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図面 (5)

課題

高温での強度、疲労特性を有する、特に、航空機用エンジン伝道軸用マルテンサイト系鋼の製造方法の提供。

解決手段

本発明は、マルテンサイト系鋼が0.4%〜3%のAl含有量で金属間化合物および炭化析出物によって硬化され得るように、他の金属の含有量を含むマルテンサイト系鋼を製造する方法に関し、前記鋼の最終熱成形パス熱成形温度は、鋼中の窒化アルミニウム溶解温度未満であり、前記最終熱成形パス後の各潜在的熱処理用処理温度は、前記鋼中の窒化アルミニウムの固体溶解温度より低い。

概要

背景

ある用途について、特に、航空機用エンジン伝動軸については、400℃まで非常に高い機械的強度降伏強度)および同時に良好な耐脆性破壊(高い剛性および延性)を有する鋼を使用することが必要である。これらの鋼は、良好な疲労挙動も有していなければならない。

1つのそのようなマルテンサイト系鋼が、文献の米国特許第5,393,488号から知られており、マルテンサイト系鋼が金属間化合物および炭化析出物によって硬化され得るように、他の金属の含有量を含む。そのような鋼の組成は、重量で以下のとおりである:10〜18%のNi、8〜16%のCo、1〜5%のMo、0.5〜1.3%のAl、1〜3%のCr、0.3%未満のC、0.1%未満のTi、残部がFeである。

そのような鋼の欠点は、そのかなりのCo含有量によるその高いコストである。

金属間化合物および炭化析出物によって硬化され得るように、他の金属の含有量を含む他のマルテンサイト系鋼として、以下のような(重量%)文献の仏国特許第2,885,142号で公表された組成も知られている:0.18〜0.3%のC、5〜7%のCo、2〜5%のCr、1〜2%のAl、1〜4%のMo+W/2、0.3%までの微量のV、0.1%までの微量のNb、50ppmまでの微量のB、10.5〜15%のNi(但、Ni≧7+3.5Al)、0.4%までの微量のSi、0.4%までの微量のMn、500ppmまでの微量のCa、500ppmまでの微量の希土類元素、500ppmまでの微量のTi、50ppmまでの微量のO(溶融金属からの発生)または200ppmまでの微量のO(粉末冶金による発生)、100ppmまでの微量のN、50ppmまでの微量のS、1%までの微量のCu、200ppmまでの微量のP、残部がFeである。

この仏国特許第2,885,142号の鋼は、非常に高い機械的強度(2000MPaから2500MPaまでが可能である破壊荷重)および同時に非常に良好な弾性(180・103J/m2より大きい)、さらに靱性および疲労挙動の他の特性との良好な妥協を有する。

しかし、本発明者らによってこの種の鋼で行われる疲労テストの結果は、低サイクル疲労(1Hz近くでの繰返し応力)や振動疲労(50Hzより大きい)についてであっても、各付与された変形応力ベルのための試験寿命(bench life)値(前記鋼における疲労テストピースの破壊をもたらすサイクル数に対応する)で大きなばらつきを示す。このように、統計的意味内で、疲労試験寿命(この鋼からなる部品の試験寿命を制限する)の最小値は、まだあまりにも低い。

概要

高温での強度、疲労特性を有する、特に、航空機用エンジン伝道軸用マルテンサイト系鋼の製造方法の提供。本発明は、マルテンサイト系鋼が0.4%〜3%のAl含有量で金属間化合物および炭化析出物によって硬化され得るように、他の金属の含有量を含むマルテンサイト系鋼を製造する方法に関し、前記鋼の最終熱成形パス熱成形温度は、鋼中の窒化アルミニウム溶解温度未満であり、前記最終熱成形パス後の各潜在的熱処理用処理温度は、前記鋼中の窒化アルミニウムの固体溶解温度より低い。

目的

本発明は、これらの欠点を解決することを目的とする

効果

実績

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請求項1

マルテンサイト系鋼が0.4%〜3%のAl含有量で金属間化合物および炭化析出物によって硬化され得るように、他の金属の含有量を含むマルテンサイト系鋼を製造する方法であって、最終熱成形パス用の熱成形温度が、前記鋼中の窒化アルミニウム固体溶解温度未満であり、最終熱成形パス前の各熱成形パスの熱成形温度が、前記鋼中の窒化アルミニウムの固体溶解温度未満であり、前記最終熱成形パス後の各任意の熱処理用熱処理温度が、前記鋼中の窒化アルミニウムの固体溶解温度未満であることを特徴とする、方法。

請求項2

前記鋼のAl含有量が、0.5%〜2%であることを特徴とする、請求項1に記載の製造方法。

請求項3

前記鋼では、C含有量が0.4%未満であり、Cr含有量が0.5%〜7%であり、Ni含有量が6%〜18%であり、Co含有量が4%〜18%であることを特徴とする、請求項1または2に記載の製造方法。

請求項4

マルテンサイト系鋼が0.4%〜3%のAl含有量で金属間化合物および炭化析出物によって硬化され得るように、他の金属の含有量を含むマルテンサイト系鋼であって、前記析出物の最小寸法が前記析出物の最大寸法の最大限でも20分の1であり、その最大寸法が10μmより大きいような形状の前記鋼の単位表面あたりの窒化アルミニウムの数が、統計的に10−12未満であることを特徴とする、マルテンサイト系鋼。

請求項5

前記鋼のAl含有量が0.5%〜2%であることを特徴とする、請求項4に記載のマルテンサイト系鋼。

請求項6

前記鋼では、C含有量が0.4%未満であり、Cr含有量が0.5%〜7%であり、Ni含有量が6%〜18%であり、Co含有量が4%〜18%であることを特徴とする、請求項4または5に記載のマルテンサイト系鋼。

請求項7

請求項4から6のいずれか一項に記載のマルテンサイト系鋼からなる部品

請求項8

請求項4から6のいずれか一項に記載のマルテンサイト系鋼からなる航空機用エンジン伝動軸

技術分野

0001

本発明は、マルテンサイト系鋼が0.4%〜3%のAl含有量で金属間化合物および炭化析出物によって硬化され得るように、他の金属の含有量を含むマルテンサイト系鋼を製造する方法に関する。

背景技術

0002

ある用途について、特に、航空機用エンジン伝動軸については、400℃まで非常に高い機械的強度降伏強度)および同時に良好な耐脆性破壊(高い剛性および延性)を有する鋼を使用することが必要である。これらの鋼は、良好な疲労挙動も有していなければならない。

0003

1つのそのようなマルテンサイト系鋼が、文献の米国特許第5,393,488号から知られており、マルテンサイト系鋼が金属間化合物および炭化析出物によって硬化され得るように、他の金属の含有量を含む。そのような鋼の組成は、重量で以下のとおりである:10〜18%のNi、8〜16%のCo、1〜5%のMo、0.5〜1.3%のAl、1〜3%のCr、0.3%未満のC、0.1%未満のTi、残部がFeである。

0004

そのような鋼の欠点は、そのかなりのCo含有量によるその高いコストである。

0005

金属間化合物および炭化析出物によって硬化され得るように、他の金属の含有量を含む他のマルテンサイト系鋼として、以下のような(重量%)文献の仏国特許第2,885,142号で公表された組成も知られている:0.18〜0.3%のC、5〜7%のCo、2〜5%のCr、1〜2%のAl、1〜4%のMo+W/2、0.3%までの微量のV、0.1%までの微量のNb、50ppmまでの微量のB、10.5〜15%のNi(但、Ni≧7+3.5Al)、0.4%までの微量のSi、0.4%までの微量のMn、500ppmまでの微量のCa、500ppmまでの微量の希土類元素、500ppmまでの微量のTi、50ppmまでの微量のO(溶融金属からの発生)または200ppmまでの微量のO(粉末冶金による発生)、100ppmまでの微量のN、50ppmまでの微量のS、1%までの微量のCu、200ppmまでの微量のP、残部がFeである。

0006

この仏国特許第2,885,142号の鋼は、非常に高い機械的強度(2000MPaから2500MPaまでが可能である破壊荷重)および同時に非常に良好な弾性(180・103J/m2より大きい)、さらに靱性および疲労挙動の他の特性との良好な妥協を有する。

0007

しかし、本発明者らによってこの種の鋼で行われる疲労テストの結果は、低サイクル疲労(1Hz近くでの繰返し応力)や振動疲労(50Hzより大きい)についてであっても、各付与された変形応力ベルのための試験寿命(bench life)値(前記鋼における疲労テストピースの破壊をもたらすサイクル数に対応する)で大きなばらつきを示す。このように、統計的意味内で、疲労試験寿命(この鋼からなる部品の試験寿命を制限する)の最小値は、まだあまりにも低い。

先行技術

0008

米国特許第5,393,488号明細書
仏国特許第2,885,142号明細書

発明が解決しようとする課題

0009

本発明は、これらの欠点を解決することを目的とする。

課題を解決するための手段

0010

本発明は、この種の鋼の疲労挙動のばらつきを低減することを可能にするとともに、その平均疲労挙動値を増大させることを可能にするこの種の鋼を製造する方法を提案することを目的とする。

0011

この目的は、方法が、最終熱成形パス用の熱成形温度が前記鋼中の窒化アルミニウム溶解温度未満であり、前記最終熱成形パス後の各任意の熱処理熱処理温度が前記鋼中の窒化アルミニウムの固体溶解温度未満であるということによって達成される。

0012

このように、最終熱成形パス(例えば、鍛造)後に、タブ(または針)の形態で鋼の単位表面あたりの望ましくない窒化アルミニウム析出物の数は統計的に無視してもよく、1mm2当たり10−12単位未満で推定され得る。

0013

実際、本発明者らは、窒化アルミニウム(AlN)の析出物の中で、望ましくないのはタブ(または針)の形態の析出物であり、それらが、この鋼が疲労応力を受ける場合にはひずみ集中サイト役割をし、それによって、割れを広げることを開始するために必要なエネルギーを低減するからであることに留意する。本発明者らは、アルミニウム窒素AlN析出物の固体溶解温度より高い温度からの冷却の間に再結合する場合に、望ましくないAlNが生じることも留意する。

0014

本発明による方法のために、望ましくないAlN析出物は、最終熱成形パス(例えば、鍛造)の間に生じず、最終熱成形パスが前記析出物の固体溶解温度より低い温度で行われるからである。更に、この最終熱成形パス(AlNの固体溶解温度より高い温度で行われてもよい初期の操作中に形成された)前に鋼中に存在するいかなる望ましくないAlN析出物も、前記最終熱成形パスによって、寸法が3つの空間方向に同じ程度の大きさであり互いに離隔された小片に分割される。このように、これらの小片は、鋼の早期の破壊をもたらす割れが開始するサイトとは全くならない。

0015

その結果、最終熱成形パスの終わりでの望ましくないAlN析出物(タブまたは針の形態の析出物)の割合は無視してもよく、その結果、これらの析出物は、割れの開始サイトの役目をもはやすることはない。更に、これらの望ましくないAlN析出物は、鋼が、任意の後の熱処理の間にAlNの固体溶解温度より上にはもはやならないので、最終熱成形パス後に再生成しない。したがって、これは、最小疲労試験寿命値の増大、さらには疲労試験寿命期間の平均をもたらす。

0016

本発明は、また、金属鋼が0.4%〜3%のAl含有量で金属間化合物および炭化析出物によって硬化され得るように、他の金属の含有量を含む金属鋼を関する。

0017

本発明によれば、最終熱成形パスが、窒化アルミニウムの固体溶解温度より下で行われ、前記最終熱成形パス後に各任意の熱処理用処理温度が固体溶解温度未満である場合には、鋼の単位表面あたりの望ましくない形状(タブまたは針)を有するこれらの析出物の数は、統計的に10−12未満である。その結果、疲労サイクル数の結果のばらつきが低減されて、前記鋼からなる部品のより長い寿命をもたらす。

0018

本発明は、一層よく理解され、その利点は、限定しない例として示された1つの実施形態の次の詳細な説明を読むことでよりよく見える。添付の図面を参照して説明がなされる。

図面の簡単な説明

0019

本発明による鋼および先行技術による鋼に関する疲労試験寿命曲線を比較する。
疲労応力曲線を示す。
先行技術による鋼における第2の析出物の走査電子顕微鏡写真である。
本発明による鋼における第1の析出物の走査電子顕微鏡写真である。

実施例

0020

本発明者らは、Al含有量が0.4%〜3%で混合硬化でのマルテンサイト系鋼を検討する。それは、金属間化合物および炭化析出物によってこれらの鋼が硬化されることを可能にするAlおよび他の金属の含有量である(混合硬化)。

0021

先行技術によって製造されたこれらの鋼のテストピースでの疲労テストは、これらのテストの結果において大きなばらつきを示し、つまり、所与の疲労応力ひずみに関して、試験寿命は広い範囲にわたって変化する。

0022

この範囲の幅、特に、この範囲の低い値は、疲労割れを開始するためのより少ないエネルギーを必要とするこれらの望ましくない析出物の存在により、鋼の早期の破壊をもたらす。

0023

その化学組成により、鋼は、この鋼がまだペースト相(つまり、鋼の2つの混合された固体状態および液体状態)である場合に、高温で金属の凝固の間に生じるAlNの第1の析出物を含む。それらの量は1mm2あたり10−2単位未満である。この第1の析出物は、寸法が3つの空間方向すべてで同じ程度の大きさであり(つまり、これらの析出物は、実質的に球形を有する)、サイズが50μmを超えない析出物の形態で生じる。これらの第1のAlN析出物からの割れの開始は、(第2の析出物からよりも、下記参照)より多くのエネルギーを必要とし、したがって、最小疲労試験寿命値を生成しない。

0024

本発明者らは、先行技術による鋼が、第1の析出物とは異なるAlN析出物も含むことに気づき、それは、第2の析出物と呼ばれる。これらの第2の析出物は、第1の析出物より低い割合(1mm2当たり10−2単位未満)で存在する。鋼の早期の破壊に関与するのは、これら第2の析出物である。本発明者らは、第2の析出物が、以下の3つの方向すべてのそれらの寸法を特徴とする望ましくないタブ(または針)形状を有することに留意する:
a)最小寸法が最大寸法の20分の1より小さい、
b)最大寸法が10μmより大きい。

0025

これらの第2の析出物は、割れが第1の析出物上よりもこれらの第2の析出物上に生じるためのより少ないエネルギーを必要とするので、ひずみ集中サイトとして、したがって、割れの開始を容易にする位置として機能を果たす。したがって、割れは、早期に第2の析出物上に生じ、鋼部品の試験寿命の減少をもたらす(テスト結果範囲の低い値に相当する)。

0026

本発明者らは、固体鋼では、窒化アルミニウムAlN(化学組成に依存する)のために第2の溶解温度が存在し、固体溶解温度と呼ばれ、第2のAlN析出物が、鋼中でAlN析出物の前記固体溶解温度より高い温度からの鋼の冷却の間に生じることにも留意する。実際、鋼が溶解温度の上になる場合には、低い割合の第1のAlN析出物が溶解する。次に、温度が鋼の冷却の間にこの温度より下に戻る場合には、溶解されたアルミニウムおよび窒素が、第2のAlN析出物に再結合する。

0027

例えば、この固体溶解温度は、仏国特許第2,885,142号によって保護され、上記提供された組成の鋼の場合には、1025℃に等しい。

0028

したがって、最終熱成形パスの鍛造温度が、固体鋼中のAlN析出物の固体溶解温度より低い場合には、そのとき、AlN析出物は、その状態で残る(アルミニウムおよび窒素は溶解しない)。したがって、第2のAlN析出物は生じない。

0029

更に、(固体溶解温度より上で行われる従前の熱処理に起因していてもよい)最終鍛造パスの前に存在していてもよい任意の第2のAlN析出物は、一方では、鍛造操作によってより小さな析出物に分割される傾向があり、その形状は、3つの空間方向すべてで等しい寸法を有し(望ましくない形状(タブまたは針)と異なる)、他方では、互いから離隔される傾向がある。従って、AlN析出物の固体溶解温度で以下の熱成形操作は、有害な第2の析出物を第1の析出物により類似する析出物に変換し、したがって、それは鋼の疲労試験寿命には有害でない。

0030

本発明者らは、本発明による方法を使用して、つまり、鋼中のAlN析出物の固体溶解温度より低い最終熱成形パス温度(その温度以上の後の熱処理はない)で、製造された鋼にテストを行い、それらのテストの結果が以下に示される。

0031

図1は、本発明による方法に起因する改善を質的に示す。それは、疑似交互応力Cの関数として、周期引張応力を受ける鋼テストピースを破壊するのに必要な破壊サイクル数Nの値を決定する(これは、これらのテストに使用されるスネクマ規格DMC0401によって、付与された変形下でテストピースによって受けた応力である)。

0032

1つのそのような周期的応力は、図2図式的に説明される。期間Tは1サイクルを表す。ひずみは、極大値Cmaxと最小値Cminの間で生まれる。

0033

テストピースの統計的な十分な数の疲労試験によって、本発明者らは、平均統計曲線C−N(疲労サイクル数Nの関数としてのひずみCmax)を取り出した点N=f(C)を得た。次いで、ひずみに関する標準偏差が、サイクルの所与数について計算される。

0034

図1では、第1の曲線15(細線)は、先行技術によって製造された鋼に関して得られた平均曲線である(図式的に)。この第1の平均曲線C−Nは、細破線で2本の曲線16および14によって囲まれている。これらの曲線16および14は、第1の曲線15から+3σ1および−3σ1の距離でそれぞれ位置し、σ1は、これらの疲労テストの間に得られた実験の点の分布の標準偏差であり、±3σ1は、統計的に99.7%の信頼区間に一致する。したがって、破線で示される2本の曲線14と16の間の距離は、結果のばらつきの測定である。曲線14は、部品の寸法についての限定因子である。

0035

図1では、第2の曲線25(太線)は、図2による応力下で本発明によって製造された鋼上で行われた疲労テストの結果から得られた平均曲線である(図式的に)。この第2の平均曲線C−Nは、太破線の2つの曲線26および24によって囲まれ、第2の曲線25から+3σ2および−3σ2の距離にそれぞれ位置し、σ2はこれらの疲労テストの間に得られた実験の点の分布の標準偏差である。曲線24は部品の寸法についての限定因子である。

0036

第2の曲線25は、第1の曲線15の上に位置していることが留意され、それは、ひずみレベルCmaxの疲労応力下で、本発明によって製造された鋼テストピースが先行技術による鋼テストピースが破壊する場合より高いサイクル数Nで平均して破壊することを意味する。

0037

更に、太破線で示された2本の曲線26と24との距離は、細破線で示された2本の曲線16と14との距離より小さく、それは、本発明によって製造された鋼の疲労挙動ばらつきが、先行技術による鋼より低いことを意味する。

0038

このように、所与のひずみについて、先行技術によって製造された鋼に関する曲線14は、本発明によって製造された鋼に関する曲線24より部品に対して低い試験寿命値をもたらす。

0039

図1は、以下の表1および表2でまとめられた実験結果を示す。

0040

表1は、異なる温度:20℃、200℃および400℃でゼロひずみCminの図2による低サイクル疲労応力の結果をもたらす。低サイクル疲労は、繰返し応力がほぼ1Hz(繰返しは、1秒当たりの期間T数として定義される)であることを意味する。

0041

サイクル数Nの所与の値について、本発明による鋼を破壊するのに必要な平均疲労ひずみ値が、先行技術による鋼を破壊するのに必要な平均疲労ひずみ値M(100%で設定)より高いことが留意される。本発明による鋼についてのそのサイクル数Nでの結果のばらつき(=6σ)は、先行技術による鋼の結果のばらつきより低い(中間値Mの割合で表されたばらつき)。

0042

表2は、振動疲労応力、つまり、200℃でおよそ80Hzの周波数の結果をもたらす。応力は、ゼロ以外の最小ひずみCmin(最大ひずみCmaxのわずかな部分)の図2のものと同一である。

0043

サイクル数Nの所与の値について、本発明による鋼を破壊するのに必要な平均疲労ひずみ値は、先行技術による鋼を破壊するのに必要な平均疲労ひずみ値Mより高いことが留意される。本発明による鋼についてのサイクル数Nでの結果のばらつきは、先行技術による鋼の結果のばらつきより低い。

0044

最小値Cminは、結果に対する影響がほとんどないことが留意される。

0045

したがって、これらのテスト結果は、その鋼の低い疲労試験寿命値に関与することは、確かに先行技術による鋼中の第2のAlN析出物であり、鋼中でそれら析出物の固体溶解温度より上の温度で最終熱成形パスの間に生じることを示す。

0046

先行技術および本発明による多くの鋼テストピース上の本発明者らによって行われたSEM走査電子顕微鏡)観察は、これらの調査結果を確証する。

0047

図3は、先行技術による鋼テストピースの破断面のSEMフラクトグラフィである。第2の析出物はそこで見られる。この析出物は、タブの形態と仮定し、その寸法は図で示され、17μm×22μmで厚み0.4μmある。これらの第2の析出物は、先行技術による鋼中にかなりの量で存在し、本発明による鋼に実際的には不在である。

0048

図4は、本発明による鋼テストピースの破断面のSEMフラクトグラフィである。第1の析出物はそこに見られる。この析出物は、実質的に三次元形状を有し、その寸法は、図に示されており、同じ程度の大きさ:13μm×8μm×3μmである。

0049

有利には、最終熱成形パスの温度が鋼中の窒化アルミニウムの固体溶解温度より低いだけでなく、最終熱成形パス前の各熱成形パスの熱成形温度は、その固体溶解温度よりも低い。

0050

このように、実質的に有害でない第2の析出物が鋼製造方法の間中に生じる。

0051

例えば、鋼のAl含有量は、0.5%〜2%である。

0052

例えば、鋼では、C含有量は0.4%未満であり、Cr含有量は0.5%〜7%であり、Ni含有量は6%〜18%であり、Co含有量は4%〜18%である。

0053

部品は、本発明によるマルテンサイト系鋼からなることができる。例えば、この部品は、エンジン伝動軸、特に、航空機用エンジン用である。

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