JP2001527156A

JP2001527156A - コロンビウムを含むオーステナイト系ステンレス鋼

Info

Publication number: JP2001527156A
Application number: JP2000525595A
Authority: JP
Inventors: アンダーコフラー，ジェームズ・ダブリュー; ティモンズ，ウィリアム・ダブリュー; ベイリー，ロナルド・イー
Original assignee: Allegheny Ludlum Corp
Current assignee: Allegheny Ludlum Corp
Priority date: 1997-12-23
Filing date: 1998-12-23
Publication date: 2001-12-25
Also published as: CA2316332A1; BR9814425A; KR20010033526A; KR100618715B1; CN1110577C; CA2316332C; WO1999032682A1; EP1055011A1; CN1285005A; AU2095499A; HK1032078A1

Abstract

(57)【要約】２０１系のオーステナイトステンレス鋼は、重量％で、０．００３％よりも多くのＣｂを含む。２０１系ステンレス鋼のヒート（溶解物）を作り、そのヒート中にＣｂを重量％で、０．００３％よりも高い濃度で維持することを含む高強度２０１系ステンレス鋼を製造する方法も開示される。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】発明の背景発明の分野本発明は、一般的には、ステンレス鋼合金に関し、さらに特定的にはＴ２０１
ＬＮステンレス鋼に関し、もっと特定的にはコロンビウム（Ｃｂ）の添加により
Ｔ２０１ＮＬ合金を強化することに関する。先行技術の説明零下温度で使用される材料は、良好な延性、靭性及び強度を有すべきであり、
これらはすべて、殆どのオーステナイト系ステンレス鋼で達成され得る性質であ
る。Ｔ２０１ＬＮは、そのような応用のために特別に設計されたものであり、高
い降伏強度及び極限強度が規定されている応用のために許容され得る材料として
指定されていることにおいて独特である。ジーミアンスキー（Ｚｉｅｍｉａｎｓ
ｋｉ）の米国特許第４，５６８，３８７号（その開示全体は、参照のためここに
導入される。）に開示されているＴ２０１ＬＮ合金は、オーステナイト安定性、
伸び及び強度の良好な低温性をもつオーステナイト系ステンレス鋼である。’３
８７特許に記載されているように、組成的にバランスされたＴ２０１ＬＮ合金は
、重量％で、最大０．０３％の炭素、６．４ないし７．５％のマンガン、１．０
％未満の珪素、１６ないし１７．５％のクロム、４．０ないし５．０％のニッケ
ル、１．０％未満の銅、０．１３ないし０．２０％の窒素及び残部の鉄から主と
して構成される。Ｔ２０１ＬＮ合金は、オーステナイト安定性、高い室温強度、
溶接への最小の感作、ならびに低温での高い強度及び延性によって特徴づけられ
る。

【０００２】Ｔ２０１ＬＮ合金は、零下温度応用において成功裏に使用されてきたが、強度
要件は、若干の極低温用途の仕様を満足させるために全てのゲージにおいて必ず
しも達成され得なかった。従って、Ｔ２０１ＬＮ合金の強度を確実性をもって増
加させて、極低温応用のために特定された材料の機械的要件をより確実性をもっ
て越え得るようにする方法を開発することは、望ましいことであろう。最近の興
味は、Ｔ２０１ＬＮ合金の強度を増加させて、トラックのフレームの製造及びそ
の他の応用において炭素鋼に代わりに使用され得る可能性のある構造応用にその
使用を拡大することに直面している。

【０００３】高強度２０１系ステンレス鋼を作ろうとする工業的試みは、今までは、もしあ
るとすれば、その合金の内のどれだけのものが強度要件に合格するかを単に測定
して評価することにあった。溶融中に窒素の量を改変することも試みられた。い
ずれにしても、合金は作られ、強度特性が試験された。強度要件に合格しない合
金は、廃棄されることになる。事前の製造に基づき極めて高いスクラップ率が、
低い３８，０００ｐｓｉ降伏強度に対して予期された。

【０００４】発明の概要本発明は、高強度２０１系ステンレス鋼を確実性をもって製造する方法に関す
る。この方法は、Ｔ２０１ＬＮ合金の機械的性質に対するＣｂの影響に焦点を置
いている。オーステナイトを安定化するために窒素（約０．１５％）を用いて有
意的に合金化されたＴ２０１ＬＮ合金の研究ヒート（熱処理物）は、Ｃｂが合金
の機械的性質に及ぼすであろう影響を測定するために種々の量のＣｂ（出来る限
り少ない量から約０．２０％まで）を用いて作られた。Ｃｄの濃度が０．０７５
％以上に増加されると降伏及び極限強度の両者において、少なくとも５ｋ．ｓ．
ｉ．の顕著な増加が得られ、そして０．１５０％以上のＣｄ濃度では約１０ｋ．
ｓ．ｉ．の増加が得られることが判明した。Ｃｂ含量が約０．００３％から約０
．２１０％まで増加されると、伸び率は約５５％から４８％へ低減され、測定さ
れる硬度は、約８９Ｒｂから約９８Ｒｂへ増加され、そして結晶粒径は約ＡＳＴ
Ｍ６．５から約ＡＳＴＭ１０へ増加される。

【０００５】試験は、Ｃｂの残留濃度（０．００３％）以上では、衝撃エネルギーが、試験
された３つの温度においてＣｂ含量が約０．１％まで増加するにつれて、増加す
ることを明らかにした。延性は−５０°Ｆ及び７０°Ｆにおいて比較的高く留ま
る。延性の低減（しかし完全な損失ではない）は、極めて低い−３２０°Ｆの試
験温度において起こる。

【０００６】従って、本発明の一目的は、Ｔ２０１ＬＮ合金が極低温応用のために規定され
た材料の機械的要件を越えることができるように、Ｔ２０１ＬＮ合金の強度を確
実性をもって増加させることである。この点に関して、検討されたわずかに改変
された形のＴ２０１ＬＮ合金への０．０６％ないし０．１０％のＣｂの添加は−
３２０°Ｆに及ぶ温度での応用のための合金の機械的性質を改善することが示さ
れた。

【０００７】本発明の更なる目的は、−５０°Ｆ以上の温度のためのＴ２０１ＬＮ合金の強
度を確実性をもって増加させることである。この点に関して、合金への０．１０
％ないし０．２０％のＣｂの添加は−５０°Ｆ以上温度での応用のための合金の
機械的性質を改善することが示された。

【０００８】上記に鑑み、本発明は、重量％で０．００３％より多くのコロンビウムを含む
２０１系のオーステナイト系ステンレス鋼に向けられている。また本発明は、２
０１系ステンレス鋼のヒート（溶融物）を準備し、そのヒート中に重量％で、０
．００３％より高い濃度でコロンビウムを維持することを含むことからなる高強
度ステンレス鋼を製造する方法にも向けられている。

【０００９】本発明のその他の目的ならびに利点は以下の本発明の好ましい具体例の説明か
ら明らかになろう。

【００１０】好ましい具体例の詳細な説明下記の炭素、窒素及びＣｂの添加物を含む４つのヒート与えるためにＴ２０１
ＬＮ材料にたいしてＣｂを添加することを含む最初の試験を実施した。

【００１１】

【表１】

【００１２】その最初の試験は、その４つのヒートから下記のような１１群の板を与えるこ
とを含んだ。

【００１３】

【表２】

【００１４】４つの全てのヒートからの全ての板は、３２０°Ｆで優れた衝撃及び横方向膨張
値を示した。標準組成は時々限界ぎりぎりであり、意図された極低温タンク製造
者の懸念するところであった。圧力容器規定は、溶接後１５ミルの横方向膨張の
最低値を要求する。この試行前の２０１ＬＮの平均横方向膨張値は３１ミルであ
った。高Ｃｂヒートの平均は３５であり、そしてその他の平均は３９であった。
これは、この試行のさらなるオーステナイト組成による予期された改善である。

【００１５】Ｃｂを含まない０．１７％ないし０．１８％窒素の３つのヒートは、インゴッ
トからの加工後に十分に高い降伏及び引張り強度を有しなかった。いくつかの群
は、限界ぎりぎりであり、１つの板は、９５，０００ｐｓｉ最低値に対して９３
，７００ｐｓｉの引張りで壊れた（スリップ♯２４０１０、ヒート２Ｃ１５３、
降伏強度は４６，６００ｐｓｉであった）。

【００１６】示された第４のヒート（ヒート２Ｃ０７８）は、許容し得る強度を有し、それ
は以下に述べるように０．０５％のＣｂ添加からもたらされるようである。また
、より微細な結晶粒径が高Ｃｂ含量からもたらされる。♯６の結晶粒径を持つ全
ての板は、比較から該変動因子を区別するヒートによって示された。

【００１７】圧延中に全ての板は、１６００°Ｆ以下で加工された。最初の２つのヒートは
２３１３０２の板を除き、最終ゲージの１５０％で再加熱炉中での１５００°Ｆ
保持によって、１５００°Ｆ以下でさらなる圧延を受けた。２３１３０２の板は
第２の２つのヒート（２Ｃ１５２及び２Ｃ１５３）のように再加熱されること無
く直接圧延された。この板はなお１５００°Ｆ以下で加工され、再加熱された板
に良好に匹敵する。

【００１８】ヒート２Ｃ０７８は、多くのＣｂを含まない他のヒートと比較して著しく高い
降伏及び引張り強度を示す。−３２０°での衝撃及び横方向膨張値は、非常に良
好であった。Ｃｂまたはその他の元素の添加に対する適用可能使用における制限
はない。低Ｃｂ（０．０３％）ヒート２Ｃ０７７は、そのＣｂ濃度が不十分であ
ることを示している。

【００１９】初期の頃の２０１ＬＮシートは、０．１７％以上の窒素での経験で、問題とな
るブリスタリング及び気孔性を見出した。上記のヒートからのいずれのシートも
、何らのブリスタリング及び気孔性を示さなかった。製品検査は、０．１９８％
未満の窒素を見出した。窒素のみが強度のために使用されると、０．２０％より
多くの窒素が必要とされようが、最近これは試行されたことが無い。０．１６％
を越える窒素での連続キャストは拒まれる。

【００２０】２２００°Ｆ酸化雰囲気の初期圧延物を、大きなスケールによる粗表面を見た
後、２１５０°Ｆ還元雰囲気へ装入した。粒間攻撃の兆候は、浸浸酸洗の後に見
られなかった。熱間圧延粗度は、試験性質に有害な効果を与えるものと考えられ
た。室温引張り試料は、研磨されても性質の向上はなかった。しかし−３２０°
Ｆ引張り試験については、熱間圧延表面粗度で開始するいくつかの亀裂を持つ平
坦試料に対して小寸法丸形（ラウンド）が使用された時には、伸びにおける改善
が見られた。

【００２１】現在、−３２０°Ｆでの引張り特性最小値はないが、初期の頃のデータはある
種の２０１Ｌ板の−３２０°Ｆでの低い伸びを明らかにしている。

【００２２】下に示されているのは、−３２０°Ｆ及び対応する室温（Ｒ．Ｔ．）の結果で
ある。

【００２３】

【表３】

【００２４】前の２０１ＬＮ製品を２０２５°Ｆで焼きなまし、後で１９５０°Ｆを用いて
板とした。ヒート２Ｃ０７８からの熱間圧延試料で行った焼きなまし研究は、１
９５０°Ｆが最良の選択であることを明らかにした。

【００２５】衝撃性を低減させることに関する関心のために、いずれの板も最初にストレチ
ャーで平らにしなかった。

【００２６】板２４０１０が引張り強度を失った後に、それに２％の延伸を与えて、その効
果を評価した。最初の２つのローラーによる平坦化の結果後にしめされた結果は
、大きな降伏及び注目すべき引張りの増加を明らかにした。衝撃性は延伸後もな
お許容し得るものであった。衝撃性は、あったとしても、大きくは低減されなか
ったことが明らかである。衝撃試験は、試験が試験偏差のために低調となりうる
ことを容認する。４０．５ｆｔ．−ポンド及び２６ミル横方向膨張のこの１つの
しりょうは、それでも、許容し得る値より上である。

【００２７】延伸からのこれらの強度の増加は、タンクの溶接接合において失われると予期
され、組成の変更によりもたらされるような製品の真の強化に貢献しない。最大
の２０１ＬＮ潜在的需要者によって最近使用されている特殊溶接操作は、標準的
２０１ＬＮ板の限界ぎりぎりの引張り特性を保つ必要性のために総加工コストを
高めている。より高い引張り強度のための組成の改良は、価値があることになる
。

【００２８】以下にさらに詳しく説明するように、更なる試験を実施した。Ｔ２０１ＬＮの
３つの実験室ヒートを０．００３−０．２１０％の範囲のＣｂの種々の添加で、
溶融した。この材料を約３／１６インチ（４．７６ｍｍ）に熱間圧延し１９５０
°Ｆで焼きなました。引張り及び小寸法シャルピー試験片を、機械的試験のため
に各板から得た。測定は、試験の前後に、板のフェライト含量及びオーステナイ
トの安定性を決定するためその引張り試験片で行った。引張り試験片の端部から
顕微鏡試験片も取り、これを研磨し、エッチングして、結晶粒径が測定され得る
ようにした。

【００２９】Ｃｂ濃度を０．０７５％以上に増加させる時に降伏及び極限強度の両者の少な
くとも５ｋ．ｓ．ｉ．の顕著な増加が得られ、そして０．１５０％以上のＣｂ濃
度において約１０ｋ．ｓ．ｉ．の増加が得られる。Ｃｂ濃度が０．００３％から
０．２１０％まで増加されると、伸び率は約５５％から４８％に減少し、硬度は
約８９Ｒｂから９８Ｒｂへ増加し、結晶粒径は約ＡＳＴＭ６．５からＡＳＴＭ１
０へ減少する。Ｃｂの残留濃度（０．００３％）以上では、衝撃エネルギーは、
０．１０％Ｃｂにいたるまで、試験された３つの温度において、Ｃｂの濃度が増
加するにつれて僅かに増加される。延性は−５０及び７０°Ｆにおいて、比較的
高いままである。０．１０％Ｃｂ以上で−３２０°Ｆの非常に低い試験温度にお
いて、延性の減少が起こるが、完全に失われることはない。Ｃｂの添加は、Ｔ２
０１ＬＮ合金の機械的性質を強化する。

【００３０】研究室で溶解、加工された材料で得られたデータに基づき、約０．０７５％Ｃ
ｂの添加はこの合金の強度特性を増進させるのに十分であり、合金の他の機械的
性質を損なうことが無い。

【００３１】追加の試験の特定の操作及び結果は次の通りである。３つの５０ポンドＶＩＭ
研究室ヒートを溶解させて、商業的に製造されるＴ２０１ＬＮ合金の一般的化学
成分目標とした。表４は、予め溶融されていた３つの市販Ｔ２０１ＬＮのヒート
の最低、平均及び最高の化学成分と共に、この研究のために溶融された３つの研
究室ヒートの化学成分を示す。第１のヒート、ＲＶ♯１１８４は、０．０１−０
．１０重量％の範囲内のＣｂ添加がＴ２０１ＬＮの機械的性質に与える影響を調
べるために溶解された。しかし、この第１のヒートの最終的化学成分は、Ｔ２０
１ＬＮの商業的化学成分と僅かに離れていた。従って、第２のヒート、ＲＶ♯１
１８５を溶融した。後で調査において、この合金の機械的性質に対する僅かに高
いＣｂ含量（０．２０％まで）の影響を検討することを決定し、従って第３及び
最後のヒートＲＶ♯１２１２を溶解した。各ヒートを溶解した後、それを１つの
ヒート当たり３個のインゴットの鋳造の間に種々の濃度に調節されたＣｂ含量を
有する３つの１７ポンドインゴットにキャストした。この目的は、合金の機械的
性質に対する種々のＣｂ含量の影響を研究することができる主として３つの同一
合金をそろえることであった。

【００３２】各インゴットの底から半インチのスライスを切り取り、これを次いで研磨し、
エッチングして、鋳造したままの材料上にフェライトマップが得られるようにし
た。フェライト値（ＦＮ）測定は、２−3／８“平方のインゴットスライスの各々の上の半インチ×半インチ格子に沿って、これらの合金のオーステナイトに関
しての安定性を、確かめるためにＭａｇｎｅ−Ｇａｇｅを用いて得られた。これ
らのフェライトマップは、ヒートＲＶ＃１８４、ＲＶ＃１１８５及びＲＶ＃１２
１２についてそれぞれ図１に示されている。インゴットを破砕し、熱間加工のた
めに２１５０°Ｆ（約１時間ＴＡＴ）に加熱された。それらをクロス圧延して、
７インチ幅となし、次いで熱間圧延して約０．１８７５”の目的ゲージにした。
各パネルを次いで１９５０°Ｆで６分間焼きなましし（ＴＡＴ）、次いでグリッ
トブラストし，酸洗いした。各板試料から、縦及び横の両方向において、引張り
試験片を切り出し、機械加工した。シャルピーＶノッチ衝撃試験片も各板試料か
ら横方向で切り、機械加工した。この研究に使用した引張り及び小寸法シャルピ
ー試験片（０．３９４“ｘ板材料の厚さ）の概略を図２に示す。

【００３３】機械的試験が完了した後に、顕微組織評価のために引張り試験片の端部から試
料を切り取った。これらを装着し、研磨し、１０％シュウ酸中で２０−３０秒間
６Ｖで電気分解的にエッチングして一般結晶粒組織を表した。各試料の結晶粒径
を、以下の２つの例外を除き、比較操作を用いて、ＡＳＴＭＥ１１２で推定し
た。第１は、顕微鏡写真を１００Ｘではなく１０６Ｘの倍率で撮影したことであ
る。第２は、顕微鏡写真をオーステナイトステンレス鋼のために推奨されている
標準であるプレートＩＩではなくプレートＩの標準と比較したことである。従っ
て、この報告において測定された結晶粒径は特性描写のためだけに使用されるべ
きであり、この報告に記述されている材料を比較すべきである。しかし、結晶粒
径測定方法におけるこれらの仔細な変更は、結晶粒径及び／または傾向（Ｃｂ含
量の関数としての結晶粒径）を著しく帰るものではないことを銘記すべきである
。

【００３４】表５は引張り試験片について、または引張り試験片の試験より得られた結果を
含んでいる。表６は、シャルピー試験片の試験から得られた結果を含んでいる。
二回の試験片の試験から得られた結果を平均して、データのグラフ表示を簡明化
した。横方向及び縦方向の両方の試験片を試験した場合には、全ての試料の平均
も表示してある。この例は、Ｃｂ含量の関数としての降伏強度（０．２％オフセ
ット）及び極限強度それぞれの図３及び４にプロットされているデータである。
明らかなように、両プロットはＣｂ含量が約０．００３％から０．２１％へ増加
するにつれて、Ｔ２０１ＬＮの強度が増加することを示している。Ｃｂ濃度が０
．０７５％以上に増加すると、降伏及び極限強度の両方における少なくとも５ｋ
．ｓ．ｉ．の顕著な増加が見られる。増加は、０．１５０％以上のＣｂ濃度での
約１０ｋ．ｓ．ｉ．である。図３において、他のデータによって示される傾向に
一致しない低Ｃｂ濃度材料（ＲＶ＃１１８４−インゴットＡ）に関連する以上に
高い降伏強度がある。しかし、この材料が引張りブランクについて試験前に測定
された最高のフェライト濃度（約２．５％）を有した点に注目すべきである。

【００３５】図５は、試験前に引張りブランクについて測定したフェライト含量である。こ
の研究で試験された材料のうちの３つだけが、著しい量のフェライトを有した。
これらのうちの最初の２つは、商業的に生産される化学成分と一致しない研究室
ヒートＲＶ＃１１８４（インゴットＡ及びＢ）からのものである。このヒートに
おいて観察されるより高いフェライト含量は、より高いクロム及びモリブデン含
量及びより低いニッケル及びマンガン含量によるものである。研究室ヒートＲＶ
＃１１８５のインゴットＣからの材料中の予想を越えるフェライト濃度の原因は
未解明であるが、鋳造されたままの材料（図１に示されている）に見られるフェ
ライト濃度から最終製品中のものへフェライト濃度を低減させる熱処理工程にお
ける変動によるものであろう。

【００３６】試験後の引張り試験片の軸に沿って磁気応答（ＦＮ）を測定し、オーステナイ
ト安定性の尺度であるマルテンサイトの存在を測定した。これらのデータは、将
来の参照のために図６に示されている。これらの測定値は、材料中におけるマル
テンサイトの量の指標である。しかし、この測定値と実際のマルテンサイトの量
との間の関係は知られておらず、従ってこれらの試料同士の間での比較のために
使用されるべきである。引張り試験から得られた伸び及び硬度の測定値、及び引
張り試験片から（試験中に変形されなかった端部から）切り取られた顕微試料の
金属写真検査から得られた結晶粒径は、図７、８及び９に示されている。Ｃｂ含
量が増加するにつれて、伸び率は低減し（図７）、材料の測定硬度値は増大する
（図８）。

【００３７】小寸法シャルピー試験片（すなわち、<０．３９４インチ厚）の衝撃試験から得られたデータは、３つの異なる温度（３２０°Ｆ、−５０°Ｆ及び７０°Ｆ）
ついてのＣｂの関数としての衝撃エネルギー（図１０）、シヤー％（図１１）及
び試料の横方向膨張（図１２）を含んでいた。丸で囲まれた図１０中のデータ点
は、約０．１８０−０．１８５インチの範囲のゲージに圧延された他の材料より
も実際には薄いゲージ（０．１５７インチ）に圧延されたヒートＲＶ＃１２１２
のインゴットＡの材料から得られたことに注目すべきである。衝撃エネルギーが
被検試料の断面積に従属するという事実から、これらの（ヒートＲＶ＃１２１２
からの）試料は、もしも正確な厚み（約０．１８０−０．１８５インチ）であれ
ば、少なくとも１８％高い衝撃エネルギーを有したであろう。従って、これらの
データは衝撃エネルギー、シヤー％及び横方向膨張の傾向をＣｂの関数として検
討するときには考慮されなかった。

【００３８】衝撃エネルギーは、Ｃｂ含量が増加するにつれて、最初は増加し、次いで低減
する。たとえあったとしても、極めて僅かな延性の損失が、７０及び−５０°Ｆ
での試験の間に観察された。しかし、−３２０°Ｆで完結された試験０．１０％
以上のＣｂの材料の靭性の低下を示した。しかし、この温度における衝撃特性は
なおも可なりの水準の靭性を示すことに注意すべきである。

【００３９】０．１０％未満のＣｂ添加は、試験された他の機械的性質のいずれをも著しく
低減すること無く、この合金の強度を有効に増加させた。データを検討すると、
約０．０７５％のＣｂが所望の機械的性質を達成するのに適切な添加であること
が示唆される。

【００４０】Ｃｂが強力な安定剤である（すなわち、結晶粒界のところでの炭化クロム形成
を妨害する）という事実により、この合金へのＣｂの添加は、最高値の炭素含量
を弛緩され得るようにし、それでもなお腐食の観点から許容され得る。炭素含量
の僅かな増加を伴うこのＣｎ添加は、これらの新市場のために必要とされる大き
な機械的強度（増加したオーステナイト安定性故に追加の強度及び靭性）を確保
させる。従って、Ｔ２０１グレードの変更（Ｃｂ０．１００％及びＣ０．０
６０％）は、溶接された状態での許容し得る製品を生じさせる。

【００４１】研究室製造の材料について得られた結果に基づき、Ｃｂの添加は結晶粒リファ
ナーとして作用し、またＴ２０１ＬＮ合金の機械的性質を増強する。ＸＣｂ濃度
が約０．０７５％以上に増加される時に降伏及び極限強度の両者において、少な
くと５ｋ．ｓ．ｉ．の著しい増加が得られること、そして０．１５０％以上のＣ
ｂ濃度において約１０ｋ．ｓ．ｉ．の増加が得られることが結論とされた。さら
には、Ｃｂ含量が０．００３％から０．２１０％まで増加される時に、伸び率は
、約５５％から４８％に低減し、測定された硬度は８９Ｒｂから９８Ｒｂへ増加
し、結晶粒寸法はＡＳＴＭ６．５からＡＳＴＭ１０へ増大する。さらには、残留
濃度（約０．００３％）以上のＣｂ濃度では、試験された３つの温度において、
Ｄｂ含量が約０．１０％まで増加される時に、衝撃エネルギーが増大される。延
性は、−５０及び７０°Ｆにおいて比較的高いままである。約０．１０％以上の
Ｃｂでは、−３２０°Ｆの低い試験温度においては、低減した、しかしそれでも
なお許容し得る延性がある。

【００４２】ある特定の本発明の好ましい具体例を示し、説明したが、本発明がそれに限定
されるものでなく、以下の特許請求の範囲内で別様の具体化ができることは明確
に理解される。

【００４３】

【表４】

【００４４】

【表５】

【００４５】

【００４６】

【表６】

【００４７】

【図面の簡単な説明】

【図１】は、実験室製造インゴットの底部から取られ、次いで研磨され、エ
ッチングされた１／２インチ厚スライスについてＭａｇｎｅ−Ｇａｇｅを用いて
得られた測定（ＦＮ）により作られたフェライトマップを示す。

【図２】は、この研究ののための機械的データを得るために用いられた引張
り及び小寸法シャルピー試験片の概略図である（全ての寸法はインチ単位）。

【図３】は、Ｔ２０１ＬＮ合金の実験室溶融材料の引張り試験片から得られ
た降伏強度（０．２％オフセット）の、Ｃｂの関数としての、プロットである。

【図４】は、Ｔ２０１ＬＮ合金の実験室溶融材料の引張り試験片から得られ
た極限強度の、Ｃｂの関数としての、プロットである。

【図５】は、試験された実験室材料の、引張りブランクについて、Ｍａｇｎ
ｅ−Ｇａｇｅを用いて測定されたフェライト含量のプロットである。

【図６】は、機械的試験後の引張り試料についてＭａｇｎｅ−Ｇａｇｅを用
いて測定された磁気応答のプロットである。

【図７】は、Ｔ２０１ＬＮ合金の実験室溶融材料の引張り試験片から得られ
た伸び率％の、Ｃｂの関数としての、プロットである。

【図８】は、Ｔ２０１ＬＮ合金の実験室溶融材料の引張り試験片から得られ
た硬度の、Ｃｂの関数としての、プロットである。

【図９】は、Ｔ２０１ＬＮ合金の実験室溶融材料から取られた顕微試料の金
属写真試験により得られた結晶粒径の、Ｃｂ含量の関数としての、プロットであ
る。

【図１０】は、−３２０、−５０及び７０°Ｆでの、小寸法シャルピー試料
（約０．１８０インチ、ただし丸で囲まれたデータを除く）の試験についてのＣ
ｂ含量の関数としての衝撃エネルギーのプロットである。

【図１１】は、−３２０、−５０及び７０°Ｆでの、小寸法シャルピー試料
（約０．１８０インチ厚）の試験についてのＣｂ含量の関数としてのシヤー（ず
り変形）％のプロットである。

【図１２】は、−３２０、−５０及び７０°Ｆでの、小寸法シャルピー試料
（約０．１８０インチ厚）の試験についてのＣｂ含量の関数としての横方向膨張
のプロットである。

【手続補正書】特許協力条約第３４条補正の翻訳文提出書

【提出日】平成１１年１２月２７日（１９９９．１２．２７）

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】特許請求の範囲

【補正方法】変更

【補正内容】

【特許請求の範囲】

【請求項２１】製品が板である請求項１６の方法。

【手続補正書】

【提出日】平成１３年３月５日（２００１．３．５）

【手続補正１】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】全図

【補正方法】変更

【補正内容】

【図１】

【図２】

【図３】

【図４】

【図５】

【図６】

【図７】

【図８】

【図９】

【図１０】

【図１１】

【図１２】

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＣＹ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，ＩＴ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＧＷ，ＭＬ，ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＧＭ，ＫＥ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＺ，ＵＧ，ＺＷ)，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ，ＴＪ，ＴＭ) ，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ，ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ，ＧＤ，ＧＥ，ＧＨ，ＧＭ，ＨＲ，ＨＵ，ＩＤ，ＩＬ，ＩＮ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ，ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ，ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，ＵＡ，ＵＧ，ＵＳ，ＵＺ，ＶＮ，ＹＵ，ＺＷ (72)発明者ティモンズ，ウィリアム・ダブリューアメリカ合衆国ペンシルバニア州15241，ピッツバーグ，ティンバーウッド・ドライブ 1356 (72)発明者ベイリー，ロナルド・イーアメリカ合衆国ペンシルバニア州15216，ピッツバーグ，オーク・フォーレスト・ドライブ 313 Ｆターム(参考） 4K032 AA04 AA05 AA13 AA14 AA17 AA21 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 CA03 CC03 CC04 CF03

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】２０１系の化学組成を有し、重量％で０．００３％より多く
のコロンビウムを含むオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項２】該コロンビウムが少なくとも０．０６％の量で存在する請求
項１のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項３】該コロンビウムが少なくとも０．１０％の量で存在する請求
項２のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項４】該コロンビウムが０．２１％よりも多くの量で存在する請求
項１のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項５】最大０．０６％の炭素、及び０．１０％のコロンビウムを含
む請求項１のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項６】重量％で、最大０．１５の炭素、５．４ないし７．５のマン
ガン、１．０未満の珪素、１６．０ないし１８．０のクロム、３．５ないし５．
５のニッケル、最大０．２５の窒素及び０．００３％より多くのコロンビウムを
含む請求項１のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項７】該コロンビウムが少なくとも０．０６％の量で存在する請求
項６のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項８】重量％で、最大０．０６０のリン及び最大０．０３０の硫黄
をさらに含む請求項６のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項９】重量％で、最大０．０３％の炭素、６．４ないし７．５％の
マンガン、１．０％未満の珪素、１６ないし１７．５％のクロム、４．０ないし
５．０％のニッケル、１．０％未満の銅、０．１３ないし０．２０％の窒素及び
０．００３％より多くのコロンビウムを含む請求項１のオーステナイト系ステン
レス鋼。
【請求項１０】該コロンビウムが少なくとも０．０６％の量で存在する請
求項９のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項１１】該コロンビウムが少なくとも０．０７５％の量で存在する
請求項９のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項１２】該コロンビウムが０．２１％よりも多くの量で存在する請
求項９のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項１３】重量％で、最大０．０３％の炭素、６．４ないし７．５％
のマンガン、１．０％未満の珪素、１６ないし１７．５％のクロム、４．０ない
し５．０％のニッケル、１．０％未満の銅、０．１３ないし０．２０％の窒素、
０．００３％より多くのコロンビウム及び残部の鉄から主として構成される請求
項９のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項１４】室温において、少なくとも１００，０００ｐｓｉの引張り
強度及び少なくとも５０，０００ｐｓｉの降伏強度によって特徴付けられる請求
項９のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項１５】６またはそれ以上のＡＳＴＭ結晶粒度によってさらに特徴
付けられる請求項１４のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項１６】２０１系のオーステナイト系ステンレス鋼において、その
鋼に０．００３％より多くのコロンビウムを含むことからなる改良。
【請求項１７】鋼が重量％で、最大０．１５の炭素、５．４ないし７．５
のマンガン、１．０未満の珪素、１６．０ないし１８．０のクロム、３．５ない
し５．５のニッケル及び最大０．２５の窒素を含む請求項１６の改良。
【請求項１８】重量％で、最大０．０３％の炭素、６．４ないし７．５％
のマンガン、１．０％未満の珪素、１６ないし１７．５％のクロム、４．０ない
し５．０％のニッケル、１．０％未満の銅、及び０．１３ないし０．２０％の窒
素を含むオーステナイト系ステンレス鋼において、その鋼に０．００３％より多
くのコロンビウムを含むことからなる改良。
【請求項１９】２０１系の化学組成を有し、重量％で０．００３％より多
くのコロンビウムを含むオーステナイト系ステンレス鋼からなる製品。
【請求項２０】オーステナイト系ステンレス鋼が少なくとも０．０６％の
量でコロンビウムを含む請求項１９の製品。
【請求項２１】板、タンク及び圧力容器からなる群より選択される請求項
１９の製品。
【請求項２２】オーステナイト系ステンレス鋼が重量％で、最大０．０３
％の炭素、６．４ないし７．５％のマンガン、１．０％未満の珪素、１６ないし
１７．５％のクロム、４．０ないし５．０％のニッケル、１．０％未満の銅、０
．１３ないし０．２０％の窒素及び０．００３％より多くのコロンビウムを含む
請求項１９の製品。
【請求項２３】オーステナイト系ステンレス鋼が室温において、少なくと
も１００，０００ｐｓｉの引張り強度及び少なくとも５０，０００ｐｓｉの降伏
強度によって特徴付けられる請求項２２製品。
【請求項２４】重量％で、最大０．１５の炭素、５．４ないし７．５のマ
ンガン、１．０未満の珪素、１６．０ないし１８．０のクロム、３．５ないし５
．５のニッケル、最大０．２５の窒素及び０．００３％より多くのコロンビウム
を含むヒートを調製することからなる高強度ステンレス鋼を製造する方法。
【請求項２５】ヒートが少なくとも０．０６％の量でコロンビウムを含む
請求項２４の方法。
【請求項２６】ヒートが重量％で、最大０．０３％の炭素、６．４ないし
７．５％のマンガン、１．０％未満の珪素、１６ないし１７．５％のクロム、４
．０ないし５．０％のニッケル、１．０％未満の銅、０．１３ないし０．２０％
の窒素、及び０．００３％より多くのコロンビウムを含む請求項２４の方法。
【請求項２７】高強度ステンレス鋼からなる製品を製造する方法であって
、重量％で、最大０．１５の炭素、５．４ないし７．５のマンガン、１．０未満
の珪素、１６．０ないし１８．０のクロム、３．５ないし５．５のニッケル、最
大０．２５の窒素及び０．００３％より多くのコロンビウムを含む合金の少なく
とも一部分を加工処理ことからなる上記方法。
【請求項２８】合金がコロンビウムを少なくとも０．０６％の量で含む請
求項２７の方法。
【請求項２９】合金が重量％で、最大０．０３％の炭素、６．４ないし７
．５％のマンガン、１．０％未満の珪素、１６ないし１７．５％のクロム、４．
０ないし５．０％のニッケル、１．０％未満の銅、０．１３ないし０．２０％の
窒素、及び０．００３％より多くのコロンビウムを含む請求項２７の方法。
【請求項３０】加工処理作業が還元雰囲気中で２２００°Ｆ未満で合金の
少なくとも一部分を熱間圧延することを含む請求項２７の方法。
【請求項３１】加工処理作業が還元雰囲気中で約２１５０°Ｆで合金の少
なくとも一部分を熱間圧延することを含む請求項２７の方法。
【請求項３２】さらに約１９５０°Ｆで合金の少なくとも一部分を焼きな
ましすることを含む請求項３０の方法。
【請求項３３】製品が板である請求項２７の方法。
【請求項３４】重量％で、最大０．０３％の炭素、６．４ないし７．５％
のマンガン、１．０％未満の珪素、１６ないし１７．５％のクロム、４．０ない
し５．０％のニッケル、１．０％未満の銅、０．１３ないし０．２０％の窒素、
及び０．００３％より多くのコロンビウムを含み、かつ室温において、少なくと
も１００，０００ｐｓｉの引張り強度及び少なくとも５０，０００ｐｓｉの降伏
強度によって特徴付けられるオーステナイト系ステンレス鋼合金。