내부식성 조질강 합금

내부식성 조질강 합금{QUENCH AND TEMPER CORROSION RESISTANT STEEL ALLOY}

본 발명은 일반적으로 조질 조건(quenched and tempered condition)에서 양호한 인성와 함께 매우 높은 강도를 제공하는 강철 합금, 특히 양호한 내부식성도 제공하는 이러한 강철 합금에 관한 것이다.

항공기 랜딩 기어는 사용시 불리한 환경 조건에 처해지며 응력을 많이 받는 중요한 부품이다. AISI 4340 및 300M 합금과 같은 강철 합금은 항공기용 랜딩 기어의 제조에 오랫동안 사용되어 왔는데, 왜냐하면 이들 합금이 조질되어 50 ksi√in 이상의 파괴 인성과 함께 매우 높은 강도(280 ksi 이상의 최종 인장 강도)를 제공할 수 있기 때문이다. 그러나, 이들 합금 중 어느 것도 효과적인 내부식성을 제공하지 않는다. 따라서, 카드뮴과 같은 내부식성 금속을 갖는 랜딩 기어 부품을 도금할 필요가 있어왔다. 카드뮴은 독성이 큰 발암성 물질이며, 이의 사용은 이들 합금으로부터 제조된 항공기 랜딩 기어 및 다른 부품의 제조 및 유지에서 상당한 환경적 위험을 나타내왔다.

4340 및 300M 합금에 의해 제공되는 것과 유사한 강도 및 인성의 조합을 제공하고 내부식성도 제공하기 위해, FERRIUM S53이라는 등록 상표로 판매되고 있는 공지된 합금이 개발되었다. FERRIUM S53 합금은 4340 합금 또는 300M 합금으로부터 제조된 항공기 랜딩 기어에서 적당한 내부식성을 제공하기 위한 카드뮴 도금의 사용과 관련된 문제를 극복하기 위해 설계되었다. 그러나, FERRIUM S53 합금은 귀하고 이에 따라 고가인 원소인 코발트의 상당한 첨가를 포함한다. 랜딩 기어 용도를 위한 FERRIUM S53의 사용의 훨씬 높은 비용을 회피하기 위해, 값비싼 코발트를 첨가하지 않고도 FERRIUM S53 합금에 기인하는 강도, 인성 및 내부식성을 제공하는 조질강 합금을 개발하려는 시도가 이루어져 왔다.

조질되어 FERIUM S53 합금에 필적하는 강도 및 인성을 제공하고 내부식성도 제공할 수 있는 코발트 무포함 마르텐사이트계 강철 합금이 미국 특허 제8,071,017호 및 미국 특허 제8,361,247호에 기재되어 있다. 그러나, 이들 강철에 의해 제공된 내부식성은 무엇인가 아쉬운 점이 있음이 밝혀졌다. 향상된 내부식성은 항공기 랜딩 기어에 있어서 특히 중요한데, 왜냐하면 이것이 강철에서 부식을 초래시 다른 것보다 일부는 더욱 공격적인 다수의 상이한 유형의 부식 환경에 노출되기 때문이다. 따라서, 랜딩 기어 용도에 필요한 매우 높은 강도 및 인성을 제공하며, 공지된 내부식성 조질강보다 더 양호한 내부식성을 제공하고, 실질적인 양의 코발트를 포함하는 강철에 비해 더 저렴한 가격으로 제조될 수 있는 강철 합금이 필요하다.

랜딩 기어의 제조에 사용되는 공지된 강철의 단점은, 본 발명에 따른 조질강에 의해 크게 해결된다. 본 발명의 일측면에 따르면, 하기의 브로드한 그리고 바람직한 중량% 조성을 갖는 고강도, 고인성의, 내부식성 강철 합금이 제공된다.

브로드한 범위 바람직한 범위

C 0.2-0.5 0.35-0.45

Mn 0.1-1.0 0.1-0.7

Si 0.1-1.2 0.1-1.0

Cr 9-14.5 9.5-12.5

Ni 3.0-5.5 3.2-4.3

Mo 1-2 1.25-1.75

Cu 1.0 이하 0.1-0.7

Co 1-4 2-3

W 최대 0.2 최대 0.1

V 0.1-1.0 0.3-0.6

Ti 0.5 이하 0.01-0.2

Nb 0-0.5 최대 0.01

Ta 0-0.5 최대 0.01

Al 0-0.25 최대 0.01

Ce 0-0.01 0-0.006

La 0-0.01 0-0.005

합금의 나머지는 철, 및 0.01% 이하의 인, 0.010% 이하의 황, 및 0.10% 이하의 질소를 포함하는, 유사한 용도 또는 서비스용 유사한 등급의 조질강에서 발견되는 일반적인 불순물이다.

상기 표는 편리한 요약으로서 제공된 것으로서, 서로 조합하여 사용하기 위한 개별 원소의 범위의 하한 및 상한 값을 한정하거나, 또는 서로 조합하여 단독으로 사용하기 위한 원소의 범위를 한정하려는 것이 아니다. 따라서, 범위 중 1 이상을 나머지 원소에 대한 다른 범위 중 1 이상과 함께 사용할 수 있다. 또한, 브로드한 범위의 원소에 대한 최소 또는 최대 값을 바람직한 범위의 동일한 원소에 대한 최소 또는 최대 값과 함께 사용할 수 있고, 그 역도 가능하다. 또한, 본 발명에 따른 합금은 상기 및 본원 전체에 기재된 구성 원소를 포함하거나, 또는 이로 실질적으로 이루어지거나, 또는 이로 이루어질 수 있다. 여기서 그리고 본 명세서 전체에서 용어 "퍼센트" 또는 기호 "%"는 달리 특정되지 않는 한, 중량% 또는 질량%를 의미한다.

본 발명의 다른 측면에 따르면, 상기 기재된 강철 합금 조성으로 제조된 조질강 물품이 제공된다. 상기 강철 물품은 280 ksi 이상의 인장 강도 및 65 ksi√in 이상의 파괴 인성(K _Ic )을 갖는 것을 특징으로 한다. 상기 강철 물품은 염 분무 시험(ASTM B117) 에 의해 측정시 전면 부식에 대한 양호한 내성, 및 순환 동전위 분극 방법(ASTM G61 변형)에 의해 측정시 공식(pitting corrosion 또는 pitting)에 대한 양호한 내성을 갖는 것을 추가의 특징으로 한다.

본 발명의 추가의 측면에 따르면, 상기 기재된 강철 합금 조성 중 임의 것으로부터 제조되는, 항공 우주 비행체용 구조 부품이 제공된다. 바람직하게는, 항공 우주 구조 부품은 랜딩 기어, 회전 축, 액츄에이터, 플랩 트랙 및 슬랫 트랙 중 1 이상으로 구성된 군에서 선택된다.

이 합금에는 0.2% 이상, 바람직하게는 0.35% 이상의 탄소가 존재한다. 탄소가 철과 합해져 합금에 의해 제공되는 높은 경도 및 강도의 이익을 제공하는 Fe-C 마르텐사이트계 구조를 형성시킨다. 탄소는 또한 템퍼링 동안 합금을 더 강화시키는 몰리브덴, 바나듐, 티타늄, 니오븀, 및/또는 탄탈륨과 탄화물을 형성시킨다. 본 발명의 합금에 형성되는 탄화물은 우세하게는 MC형 탄화물이지만, 몇몇 M ₂ C, M ₆ C, M ₇ C ₃ 및 M ₂₃ C ₆ 탄화물도 존재할 수 있다. 너무 많은 탄소는 이 합금에 의해 제공되는 인성 및 연성에 부정적인 영향을 미친다. 따라서, 탄소는 0.5% 이하로, 바람직하게는 0.45% 이하로 제한된다.

본 발명에 따른 합금은 합금의 내부식성 및 경화성에 이익을 제공하기 위해 9% 이상의 크롬을 포함한다. 바람직하게는, 상기 합금은 9.5% 이상의 크롬을 포함한다. 합금 중 14.5% 초과의 크롬은 합금에 의해 제공되는 인성 및 연성에 부정적인 영향을 미친다. 바람직하게는, 상기 합금은 12.5% 이하의 크롬을 포함한다.

니켈은 본 발명에 따른 합금에 의해 제공되는 인성 및 연성에 유리하다. 따라서, 상기 합금은 3.0% 이상의 니켈, 바람직하게는 3.2% 이상의 니켈을 포함한다. 합금의 비용의 상한을 정하기 위해, 니켈의 양은 5.5% 이하로 제한된다. 바람직하게는, 상기 합금은 4.3% 이하의 니켈을 포함한다.

몰리브덴은 이 합금에 의해 제공되는 템퍼 내성에 유리한 M ₆ C 및 M ₂₃ C ₆ 탄화물을 형성하는 탄화물 형성 원소이다. 몰리브덴은 또한 합금에 의해 제공되는 강도 및 파괴 인성에 기여한다. 또한, 몰리브덴은 합금에 의해 제공되는 내공식성에 기여한다. 몰리브덴에 의해 제공되는 이점은, 상기 합금이 1% 이상의 몰리브덴, 바람직하게는 1.25% 이상의 몰리브덴을 포함시 실현된다. 니켈과 같이, 몰리브덴은 대량의 몰리브덴의 첨가 비용 증가에 비한 특성의 이점을 증가시키지 않는다. 상기 합금은 2% 이하의 몰리브덴, 바람직하게는 1.75% 이하의 몰리브덴을 포함한다.

본 발명의 합금은 합금에 의해 제공되는 강도 및 인성에 이익을 제공하기 위해 코발트의 포지티브 첨가를 포함한다. 코발트는 또한 몰리브덴과 유사한 방식으로 합금의 템퍼 내성에 이익을 제공한다. 예상 밖으로, 코발트는 합금에 의해 제공되는 내부식성에 유리한 것으로 보인다. 이러한 이유로, 상기 합금은 1% 이상의 코발트, 바람직하게는 2% 이상의 코발트를 포함한다. 코발트는 귀하고 이에 따라 매우 고가인 원소이다. 따라서, 이 합금에서 코발트의 이점을 얻고 여전히 6% 이상의 코발트를 포함하는 다른 고강도 강철 합금에 비한 비용 이점을 유지하기 위해, 이 합금은 4% 이하의 코발트를 포함한다. 바람직하게는, 상기 합금은 3% 이하의 코발트를 포함한다.

바나듐 및 티타늄을 탄소 중 일부와 합하여, 본 발명에 따른 합금에 의해 제공되는 강도 및 인성에 이익을 제공하는 결정립 크기를 제한하는 MC형 탄화물을 형성한다. 이 합금에서 바나듐 및 티타늄에 의해 형성된 MC형 탄화물은 또한 합금의 템퍼 내성 및 2차 경화에 이익을 제공한다. 따라서, 상기 합금은 0.1% 이상의 바나듐 및 0.01% 이상의 티타늄을 포함한다. 바람직하게는, 상기 합금은 0.3% 이상의 바나듐을 포함한다. 너무 많은 바나듐 및/또는 티타늄은 마르텐사이트계 매트릭스 재료로부터 탄소를 격감시키는 합금 내 대량의 탄화물의 형성으로 인해, 합금의 강도에 부정적인 영향을 미친다. 따라서, 이 합금에서 바나듐은 바람직하게는 0.6% 이하로 제한되고, 티타늄은 바람직하게는 0.2% 이하로 제한된다. 합금이 분말 야금에 의해 제공되는 경우, 티타늄은 필요하지 않을 수 있다. 따라서, 상기 합금을 분말 형태로 제조시, 티타늄은 의도적으로 포함시키지 않을 것으로 예상된다.

우선 합금을 탈산화시키기 위해 0.1% 이상의 망간이 이 합금에 존재할 수 있다. 망간은 또한 합금에 의해 제공되는 고강도에 이익을 제공할 수 있는 것으로 여겨진다. 너무 많은 망간이 존재할 경우, 켄칭 후에 원하지 않는 양의 보유된 오스테나이트가 남을 수 있어서, 합금에 의해 제공되는 고강도에 부정적인 영향을 미친다. 따라서, 상기 합금은 1.0% 이하, 바람직하게는 0.7% 이하의 망간을 포함한다.

규소는 이 합금의 경화성 및 템퍼 내성에 이익을 제공한다. 따라서, 상기 합금은 바람직하게는 0.1% 이상의 규소를 포함한다. 너무 많은 규소는 합금의 경도, 강도 및 연성에 부정적인 영향을 미친다. 이러한 부정적인 영향을 회피하기 위해, 규소는 이 합금 중에서 1.2% 이하, 바람직하게는 0.1% 이하로 제한된다.

구리가 이 합금에 존재할 수 있는데, 왜냐하면 이것이 합금의 경화성, 인성 및 연성에 기여하기 때문이다. 구리는 또한 합금의 기계 가공성(machinability) 및 내부식성에 이익을 제공할 수 있다. 상기 합금은 바람직하게는 0.1% 이상, 더 양호하게는 0.3% 이상의 구리를 포함한다. 본 발명자들은, 특히, 합금이 매우 적은 구리를 포함하거나 포지티브 첨가의 구리를 포함하지 않을 경우, 구리 및 니켈이 이 합금에서 균형을 이뤄야 함을 발견하였다. 따라서, 상기 합금이 0.1% 미만의 구리, 예컨대 0.01% 이하의 구리를 포함하는 경우, 강도, 인성 및 연성의 소정 조합의 제공을 보장하기 위해, 3.75% 이상, 바람직하게는 4.0% 이하의 니켈이 존재해야 한다. 너무 많은 구리는 합금 매트릭스 내에서 원하지 않는 양의 유리 구리의 침전을 초래하여 합금의 파괴 인성에 부정적인 영향을 미칠 수 있다. 따라서, 구리가 합금에 존재할 경우, 구리는 1.0% 이하, 바람직하게는 0.7% 이하로 제한된다.

텅스텐은 몰리브덴과 같이 존재할 경우 이 합금의 경도 및 강도에 기여하는 탄화물 형성 원소이다. 0.2% 이하의 소량의 텅스텐이 몰리브덴의 일부를 대체하여 이 합금에 존재할 수 있다. 그러나, 텅스텐은 합금의 내부식성에 이익을 제공하는 것으로 보이지 않는다. 따라서, 상기 합금은 바람직하게는 0.1% 이하의 텅스텐을 포함한다.

니오븀 및 탄탈륨은 탄소와 합해져 합금의 템퍼 내성 및 경화성에 이익을 제공하는 M ₄ C ₃ 탄화물을 형성하는 탄화물 형성 원소이다. 따라서, 상기 합금은 니오븀 및/또는 탄탈륨을 포함할 수 있으며, 단, 니오븀과 탄탈륨의 합한 양(Nb + Ta)은 0.5% 이하이다. 그러나, 과량의 탄화물의 형성을 회피하기 위해, 상기 합금은 바람직하게는 0.01% 이하의 니오븀 및/또는 탄탈륨을 포함한다.

용융 동안 탈산화 첨가로부터 0.25% 이하의 알루미늄이 상기 합금에 존재할 수 있다. 바람직하게는, 상기 합금은 0.01% 이하의 알루미늄을 포함한다.

0.01% 이하의 세륨 및/또는 란타늄이 1차 용융 동안 미슈 메탈(misch metal) 첨가의 결과 이 합금에 존재할 수 있다. 미슈 메탈 첨가는 합금 중에서 황 및/또는 산소와 합해져서 존재할 수 있는 황화물 및 옥시황화물 포함물의 크기 및 형상을 제한함으로써 합금의 인성에 이익을 제공한다. 바람직하게는, 상기 합금은 이러한 첨가로부터 0.006% 이하의 세륨 및 0.005% 이하의 란타늄을 포함한다.

합금의 나머지는 철, 및 유사한 목적 또는 서비스용 공지된 등급의 강철에서 발견되는 일반적인 불순물이다. 이러한 관점에서, 인은 이 합금에서 0.01% 이하, 바람직하게는 0.005% 이하로 제한된다. 황은 이 합금에서 0.001% 이하, 바람직하게는 0.0005% 이하로 제한된다. 상기 합금이 분말 야금에 의해 제조되는 경우, 이는 최대 0.010% 이하의 황을 포함할 수 있다. 이 합금에서 질소는 바람직하게는 실시 가능한 한 최소로 유지시킨다. 바람직하게는, 질소는 0.05% 이하, 더 양호하게는 0.03% 이하로 제한된다. 상기 합금이 질소 분무화에 의해 분말 형태로 제조되는 경우, 질소는 합금 분말에 필연적으로 존재한다. 따라서, 상기 합금은 합금의 질소 분무화된 분말 형태로 0.10% 이하의 질소를 포함할 것으로 예상된다.

본 발명에 따른 합금은 바람직하게는 진공 유도 용해(VIM)에 의해 제조되고, 진공 아크 재용해(VAR)에 의해 정련된다. 일부 용도에 대해, VIM 후에 전기 슬러그 재용해(ESR)에 의해 상기 합금을 정련할 수 있다. 덜 중요한 용도에 대해서는, 상기 합금을 VAR에 의해 아크 용융하고 정련할 수 있다. 또한, 이 합금은 분말 야금 기술에 의해 제조할 수 있다.

합금의 주조/세공(cast/wrought) 제품 형태에 대해, VAR 또는 ESR 잉곳에 바람직하게는 주형으로부터의 제거 후 균질화 열 처리가 제공된다. 균질화는 바람직하게는 잉곳의 크기에 따라 9~18 시간 동안 2200℉~2375℉에서 잉곳을 가열하여 실시한다. 그 다음, 잉곳을 단면적이 더 작은 강편(billet)에서 고온 세공한다. 단조(forging) 또는 롤링에 의해서와 같이 강편을 추가로 고온 세공하여 소정 단면 치수 및 형상을 갖는 중간 제품 형태, 예컨대 원형 또는 정사각형 막대기를 제공한다. 중간 제품 형태를 바람직하게는, 고화 동안 침전된 Cr 풍부 탄화물을 용해시키기에 충분한 온도 및 시간 하에서 합금을 가열하여 표준화시킨다. 바람직하게는, 중간 제품을 2~8 시간 동안 1925~2050℉에서 가열하여 표준화시킨다. 그 다음 2~12 시간 동안 1100~1250℉에서 합금을 추가로 가열하여 어닐링한다. 이 낮은 어닐링 온도는 용액 중에서의 크롬 탄화물의 용해를 유지하는 것을 돕는다. 어닐링 조건에서 최종 또는 거의 최종의 제품 형태로 합금이 바람직하게는 형성된다. 합금을 완전히 오스테나이트 처리하고 합금 매트릭스에 존재하는 크롬의 양이 최소화될 수 있도록 대부분의, 바람직하게는 모든 나머지 크롬 탄화물을 용해시키기에 충분한 시간 동안, 1950~2050℉의 온도에서, 바람직하게는 2000℉에서 합금을 가열함으로써, 합금으로부터 제조된 최종 제품 형태를 경화시킨다. 그 다음, 상기 합금을 오스테나이트 처리 온도로부터 오일 켄칭시킨다. 마르텐사이트계 구조로의 실질적으로 완전한 전환을 확보하고 나머지 오스테나이트의 존재를 최소화하기 위해, 상기 합금을 바람직하게는 1 시간 이상 동안 -100℉에서 급속 냉각(deep chilling)시킨 후, 공기 중에서 승온시킨다. 그 다음, 상기 합금을 1~6 시간 동안 350~550℉, 바람직하게는 400℉에서 가열함으로써 최종 경도로 템퍼링시킨 후, 실온으로 냉각시킨다. 합금 내 크롬 탄화물의 재침전을 최소화하면서 인성을 최대화하도록 템퍼링 온도를 선택한다.

조질 조건에서, 상기 합금은 Fe-C 마르텐사이트계 매트릭스 내에 상기 논의된 바의 탄화물의 디스퍼젼(dispersion)을 포함한다. 합금 및 이로부터 제조된 물품에 존재하는 탄화물은 전적으로는 아니더라도 주로 주요 단면 치수가 10 nm를 초과한다. 바람직하게는, 탄화물 크기가 주요 단면 치수에 있어서 15 ㎛를 초과하지 않도록, 열 처리 파라미터를 제어한다.

상기 기재된 합금으로부터 제조되고 상기 가공 단계에 따라 가공된 강철 물품은 항공기 랜딩 기어, 및 플랩 트랙, 슬랫 트랙, 회전 축 및 액츄에이터를 포함하나 이에 한정되지 않는 다른 항공 또는 항공 우주 구조 부품, 및 비내부식성 강철 300M 및 4340이 현재 사용되는 다른 용도에 특히 유용하게 하는 특성의 조합을 제공한다.

특히, 상기 기재된 바와 같이 경화 및 템퍼링된 합금으로부터 제작된 강철 물품은, ASTM 표준 시험 절차 E1290의 요건을 충족시키는 시험 기계에서 시험시, 인장 강도가 280 ksi 이상, 바람직하게는 285 ksi 이상이고, 파괴 인성(K _Ic )이 65 ksi√in 이상이다. 본 발명에 따른 강철 물품은 또한 ASTM 표준 시험 절차 E23에 따라 시험시, 샤피 V-노치 충격 에너지가 20 ft-lbs 이상인 것을 특징으로 한다. 또한, 본 발명에 따른 강철 물품은, ASTM 표준 시험 절차 B 117에 따라 시험시 물품이 부식되지 않는 전면 부식 내성, 및 변형된 ASTM 표준 시험 절차 G61에 따라 시험시 공식 전위가 90 mV 이상이 되는 충분한 내공식성을 특징으로 한다. 편평한 샘플보다는 원형 막대를 사용함으로써 ASTM G61 시험 절차를 변형하였다. 원형 막대 샘플의 사용은 말단 결정립을 노출시키고, 표준 G61 절차보다 더욱 엄격한 시험인 것으로 고려될 수 있다.

작업예

본 발명에 따른 합금에 의해 제공되는 강도, 연성, 인성 및 내부식성의 신규한 조합을 증명하기 위해, 비교 시험 프로그램을 실시하였다. 하기 표 IA에 기재된 중량% 조성을 갖는 5개의 400 lb. 히트(heat) 및 하기 표 IB에 기재된 중량% 조성을 갖는 5개의 추가의 400 lb. 히트를 VIM 및 VAR에 의해 제조하였다. 표 IA 및 IB에 기재된 화학 물질을 VIM 전극 잉곳으로부터 얻었다. 표 IA에 보고된 히트를 공칭 구리 히트로서 지칭한 반면, 표 IB에 보고된 히트를 저구리 히트로서 지칭하였다.

[표 IA]

[표 IB]

각각의 히트의 나머지는 철 및 일반적인 불순물이다. 히트 1~4는 본 발명에 따른 합금의 대표이다. 히트 A~F는 비교 히트이다. 특히, 히트 A는 미국 특허 제8,361,247호에 기재된 합금의 범위 내에 있다.

VIM 히트를 용융시키고, 재용융을 위해 6 인치 원형 전극으로서 주조하였다. 6 인치 원형 전극을 VAR에 의해 8 인치 원형 잉곳에 재용융시켰다. VAR 잉곳을 주형으로부터 뺀 후 냉각시키고, 3 시간 동안 1150℉에서 응력을 경감시킨 후, 응력 경감 온도로부터 공기 냉각시켰다. 그 다음, 잉곳을 1200℉에서 가동하는 노에 충전하였다. 노 온도를 1600℉까지 올리고, 잉곳의 온도를 균등화하기에 충분한 시간 동안 유지시켰다. 그 다음, 노 온도를 2300℉까지 올리고, 잉곳을 16 시간 동안 2300℉에서 가열하였다. 노 온도를 2200℉로 감소시키고, 잉곳을 그 온도에서 1 시간 동안 유지시켰다. 모든 잉곳은 2200℉에서 1 회 재가열하면서 5.75 인치 정사각형 강편에 2200℉의 출발 온도로부터 양쪽 단조하였다. 그 다음, 강편을 2200℉로 재가열하고, 재차 1 회 재가열하면서 4.25 인치 정사각형 강편에 양쪽 단조하였다. 강편을 고온 박스에서 밤새 냉각시키고, 실온으로 공기 냉각시킨 후, 3 시간 동안 1150℉에서 과시효(overage)/어닐링시키고, 공기 냉각시켰다.

공칭 구리 히트에 대한 시험편을 하기와 같이 제조하였다. 3 인치 두께의 절편을 강편 각각의 일단으로부터 제조한 후, 24 인치 길이의 조각을 각각의 강편으로부터 절단하였다. 24 인치 길이의 조각을 1200℉에서 가동되는 노에 충전시켰다. 노 온도를 1600℉까지 올리고, 이 온도에서 유지시켜 조각의 온도를 균등화시켰다. 노 온도를 그 다음 2200℉까지 올리고, 이 온도에서 1 시간 동안 유지시켰다. 강편 조각을 2200℉에서 1 회 재가열하면서 3 인치 정사각형 막대로 양쪽 단조하였다. 3 인치 정사각형 막대를 각각 대략 6 인치 길이의 4개의 조각으로 고온 절단하고, 나머지는 고온 박스에서 냉각시켰다. 3 인치 정사각형 막대 조각을 2200℉에서 재가열하고, 1 회 재가열하면서 1-3/8" 정사각형으로 양쪽 단조한 후, 2개의 조각으로 고온 절단하였다. 1-3/8" 정사각형 막대를 2200℉에서 재가열한 후, 재가열 없이 ¾ 인치 정사각형 막대로 한쪽 단조하였다. 막대를 밤새 고온 박스에서 냉각시킨 후, 실온으로 공기 냉각시켰다. ¾ 인치 막대를 4 시간 동안 1950℃에서 가열하여 표준화한 후, 공기 중에서 냉각시켰다. 그 다음, 막대를 6 시간 동안 1150℉에서 과시효 어닐링하고, 공기 중에서 냉각시켰다.

세로 방향의 매끈한 노치 인장 샘플(K _t = 3), 세로 방향의 샤피 V-노치(CVN) 샘플, 및 세로 방향의 상승 스텝 부하(rising step load, RSL) 파괴 인성 샘플을 각각의 히트의 ¾ 인치 정사각형 막대로부터 거칠게 기계 가공하였다. 거칠게 기계 가공된 샘플을 공기 중에서 15 분 동안 800℉에서 예비 가열하였다. 히트 1, 2, B 및 C로부터의 샘플을 그 다음 1 시간 동안 2000℉에서 오스테나이트 처리하고, 오일 켄칭한 후, 1 시간 동안 -100℉에서 냉장시키고, 공기 중에서 승온시키고, 3 시간 동안 400℉에서 템퍼링한 후, 공기 중에서 냉각시켰다. 비교예 A로부터의 샘플을 1 시간 동안 1975℉에서 오스테나이트 처리하고, 2½ 분 동안 오일 켄칭한 후, 공기 중에서 냉각시켰다. 그 다음, 샘플을 1 시간 동안 -100℉에서 냉장시키고, 공기 중에서 승온시키고, 3 시간 동안 350℉에서 템퍼링시킨 후, 공기 중에서 냉각시켰다. 모든 샘플을 열 처리 후 마무리 기계 가공하였다.

공칭 구리 히트로부터의 샘플을 부식 시험을 위해 거칠게 기계 가공하였다. 공식 전위 샘플, 염 분무 원뿔형 샘플 및 RSL 응력 부식 분해(SCC) 샘플을 공기 중에서 15 분 동안 800℉에서 예비 가열하고, 1 시간 동안 1975℉(히트 A에 대해서는 2000℉)에서 오스테나이트 처리하고, 오일 켄칭한 후, 1 시간 동안 -100℉에서 냉장시키고, 공기 승온시킨 후, 3 시간 동안 350℉에서 템퍼링하고, 공기 냉각시켰다. 모든 샘플을 열 처리 후 최종 치수로 마무리 기계 가공하였다.

저구리 히트에 대한 시험편을 하기와 같이 제조하였다. 강편의 일단으로부터 3 인치 트림 절편을 제조한 후, 8 인치 길이의 2개의 조각을 각각의 강편으로부터 절단하였다. 8 인치 길이의 조각을 1200℉의 노에 넣고, 1600℉까지 올리고, 균등화시키고, 2200℉까지 올리고, 1 시간 동안 그 온도에서 유지시켰다. 강편을 2200℉에서 1 회 재가열하면서 3 인치 정사각형 막대로 양쪽 단조하였다. 3 인치 정사각형 막대를 각각 2개의 조각으로 고온 절단하였다. 3 인치 정사각형 조각을 2200℉에서 재가열하고, 1 회 재가열하면서 1-3/8 인치 정사각형 막대로 양쪽 단조한 후, 2개의 조각으로 고온 절단하였다. 1-3/8 인치 정사각형 막대를 2100℉에서 재가열한 후, 재가열 없이 0.725 인치 정사각형으로 한쪽 단조하였다. 막대를 밤새 고온 박스에서 냉각시킨 후, 다음 날 공기 냉각시켰다. 그 다음, 막대를 4 시간 동안 1950℉에서 표준화하고, 공기 냉각시키고, 6 시간 동안 1150℉에서 과시효 어닐링하고, 공기 냉각시켰다.

세로 방향의 매끈한 인장 샘플, 세로 방향의 노치 인장 샘플(K _t = 3), 세로 방향의 CVN 샘플, 및 세로 방향의 RSL 파괴 인성 샘플을, 순환 분극(공식 전위) 샘플, 염 분무 원뿔 및 세로 방향 RSL SCC 샘플을 각각의 히트의 0.725 인치 정사각형 막대로부터 거칠게 기계 가공하였다. 히트 3, 4 및 D로부터의 거칠게 기계 가공된 샘플을 공기 중에서 15 분 동안 800℉에서 예비 가열하고, 1 시간 동안 2000℉에서 오스테나이트 처리하고, 오일 켄칭한 후, 1 시간 동안 -100℉에서 냉장시키고, 공기 승온시키고, 3 시간 동안 400℉에서 템퍼링하고, 공기 냉각시켰다. 1975℉의 오스테나이트 처리 온도를 이용한 것 외에는, 동일한 방식으로 히트 E 및 F로부터의 샘플을 처리하였다. 샘플을 열 처리 후 마무리 기계 가공하였다.

공칭 구리 히트의 샘플에 대한 실온 인장 시험의 결과를, 0.2% 오프셋 항복 강도(YS) 및 최종 인장 강도(UTS)(ksi), 연신%(%EL), 면적 감소 %(%RA) 및 노치 인장 강도(NTS)(ksi)를 포함하여 하기 표 IIA에 나타낸다. 개별 및 평균 값을 보고하였다. 저구리 히트에 대한 상응하는 결과는 하기 표 IIB에 나타낸다.

[표 IIA]

⁽¹⁾ 히트당 단 3개의 샘플을 시험하였다.

[표 IIB]

⁽¹⁾ 시편이 게이지 부분의 바깥쪽에서 부서져서 시험이 유효하지 않았다.

⁽²⁾ 히트당 단 3개의 샘플을 시험하였다.

실온 경도 및 인성 시험(개별 및 평균)의 결과를, 록웰(Rockwell) C 스케일 경도(HRC) 및 샤피 V-노치 충격 에너지(CVN)(ft.-lbs)를 포함하여 하기 표 IIIA 및 IIIB에 기재한다.

[표 IIIA]

[표 IIIB]

실온 파괴 인성 시험(K _Ic )(개별 및 평균 값)의 결과를 ksi√in으로서 하기 표 IV에 나타낸다.

[표 IVA]

[표 IVB]

세정된, 비부동화 순환 분극 샘플을 실온에서 3.5% NaCl 용액, 자연 pH 중에서 시험하여, 상기 기재된 변형된 ASTM G61 절차에 따른 공식 전위를 결정하였다. 염 분무 부식 시험을 모든 히트로부터의 2개의 연마된 원뿔형 샘플에 대해 실시하였다. 200 시간의 시험 기간 동안 95℉에서 5% NaCl 농도, 자연 pH를 이용하여 ASTM B117에 따라 시험하였다. 시험 전에, 모든 염 분무 원뿔을 30 분 동안 120~140℉의 온도에서 20% 질산 + 30 온즈/갤런 이크롬산나트륨을 사용하여 부동화하였다. 제1 녹(rust)까지의 시간 뿐 아니라 시험 기간 완료 후 최종 등급도 모든 샘플에 대해 기재하였다.

공식 전위 시험의 결과를, 시험 장치에 의해 플롯된 곡선의 굴곡부에서 측정된 공식 전위(mV)를 포함하여 하기 표 VA 및 VB에 기재하였다.

[표 VA]

[표 VB]

염 분무 시험의 결과를, 시편 표면 상의 녹의 제1 출현까지의 시간 및 시험편의 비교에 기초한 등급을 포함하여 하기 표 VA 및 VB에 나타낸다. (1 = 녹 없음, 2 = 1~3의 녹의 점, 3 = 표면의 < 5% 녹슴, 4 = 표면의 5~10% 녹슴, 5 = 표면의 10~20% 녹슴)

[표 VIA]

[표 VIB]

RSL 응력 부식 분해 시험을 ASTM 표준 시험 절차 F1624에 따라 수행하였다. 모든 히트로부터의 샘플을 실온에서 3.5% NaCl 용액, 자연 pH 중에서 시험하였다. 각각의 히트의 제1 시험을 1 시간 스텝을 이용하여 실시하고, 제2 실시는 2 시간 스텝을 이용하였다. 히트 3, 4, E 및 F 각각으로부터의 추가의 샘플은 4 시간 스텝을 이용하여 실시하였다. 응력 부식 분해 시험의 결과를, 응력 부식 분해 내성(K _ISCC )(ksi√in)을 포함하여 하기 표 VIIA 및 VIIB에 나타낸다.

[표 VIIA]

[표 VIIB]

상기 표에 나타난 데이터는, 히트 1, 2, 3 및 4는 강도, 연성, 인성 및 내부식성의 양호한 조합을 제공함을 나타낸다. 데이터는 또한, 비교 히트 AD는 일반적으로 허용 가능한 강도를 제공하기는 하지만, 이들은 다른 중요한 특성에 대해서는 무엇인가 아쉬운 점을 나타냄을 보여준다. 더욱 구체적으로, 히트 A는 히트 1 및 2보다 떨어지는 인장 연성, 파괴 인성 및 내공식성 및 전면 부식 내성을 갖는다. 히트 B는 히트 1 및 2에 비해 덜 바람직한 내공식성 및 응력 부식 분해 내성을 갖는다. 히트 C는 히트 1 및 2에 필적하는 인장 강도, 노치 인장 강도 및 전면 부식 내성 및 내공식성을 갖는다. 그러나, 히트 C의 인장 연성, 충격 인성, 파괴 인성 및 응력 부식 분해 내성은 히트 1 및 2보다 떨어졌다. 히트 D는 히트 3 및 4에 비해 인장 연성, 파괴 인성 및 내공식성을 포함하여 떨어지는 몇 가지 특성을 가졌다. 히트 E 및 F는 히트 2 및 3에 비해 덜 허용 가능한 인장 강도를 가졌다. 이들 히트에 의해 제공된 항복 강도는 이들 합금에, 이 합금에 대한 1차 용도, 즉 항공기용 구조 부품에 부적절함을 부여하는 것으로 보였다.

본 명세서에서 사용된 용어 및 표현은 설명을 위한 용어로서 사용되는 것이며 제한을 위해 사용되는 것이 아니다. 나타내고 설명된 특징의 임의의 등가물 또는 이의 부분을 배제하기 위해 이러한 용어 및 표현을 사용하려는 것은 아니다. 본 명세서에 설명 및 청구된 발명 내에서 다양한 변형이 가능함을 인지할 것이다.