▶ ザ・スウォッチ・グループ・リサーチ・アンド・ディベロップメント・リミテッドの特許一覧
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公表特許公報(A)
(11)【公表番号】
(43)【公表日】2023-10-11
(54)【発明の名称】常磁性硬質ステンレス鋼及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20231003BHJP
C22C 30/00 20060101ALI20231003BHJP
C21D 9/00 20060101ALI20231003BHJP
C21D 8/00 20060101ALI20231003BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20231003BHJP
B22F 1/00 20220101ALI20231003BHJP
B22F 10/22 20210101ALI20231003BHJP
G04B 37/22 20060101ALI20231003BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302Z
C22C30/00
C21D9/00 Q
C21D8/00 E
C22C38/60
B22F1/00 W
B22F10/22
G04B37/22 A
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2023518759
(86)(22)【出願日】2021-09-06
(85)【翻訳文提出日】2023-03-23
(86)【国際出願番号】 EP2021074505
(87)【国際公開番号】W WO2022096178
(87)【国際公開日】2022-05-12
(31)【優先権主張番号】20206523.1
(32)【優先日】2020-11-09
(33)【優先権主張国・地域又は機関】EP
(81)【指定国・地域】
(71)【出願人】
【識別番号】506425538
【氏名又は名称】ザ・スウォッチ・グループ・リサーチ・アンド・ディベロップメント・リミテッド
(74)【代理人】
【識別番号】100098394
【弁理士】
【氏名又は名称】山川 茂樹
(72)【発明者】
【氏名】ポレ，ジョエル
【テーマコード（参考）】
4K018
4K032
4K042
【Ｆターム（参考）】
4K018AA32
4K018BA16
4K018CA44
4K018EA51
4K018KA01
4K032AA01
4K032AA04
4K032AA13
4K032AA14
4K032AA15
4K032AA16
4K032AA17
4K032AA20
4K032AA21
4K032AA22
4K032AA24
4K032AA27
4K032AA29
4K032AA31
4K032AA32
4K032AA35
4K032AA37
4K032BA02
4K032CA02
4K032CA03
4K042AA01
4K042AA14
4K042AA25
4K042BA03
4K042BA06
4K042CA05
4K042CA07
4K042CA08
4K042CA09
4K042CA11
4K042CA12
4K042CA16
4K042DA01
4K042DA03
4K042DA06
4K042DC02
4K042DC03
4K042DC04
4K042DD03
4K042DD05
4K042DE02
4K042DE06
(57)【要約】
本発明は、重量比で－ ２０≦Ｃｒ≦４０％、－ ３≦Ｎｉ≦２０％、－ ０≦Ｍｎ≦１５％、－ ０≦Ａｌ≦５％、－ ３＜Ｍｏ≦１５％、－ ０≦Ｗ≦５％、－ ０≦Ｃｕ≦２％、－ ０≦Ｓｉ≦５％、－ ０≦Ｔｉ≦１％、－ ０≦Ｎｂ≦１％、－ ０≦Ｃ≦０．１％、－ ０≦Ｎ≦０．５％、－ ０≦Ｓ≦０．５％、－ ０≦Ｐ≦０．１％、を含有する化学的組成を有し、残りは各々０．５％以下の濃度の鉄と不純物とからなる、常磁性ステンレス鋼に関し、上記鋼は、５７５～９００ＨＶ１０の硬度を有する。本発明は更に、この鋼で作製された部品、特に計時器コンポーネント、及び上記部品の製造方法に関する。
【選択図】 図６
【選択図】 図６
【特許請求の範囲】
【請求項1】
常磁性ステンレス鋼であって、重量比で－ ２５≦Ｃｒ≦３５％、
－ ５≦Ｎｉ≦１０％、
－ ０≦Ｍｎ≦３％、
－ ０≦Ａｌ≦３％、
－ ３＜Ｍｏ≦１０％、
－ ０≦Ｗ≦５％、
－ ０≦Ｃｕ≦２％、
－ ０≦Ｓｉ≦３％、
－ ０≦Ｔｉ≦１％、
－ ０≦Ｎｂ≦１％、
－ ０≦Ｃ≦０．１％、
－ ０≦Ｎ≦０．５％、
－ ０≦Ｓ≦０．５％、
－ ０≦Ｐ≦０．１％、
を含む化学的組成を有し、残りは各々０．５％以下の濃度の鉄と不純物とからなり、
前記鋼は、５７５～９００ＨＶ１０の硬度を有する、
鋼。
【請求項2】
Ｍｏは３．５％以上であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
【請求項3】
Ｍｏは３．５％～６％であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の鋼。
【請求項4】
Ｍｏは４％～６％であることを特徴とする、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項5】
Ｗは０．２％以上であることを特徴とする、請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項6】
Ｗは０．５％以上であることを特徴とする、請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項7】
前記硬度は６５０～９００ＨＶ１０であることを特徴とする、請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項8】
前記硬度は６７５～９００ＨＶ１０であることを特徴とする、請求項１～７のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項9】
４０～８０質量％のシグマ相と、２０～６０質量％のオーステナイト相とによって形成されるミクロ構造を有することを特徴とする、請求項１～８のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項10】
前記オーステナイト相は、いわゆる一次オーステナイトと、フェライトとオーステナイトとを含む構造を有する合金の変態から生じるいわゆる二次オーステナイトとによって形成されることを特徴とする、請求項９に記載の鋼。
【請求項11】
前記オーステナイト相は、いわゆる二次オーステナイトによって形成され、前記二次オーステナイトは、１００％フェライト構造を有する合金の変態から生じることを特徴とする、請求項９に記載の鋼。
【請求項12】
前記オーステナイト相は１０μｍ未満のサイズを有し、前記サイズは断面図における前記相の最小寸法に対応することを特徴とする、請求項１～１１のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項13】
前記オーステナイト相は、５μｍ未満のサイズを有する、請求項１２に記載の鋼。
【請求項14】
請求項１～１３のいずれか一項に記載の鋼で作製された部品。
【請求項15】
外側部品又はムーブメントの計時器コンポーネントであることを特徴とする、請求項１４に記載の部品。
【請求項16】
請求項１５に記載の前記計時器コンポーネントを含む時計。
【請求項17】
常磁性ステンレス鋼製の部品の製造方法であって、（ａ）製造しようとする部品の形状を実質的に有する又は形状が異なるブランクを用意する又は作製するステップであって、前記ブランクは、請求項１～６のいずれか一項に記載の化学的組成を有し、大部分フェライト又は完全フェライト構造を有する、ステップ、
（ｂ）ステップ（ａ）からの前記ブランクが製造しようとする前記部品とは異なる形状を有する場合に、前記ブランクを成形するステップ、
（ｃ）前記ブランクに対して硬化処理と呼ばれる熱処理を実施して前記部品を得るステップであって、前記硬化処理は、６００～１，０００℃の温度で３０分～２４時間の総継続時間にわたって１つ以上の段階で実施されて、前記構造のフェライトをオーステナイト相と金属間シグマ相とに変態させ、前記硬化処理の後に、周囲温度まで冷却することを特徴とするステップ、
の連続ステップを含むことを特徴とする、製造方法。
【請求項18】
ステップ（ａ）における前記ブランクの前記大部分フェライト又は完全フェライト構造は、１，０００～１，５００℃の温度で１分～２４時間の継続時間にわたって基材に熱処理又は熱機械的処理を実施することによって作られたものであり、前記熱処理又は熱機械的処理の後に、５００℃未満の温度にクエンチすることで、周囲温度において前記フェライト構造を保持することを特徴とする、請求項１７に記載の製造方法。
【請求項19】
ステップ（ｃ）における前記熱処理は、６００℃～８５０℃の第１段階と、８５０～１，０００℃の第２段階との２段階で実施されることを特徴とする、請求項１７又は１８に記載の製造方法。
【請求項20】
前記基材は、粉末形態又は固結物の形態であることを特徴とする、請求項１８又は１９に記載の製造方法。
【請求項21】
前記基材は、鋳造、プレス、金属射出成形、付加的製造、又は粉末冶金によって得られたことを特徴とする、請求項１８～２０のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項22】
ステップ（ａ）における前記ブランクは、選択的レーザー溶融によって作製されることを特徴とする、請求項２１に記載の製造方法。
【請求項23】
ステップ（ａ）における前記ブランクの構造は、４０％以下の質量比のオーステナイトと、フェライトの質量比が６０％以上の質量比のフェライトとを含有することを特徴とする、請求項１７～２２のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項24】
ステップ（ａ）における前記ブランクの構造は、１００％フェライトを含有することを特徴とする、請求項１７～２３のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項25】
ステップ（ａ）の終了時に、前記ブランクは１５０～４００ＨＶ１０の硬度を有することを特徴とする、請求項１７～２４のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項26】
前記成形ステップ（ｂ）は、６５０℃未満の温度で１つ以上の塑性変形シーケンスを含むことを特徴とする、請求項１７～２５のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項27】
前記成形ステップ（ｂ）は、鍛造、ブランキング又は機械加工によって実施されることを特徴とする、請求項１７～２６のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項28】
前記熱処理又は熱機械的処理は、複数のサイクル実施されることを特徴とする、請求項１８に記載の製造方法。
【請求項29】
前記ブランクの構造がオーステナイトを含有する場合、前記方法は、ステップ（ｃ）の前に、１，０００～１，５００℃の温度で１分～２４時間の継続時間にわたって前記ブランクに加熱処理又は熱機械的処理を実施して完全フェライト構造を得るステップ（ｂ’）を含み、前記加熱処理又は熱機械的処理の後に、５００℃未満の温度へのクエンチを行って、周囲温度において前記完全フェライト構造を保持することを特徴とする、請求項２３に記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、５７５ＨＶ以上の硬度を有する常磁性ステンレス鋼と、この鋼から作製された部品、特に、計時器用コンポーネントに関する。本発明は更に、このステンレス鋼部品の製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
硬質の非強磁性金属合金は、多くの分野で、基本的には、大きな機械的及び／又はトライボロジー的応力を受け、磁場の影響を受けないことが必須であるコンポーネントに用いられている。これは特に、ムーブメントにおける歯車、ピニオン、シャフト、又はばねなどの多くの計時器用コンポーネントの場合に当てはまる。外側部品、例えば、ケースミドル部、ベゼル、裏蓋、リュウズにとっても、高い硬度を得ることは重要である。これは、高い硬度は、一般的により優れた耐擦過性及び耐摩耗性を獲得し、その結果、外部環境に曝されるこれらのコンポーネントの良好な耐久性を獲得するからである。
【0003】
冶金学では、合金を硬化させるために、合金の化学的組成や熱力学的履歴に応じて、様々な機構が用いられている。これに関して、固溶硬化、時効硬化、ひずみ硬化、鋼のマルテンサイト変態、スピノーダル分解、粒界強化（Ｈａｌｌ Ｐｅｔｃｈ）が知られている。最も注目すべき合金は、これらの硬化機構のいくつかが同時に用いられている。しかし、硬さが５００ＨＶを超える非強磁性の合金は稀である。更に、このような高レベルの硬度を達成するために、結晶性の非強磁性合金は、一般的には、第２相の析出によって最大硬度を達成するための随意の熱処理の前に、高度のひずみ硬化を必要とする。これは、例えば、ひずみ硬化によってのみ硬化できるオーステナイト系ステンレス鋼、又はひずみ硬化後に析出熱処理を行うことで硬化できるいくつかのオーステナイト系超合金の場合に当てはまる。実際には、ひずみ硬化状態（ｔｅｍｐｅｒ）でこれらの合金からコンポーネントを製造することは困難である。第一に、鍛造の場合、要求される硬度を得るために適切な度合いのひずみ硬化を行うことは、特に複雑な形状を有する部品の場合に、単純ではない。代わりに、定められた均質なひずみ硬化度を有する半製品に対して機械加工を行うことができるが、要求されるひずみ硬化度を有する適切な材料のフォーマットを得ることは必ずしも容易ではない。更に、合金が既に少なくとも部分的に硬化していることから、あらゆる機械加工が非常に難しくコストがかかる。最後に、特定の粉末冶金又は付加的製造方法のように、用いる方法が塑性変形を伴わない場合、単純に、これらの合金を硬化させることはできない。あるいは、例えば特定の高エントロピー合金又は金属間合金のような、５００ＨＶを超える固有硬度を有する合金を製造することは可能であるが、これらは同様に、非常に高い硬度と非常に低い延性により、機械加工が難しく、変形させることはほぼ不可能である。これは、硬化状態では非強磁性でありながら、事前のひずみ硬化を必要とせずに熱処理によって硬化できる合金を見つけることの重要性を際立たせる。このように、成形は軟質で延性の状態で行われ、部品が完成した後に硬化熱処理が行われる。特に炭素鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼が大きな成功を収めているのはこうした理由からであるが、残念ながら後者は強磁性体である。
【0004】
非強磁性合金において、５００ＨＶを超える硬度を得るために、その他の解決策が現在広く使用されている。様々な表面硬化プロセスが、特にオーステナイト系ステンレス鋼又はチタン合金に対して、例えば部品成形後に行われる。しかし、硬化層の厚みは、通常は非常に小さく、数十マイクロメートルのオーダーであり、表面の外観は、通常は処理によって変わる。したがって、計時器用コンポーネントの場合、きれいで全体的に研磨された表面を得るために、硬化後に部品を再加工しなければならない。しかし、このような仕上げ操作は硬化層の全部又は一部を除去し、特に表面硬化処理は一般的に高コストであることから、この解決策は実際にはほとんど用いられていない。
【0005】
したがって、繰り返しになるが、熱処理によって硬化して５００ＨＶを超える硬度を達成できる非強磁性合金を見つける必要性がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
本発明の目的は、以下の基準に適合するように最適化されたステンレス鋼組成物を提案することによって、上記の欠点を克服することである。
－常磁性挙動、
－製造プロセス中に事前のひずみ硬化を必要とすることなく、熱処理によって５００ＨＶ超、より具体的には５７５ＨＶ以上の硬度、
－非常に良好な耐腐食性。
－常磁性挙動、
－製造プロセス中に事前のひずみ硬化を必要とすることなく、熱処理によって５００ＨＶ超、より具体的には５７５ＨＶ以上の硬度、
－非常に良好な耐腐食性。
【0007】
この鋼で作製された部品は、特に研磨後に、良好な美的外観も有することが必須である。
【課題を解決するための手段】
【0008】
そのために、本発明に係るステンレス鋼は、重量比で以下の組成を有し、
－ ２０≦Ｃｒ≦４０％、
－ ３≦Ｎｉ≦２０％、
－ ０≦Ｍｎ≦１５％、
－ ０≦Ａｌ≦５％、
－ ３＜Ｍｏ≦１５％、
－ ０≦Ｗ≦５％、
－ ０≦Ｃｕ≦２％、
－ ０≦Ｓｉ≦５％、
－ ０≦Ｔｉ≦１％、
－ ０≦Ｎｂ≦１％、
－ ０≦Ｃ≦０．１％、
－ ０≦Ｎ≦０．５％、
－ ０≦Ｓ≦０．５％、
－ ０≦Ｐ≦０．１％、
残りは、各々０．５％以下の濃度の鉄と不純物とからなる。
－ ２０≦Ｃｒ≦４０％、
－ ３≦Ｎｉ≦２０％、
－ ０≦Ｍｎ≦１５％、
－ ０≦Ａｌ≦５％、
－ ３＜Ｍｏ≦１５％、
－ ０≦Ｗ≦５％、
－ ０≦Ｃｕ≦２％、
－ ０≦Ｓｉ≦５％、
－ ０≦Ｔｉ≦１％、
－ ０≦Ｎｂ≦１％、
－ ０≦Ｃ≦０．１％、
－ ０≦Ｎ≦０．５％、
－ ０≦Ｓ≦０．５％、
－ ０≦Ｐ≦０．１％、
残りは、各々０．５％以下の濃度の鉄と不純物とからなる。
【0009】
本発明によれば、ステンレス鋼部品を製造する方法は、フェライト又はフェライト－オーステナイト領域内の上記組成の基材に対して第１の熱処理又は熱機械的処理を行うことと、その後に、周囲温度においてフェライト又はフェライト－オーステナイト構造を保持するように材料をクエンチすることからなる。このフェライト又はフェライト－オーステナイトのマイクロ構造は、軟質であり、したがって延性があるため、必要に応じた容易な成形が可能である。次いで、随意的な成形を行った後、フェライトをオーステナイト相と金属間シグマ相とに変態させるために硬化処理を行う。
【0010】
本発明の新規性は、一方では、硬化源としてシグマ相を用いることに由来し、他方では、組成物中のモリブデン含有量が３％を超えることに由来する。より具体的には、シグマ相は、有害であり、それ故ステンレス鋼には望ましくないとずっと考えられてきた。シグマ相は、クロムリッチであり、一般的には粒界にて形成されることから、合金中に存在する他の相のクロム濃度を低下させることによって耐食性を大幅に低下させる。シグマ相は、非常に少量であっても、非常に迅速かつ実質的にステンレス鋼を脆化させる。これは、この相が複雑な正方晶構造を有し、本来的に非常に脆く、粒界に存在することで、割れの進展に有利な経路を形成するからである。したがって、９００～１，１００ＨＶ１０の硬度と常磁性の性質という２つの特に有利な性質があるにもかかわらず、シグマ相がステンレス鋼に用いられたことはない。本発明によれば、ステンレス鋼の組成及び上記方法が、粒界におけるシグマ相の形成が優位とはならずに、シグマ相とオーステナイト相の両方で微細分布を得るように最適化される。２つの非強磁性相からなるこの特定のマイクロ構造は、特に、硬度と靭性、優れた耐食性、及び卓越した研磨性との間で適切なバランスをもたらす。
【0011】
更に、３％超のＭｏ（モリブデン）含有量は、耐食性を改善する。これは、Ｍｏ含有量が高いと、Ｍｏがシグマ相に高濃度で存在したままでも、オーステナイトでかなり高いＭｏ濃度（＞１％）が得られるからである。Ｍｏの存在によりオーステナイトの耐食性を増大させることで、全体として合金の耐食性、より具体的には耐孔食性が改善される。３％超のＭｏ濃度を有することの第２の利点は、γ＋σ領域において硬化熱処理をより高温で実施できるようになることであり、これはオーステナイト中のＣｒ（クロム）及びＭｏ濃度を更に増大し、それによって更に耐腐食性を改善する。更に、高温で熱処理を実施することは、耐食性を低下させる炭化物又は窒化物が生成するリスクを低減する。より具体的には、温度が高いほど、オーステナイトにおける炭素と窒素の溶解度が大きくなる。
【0012】
本発明の別の特徴及び利点は、図面を参照しながら以下の詳細な説明を読むことで、より良く理解されるであろう。
図１～５の図は、熱力学的計算ソフトウェアのＴｈｅｒｍｏｃａｌｃ（ＴＣＦＥ１０データベース）を用いて作成した。
図１～５の図は、熱力学的計算ソフトウェアのＴｈｅｒｍｏｃａｌｃ（ＴＣＦＥ１０データベース）を用いて作成した。
【図面の簡単な説明】
【0013】
【図1】Ｓｉｇｍａ＋ＣＦＣ（オーステナイト）相領域に対するＭｏの影響を示したＦｅ－（３２．５－ｘ）％Ｃｒ－７％Ｎｉ－ｘ％Ｍｏ合金（質量％）の相図である。
【図2】Ｆｅ－２８．５％Ｃｒ－７％Ｎｉ－４％Ｍｏ合金（質量％）について、オーステナイトのＰＲＥＮに対する硬化熱処理温度の影響を示す図である。
【図3】従来技術に係るＦｅ－（２９．５－ｘ）％Ｃｒ－７％Ｎｉ－３％Ｍｏ－ｘ％Ｃ合金（質量％）の相図であり、オーステナイト相における炭素の溶解度に対する温度の影響を示す図である。
【図4】本発明に係るＦｅ－（２７．５－ｘ）％Ｃｒ－７％Ｎｉ－５％Ｍｏ－ｘ％Ｃ合金（質量％）の相図であり、オーステナイト相における炭素の溶解度に対する温度の影響を示す図である。
【図5】本発明に係るＦｅ－（２７．５－ｘ）％Ｃｒ－７％Ｎｉ－５％Ｍｏ－ｘ％Ｎ合金（質量％）の相図であり、オーステナイト相における窒素の溶解度に対する温度の影響を示す図である。
【図6】光学顕微鏡によって得られた本発明に係るＦｅ－２９．５％Ｃｒ－７％Ｎｉ－３．５％Ｍｏ鋼（質量％）の画像である。
【図7】本発明に係るＦｅ－２８．５％Ｃｒ－７％Ｎｉ－４％Ｍｏ鋼（質量％）の動電位分極試験の電流－電位曲線を、３種の硬化熱処理温度について示し、従来技術に係るオーステナイト系ステンレス鋼ＤＩＮ１．４４３５と比較した図である。
【発明を実施するための形態】
【0014】
本発明は、５７５～９００ＨＶ１０、好ましくは６５０～９００ＨＶ１０、より好ましくは６７５～９００ＨＶ１０の硬度を有する常磁性ステンレス鋼に関する。ＨＶ１０硬度は、ＩＳＯ６５０７－１：２０１８規格に従って測定されたビッカース硬度を意味すると理解される。本発明は更に、この鋼を用いて作られた部品、より具体的には、計時器用コンポーネント、に関する。上記部品は、ケースミドル部、裏蓋、ベゼル、リュウズ、押し部品、ブレスレットリンク、ブレスレット、タングバックル、文字盤、時計針、及び文字盤時字からなる群（すべてを網羅しているわけではない）から選択される外側部品コンポーネントであり得る。上記部品は、歯車、シャフト、ピニオン、ばね、ブリッジ、プレート、ねじ及びバランスからなる群（すべてを網羅しているわけではない）から選択されるムーブメントのコンポーネントでもあり得る。本発明は更に、本発明に係るステンレス鋼部品の製造に関する。
【0015】
本発明に係るステンレス鋼は、重量比で以下の組成を有し、
－ ２０≦Ｃｒ≦４０％、
－ ３≦Ｎｉ≦２０％、
－ ０≦Ｍｎ≦１５％、
－ ０≦Ａｌ≦５％、
－ ３＜Ｍｏ≦１５％、
－ ０≦Ｗ≦５％、
－ ０≦Ｃｕ≦２％、
－ ０≦Ｓｉ≦５％、
－ ０≦Ｔｉ≦１％、
－ ０≦Ｎｂ≦１％、
－ ０≦Ｃ≦０．１％、
－ ０≦Ｎ≦０．５％、
－ ０≦Ｓ≦０．５％、
－ ０≦Ｐ≦０．１％、
残りは、各々０．５％以下の濃度の鉄と不純物からなる。
－ ２０≦Ｃｒ≦４０％、
－ ３≦Ｎｉ≦２０％、
－ ０≦Ｍｎ≦１５％、
－ ０≦Ａｌ≦５％、
－ ３＜Ｍｏ≦１５％、
－ ０≦Ｗ≦５％、
－ ０≦Ｃｕ≦２％、
－ ０≦Ｓｉ≦５％、
－ ０≦Ｔｉ≦１％、
－ ０≦Ｎｂ≦１％、
－ ０≦Ｃ≦０．１％、
－ ０≦Ｎ≦０．５％、
－ ０≦Ｓ≦０．５％、
－ ０≦Ｐ≦０．１％、
残りは、各々０．５％以下の濃度の鉄と不純物からなる。
【0016】
好ましくは、本発明に係るステンレス鋼は、重量比で以下の組成を有し、
－ ２５≦Ｃｒ≦３５％、
－ ５≦Ｎｉ≦１０％、
－ ０≦Ｍｎ≦３％、
－ ０≦Ａｌ≦３％、
－ ３＜Ｍｏ≦１０％、
－ ０≦Ｗ≦５％、
－ ０≦Ｃｕ≦２％、
－ ０≦Ｓｉ≦３％、
－ ０≦Ｔｉ≦１％、
－ ０≦Ｎｂ≦１％、
－ ０≦Ｃ≦０．１％、
－ ０≦Ｎ≦０．５％、
－ ０≦Ｓ≦０．５％、
－ ０≦Ｐ≦０．１％、
同様に、残りは鉄と不純物からなる。
－ ２５≦Ｃｒ≦３５％、
－ ５≦Ｎｉ≦１０％、
－ ０≦Ｍｎ≦３％、
－ ０≦Ａｌ≦３％、
－ ３＜Ｍｏ≦１０％、
－ ０≦Ｗ≦５％、
－ ０≦Ｃｕ≦２％、
－ ０≦Ｓｉ≦３％、
－ ０≦Ｔｉ≦１％、
－ ０≦Ｎｂ≦１％、
－ ０≦Ｃ≦０．１％、
－ ０≦Ｎ≦０．５％、
－ ０≦Ｓ≦０．５％、
－ ０≦Ｐ≦０．１％、
同様に、残りは鉄と不純物からなる。
【0017】
好ましくは、上記組成範囲の１つについて、Ｍｏの重量％は３．５～１５％又は３．５～１０％である。より好ましくは、Ｍｏの重量％は３．５～６％又は４～６％である。
【0018】
有利には、上記組成範囲の１つについて、Ｗの重量％は０．２～５％、より有利には０．５～５％である。
【0019】
３質量％超のＭｏ含有量は、オーステナイト相中のＭｏの濃度を増大させ、これは次に鋼の全体的な耐腐食性の増大をもたらす。
【0020】
更に、Ｍｏ濃度の増大は、特に、図１に示すように、硬化熱処理（シグマ＋ＣＦＣ領域における）を、より高温で実施できるようにする。したがって、４％のＭｏの場合は熱処理を９５０℃まで実施でき、５％のＭｏの場合は９７５℃まで実施できる。シグマ＋ＣＦＣ領域において、より高温で硬化熱処理を実施することは、オーステナイト中のＣｒ及びＭｏ濃度を更に増大し、それによって更に耐腐食性を改善する。処理温度がオーステナイトのＰＲＥＮ（Ｃｒ、Ｍｏ及びＮ含有量に基づく耐孔食指数、例えば、ＰＲＥＮ＝％Ｃｒ＋３．３ｘ％Ｍｏ＋１６ｘ％Ｎ）に与える影響を図２に示す。
【0021】
更に、高温で熱処理を実施することは、耐食性を低下させる炭化物又は窒化物が生成するリスクを低減する。より具体的には、温度が高いほど、オーステナイトにおける炭素と窒素の溶解度が大きくなる。この影響を、炭素に関して、図３及び４の相図（それぞれ従来技術に係るＦｅ－（２９．５－ｘ）％Ｃｒ－７％Ｎｉ－３％Ｍｏ－ｘ％Ｃ合金、及び本発明に係るＦｅ－（２７．５－ｘ）％Ｃｒ－７％Ｎｉ－５％Ｍｏ－ｘ％Ｃ合金）を用いて示す。Ｍｏ濃度を３％超まで増大して、硬化熱処理を９２５－１，０００℃の温度範囲内で実施できるようにすることで、炭素及び窒素などの侵入型元素に関して低純度の合金を使用でき、それにより合金のコストを劇的に低下できる。図３において、Ｆｅ－（２９．５－ｘ）％Ｃｒ－７％Ｎｉ－３％Ｍｏ－ｘ％Ｃ合金の３％モリブデンの場合、γ＋σ領域は最大で９２５℃まで安定であり、炭化物析出（図３のＭ２３Ｃ６相）を防止する最大炭素濃度は、この温度でわずか０．０１％超である（図の矢印参照）。しかし、図４のＦｅ－（２７．５－ｘ）％Ｃｒ－７％Ｎｉ－５％Ｍｏ－ｘ％Ｃ合金の５％モリブデンの場合、炭化物（図４のＭ２３Ｃ６相）の不在は、９７５℃の温度において、ほぼ０．０２％の最大炭素質量濃度まで保証され、これは、なおもγ＋σ（ＣＦＣ＋シグマ）領域内である。硬化熱処理における５０℃というわずかな違いは、Ｍｏ濃度が高いことで可能となり、その結果、オーステナイト中の炭化物の溶解度に２倍の差をもたらす。図５にＦｅ－（２７．５－ｘ）％Ｃｒ－７％Ｎｉ－５％Ｍｏ－ｘ％Ｎ合金について示すように、温度の影響は、窒素についても同様である。より具体的には、窒化物生成（図５のＨＣＰ相）を防止するための最大窒素濃度は、９２５℃における０．１５質量％から、９７５℃における約０．３質量％へと、温度とともに大きく増大する。
【0022】
本発明に係るステンレス鋼部品は、以下に更に詳述する方法を用いて製造される。本発明によれば、ステンレス鋼部品を製造する方法は、上記範囲内の組成を有するブランクを用意する又は作るステップ（ａ）を含む。このブランクは、大部分フェライト、好ましくは１００％フェライトの構造を有する。ブランクは、１，０００～１，５００℃の範囲の温度で熱処理又は熱機械的処理を施し、その後クエンチした基材から得られる。基材は、粉末形態又は固結物の形態であることができる。基材は、鋳造、プレス、金属射出成形（ＭＩＭ）、付加的製造、そしてより広くは粉末冶金によって製造できる。基材及び熱処理は、単一ステップで、例えば選択的レーザー溶融（ＳＬＭ）法によって、実施できると想定される。上記の種々の技術は、作製される部品の寸法と実質的に等しい寸法を有する基材でブランクを作製することを可能にし、その場合、その後の成形工程は不要である。
【0023】
基材の組成は、１，０００℃～１，５００℃の温度で１分～２４時間の継続時間にわたって保持されたときに、大部分フェライト又は完全フェライト構造が得られるように最適化される。温度は、オーステナイトの質量比が４０％以下、フェライトの質量比が６０％以上となるように選択される。１，０００℃～１，５００℃に保持したときに形成されるオーステナイトは、その後の硬化熱処理で形成された二次オーステナイトと対照的に、一次オーステナイトと呼ばれる。好ましくは、構造は、１，０００℃～１，５００℃に保持した後で、完全フェライトである。
【0024】
鋳造によって得られた基材の均質化、再結晶化又は応力緩和処理を行うために、又は粉末形態の基材の焼結を行うために、１，０００℃～１，５００℃の範囲の熱処理又は熱機械的処理を用いることができる。フェライト又はフェライト－オーステナイト領域における処理は、単一のサイクルで行うことも、複数の熱処理又は熱機械的処理サイクルを含むこともできる。また、他の熱処理又は熱機械的処理を先に又は後で実施することもできる。
【0025】
フェライト又はフェライト－オーステナイト領域に保持した後に、冷却中に新たな相が形成されるのを防ぐために、ブランクを５００℃未満の温度まで急冷する。これはクエンチングとしても知られる。このようにして、フェライト又はフェライト－オーステナイト構造は周囲温度に保たれる。本発明に係る組成のおかげで、フェライト構造は、急冷後に周囲温度に保つのに十分に安定であり、それにもかかわらず、６００～１，０００℃の中間温度におけるその後の熱処理により、容易にかつ急速にシグマ相及びオーステナイトに変態するのに十分に準安定である（下のステップ（ｃ）参照）。
【0026】
ステップ（ａ）の終了時に、合金は硬度が低く延性が高い。これは、例えば鍛造、ブランキング、又は機械加工などによる、容易な成形を可能にできる。
【0027】
ステップ（ａ）の後に、当該方法は、機械加工、ブランキング、又は鍛造のような変形を伴う任意の操作によってブランクを形成する、随意的なステップ（ｂ）を含む。このステップは、複数のシーケンスで実行することができる。ステップ（ａ）の終了時に、ブランクが、製造しようとする部品の最終形状を既に有している場合には、このステップは不要である。
【0028】
成形に加えて、フェライトをオーステナイト及びシグマ相へと変態させる後続のステップの間に、特にフェライトの変態率を高めるために塑性変形操作を実施することができる。更に、フェライト構造の場合、ひずみ硬化による硬化が低く、本発明に係る合金は硬化による処理の前に大部分フェライト又は完全フェライトであることから、この塑性変形ステップは、機械加工又はブランキングによる随意的な成形において問題となり得る硬化を引き起こさない。１つ以上のシーケンスで行われるこの塑性変形は、６５０℃よりも低い温度で行うことができる。
【0029】
随意的な成形操作の後、当該方法は６００℃～１，０００℃の１つ以上の段階でブランクに硬化熱処理を施して最終特性を得るステップ（ｃ）を含む。６００～１，０００℃の熱処理の継続時間は、フェライトの完全な変態を確実にするように固定されており、その結果、シグマ相とオーステナイト相とによって形成されたマイクロ構造が得られる。完全変態は、フェライトの９９％超がオーステナイト相＋シグマ相へと変態することを意味すると理解される。したがって、最終構造は、微量の残留フェライトを１％未満の割合で含有し得る。上記のように、フェライトのオーステナイト相＋シグマ相への変態率は、特に、合金の組成と、その熱機械的履歴に依存する。概して、１つ以上の段階における熱処理の総継続時間は、３０分～２４時間である。有利には、熱処理は、６００℃～８５０℃の第１段階と、８５０℃～１，０００℃の第２段階との２段階で実施される。より低温の第１段階は、より高速の変態速度と、より微細なマイクロ構造とを生じるのに対し、より高温の第２段階は、腐食への耐性を最大にする。変態は第１段階後に完了することから、マイクロ構造は、より高温の第２段階後に微細なままである。
【0030】
この硬化処理後に、鋼は、シグマ相の質量比が４０～８０％、オーステナイトの質量比が２０～６０％であり、これらの割合は化学的組成と実施される熱処理に依存する。上記のように、鋼は、微量の残留フェライトを１重量％未満の割合で含有し得る。オーステナイト相は、二次オーステナイトと、潜在的に一次オーステナイトとからなる。
【0031】
有利には、一次オーステナイト及び二次オーステナイトは、１０μｍ未満、より有利には５μｍ未満のサイズを有する。このサイズは、断面図における相の最小寸法を意味するものとして理解される。これは、オーステナイトがラメラ状の場合にはオーステナイトラメラの厚みであってよく、オーステナイトが球状の場合には直径であってよい。後者において、オーステナイトが完全に球形ではない場合、サイズはオーステナイト構造の最小寸法に関係する。
【0032】
有利には、最終構造は、一次オーステナイトなしで、二次オーステナイトとシグマ相とから形成される。得られるマイクロ構造は、二次オーステナイト及びシグマ相から形成された、非常に微細で均質な共析マイクロ構造である。二次オーステナイトは、一次オーステナイトよりも微細であるという特徴を有する。この、硬化前に形成されたオーステナイトのより粗大な構造は、鏡面仕上げに適さない。更に、硬化処理の前と後とで形成されたオーステナイトの組成が異なることは、耐腐食性に関して、より好ましくない。
【0033】
得られる部品は、硬化熱処理のおかげで５７５～９００ＨＶ１０、より具体的には６５０～９００ＨＶ１０の高い硬度を有する。すべてのステンレス鋼と同様に、機械的・磁気的性質に影響を与えることなく、非金属の介在物も少量存在できる。更に、硫化マンガンのような被削性を高める介在物も、合金中に少量存在させることができる。
【0034】
この硬化熱処理ステップの後に、随意的に、研磨などの表面仕上げステップ（ｄ）を行うことができる。
【0035】
あるいは、ステップ（ａ）においてオーステナイト＋フェライト構造を有するブランクの存在下で、当該製造方法は、更に、硬化熱処理の前に、１００～１，５００℃の温度範囲でオーステナイト＋フェライト構造を１００％フェライト構造に変態させるステップ（ｂ’）を行うことができる。
【0036】
まとめると、高温熱処理（１，０００～１，５００℃）後にクエンチすることによって、鋼は、特に以下の特性を有する。
●１５０～４００ＨＶ１０の硬度
●周囲温度における圧縮下で５０％を超える割れを伴わず、塑性変形を伴う良好な延性
●フェライトの存在に起因して強磁性挙動を示す。
●１５０～４００ＨＶ１０の硬度
●周囲温度における圧縮下で５０％を超える割れを伴わず、塑性変形を伴う良好な延性
●フェライトの存在に起因して強磁性挙動を示す。
【0037】
硬化熱処理後に、本発明に係る鋼は、特に以下の特性を有する。
●５７５～９００ＨＶ１０の硬度
●常磁性挙動
●非常に微細な構造に起因する、優れた研磨性
●非常に高い耐摩耗性
●高い耐腐食性
●５７５～９００ＨＶ１０の硬度
●常磁性挙動
●非常に微細な構造に起因する、優れた研磨性
●非常に高い耐摩耗性
●高い耐腐食性
【0038】
耐腐食性については、本発明に係る鋼は、３％超のモリブデン濃度のおかげで特に効果的であり、上記モリブデン濃度はオーステナイト相の耐腐食性を増大することで、合金全体の耐腐食性を増大する。したがって、これらの鋼は、外側コンポーネントに特に有益である。
【0039】
最後に、本発明を以下の実施例により例証する。
【実施例】
【0040】
実施例１
Ｆｅ２９Ｃｒ８Ｎｉ５Ｍｏとして知られる鋼は、質量比で５８％の鉄、２９％のクロム、８％のニッケル及び５％のモリブデンを含有する。この鋼は、高純度元素（＞９９．９％）からアーク溶融によって製造され、棒状に鋳造される。これに、アルゴン雰囲気中、１，３００℃で２時間の均質化熱処理を施した後、ガスクエンチ（約２００Ｋ／分）を実施した。この棒を、次いで、周囲温度において圧縮によって変形させて厚さを２分の１に低減した後、フェライト領域において空気中、１，０８０℃で１０分間アニールし、水中でクエンチした。このアニール状態で、Ｆｅ２９Ｃｒ８Ｎｉ５Ｍｏ合金は、２６５ＨＶ１０のＶｉｃｋｅｒｓ硬度を有する。次いで、硬化熱処理を、１つの試料は８５０℃、別の試料は９００℃で、６時間実施した。オーステナイト相とシグマ相とを含む微細で均質な二相マイクロ構造が得られた。この状態で、Ｆｅ２９Ｃｒ８Ｎｉ５Ｍｏ合金は、それぞれ７０５及び６７５ＨＶ１０のＶｉｃｋｅｒｓ硬度を有する。
Ｆｅ２９Ｃｒ８Ｎｉ５Ｍｏとして知られる鋼は、質量比で５８％の鉄、２９％のクロム、８％のニッケル及び５％のモリブデンを含有する。この鋼は、高純度元素（＞９９．９％）からアーク溶融によって製造され、棒状に鋳造される。これに、アルゴン雰囲気中、１，３００℃で２時間の均質化熱処理を施した後、ガスクエンチ（約２００Ｋ／分）を実施した。この棒を、次いで、周囲温度において圧縮によって変形させて厚さを２分の１に低減した後、フェライト領域において空気中、１，０８０℃で１０分間アニールし、水中でクエンチした。このアニール状態で、Ｆｅ２９Ｃｒ８Ｎｉ５Ｍｏ合金は、２６５ＨＶ１０のＶｉｃｋｅｒｓ硬度を有する。次いで、硬化熱処理を、１つの試料は８５０℃、別の試料は９００℃で、６時間実施した。オーステナイト相とシグマ相とを含む微細で均質な二相マイクロ構造が得られた。この状態で、Ｆｅ２９Ｃｒ８Ｎｉ５Ｍｏ合金は、それぞれ７０５及び６７５ＨＶ１０のＶｉｃｋｅｒｓ硬度を有する。
【0041】
実施例２
Ｆｅ２９Ｃｒ７Ｎｉ４Ｍｏとして知られる鋼は、質量比で６０％の鉄、２９％のクロム、７％のニッケル及び４％のモリブデンを含有する。この鋼も、高純度元素（＞９９．９％）からアーク溶融によって製造し、アルゴン中、１，３００℃で２時間の均質化熱処理の後に、ガスクエンチを実施し、周囲温度において圧縮によって変形させて厚みを２分の１に低減し、空気中、１，１００℃で１０分間のアニール熱処理の後に、水中でクエンチした。このアニール熱処理の後、Ｆｅ２９Ｃｒ７Ｎｉ４Ｍｏ合金は単相フェライトマイクロ構造を有する。第１の試料を、次いで、真空下、７００℃で４時間、その後９００℃で３時間加熱した。得られた硬度は６７０ＨＶ１０である。第２の試料を、真空下、７５０℃で７時間加熱した。得られた硬度は７３５ＨＶ１０である。いずれの場合も、微細な二相マイクロ構造が得られる。
Ｆｅ２９Ｃｒ７Ｎｉ４Ｍｏとして知られる鋼は、質量比で６０％の鉄、２９％のクロム、７％のニッケル及び４％のモリブデンを含有する。この鋼も、高純度元素（＞９９．９％）からアーク溶融によって製造し、アルゴン中、１，３００℃で２時間の均質化熱処理の後に、ガスクエンチを実施し、周囲温度において圧縮によって変形させて厚みを２分の１に低減し、空気中、１，１００℃で１０分間のアニール熱処理の後に、水中でクエンチした。このアニール熱処理の後、Ｆｅ２９Ｃｒ７Ｎｉ４Ｍｏ合金は単相フェライトマイクロ構造を有する。第１の試料を、次いで、真空下、７００℃で４時間、その後９００℃で３時間加熱した。得られた硬度は６７０ＨＶ１０である。第２の試料を、真空下、７５０℃で７時間加熱した。得られた硬度は７３５ＨＶ１０である。いずれの場合も、微細な二相マイクロ構造が得られる。
【0042】
実施例３
Ｆｅ２９．５Ｃｒ７Ｎｉ３．５Ｍｏとして知られる鋼は、質量比で６０％の鉄、２９．５％のクロム、７％のニッケル及び３．５％のモリブデンを含有する。この鋼も、高純度元素（＞９９．９％）からアーク溶融によって製造し、アルゴン中、１，３００℃で２時間の均質化熱処理の後に、ガスクエンチを実施し、周囲温度において圧縮によって変形させて厚みを２分の１に低減し、空気中、１，１００℃で１５分間のアニール熱処理の後に、水中でクエンチした。このアニール熱処理の後、Ｆｅ２９．５Ｃｒ７Ｎｉ３．５Ｍｏ合金は単相フェライトマイクロ構造を有する。次いで、第１の試料を、真空下、７００℃で４時間、その後９００℃で３時間加熱した。得られた硬度は６７５ＨＶ１０である。第２の試料を、真空下、７５０℃で７時間加熱した。得られた硬度は７３０ＨＶ１０である。第１の試料について、偏光下で光学顕微鏡で観察されたマイクロ構造を図６に示す。オーステナイト相が主に隆起したラメラ状で、シグマ相がアレイ状の、二相の微細な分布を観察することができる。
Ｆｅ２９．５Ｃｒ７Ｎｉ３．５Ｍｏとして知られる鋼は、質量比で６０％の鉄、２９．５％のクロム、７％のニッケル及び３．５％のモリブデンを含有する。この鋼も、高純度元素（＞９９．９％）からアーク溶融によって製造し、アルゴン中、１，３００℃で２時間の均質化熱処理の後に、ガスクエンチを実施し、周囲温度において圧縮によって変形させて厚みを２分の１に低減し、空気中、１，１００℃で１５分間のアニール熱処理の後に、水中でクエンチした。このアニール熱処理の後、Ｆｅ２９．５Ｃｒ７Ｎｉ３．５Ｍｏ合金は単相フェライトマイクロ構造を有する。次いで、第１の試料を、真空下、７００℃で４時間、その後９００℃で３時間加熱した。得られた硬度は６７５ＨＶ１０である。第２の試料を、真空下、７５０℃で７時間加熱した。得られた硬度は７３０ＨＶ１０である。第１の試料について、偏光下で光学顕微鏡で観察されたマイクロ構造を図６に示す。オーステナイト相が主に隆起したラメラ状で、シグマ相がアレイ状の、二相の微細な分布を観察することができる。
【0043】
実施例４
塩化物媒体中での耐腐食性、特に耐孔食性を評価するために、動電位分極試験を、市販の参照ステンレス鋼（すなわち、ＤＩＮ １．４４３５鋼）、及び本発明に係るＦｅ２８．５Ｃｒ７Ｎｉ４Ｍｏグレードに実施し、これに３種類の温度、すなわちそれぞれ７５０、８００及び８５０℃の温度における硬化熱処理を、真空下、６時間実施した。予め、鋼をアルゴン中、１，３００℃で２時間加熱し、次いでガスクエンチによって冷却して、周囲温度で１００％フェライト構造を得た。７５０、８００又は８５０℃での熱処理の後、合金は二相オーステナイト＋シグマ相構造を有する。動電位分極測定を、塩化カリウムを用いた飽和カロメル参照電極と白金補助電極とを備える電気化学セルで実施した。分析する試料、すなわち、作用電極は、鏡面仕上げを有する直径８ｍｍの円盤状である。動電位分極試験を用い、孔食電位を比較することで、塩化物媒体中の耐食性を評価した。後者は、不動態皮膜の局所破断及び孔食の結果として測定される電流の急速な増加に対する電位に対応する。試験の目的で、孔食電位は、０．２５ｍＡの電流に対応する電位として定義される。最初に、１Ｍ ＮａＣｌ溶液を調製してセル内に導入した後、１時間窒素パージする。作用電極の自由電位Ｖｏｃを１０分間記録する。最後の自由電位から、電位を０．５ｍＶ／ｓの速度で、測定電流の０．２５ｍＡまで上昇させ、次いで２ｍＶ／ｓの速度で測定電流の０．０１ｍＡまで低下させる。結果を図７に示す。熱処理温度の増加に伴う孔食電位の増加を明らかに見ることができ、その値は７５０、８００又は８５０℃における熱処理についてそれぞれ０．３２、０．３８及び０．４６ＶｖｓＳＣＥ、及び参照オーステナイトステンレス鋼については０．２４ＶｖｓＳＣＥである。更に、電位低下相の再不動態化は、熱処理温度が高いときに促進される。これは、Ｍｏ含有量の増大が、熱処理温度の上昇、それによる耐腐食性の増大に有益であることを示す。
塩化物媒体中での耐腐食性、特に耐孔食性を評価するために、動電位分極試験を、市販の参照ステンレス鋼（すなわち、ＤＩＮ １．４４３５鋼）、及び本発明に係るＦｅ２８．５Ｃｒ７Ｎｉ４Ｍｏグレードに実施し、これに３種類の温度、すなわちそれぞれ７５０、８００及び８５０℃の温度における硬化熱処理を、真空下、６時間実施した。予め、鋼をアルゴン中、１，３００℃で２時間加熱し、次いでガスクエンチによって冷却して、周囲温度で１００％フェライト構造を得た。７５０、８００又は８５０℃での熱処理の後、合金は二相オーステナイト＋シグマ相構造を有する。動電位分極測定を、塩化カリウムを用いた飽和カロメル参照電極と白金補助電極とを備える電気化学セルで実施した。分析する試料、すなわち、作用電極は、鏡面仕上げを有する直径８ｍｍの円盤状である。動電位分極試験を用い、孔食電位を比較することで、塩化物媒体中の耐食性を評価した。後者は、不動態皮膜の局所破断及び孔食の結果として測定される電流の急速な増加に対する電位に対応する。試験の目的で、孔食電位は、０．２５ｍＡの電流に対応する電位として定義される。最初に、１Ｍ ＮａＣｌ溶液を調製してセル内に導入した後、１時間窒素パージする。作用電極の自由電位Ｖｏｃを１０分間記録する。最後の自由電位から、電位を０．５ｍＶ／ｓの速度で、測定電流の０．２５ｍＡまで上昇させ、次いで２ｍＶ／ｓの速度で測定電流の０．０１ｍＡまで低下させる。結果を図７に示す。熱処理温度の増加に伴う孔食電位の増加を明らかに見ることができ、その値は７５０、８００又は８５０℃における熱処理についてそれぞれ０．３２、０．３８及び０．４６ＶｖｓＳＣＥ、及び参照オーステナイトステンレス鋼については０．２４ＶｖｓＳＣＥである。更に、電位低下相の再不動態化は、熱処理温度が高いときに促進される。これは、Ｍｏ含有量の増大が、熱処理温度の上昇、それによる耐腐食性の増大に有益であることを示す。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【手続補正書】
【提出日】2023-03-23
【手続補正1】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項1】
常磁性ステンレス鋼であって、重量比で－ ２５≦Ｃｒ≦３５％、
－ ５≦Ｎｉ≦１０％、
－ ０≦Ｍｎ≦３％、
－ ０≦Ａｌ≦３％、
－ ３＜Ｍｏ≦１０％、
－ ０≦Ｗ≦５％、
－ ０≦Ｃｕ≦２％、
－ ０≦Ｓｉ≦３％、
－ ０≦Ｔｉ≦１％、
－ ０≦Ｎｂ≦１％、
－ ０≦Ｃ≦０．１％、
－ ０≦Ｎ≦０．５％、
－ ０≦Ｓ≦０．５％、
－ ０≦Ｐ≦０．１％、
を含む化学的組成を有し、残りは各々０．５％以下の濃度の鉄と不純物とからなり、
前記鋼は、５７５～９００ＨＶ１０の硬度を有する、
鋼。
【請求項2】
Ｍｏは３．５％以上であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
【請求項3】
Ｍｏは３．５％～６％であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
【請求項4】
Ｍｏは４％～６％であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
【請求項5】
Ｗは０．２％以上であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
【請求項6】
Ｗは０．５％以上であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
【請求項7】
前記硬度は６５０～９００ＨＶ１０であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
【請求項8】
前記硬度は６７５～９００ＨＶ１０であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
【請求項9】
４０～８０質量％のシグマ相と、２０～６０質量％のオーステナイト相とによって形成されるミクロ構造を有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
【請求項10】
前記オーステナイト相は、いわゆる一次オーステナイトと、フェライトとオーステナイトとを含む構造を有する合金の変態から生じるいわゆる二次オーステナイトとによって形成されることを特徴とする、請求項９に記載の鋼。
【請求項11】
前記オーステナイト相は、いわゆる二次オーステナイトによって形成され、前記二次オーステナイトは、１００％フェライト構造を有する合金の変態から生じることを特徴とする、請求項９に記載の鋼。
【請求項12】
前記オーステナイト相は１０μｍ未満のサイズを有し、前記サイズは断面図における前記相の最小寸法に対応することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
【請求項13】
前記オーステナイト相は、５μｍ未満のサイズを有する、請求項１２に記載の鋼。
【請求項14】
請求項１に記載の鋼で作製された部品。
【請求項15】
外側部品又はムーブメントの計時器コンポーネントであることを特徴とする、請求項１４に記載の部品。
【請求項16】
請求項１５に記載の前記計時器コンポーネントを含む時計。
【請求項17】
常磁性ステンレス鋼製の部品の製造方法であって、（ａ）製造しようとする部品の形状を実質的に有する又は形状が異なるブランクを用意する又は作製するステップであって、前記ブランクは、請求項１～６のいずれか一項に記載の化学的組成を有し、大部分フェライト又は完全フェライト構造を有する、ステップ、
（ｂ）ステップ（ａ）からの前記ブランクが製造しようとする前記部品とは異なる形状を有する場合に、前記ブランクを成形するステップ、
（ｃ）前記ブランクに対して硬化処理と呼ばれる熱処理を実施して前記部品を得るステップであって、前記硬化処理は、６００～１，０００℃の温度で３０分～２４時間の総継続時間にわたって１つ以上の段階で実施されて、前記構造のフェライトをオーステナイト相と金属間シグマ相とに変態させ、前記硬化処理の後に、周囲温度まで冷却することを特徴とするステップ、
の連続ステップを含むことを特徴とする、製造方法。
【請求項18】
ステップ（ａ）における前記ブランクの前記大部分フェライト又は完全フェライト構造は、１，０００～１，５００℃の温度で１分～２４時間の継続時間にわたって基材に熱処理又は熱機械的処理を実施することによって作られたものであり、前記熱処理又は熱機械的処理の後に、５００℃未満の温度にクエンチすることで、周囲温度において前記フェライト構造を保持することを特徴とする、請求項１７に記載の製造方法。
【請求項19】
ステップ（ｃ）における前記熱処理は、６００℃～８５０℃の第１段階と、８５０～１，０００℃の第２段階との２段階で実施されることを特徴とする、請求項１７に記載の製造方法。
【請求項20】
前記基材は、粉末形態又は固結物の形態であることを特徴とする、請求項１８に記載の製造方法。
【請求項21】
前記基材は、鋳造、プレス、金属射出成形、付加的製造、又は粉末冶金によって得られたことを特徴とする、請求項１８に記載の製造方法。
【請求項22】
ステップ（ａ）における前記ブランクは、選択的レーザー溶融によって作製されることを特徴とする、請求項２１に記載の製造方法。
【請求項23】
ステップ（ａ）における前記ブランクの構造は、４０％以下の質量比のオーステナイトと、フェライトの質量比が６０％以上の質量比のフェライトとを含有することを特徴とする、請求項１７に記載の製造方法。
【請求項24】
ステップ（ａ）における前記ブランクの構造は、１００％フェライトを含有することを特徴とする、請求項１７に記載の製造方法。
【請求項25】
ステップ（ａ）の終了時に、前記ブランクは１５０～４００ＨＶ１０の硬度を有することを特徴とする、請求項１７に記載の製造方法。
【請求項26】
前記成形ステップ（ｂ）は、６５０℃未満の温度で１つ以上の塑性変形シーケンスを含むことを特徴とする、請求項１７に記載の製造方法。
【請求項27】
前記成形ステップ（ｂ）は、鍛造、ブランキング又は機械加工によって実施されることを特徴とする、請求項１７に記載の製造方法。
【請求項28】
前記熱処理又は熱機械的処理は、複数のサイクル実施されることを特徴とする、請求項１８に記載の製造方法。
【請求項29】
前記ブランクの構造がオーステナイトを含有する場合、前記方法は、ステップ（ｃ）の前に、１，０００～１，５００℃の温度で１分～２４時間の継続時間にわたって前記ブランクに加熱処理又は熱機械的処理を実施して完全フェライト構造を得るステップ（ｂ’）を含み、前記加熱処理又は熱機械的処理の後に、５００℃未満の温度へのクエンチを行って、周囲温度において前記完全フェライト構造を保持することを特徴とする、請求項２３に記載の製造方法。
【国際調査報告】