ．及びＴ．Ｊ．ＭｃＣａｆｆｒｅｙ、「超高張力鋼、特性及び選定：鉄、鋼、及び高性能合金（Ｕｌｔｒａｈｉｇｈ−Ｓｔｒｅｎｇｔｈ  Ｓｔｅｅｌｓ，Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ  ａｎｄ  Ｓｅｌｅｃｔｉｏｎ：Ｉｒｏｎｓ，Ｓｔｅｅｌｓ，ａｎｄ  Ｈｉｇｈ−Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ  Ａｌｌｏｙｓ）」、オハイオ州マテリアルズ・パークＡＳＭインターナショナル（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｐａｒｋ，ＯＨ，ＡＭＳ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ）、１：４３０−４４８、１９９０］。これは本明細書に組込まれる。３．５重量％水性塩化ナトリウム溶液中の応力腐蝕クラック抵抗性は、
【数２】
2004522001.tif 000004
として報告されている。
【０００６】
３００Ｍの高い引張り強さによって、航空宇宙装置、例えば着陸装置における軽量構造要素の設計が可能になる。しかしながら一般的な耐蝕性の不足から、カドミウムコーティングが必要であり、低い応力腐蝕クラック抵抗性の結果として、環境脆化による有意な電界故障（ｆｉｅｌｄ  ｆａｉｌｕｒｅ）を生じる。
【０００７】
析出硬化ステンレス鋼、主として１５−５ＰＨ、［ＡＭＳ  ５６５９Ｋ、ペンシルベニア州ウオレンデール、ＳＡＥインターナショナル、１９９８］（これは本明細書に組込まれる）も、構造用航空宇宙要素において用いることができるが、一般的には、その低い強度によって、重量による不利益が大きくない軽負荷用途においてのみ用いられる。耐蝕性は、このような合金にとって十分なものであり、したがってカドミウムメッキを避けることができる。しかしながら、最大強度Ｈ９００条件における１５−５ＰＨの最小引張特性は、わずか１９０ｋｓｉＵＴＳ及び１７０ｋｓｉＹＳにすぎない。このことは、用途を、強度制限されていない要素に限定する。
【０００８】
もう１つの析出強化ステンレス鋼であるカーペンター・カスタム（Ｃａｒｐｅｎｔｅｒ  Ｃｕｓｔｏｍ）４６５（商標）［「合金ダイジェスト（Ａｌｌｏｙ  Ｄｉｇｅｓｔ）」、ＳＳ−７１６、オハイオ州マテリアルズパーク、ＡＳＭインターナショナル、１９９８］（これは本明細書に組込まれる）は、金属間析出を利用し、わずかに２７０ｋｓｉを下回る最大ＵＴＳに達する。この強度レベルにおいて、カスタム４６５（商標）は、約５ｆｔ−ｌｂの低いシャルピーＶ−切欠き衝撃エネルギーを有する［Ｋｉｍｍｅｌ，Ｗ．Ｍ．、Ｎ．Ｓ．Ｋｕｈｎら、「超低温モデル材料（Ｃｒｙｏｇｅｎｉｃ  Ｍｏｄｅｌ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）」、ネバダ州レノの第３９回ＡＩＡＡ航空宇宙科学学会及び展示会（３９ｔｈ  ＡＩＡＡ  Ａｅｒｏｓｐａｃｅ  Ｓｃｉｅｎｃｅｓ  Ｍｅｅｔｉｎｇ  ＆  Ｅｘｈｉｂｉｔ，Ｒｅｎｏ，ＮＶ，２００１］。これは本明細書に組込まれる。大部分の構造用途の場合、カスタム４６５（商標）は、適切なシャルピーＶ−切欠き衝撃抵抗性を維持するために、そのＵＴＳを、２７０ｋｓｉをかなり下回る程度まで制限する条件において用いられなければならない。
【０００９】
２７０ｋｓｉまでの最大強度レベルに達するいくつかの２次硬化ステンレス鋼が開発されている。これらは、米国特許第Ｒｅ．２６，２２５号、第３，７５６，８０８号、第３，８７３，３７８号、及び第５，３５８，５７７号に開示されている。これらのステンレス鋼にはより高いクロムレベルが用いられ、耐蝕性を維持しており、したがって強度については妥協している。これらの合金の主要な特徴は多量のオーステナイトであり、２次硬化の間に残留と形成が両方行なわれる。このオーステナイトは、これらの合金の流れ挙動を変え、これらは２７０ｋｓｉもの高さのＵＴＳを達成しうるが、これらの耐力は、２００ｋｓｉにすぎない。降伏と最大との間のこの大きいギャップは、これらの鋼を用いることができる用途を限定する。したがって、少なくとも約２３０ｋｓｉの耐力と、少なくとも約２８０ｋｓｉの最大抗張力とを有する超高張力非腐蝕性鋼合金へのニーズが依然として存在する。
【発明の開示】
【００１０】
要約すれば、本発明は、およそ、０．１から０．３重量％炭素（Ｃ）、８から１７重量％コバルト（Ｃｏ）、５重量％未満のニッケル（Ｎｉ）、６重量％よりも多く１１重量％よりも少ないクロム（Ｃｒ）、及び３重量％未満のモリブデン（Ｍｏ）を、少量のＳｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、希土類、及びＢを含むその他の元素添加剤とともに含み、残りが鉄（Ｆｅ）及び副次的な元素及び不純物であるステンレス鋼合金であって、成分の量、及び加工処理プロトコルの選択の結果として、主として、超高張力及び非腐食性の物理的特徴を有するマルテンサイト相になるように加工処理される合金を含む。
【００１１】
本発明の合金は、約２３０ｋｓｉの耐力（ＹＳ）とともに約３００ｋｓｉの最大抗張力（ＵＴＳ）を達成することができ、同様に、約６重量％よりも多く約１１重量％よりも少なく、好ましくは約１０重量％未満のクロムを用いて、耐蝕性を与えることもできる。この発明の合金は、現在カドミウムコートされて、航空宇宙用途に用いられている構造用鋼の観察された機械的性質と、ステンレス鋼の腐蝕特性との組合わせを、特別なコーティングまたはメッキを行なうことなく与える。非常に効率的なナノ規模炭化物（Ｍ２Ｃ）強化は、より低い炭素及び合金含有量を用いて超高張力を与える一方、これらのナノ規模炭化物が、不動態化酸化物フィルムとしてクロムを酸化し、供給することができることによって、耐蝕性を改良する。単一材料における超高張力性と耐蝕性とのこの組合わせは、現在の構造用鋼に関する重量の不利益を伴なうことなく、カドミウムコーティングの必要性を排除する。さらには本発明の合金は、環境脆化による電界故障を減少させるが、その理由は、これらがもはや、環境からの保護のために、不確実なコーティングに依存しないからである。
【００１２】
したがって、新規種類の超高張力耐蝕性構造用鋼合金を提供することが、本発明の１つの目的である。
【００１３】
本発明のもう１つの目的は、腐蝕に抵抗するために、メッキもコーティングも必要としない超高張力耐蝕性構造用鋼合金を提供することである。
【００１４】
本発明のもう１つの目的は、合金が耐蝕性であるほかの元素と組合わせて、コバルト、ニッケル、及びクロム合金元素を有する超高張力耐蝕性構造用鋼合金を提供することである。
【００１５】
本発明のもう１つの目的は、約２４０ｋｓｉよりも大きく、好ましくは約２８０ｋｓｉよりも大きい最大抗張力（ＵＴＳ）と、約２００ｋｓｉよりも大きく、好ましくは約２３０ｋｓｉよりも大きい耐力（ＹＳ）とを有する超高張力耐蝕性構造用鋼合金を提供することである。
【００１６】
本発明のもう１つの目的は、ラスマルテンサイトミクロ構造、及び粒構造におけるＭ２Ｃナノ規模サイズ析出物を特徴とし、ほかのＭｘＣ析出物（ここでｘ＞２である）が一般に可溶化されている超高張力耐蝕性構造用鋼合金を提供することである。
【００１７】
本発明のさらにもう１つの目的は、超高張力性及び非腐蝕性特徴を維持しつつ、構成部品及び物品を形成するために容易に加工することができる、超高張力耐蝕性構造用鋼合金を提供することである。
【００１８】
本発明のさらなる目的は、非常に望ましい強度と非腐蝕性特徴とを有する合金ミクロ構造の作製を可能にする、開示されたステンレス鋼合金組成物のための加工処理プロトコルを提供することである。
【００１９】
これらの目的及びその他の目的、利点、及び特徴は、下記の詳細な説明において示される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
下記の詳細な説明において、次の図面から構成される図が参照される。
【００２１】
本発明の鋼合金は、様々な物理的特徴及び加工処理能力を示す。これらの特徴及び能力は、一般的な基準として確立され、その後これらの基準に合致するようにこのような鋼合金を作るのに適した元素の組合わせ及び加工処理工程が確認された。図１は、本発明の合金についての加工処理／構造／特性／性能の関係を表わすシステムフロー−ブロック図である。用途（例えば航空宇宙構造、着陸装置等）に望まれる性能は、必要とされる１組の合金特性を決定する。本発明の合金は、特性の所望の組合わせを達成し、かつ図１の左側に示されている連続加工処理工程を通して評価しうる構造的特徴を示す。下記のものは、これらの合金についての物理的性質及び加工処理能力または特徴の基準である。この後に、一般的に本発明の元素、物理的特徴、及び加工処理特徴の範囲及び限度を規定する合金の発見及び実施例に関する分析及び実験技術の説明が続く。
【００２２】
物理的特徴
本発明の最も好ましい実施形態の物理的特徴または特性は、一般的に次のとおりである：
直線偏波によって測定された、１５−５ＰＨ（Ｈ９００条件）と同等の耐蝕性；
３００Ｍ合金と同等であるかまたはこれよりも良好な強度、すなわち：
最大抗張力（ＵＴＳ）≧２８０ｋｓｉ；
耐力（ＹＳ）≧２３０ｋｓｉ；
伸び（ＥＬ）≧８％；
断面収縮率（ＲＡ）≧３０％；
【数３】
2004522001.tif 000005
耐摩耗性及び疲労抵抗性のために≧６７ロックウエルＣ（ＨＲＣ）に硬化可能な表面；
最大疲労／腐蝕疲労抵抗性のために最適なミクロ構造特徴。
【００２３】
加工処理性特徴
本発明の主要な目標は、上に挙げられた目的の物理的性質及びこれらの合金を有用かつ実用的にする加工処理性を有する合金を提供することである。製造の規模、及びその結果生じるきれいさ、及びある一定の用途のための品質に関連するいくつかの可能な加工処理経路があるので、本発明の合金の広い範囲のプロセスとの適合性が望ましく、したがってこれが本発明の特徴である。
【００２４】
この合金の主な目的及び特徴は、溶融操作、例えば真空誘導溶融（ＶＩＭ）、真空アーク再溶融（ＶＡＲ）、及びエレクトロ・スラグ再溶融（ＥＳＲ）、及びその他の変形例、例えば真空エレクトロ・スラグ再溶融（ＶＳＲ）との適合性である。本発明の合金はまた、その他のプロセス、例えば空気溶融及び粉末冶金法によって生産することができる。上記プロセスの凝固条件下、限定された凝固ミクロ偏析を示す合金の挙動は重要である。本発明の合金における適切な元素含有量の選定によって、２次デンドライトへの加工処理の間、凝固の結果生じる組成の変動は、最小限にすることができる。許容しうる変動の結果、商業的に実現可能な温度で、通常１１００℃を超えるが、この合金の最初の溶融までのメタル温度で、妥当な加工処理時間の間、一般的には７２時間未満、好ましくは３６時間未満の間、均質化することができる合金を生じる。
【００２５】
本発明の合金はまた、妥当な熱展延性も有し、したがって均質化後の高温加工は、現在の工業的操作に典型的な温度及び還元の制約内で実施することができる。本発明の合金に典型的な高温加工操作は、３：１を超える、好ましくは５：１を超える断面収縮比を可能にすべきである。さらにはインゴットの当初高温加工は、１１００℃以下で可能であるべきであり、所望の生成物サイズへの仕上げ高温加工は、９５０℃以下の温度で可能であるべきである。
【００２６】
溶体化熱処理に関する目的は、すべての１次合金炭化物（すなわちＭｘＣ（ここで、ｘ＞２である））を完全に溶解する一方、細かい規模（ｓｃａｌｅ）の微粒化分散（すなわちＭＣ）、及びＡＳＴＭ  Ｅ１１２［ＡＳＴＭ、ＡＳＴＭ  Ｅ１１２−９６、ペンシルベニア州ウエストコンショホッケン（Ｗｅｓｔ  Ｃｏｎｓｈｏｈｏｃｋｅｎ，ＰＡ）、１９９６］（これは本明細書に組込まれる）によるＡＳＴＭ粒サイズ番号５に大体等しいかまたはこれ以下の小さい粒サイズを維持する目標を包含する。したがって本発明の合金を用いた場合、オーステナイト相界（ｐｈａｓｅ  ｆｉｅｌｄ）への溶体化熱処理の間、先の加工処理の間に形成された目の粗い規模の合金炭化物が溶解され、ついでその結果生じた溶液状炭素は、焼きもどしの間の析出強化に利用しうる。しかしながら同じプロセスの間、これらのオーステナイト粒は粗大化することがあり、これによって強度、靭性、及び展延性を低下させることがある。本発明の合金を用いた場合、このような結晶粒粗大化は、粒子の境界をピンニングする（ｐｉｎ）ＭＣ析出物によって、遅延され、溶体化熱処理温度が増加するにつれて、結晶粒粗大化を防ぐかまたは減少させるのに必要とされるこの微粒化分散の量が増加する。本発明の合金は、すべての目の粗い規模の炭化物、すなわちＭｘＣ（ここでｘ＞２である）を完全に溶解する一方、８５０℃から１１００℃、好ましくは９５０℃から１０５０℃の範囲の妥当な溶体化熱処理温度で効率的な微粒化分散を維持する。
【００２７】
溶体化熱処理後、本発明の合金から製造された要素は、マルテンサイトが形成される温度以下に、一般的に急速に冷却または焼入れされる。このプロセスの好ましい結果は、残留オーステナイト、その他の変態生成物、例えばベイナイトまたはフェライト、またはこのプロセスの間に残留するかまたは形成されるその他の炭化物生成物をほとんど伴なわない、全マルテンサイトから本質的に成るミクロ構造である。冷却される要素の厚さ、及び冷却媒質、例えば油、水、または空気が、この型のプロセスの冷却速度を決定する。冷却速度が増加するにつれて、その他の非マルテンサイト生成物の形成のリスクが減少するが、この要素におけるゆがみが潜在的に増加し、したがって加工処理されうる部分の断面厚さが減少する。本発明の合金は一般的に全部が、中程度の速度での冷却または焼入れ後、３インチ未満、及び超低温まで、好ましくは室温まで冷却された時、好ましくは６インチ未満の断面サイズにあるマルテンサイトである。
【００２８】
冷却または焼入れ後、本発明の合金を用いて製造された要素は、合金中の炭素が、その
他の炭化物生成物の形成を防ぎつつ、凝集性ナノ規模Ｍ２Ｃ炭化物を形成する温度範囲及び時間の間焼きもどしされうる。この時効（ａｇｉｎｇ）または２次硬化プロセスの間、この要素は、炉の能力及び要素断面のサイズによって決定された速度でプロセス温度まで加熱され、妥当な時間保持され、ついで室温まで冷却または焼入れされる。
【００２９】
先の溶体化処理が残留オーステナイトを防止するのに効果的でなかったとすれば、焼きもどしプロセスは、多工程に分けられてもよい。この場合、各焼きもどし工程の後、室温までの冷却または焼入れ、好ましくは超低温へのその後の冷却を行ない、マルテンサイトが形成される。この焼きもどしプロセスの温度は一般的に、２００℃から６００℃、好ましくは４５０℃から５４０℃、時間は２４時間未満、好ましくは２から１０時間であろう。所望のプロセスの結果は、ナノ規模Ｍ２Ｃ炭化物分散によって強化されたマルテンサイトマトリックス（一般にオーステナイトを含まない）である。これは、このプロセスの初期段階の間に形成される遷移セメンタイトを含まず、プロセス時間が長くなりすぎるならば析出することがあるその他の合金炭化物を含まない。
【００３０】
本発明の合金の有意な特徴は、その２次硬化応答を達成するために用いられる高い焼きもどし温度に関連する。特定の目標は、耐蝕性のためのカドミウムメッキを避けることであるが、この発明の合金から製造された多くの要素は、製造またはオーバーホールの間、例えばニッケルまたはクロムなどの電気メッキプロセスを必要とすることがある。電気メッキプロセスは、ミクロ構造中に水素を導入する。これは、脆化を生じることがあり、この部分をメッキ後に高温に暴露することによって、ベークアウトされなければならない。本発明の合金は、合金の強度を低下させずに、そのもとの焼きもどし温度とほぼ同じ程度に高い温度でベーキングすることができる。焼きもどし温度は、通常用いられている４３４０及び３００Ｍ合金と比べて、本発明の合金においては有意に高いので、このベークアウトプロセスは、より迅速かつ確実に達成することができる。
【００３１】
耐摩耗性、耐蝕性、及び装飾のためのあるいくつかの表面改良処理技術、例えば物理的蒸着（ＰＶＤ）、または表面硬化技術、例えばガスまたはプラズマ窒化は最適には、５００℃程度の温度で、数時間程度実施される。本発明の合金のもう１つの特徴は、熱処理プロセスが、これらの表面コーティングまたは硬化プロセスに典型的な温度及びスケジュールと適合性がある。
【００３２】
本発明の合金から製造されている要素は一般的に、溶体化熱処理及び時効前に製造または機械加工される。これらの製造及び機械加工操作は、軟質であり、かつ材料が除去されるにつれて有利なチップ形成を示す材料を必要とする。したがって本発明の合金は好ましくは、高温加工処理後、これらが製造業者に供給される前に焼きなましされる。この焼きなましプロセスの目標は、過剰なオーステナイトを促進することなく、本発明の合金の硬度を減少させることである。一般的には焼きなましは、６００℃から８５０℃、好ましくは７００℃から７５０℃の範囲で、２４時間未満、好ましくは２から８時間合金を加熱し、室温までゆっくりと冷ますことによって達成されるであろう。あるいくつかの場合、多工程焼きなまし工程が、さらに多くの最適な結果を生じうる。このようなプロセスにおいて、本発明の合金は、一連の温度で、様々な時間焼きなましされてもよい。これは、１つまたは複数の中間冷却工程によって分けられていてもよく、分けられていなくてもよい。
【００３３】
機械加工、溶体化熱処理、及び時効後、本発明の合金でできている要素は、この部品の所望の最終寸法を維持するために、磨砕工程を必要とすることがある。表面の磨砕は、高速セラミックホイールに対する研磨作用によってこの部品から材料を除去する。この部品の表面の過熱による要素への損傷、及び材料の付着による磨砕ホイールへの損傷は、防ぐ必要がある。これらの複雑な状況は、主として合金中の残留オーステナイト含有量を低下させることによって防ぐことができる。この理由、及び上記のほかの理由から、本発明の合金は、溶体化熱処理後に非常にわずかな残留オーステナイトしか示さない。
【００３４】
本発明の合金から製造された多くの要素は、様々な溶接プロセス、例えばガスアーク溶接法、サブマージ・アーク溶接法、摩擦攪拌溶接法、電子ビーム溶接法、その他による接合を必要とすることがある。これらのプロセスは、加工処理後に展延性にするために、溶接物の溶融ゾーンまたは溶接熱影響ゾーンにおいて凝固される材料を必要とする。溶接物中及び溶接熱影響ゾーンにおける合金が受ける熱履歴を制御して溶接展延性を促進するために、予熱及び後加熱が用いられてもよい。展延性溶接物用の主要な駆動物（ｄｒｉｖｅｒ）は、材料中のより低い炭素含有量である。しかしながらこれもまた、強度を制限する。本発明の合金は、非常に効率的なナノ規模Ｍ２Ｃ炭化物を用いてその強度を達成し、したがって例えば３００Ｍなどの鋼よりも低い炭素含有量を用いてある一定のレベルの強度を達成することができ、その結果として溶接性を促進する。
【００３５】
ミクロ構造及び組成特徴
この合金設計では、最小のＣｒ含有量を用いて、必要とされる耐蝕性が達成されるが、その理由は、高いＣｒ含有量が、いくつかの方法でその他の所望の特性を制限するからである。例えばより高いＣｒの１つの結果は、マルテンサイトＭｓ温度の低下であり、同様に、ほかの所望の合金元素、例えばＮｉの含有量を制限する。高いＣｒレベルはまた、過剰な凝固ミクロ偏析（ｍｉｃｒｏｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）も促進し、これは、高温均質化処理で排除するのが難しい。高いＣｒはまた、炭化物析出強化に必要とされるＣの高温溶解性を制限し、粒サイズの制御が難しくなる高い溶体化熱処理温度の使用を引起こす。したがって本発明の合金の特徴は、構造的強度とともに耐蝕性を達成するために、記載されているほかの元素と組合わせて、約６重量％よりも多く約１１重量％よりも少ない範囲（好ましくは約１０重量％未満）のＣｒの利用である。
【００３６】
この合金のもう１つの特徴は、最小の炭素含有量で、必要とされる炭化物強化を達成することである。Ｃｒのように、ＣはＭｓ温度を強力に低下させ、溶液温度を上昇させる。高いＣ含有量はまた、溶接性も制限し、粒界においてＣｒ炭化物析出に伴なう腐蝕の問題を引起こすことがある。高いＣはまた、機械加工性を増強するために焼きなましによって達成しうる軟化の程度を制限する。
【００３７】
上で考察された主要な特徴のどちらも、Ｃｏの使用によって増強される。ＣｏとＣｒとの熱力学的相互作用は、腐蝕不動態化の間に形成される酸化物フィルムへのＣｒの分配を増強し、したがってより高いＣｒ鋼と同等の腐蝕保護を与える。Ｃｏはまた、析出熱力学的駆動力の増強を通して、及び転位回復を遅らせて転位上の炭化物の異質核形成を促進することによって、焼きもどしの間炭化物析出を触媒する。したがって上記のようにＣｒ及びその他の微量成分元素とともに、約８重量％から１７重量％の範囲のＣｏと組合わされた約０．１重量％から０．３重量％の範囲のＣは、合金に耐蝕性と超高張力とを備えさせる。
【００３８】
耐蝕性と超高張力との所望の組合わせも、炭化物強化分散のナノ構造レベルまで、すなわち直径約１０ナノメートル未満、好ましくは約５ナノメートル未満までの微粒化によって促進される。ほかの強化析出物、例えばマレージング鋼に用いられている金属間相と比べて、Ｍ２Ｃ合金炭化物の比較的高い剪断弾性率は、わずか約３ナノメートルの直径まで、強化に最適な粒子サイズを減少させる。このレベルまでの炭化物析出物サイズの微粒化は、非常に効率的な強化分散を生じる。これは、合金化を通して十分に高い熱力学的駆動力を得ることによって達成される。この微粒化は、これらの炭化物を、不動態酸化物フィルムと同じ長さの規模にするという追加の利点を生じ、したがってこれらの炭化物中のＣｒは、フィルム形成に参加しうる。したがって炭化物形成は、耐蝕性を有意に減少させない。ナノ規模炭化物分散のもう１つの利点は、応力腐蝕クラック抵抗性を増強するための炭化物界面における効果的水素トラッピングである。効率的なナノ規模炭化物強化も同様に、次のようにしてこの系を、表面硬化に非常に適したものにする。すなわち、耐蝕性の有意低下を伴なわずに追加の効率的な強化のために、焼きもどしの間に窒化して同じサイズ規模のＭ２（Ｃ，Ｎ）炭化窒化物を生成することによってである。このような窒化は、７０ＨＲＣに対応する１１００ヴィッカース硬度（ＶＨＮ）と同程度に高い表面硬度を達成しうる。
【００３９】
靭性はさらに、焼きならし（ｎｏｒｍａｌｉｚａｔｉｏｎ）及び溶体化処理の間に粒ピンニングを維持し、かつ展延性破壊の間、微小空洞の核形成に抵抗する、微粒化ＭＣ炭化物分散の最適な分散による微粒化を通して増強される。溶融脱酸操作は、この目的のためにＴｉリッチなＭＣ分散の形成を有利にするため、ならびに破壊の間に１次空洞を形成する酸化物及びオキシ硫化物含有粒子の数密度を最小限にするために制御される。最適条件下、有効なＴｉ含有量から質量バランスによって決定されたＭＣの量は、合金Ｃ含有量の１０％未満を占める。その他の必要条件の制約内でＮｉ含有量を増加させると、脆性破壊への抵抗性を増強する。析出駆動力制御を通したＭ２Ｃ粒子サイズの微粒化によって、Ｍ２Ｃ析出の完了時に超高張力を維持させることができ、Ｍ２Ｃに先立って析出し、かつ微小空洞の核形成を通して破壊靭性を制限するＦｅ３Ｃセメンタイト炭化物を完全に溶解するようにする。このセメンタイト溶解は、Ｍｏｎｔｇｏｍｅｒｙによって記載されている技術を用いて測定されたＭ２Ｃ相率によって評価された時、Ｍ２Ｃが合金Ｃ含有量の８５％を占める時に効果的に完了したと考えられる［Ｍｏｎｔｇｏｍｅｒｙ，Ｊ．Ｓ．及びＧ．Ｂ．Ｏｌｓｏｎ、「ＡＦ１４１０におけるＭ２Ｃ炭化物析出（Ｍ２Ｃ  Ｃａｒｂｉｄｅ  Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ  ｉｎ  ＡＦ１４１０）」、Ｇｉｌｂｅｒｔ  Ｒ．Ｓｐｅｉｃｈシンポジウム：「ベイナイト及びマルテンサイト鋼製品における時効及び焼きもどしの基礎（Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｓ  ｏｆ  Ａｇｉｎｇ  ａｎｄ  Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ  ｉｎ  Ｂａｉｎｉｔｉｃ  ａｎｄ  Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ  Ｓｔｅｅｌ  Ｐｒｏｄｕｃｔｓ）」、ＩＳＳ−ＡＩＭＥ、ペンシルベニア州ウオレンデール、１７７−２１４、１９９２］。この文献は本明細書に組込まれる。靭性を制限しうるほかの相、例えばほかの炭化物（例えばＭ２３Ｃ６、Ｍ６Ｃ、及びＭ７Ｃ３）及びトポロジー的に稠密な（ＴＣＰ）金属間相（例えばσ及びμ相）の析出は、これらの形成のための熱力学的駆動力を抑制することによって避けられる。
【００４０】
水素輸送を遅延させるためのナノ規模Ｍ２Ｃ炭化物による効率的な水素トラッピングに加えて、水素応力腐蝕への抵抗性は、不純物の偏析を制御し及び前オーステナイト（ｐｒｉｏｒ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）粒界へ元素を合金化し、水素補助粒間破壊に抵抗することによってさらに増強される。これは、望ましくない不純物、例えばＰ及びＳの含有量を低レベルへ制御し、合金中のこれらの残留量を、安定な化合物、例えばＬａ２Ｏ２ＳまたはＣｅ２Ｏ２Ｓへゲッタリングすることによって促進される。境界凝集は、熱処理の間、凝集増強元素、例えばＢ、Ｍｏ、及びＷの故意の偏析によってさらに増強される。応力腐蝕クラック抵抗性を促進するこれらの要因はまた、腐蝕疲労抵抗性も増強するであろう。
【００４１】
これらの条件のすべては、過度に高くない溶体化熱処理温度を維持しつつ、発見された種類の合金によって達成される。焼入れディラトメトリー及び１％変態率によって測定されたマルテンサイトＭｓ温度はまた、ラスマルテンサイトミクロ構造を確立するため、及びさもなければ耐力を制限することがある残留オーステナイトの含有量を最小限にするのに十分なほどの高さに維持される。
【００４２】
好ましい加工処理技術
これらの合金は、様々なプロセス経路、例えば鋳造、粉末冶金法、またはインゴット冶金法によって生産することができる。合金成分は、あらゆる通常の溶融プロセス、例えば空気溶融を用いて、より好ましくは真空誘導溶融（ＶＩＭ）によって溶融することができる。合金はその後、均質化され、高温加工されうるが、２次溶融プロセス、例えばエレクトロ・スラグ再溶融（ＥＳＲ）または真空アーク再溶融（ＶＡＲ）が、改良された破壊靭性及び疲労特性を達成するために好ましい。さらに一層高い破壊靭性及び疲労特性を達成するために、均質化及び高温加工に先立って、追加の再溶融操作を用いることができる。いずれにしてもこの合金は当初、溶融プロセスにおいて成分の組合わせによって形成される。
【００４３】
ついで合金は高温加工に先立って均質化されてもよく、あるいはこれは加熱され、直接高温加工されてもよい。均質化が用いられるならば、これは、この合金を、約１１００℃または１１１０℃または１１２０℃から１３３０℃または１３４０℃または１３５０℃の範囲、あるいはおそらくは１４００℃もの高さのメタル温度に、少なくとも４時間加熱して、溶解性元素及び炭化物を溶解し、及びまたこの構造を均質化することによって実施されてもよい。この合金に対する設計基準の１つは、低いミクロ偏析であり、したがって合金の均質化に必要とされる時間は一般に、ほかのステンレス鋼合金よりも短い。適切な時間は、均質化メタル温度範囲において６時間またはそれ以上である。通常、均質化温度における浸漬時間は、７２時間より長くする必要がない。均質化温度範囲における１２から１８時間が、まったく適切であることが分かった。典型的な均質化メタル温度は、約１２４０℃である。
【００４４】
均質化後、合金は一般的に高温加工される。合金は、熱間圧延、熱間鍛造、または熱間押出し、またはこれらのあらゆる組合わせによって高温加工することができるが、これらに限定されるわけではない。既に合金中にある熱を利用するために、均質化処理の直後に高温加工を開始するのが普通である。仕上げ高温加工メタル温度は、ＭＣ炭化物の析出を通して構造の微粒化を確実に行なうために、実質的に開始高温加工メタル温度以下であることが重要である。第一高温加工工程後、合金は一般的に、最終所望サイズ及び形状まで連続高温加工のために再加熱される。この再加熱メタル温度範囲は、約９５０℃または９６０℃または９７０℃から１２３０℃または１２４０℃または１２５０℃であり、あるいはおそらくは１３００℃もの高さであり、好ましい範囲は、約１０００℃または１０１０℃から１１５０℃または１１６０℃である。再加熱メタル温度は、ＭＣ炭化物についてのソルバス温度に近いかまたはそれ以上であり、この目的は、鋳造から残留するか、あるいは先行の高温加工の間に析出したかもしれない溶解性成分を溶解するかまたは一部溶解することである。この再加熱工程は、１次及び２次相粒子を最小限にするか、または防ぎ、疲労クラック成長抵抗性及び破壊靭性を改良する。
【００４５】
合金が連続的に高温加工され、再加熱されるにつれて、横断面サイズが減少し、その結果、金属はより早く冷める。場合によっては高い再加熱温度を用いることはもはや可能でなく、より低い再加熱温度が用いられなければならない。より小さい断面積の場合、再加熱メタル温度範囲は、約８４０℃または８５０℃または８６０℃から１０８０℃または１０９０℃または１１００℃であり、あるいはおそらくは１２００℃もの高さであり、好ましい範囲は、約９５０℃または９６０℃から１０００℃または１０１０℃である。より小さい断面積に対するより低い再加熱メタル温度は、ほかの（非ＭＣ）炭化物についてのソルバス温度以下であり、この目的は、これらがその後の焼きならしまたは溶体化熱処理の間に迅速に溶解されうるように、再加熱の間これらの結晶粒粗大化を最小限にするか、または防ぐことである。
【００４６】
最終ミル製品形態、例えば棒材及び鍛造素材は一般に、顧客への輸送に先立って焼きならし及び／または焼きなましされる。焼きならしの間、合金は、ＭＣ炭化物以外のすべての炭化物についてのソルバス温度以上のメタル温度まで加熱され、この目的は、先行の高温加工の間に析出したかもしれない溶解性成分を溶解すること、及び粒サイズを標準化することである。焼きならしメタル温度範囲は、約８８０℃または８９０℃または９００℃から１０８０℃または１０９０℃または１１００℃であり、好ましい範囲は、約１０２０℃から１０３０℃または１０４０℃である。適切な時間は１時間またはそれ以上であり、一般的に焼きならし温度における浸漬時間は、３時間を越える必要がない。この合金はその後室温まで冷却される。
【００４７】
焼きならし後、合金は一般的に、その後の顧客の加工処理、例えば機械加工のために、適切な硬度または強度レベルまで焼きなましされる。焼きなましの間、合金は、約６００℃または６１０℃から８４０℃または８５０℃、好ましくは７００℃から７５０℃のメタル温度範囲まで、少なくとも１時間加熱され、ＭＣ炭化物以外のすべての炭化物の結晶を粗大化する。適切な時間は２時間またはそれ以上であり、一般的には焼きなまし温度における浸漬時間は、２４時間を越える必要がない。
【００４８】
一般的に、合金が顧客へ送達され、その最終形態及び形状までまたはその近くまで加工処理された後、これは好ましくは、約８５０℃または８６０℃から１０９０℃または１１００℃、より好ましくは約９５０℃から１０４０℃または１０５０℃のメタル温度範囲において、３時間またはそれ以下の間、溶体化熱処理に付される。溶体化熱処理に典型的な時間は１時間である。溶体化熱処理メタル温度は、ＭＣ炭化物以外のすべての炭化物についてのソルバス温度以上であり、この目的は、先行処理の間に析出したかもしれない溶解性成分を溶解することである。これは、強度、破壊靭性、及び破壊抵抗を増強しつつ、粒成長を阻害する。
【００４９】
溶体化熱処理後、ミクロ構造を、大部分ラスマルテンサイト構造に変態するため、及び１次炭化物の境界析出を防ぐか最小限にするために、ほぼ室温またはそれ以下まで十分に迅速に合金を冷却することが重要である。適切な冷却速度は、断面厚さに応じて、水、油、または様々な焼入れガスを用いて達成することができる。
【００５０】
室温までの焼入れ後、合金は超低温処理に付されてもよく、あるいはこれは、焼きもどし温度まで直接加熱されてもよい。超低温処理は、ミクロ構造のラスマルテンサイト構造へのより完全な変態を促進する。超低温処理が用いられるならば、これは好ましくは約−７０℃以下で実施される。より好ましい超低温処理は、約−１９５℃以下であろう。典型的な超低温処理は、約−６０℃または−７０℃から−８５℃または−９５℃のメタル温度範囲内にある。もう１つの典型的な超低温処理は、約−１８０℃または−１９０℃から−２２０℃または−２３０℃のメタル温度範囲内にある。通常、超低温温度における浸漬時間は、１０時間を越える必要がない。超低温処理に典型的な時間は１時間である。
【００５１】
超低温処理後、または超低温処理が省かれるならば、焼入れの直後に、合金は中間メタル温度で焼きもどしされる。焼きもどし温度は好ましくは、約２００℃または２１０℃または２２０℃から５８０℃または５９０℃または６００℃、より好ましくは約４５０℃から５３０℃または５４０℃のメタル温度範囲内にある。通常、焼きもどし温度における浸漬時間は、２４時間を越える必要がない。焼きもどし温度範囲における２から１０時間が、まったく適切であることが分かった。焼きもどし処理の間、ナノ規模Ｍ２Ｃ−強化粒子の析出は、合金の熱安定性を増し、強度と破壊靭性との様々な組合わせは、温度と時間との様々な組合わせを用いることによって達成することができる。
【００５２】
より低いＭＣ温度を有する本発明の合金の場合、残留オーステナイトを最小限にすることによって、多工程熱処理を通して強度及び破壊靭性をさらに増強することが可能である。多工程処理は、超低温処理、ついで上記に概要が示されている熱処理の追加サイクルから成る。１つの追加サイクルは、有益であるかもしれないが、多サイクルが一般的により有益である。
【００５３】
本発明の特定の合金における加工処理経路と相安定性との関係の一例が、図２Ａ及び図２Ｂに示されている。
【００５４】
図２Ａは、本発明の合金２Ｃの平衡相を示しており、この場合、炭素含有量は、表１に示されているように０．２３重量％である。
【００５５】
図２Ｂはこの場合、記載されている合金２Ｃに対して用いられている加工処理順序を開示している。溶融加工処理工程を介して溶融物を形成した後、合金は、約１２２０℃の単相（ｆｃｃ）平衡温度を超えるメタル温度で均質化される。すべての炭化物は、この温度で可溶化される。所望のビレット、棒、またはほかの形状を画定するための鍛造の結果、様々な複合炭化物が形成されうる範囲への冷却が生じる。この鍛造工程は、少なくともメタル温度範囲（９８０℃から１２２０℃）まで加熱することによって反復されてもよい。この場合、ＭＣ炭化物のみが平衡にある。
【００５６】
その後の冷却（空冷）の結果として一般に、主にＭＣ炭化物、ほかの１次合金炭化物、例えばＭ７Ｃ３及びＭ２３Ｃ６の保持、及び一般にマルテンサイトマトリックスの形成を生じるであろう。同じメタル温度範囲における焼きならしついで冷却によって、Ｍ７Ｃ３及びＭ２３Ｃ６１次炭化物を溶解する一方、ＭＣ炭化物を保持する。６００℃または６１０℃から８４０℃または８５０℃のメタル温度範囲内の焼きなまし及び冷却は、硬度レベルを、機械加工に対して妥当な値まで低下させる。焼きなましプロセスは、この合金を有意に強化するには大きすぎるが、その後の溶体化処理の間に溶解しやすくするのに十分なほど小さい、合金炭化物中に炭素を析出させることによって、マルテンサイトを軟化させる。このプロセスの後に、構成部品の最終製造及び適切な熱処理及び仕上げのために、顧客にこの合金製品を送達する。
【００５７】
一般的に顧客は、この合金を所望の形状に成形する。この後、ＭＣ炭化物温度範囲における溶体化熱処理、ついでその後の急速焼入れを行なって、所望のマルテンサイト構造を維持または形成する。ついで、所望の強度及び破壊靭性を得るために、既に記載されているような焼きもどし及び冷却が用いられてもよい。
【００５８】
実験結果及び実施例
一連の試作品合金が調製された。精錬プロセスのための溶融操作が、Ｌａ及びＣｅ不純物ゲッタリング付加物との二重真空溶融物になるように選ばれた。置換型粒界凝集増強元素（ｅｎｈａｎｃｅｒ）、例えばＷ及びＲｅは、第一試作品の製造においては考慮されず、２０ｐｐｍＢの添加が、この目的のために包含された。脱酸プロセスのために、Ｔｉが脱酸剤として添加され、ＴｉＣ粒子が粒界をピンニングするのを促進し、焼きもどしに先立つ溶体化処理の間の粒成長の減少を促進する。
【００５９】
第一試作品における主要合金元素は、Ｃ、Ｍｏ、及びＶ（Ｍ２Ｃ炭化物形成元素）、Ｃｒ（Ｍ２Ｃ炭化物形成元素及び酸化物不動態フィルム形成元素）、及びＣｏ及びＮｉ（様々な必要とされるマトリックス特性のため）である。正確な合金組成及び材料加工処理パラメーターは、リンケージ及びほかのところに記載されている一式のコンピュータモデルを考慮して、全体的な設計合成によって決定された［Ｏｌｓｏｎ，Ｇ．Ｂ．、「Ｃｏｍｐｕｔａｔｉｏｎａｌ  Ｄｅｓｉｇｎ  ｏｆ  Ｈｉｅｒａｒｃｈｉｃａｌｌｙ  Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ」、Ｓｃｉｅｎｃｅ  ２７７、１２３７−１２４２、１９９７］。これは本明細書に組込まれる。下記のものは当初試作品手順の概要である。選択されたパラメーターは、図３から６において星印（★）によって示されている。
【００６０】
Ｃｒの量は、耐蝕性要件、及びＣａｍｐｂｅｌｌによって開発された不動態化熱力学モデルによって決定された［Ｃａｍｐｂｅｌｌ，Ｃ．、Ｓｙｓｔｅｍｓ  Ｄｅｓｉｇｎ  ｏｆ  Ｈｉｇｈ  Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ  Ｓｔａｉｎｌｅｓｓ  Ｓｔｅｅｌｓ」、Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｓｃｉｅｎｃｅ  ａｎｄ  Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ、イリノイ州エバンストン、ノースウェスタン（Ｅｖａｎｓｔｏｎ，ＩＬ，Ｎｏｒｔｈｗｅｓｔｅｒｎ）２４３、１９９７］。これは本明細書に組込まれる。Ｃの量は、強度要件、及び図３に示されている相関関係によるＭ２Ｃ析出物／強化モデルによって決定された。５３ＨＲＣ硬度を達成するという目標に基づいて、０．１４重量％のＣ含有量が選ばれた。焼きもどし温度及びＭ２Ｃ炭化物形成元素Ｍｏ及びＶの量は、適切なＭ２Ｃ析出動力学での強度要件に合致し、１０００℃溶体化熱処理温度を維持し、ミクロ偏析を避けるように決定された。図４及び５は、最終Ｖ及びＭｏ含有量がどのようにして決定されたかを示している。１．５重量％Ｍｏ及び０．５重量％Ｖの最終含有量が選ばれた。凝固ミクロ偏析のレベルは、凝固冷却速度に対する凝固シミュレーション、及び予測されるインゴット加工処理の関連デンドライトアームスペーシングによって評価される。Ｃｏ及びＮｉの量は、（１）焼入れディラトメトリー及び１％変態率によって測定されたＭｓ温度に較正されたモデルを用いて、少なくとも２００℃のマルテンサイト開始温度を維持し、したがってラスマルテンサイトマトリックス構造が焼入れ後に達成され、（２）効率的な強化のための、高いＭ２Ｃ炭化物当初駆動力を維持し、（３）Ｎｉ含有量を最大限にすることによってｂｃｃへき開抵抗性を改良し、（４）Ｍ２Ｃ核形成を増強するのに十分な転位回復抵抗性を達成するためにＣｏ含有量を８重量％以上に維持し、マトリックスＣｒ活性を増加させることによって、酸化物フィルムへのＣｒ分配を増すように、決定された。図６は、ほかの合金要素の量及び焼きもどし温度がその最終レベルに設定され、上記４つの要因の最適化の結果、それぞれ約１３重量％及び４．８重量％のＣｏ及びＮｉ量の選定を生じることを示している。材料組成及び焼きもどし温度は、ほかの析出硬化Ｎｉ−Ｃｏ鋼の過去の研究を参照して、Ｍ２Ｃ及びほかの炭化物と金属間相との駆動力比を調べることによって微調整された。
【００６１】
１として示されている第一設計試作品の組成は、その後の設計の反復とともに表１に示されている。当初の設計は、次の加工処理パラメーターを含んでいた：
不純物ゲッタリング及びＴｉ脱酸での二重真空溶融物：
１００５℃の最小溶体化熱処理温度、この場合、この温度は、熱力学平衡にしたがってバナジウム炭化物（ＶＣ）形成によって制限される；及び
・  最適な強度及び靭性を達成するために、３時間の概算焼きもどし時間での４８２℃の焼きもどし温度。
【００６２】
第一試作品（表１の見出し１）の評価は、評価されたすべての特性についての有望な結果を示した。最も有意な不足は、２５℃から５０℃だけ、望まれたものよりも低いＭｓ温度及び目標の１５％以下の強度レベルであった。ついで表１において２Ａ、２Ｂ、及び２Ｃとして示された第二系列の設計が評価された。３つすべての第二反復試作品は、満足すべき変態温度を示し、第二反復の最良の機械的性質は、合金２Ｃによって示された。後者のベース組成に基づいて、表１において３Ａ、３Ｂ、及び３Ｃとして示された第三反復系列の合金は、ＴｉＣ、（Ｔｉ、Ｖ）Ｃ、及びＮｂＣと比較して、微粒化ＭＣ炭化物における小さい変動を調査された。主要なパラメーターは、ＭＣ相率及び溶液温度における結晶粒粗大化抵抗性であった。これは、均質化温度での完全なＭＣ溶解性の制約を受けやすい。最適な微粒化方法として（Ｔｉ、Ｖ）Ｃを選んで、表１において４Ａから４Ｇとして示されている第四反復設計系列では、次のものを調べた。すなわち、（ａ）残留オーステナイト含有量を最小限にするためのマルテンサイト変態動力学の改良、（ｂ）破壊靭性を増強するために、Ｍ２Ｃ析出強化の間、セメンタイトの完全な溶解を促進するための競合Ｍ２Ｃ炭化物の増加した安定性、及び（ｃ）セメンタイトの析出を完全に防ぎ、へき開抵抗性を増強するために、用いられたより低い温度の鉄（Ｆｅ）ベースのＭ２Ｃ析出物強化である。後者の２つの系列における炭化物熱力学及び動力学の変更には、Ｗ及びＳｉの添加が含まれていた。下記のものは、記載されている実験及び合金の概要である。
【表１】
2004522001.tif 000006
【実施例１】
【００６３】
表１中の合金１は、６インチ直径の電極に真空誘導溶融（ＶＩＭ）され、これはその後、８インチ直径のインゴットに真空アーク再溶融（ＶＡＲ）された。この材料は、７２時間１２００℃で均質化され、鍛造され、図２Ａ及び２Ｂに示された上記の好ましい加工処理技術にしたがって焼きなましされた。膨張計サンプルが機械加工され、Ｍｓ温度は、焼入れディラトメトリー及び１％変態率によって１７５℃と測定された。
【００６４】
テストサンプルが機械加工され、１０２５℃で１時間溶体化熱処理され、油焼入れされ、液体窒素中に１時間浸漬され、室温まで温められ、４８２℃で８時間焼きもどしされた。測定された特性は、下記表２に挙げられている。
【表２】
2004522001.tif 000007
【実施例２】
【００６５】
表１中の合金２Ａは、６インチ直径の電極に真空誘導溶融（ＶＩＭ）され、これはその後、８インチ直径のインゴットに真空アーク再溶融（ＶＡＲ）された。このインゴットは、１２時間１１９０℃で均質化され、鍛造され、１１２０℃で開始して１．５００インチ角材に圧延され、図２Ａ及び２Ｂに示された上記の好ましい加工処理技術にしたがって焼きなましされた。膨張計サンプルが機械加工され、Ｍｓ温度は、焼入れディラトメトリー及び１％変態率によって２６５℃と測定された。
【００６６】
テストサンプルがこの角材から機械加工され、１０５０℃で１時間溶体化熱処理され、油焼入れされ、液体窒素中に１時間浸漬され、室温まで温められ、５００℃で５時間焼きもどしされ、空冷され、液体窒素中に１時間浸漬され、室温まで温められ、５００℃で５時間半焼きもどしされた。測定された特性は、下記表３に挙げられている。同一条件下にテストされたサンプルを用いて、１５−５ＰＨ（Ｈ９００条件）の腐蝕速度が参照された。このテストの場合、１５−５ＰＨ（Ｈ９００条件）についての平均腐蝕速度は、１年あたり０．２６ミル（ｍｐｙ）であった。
【表３】
2004522001.tif 000008
引張サンプルがこの角材から機械加工され、１０２５℃で７５分溶体化熱処理され、油焼入れされ、液体窒素中に１時間浸漬され、室温まで温められ、４９６℃で４時間または６時間、焼きもどし工程と焼きもどし工程との間に液体窒素（ＬＮ２）処理を１時間行なって多工程焼きもどしがなされた。測定された引張特性は、下記表４に挙げられている。
【表４】
2004522001.tif 000009
【実施例３】
【００６７】
表１中の合金２Ｂは、６インチ直径の電極に真空誘導溶融（ＶＩＭ）され、これはその後、８インチ直径のインゴットに真空アーク再溶融（ＶＡＲ）された。このインゴットは、１２時間１１９０℃で均質化され、鍛造され、１１２０℃で開始して１．０００インチ直径の丸棒に圧延され、図２Ａ及び２Ｂに示された上記の好ましい加工処理技術にしたがって焼きなましされた。膨張計サンプルが機械加工され、Ｍｓ温度は、焼入れディラトメトリー及び１％変態率によって２２５℃と測定された。
【００６８】
テストサンプルがこの丸棒から機械加工され、１１００℃で７０分間溶体化熱処理され、油焼入れされ、液体窒素中に１時間浸漬され、室温まで温められ、４８２℃で２４時間焼きもどしされた。測定された特性は、下記表５に挙げられている。
【表５】
2004522001.tif 000010
【実施例４】
【００６９】
表１中の合金２Ｃは、６インチ直径の電極に真空誘導溶融（ＶＩＭ）され、これはその後、８インチ直径のインゴットに真空アーク再溶融（ＶＡＲ）された。このインゴットは、１２時間１１９０℃で均質化され、１１２０℃で開始して２．２５０インチの角材に鍛造され、図２Ａ及び２Ｂに示された上記の好ましい加工処理技術にしたがって焼きなましされた。膨張計サンプルが機械加工され、Ｍｓ温度は、焼入れディラトメトリー及び１％変態率によって２５３℃と測定された。
【００７０】
テストサンプルがこの角材から機械加工され、１０２５℃で７５分間溶体化熱処理され、油焼入れされ、液体窒素中に１時間浸漬され、室温まで温められ、４９８℃で８時間焼きもどしされた。測定された特性は、下記表６に挙げられている。
【表６】
2004522001.tif 000011
テストサンプルがこの角材から機械加工され、１０２５℃で７５分間溶体化熱処理され、油焼入れされ、液体窒素中に１時間浸漬され、室温まで温められ、４９８℃で１２時間焼きもどしされた。測定された特性は、下記表７に挙げられている。
【表７】
2004522001.tif 000012
腐蝕テストサンプルがこの角材から機械加工され、１０２５℃で７５分間溶体化熱処理され、油焼入れされ、液体窒素中に１時間浸漬され、室温まで温められ、４９８℃で８時間焼きもどしされ、空冷され、４９８℃で４時間焼きもどしされた。測定された特性は、下記表８に挙げられている。同一条件下にテストされたサンプルを用いて、１５−５ＰＨ（Ｈ９００条件）の腐蝕速度が参照された。このテストの場合、１５−５ＰＨ（Ｈ９００条件）についての平均腐蝕速度は、１年あたり０．２６ミル（ｍｐｙ）であった。
【表８】
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引張サンプルがこの角材から機械加工され、１０２５℃で７５分間溶体化熱処理され、油焼入れされ、液体窒素中に１時間浸漬され、室温まで温められ、４９６℃で４時間あるいは６時間、焼きもどし工程と焼きもどし工程との間に液体窒素（ＬＮ２）処理を１時間行なって多工程焼きもどしがなされた。測定された特性は、下記表９に挙げられている。
【表９】
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合金設計に必須なことは、耐蝕性と、応力−腐蝕抵抗性に効果的な水素トラッピングとを維持しつつ、効率的な強度を達成することである。これらの属性のすべては、析出の完了時、約３ナノメートルの最適サイズへの強化Ｍ２Ｃ炭化物粒子サイズの微粒化によって促進される。図７は、３次元原子プローブ微量分析を用いて、最適熱処理された合金２Ｃにおける３ナノメートルＭ２Ｃ炭化物の原子規模画像化を示している［Ｍ．Ｋ．Ｍｉｌｌｅｒ、「原子プローブ断層撮影法（Ａｔｏｍ  Ｐｒｏｂｅ  Ｔｏｍｏｇｒａｐｈｙ）」、Ｋｌｕｗｅｒ  Ａｃａｄｅｍｉｃ／Ｐｌｅｎｕｍ  Ｐｕｂｌｉｓｈｅｒｓ，Ｎｅｗ  Ｙｏｒｋ，ＮＹ，２０００］。これは、本明細書に組込まれる。これは、この設計されたサイズ及び粒子組成が、実際に達成されたことを実証している。この画像は、この合金のスラブの原子再構成であり、ここで各原子は、その元素に対応する色及びサイズで、この図面上のドットによって表わされている。図７に描かれた円は、この画像においてＭ２Ｃナノ規模炭化物を画定する、合金炭化物形成元素と炭素との集合を表わしている。
【００７１】
したがって発見された合金は、表１０に示されている範囲の元素の組合わせを有する。
【表１０】
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好ましくは不純物が防止される。しかしながらいくらかの不純物及び副次的な元素は許容され、本発明の範囲内にある。したがって最も好ましくはＳは０．０２重量％未満であり、Ｐは０．０１２重量％未満であり、Ｏは０．０１５重量％未満であり、Ｎは０．０１５重量％未満である。ミクロ構造は、記載されているように加工処理された時、主としてマルテンサイトであり、望ましくはラスマルテンサイトとして維持され、２．５容量％未満、好ましくは１容量％未満の残留または析出オーステナイトを伴なう。ミクロ構造は主としてＭ２Ｃナノ規模炭化物を含んでいる。ここで、Ｍは、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、及びＣｒを含む群から選ばれる１つまたはそれ以上の元素である。これらの炭化物の式、サイズ、及び存在は重要である。好ましくはこれらの炭化物は、Ｍ２Ｃ、及びある程度まで、ほかの炭化物の存在を伴なわないＭＣ炭化物の形態でのみ存在し、サイズ（平均直径）は、約１０ナノメートル未満であり、好ましくは約３ナノメートルから５ナノメートルの範囲内にある。ほかのより大きい規模の一貫しない炭化物、例えばセメンタイト、Ｍ２３Ｃ６、Ｍ６Ｃ、及びＭ７Ｃ３が特に避けられる。ほかの脆化相、例えばトポロジー的に稠密（ＴＣＰ）な金属間相も避けられる。
【００７２】
強化ナノ炭化物が埋め込まれているマルテンサイトマトリックスは、不動態化酸化物フィルムへのＣｒ分配を増強し、Ｍ２Ｃ駆動力を増強し、ナノ炭化物の転位核形成を維持するのに十分なＣｏで、十分に高いＭｓ温度を維持するために最適なバランスのＣｏとＮｉとを含んでいる。へき開抵抗性は、十分なＮｉを維持し、焼きならしまたは溶体化熱処理温度で結晶粒粗大化に抵抗する安定ＭＣ炭化物分散を通して微粒化を促進することによって増強される。合金組成及び熱加工処理は、靭性及び疲労抵抗性を制限するその他のあらゆる分散粒子を最小限にするかまたは除去するために最適化される。水素応力腐蝕抵抗性は、凝集増強元素、例えばＢ、Ｍｏ、及びＷの粒界偏析によって、及びナノ規模Ｍ２Ｃ炭化物分散の水素トラッピング効果を通して増強される。合金組成は、生産規模インゴット凝固条件下においてミクロ偏析を制限することを余儀なくされる。
【００７３】
表１の特定の合金組成は、この種類の合金において現在知られている好ましくかつ最適な配合を表わす。記載されている物理的性質、加工処理工程と一貫性があり、かつ開示された範囲内にある配合の変形例、ならびに同等のものは、本発明の範囲内にあると理解される。
【００７４】
これらの好ましい実施形態は、表１１に示されている合金組成の５つの下位分類として要約することができる。下位分類１は、組成において表１の合金２Ｃ、３Ａ、及び３Ｂに類似しており、約２７０ｋｓｉから３００ｋｓｉの範囲のＵＴＳを生じるＣｒ−ＭｏベースＭ２Ｃ炭化物を析出するために、約４００℃から６００℃における２次硬化焼きもどしに最適である。下位分類２は、組成において表１の合金４Ｄ及び４Ｅに類似しており、Ｗ及び／またはＳｉの付加物を含み、セメンタイトを不安定にし、約４００℃から６００℃での２次硬化焼きもどしでより大きい熱安定性を与え、Ｃｒ−Ｍｏ−ＷベースＭ２Ｃ炭化物を析出する。より高い破壊靭性を必要とする用途の場合、下位分類３は、組成において表１の合金１、２Ａ、及び２Ｂに類似しており、約２４０ｋｓｉから２７０ｋｓｉの中間ＵＴＳ範囲を生じる。下位分類４は、組成において表１の合金４Ｆ及び４Ｇに類似しており、セメンタイトの析出を伴なわずにＦｅベースＭ２Ｃ炭化物を析出するために、約２００℃から３００℃での低温焼きもどしに最適である。合金下位分類５は、下位分類１の最も好ましい実施形態である。
【表１１】
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したがって、超高張力耐蝕性構造用鋼合金の種類及びこのような合金の製造方法及び使用方法を包含する本発明は、特許請求の範囲及びその同等のものによってのみ制限されるものである。
【図面の簡単な説明】
【００７５】
【図１】図１は、本発明の合金の設計思想を特徴付けるフローブロック論理図である。
【図２】図２Ａは、本発明の合金の一例における様々な温度での炭化物の相及び組成を示す平衡相図である。図２Ｂは、存在する平衡相に関する、本発明の合金の典型的な加工処理経路図である。
【図３】図３は、様々な炭素（Ｃ）含有量（重量％）についての、ピーク硬度とＭ２Ｃ駆動力との相関関係のグラフである。
【図４】図４は、様々なモリブデン（Ｍｏ）及びバナジウム（Ｖ）含有量についてのＭ２Ｃ駆動力（ΔＧ）、及びスケール速度定数の曲線を示すグラフであり、この場合、温度は４８２℃に設定され、ほかの合金元素の量は、０．１４重量％炭素（Ｃ）、９重量％クロム（Ｃｒ）、１３重量％コバルト（Ｃｏ）、及び４．８重量％ニッケル（Ｎｉ）に設定されている。
【図５】図５は、０．１４重量％の炭素（Ｃ）含有量に対して最終バナジウム（Ｖ）含有量を決定するために用いられる１０００℃における相図である。この場合、ほかの合金元素の量は、９重量％クロム（Ｃｒ）、１．５重量％モリブデン（Ｍｏ）、１３重量％コバルト（Ｃｏ）、及び４．８重量％ニッケル（Ｎｉ）に設定されている。
【図６】図６は、様々なコバルト（Ｃｏ）及びニッケル（Ｎｉ）含有量についてのＭｓ温度及びＭ２Ｃ駆動力（ΔＧ）の曲線を示すグラフである。この場合、温度は４８２℃に設定され、ほかの合金元素の量は、本発明の実施形態における０．１４重量％炭素（Ｃ）、９重量％クロム（Ｃｒ）、１．５重量％モリブデン（Ｍｏ）、及び０．５重量％バナジウム（Ｖ）に設定されている。
【図７】図７は、最適に熱処理された好ましい実施形態及びこの発明の実施例における、Ｍ２Ｃ炭化物の３次元原子プローブ画像である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【国際公開パンフレット】
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2004522001.tif 000076
【国際公開パンフレット（コレクトバージョン）】
2004522001.tif 000077
2004522001.tif 000078
【国際公開パンフレット（コレクトバージョン）】
2004522001.tif 000079
2004522001.tif 000080
【国際調査報告】
2004522001.tif 000081
2004522001.tif 000082