JP2016509629A - 管状製品用の新しいクラスの鋼 - Google Patents

Abstract

本発明は、比較的高い強度および延性を有する合金を提供する調合および方法を対象とする。合金は、シームレス管状形態で提供することができ、特有の化学的性質および識別可能な結晶粒サイズ形態を特徴とする。合金は、ホウ化物ピンニング相を含む。クラス１鋼と称されるものでは、合金が７００ＭＰａから１４００ＭＰａの引張強度および１０〜７０％の伸びを示す。クラス２鋼は、８００ＭＰａから１８００ＭＰａの引張強度および５〜６５％の伸びを示す。クラス３鋼は、１０００ＭＰａから２０００ＭＰａの引張強度および０．５〜１５％の伸びを示す。

Description

本出願は、２０１３年１月９日に出願された米国仮出願第６１／７５０，６０６号の優先権を主張する。
本出願は、管状製品製造に使用され得る高性能鋼合金の新規のクラスを取り扱う。高性能鋼の新規のクラスは、特有の化学的性質および高度な機械的特性をもたらす実施可能なメカニズムを有する。

鋼は、人類によって少なくとも３０００年間使用されてきており、工業用の全ての金属合金の８０重量％を超えて工業で広く利用されている。既存の鋼技術は、共析変態の制御に基づくものである。第１の段階は、合金を単相領域（オーステナイト）へと加熱し、次いで多くの場合にはフェライト、オーステナイト、およびセメンタイトの組み合わせである多相組織を形成するためにさまざまな冷却速度で鋼を冷却または焼入れする。凝固、または熱処理での鋼の冷却速度によって、幅広い特徴を有する多様な特徴的微細組織（すなわちパーライト、ベイナイト、およびマルテンサイト）を得ることができる。この共析変態の操作により、現在入手可能な多様な鋼がもたらされてきた。

本明細書において、非ステンレス鋼は、１０．５％未満のクロムを含み、典型的には、最も広く使用されている種類の鋼である普通炭素鋼によって表されるものとして理解され得る。炭素鋼の特性は、含まれる炭素の量に主に依存する。炭素含有量が非常に少ないと（０．０５％未満のＣ）、これらの鋼は比較的延性を有し、純鉄に類似した特性を有する。それらは熱処理によって修正することができない。それらは安価であるが、工業技術への応用は、重要でない部材や一般的な鏡板材などに限定され得る。

大抵の合金鋼におけるパーライト組織の形成には、通常の炭素鋼よりも少ない炭素が必要とされる。これらの合金鋼の大半は低炭素材料であり、機械的特性を向上させるために、合計で１．０重量％から５０重量％のさまざまな元素で合金化される。合金元素のいくらかの減少と共に、０．１０％から０．３０％の範囲まで炭素含有量を低下させることで、その強度を維持しつつ、鋼の溶接性および成形性が向上する。このような合金は、高強度低合金鋼（ＨＳＬＡ）として分類され、２７０から７００ＭＰａの引張強度を示す。

高性能高強度鋼（ＡＨＳＳ）は、７００ＭＰａを超える引張強度を有し得、マルテンサイト鋼（ＭＳ）、二相（ＤＰ）鋼、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼、および複相（ＣＰ）鋼等の種類を含む。強度レベルが増加するにつれて、鋼の延性は一般的に低下する。例えば、低強度鋼（ＬＳＳ）、高強度鋼（ＨＳＳ）、およびＡＨＳＳは、それぞれ２５％から５５％、１０％から４５％、および４％から３０％の引張伸びを示し得る。

コバルト、モリブデン、チタン、およびアルミニウムを添加した炭素を含まない鉄ニッケル合金であるマルエージング鋼では、さらに高い強度（最大２５００ＭＰａ）が実現されてきた。マルエージングとの用語は、合金をマルテンサイトに変換した後に時効硬化する強度増加メカニズムに由来するものである。一般的な非ステンレス等級のマルエージング鋼は、１７％から１８％のニッケルと、８％から１２％のコバルトと、３％から５％のモリブデンと、０．２％から１．６％のチタンとを含む。比較的高価格のマルエージング鋼（標準的な方法によって製造される高合金工具鋼よりも数倍高価である）は、多くの分野（例えば自動車工業）において用途が著しく制限される。それらは、非金属介在物に非常に敏感であり、非金属介在物は、応力集中部として作用し、ボイドおよび微視亀裂の核生成を促進して、鋼の延性および破壊靱性の低下をもたらす。非金属介在物の含有量を最小化するために、マルエージング鋼は典型的に、真空下で溶融されるため、高コスト処理をもたらす。

本発明は、選択された元素組成の金属合金を製造する方法に関する。合金は、（１）任意でＶ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｗ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｃｕ、ＶおよびＣの１つまたは複数を含み得るＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｂ−Ｓｉ合金と；（２）任意でＣｕまたはＭｎを含むＦｅ−Ｎｉ−Ｂ−Ｓｉ合金と；（３）任意でＣｕ、ＣまたはＭｎを含むＦｅ−Ｃｒ−Ｂ−Ｓｉ合金と；（４）任意でＣｕまたはＣを含むＦｅ−Ｂ−Ｓｉ−Ｍｎ合金とを含み得る。特定された元素の原子比率は、合計１００となり得る。不純物は、最大１０原子％の量で存在し得る。

以下の詳細な説明は、例示的な目的のために提供されるものであり、本発明の態様を制限するものとして考慮されるべきでない添付の図面を参照することでより理解され得る。

遠心鋳造法を示す。 粉末から事前固結されたビレットの押出しによって製造されたシームレス管状製品の１つの製造方法を示す。 粉末冶金を使用したシームレス管状製品の別の製造方法を示す。 本明細書におけるクラス１鋼に関する組織およびメカニズムを示す。 モーダル組織を有する材料の代表的な応力‐歪み曲線を示す。 本明細書におけるクラス２鋼合金に関する組織およびメカニズムを示す。 クラス２合金における記載された組織の応力‐歪み曲線及び関連するメカニズムを示す。 本明細書におけるクラス３鋼合金の組織および形成に関するメカニズムを示す。 ラメラ組織の略図を示す。 クラス２鋼と比較した室温での張力に対するクラス３鋼の機械的応答を示す。 合金の化学的特性および熱機械処理に応じたクラス１、クラス２、またはクラス３鋼の発達のための初期ステップとしてのモーダル組織形成を示す。 遠心鋳造によって製造された合金８２のプロトタイプパイプを示す。 ＯＤエッジからＩＤまでの距離に応じたロックウェル硬さのチャートを示す。 ＯＤからの横断面距離に沿った遠心鋳造引張強度特性のチャートを示す。 ＯＤからの横断面距離に沿った遠心鋳造伸び特性のチャートを示す。 鋳造、および熱処理した試験片の遠心鋳造引張特性のチャートを示す。 遠心鋳造によって製造されたパイプのＯＤ領域における微細構造を示す。 １２００℃で１時間熱処理した後の遠心鋳造によって製造されたパイプのＯＤ領域における微細構造を示す。 中央に機械処理によって貫通された４インチの穴を有し、表面に保護ガラスコートが適用されたビレットを示す。 合金粉末から固結されたビレットの熱間押出しによって合金８２から製造されたプロトタイプパイプを示す。 受け取った状態および熱処理した状態の押出成形パイプの引張特性を示す。 製造した状態および熱処理した状態の押出成形パイプの応力‐歪み曲線を示す。 内面から外面までの押出成形パイプの厚さにわたる引張特性を示す。 長手方向（１）および横方向（２）に押出成形パイプから切り取られたシャルピー試験片を示す。 押出成形パイプの壁厚にわたるＳＥＭサンプルの位置の略図を示す。 内径付近の押出成形された状態のパイプの微細構造の後方散乱ＳＥＭ画像を示す。 押出成形された状態のパイプの壁の中央の微細構造の後方散乱ＳＥＭ画像を示す。 外径付近の押出成形された状態のパイプの微細構造の後方散乱ＳＥＭ画像を示す。 ９００℃で１時間熱処理を行った後の内径付近の押出成形パイプの微細構造の後方散乱ＳＥＭ画像を示す。 ９００℃で１時間熱処理を行った後の押出成形パイプの中央の微細構造の後方散乱ＳＥＭ画像を示す。 ９００℃で１時間熱処理を行った後の外径付近の押出成形パイプの微細構造の後方散乱ＳＥＭ画像を示す。 １２００℃で１．５時間熱処理を行った後の内径付近の押出成形パイプの微細構造の後方散乱ＳＥＭ画像を示す。 １２００℃で１．５時間熱処理を行った後の押出成形パイプの中央の微細構造の後方散乱ＳＥＭ画像を示す。 １２００℃で１．５時間熱処理を行った後の外径付近の押出成形パイプの微細構造の後方散乱ＳＥＭ画像を示す。 パイプの熱間押出に利用される合金８２からＨＩＰ固結されたビレットのＴＥＭ微細組織を示す。 パイプの熱間押出に利用される１２００℃で１時間熱処理した後の合金８２からＨＩＰ固結されたビレットのＴＥＭ微細組織を示す。 本明細書における合金の特性範囲を実証する選択された合金の代表的応力‐歪み曲線を示す。

本明細書中に記載の合金は、異なる形状を有するパイプ、管、ケーシング、およびロッドなど、さまざまな用途の管状製品に採用され得る。それらは、遠心鋳造によって管状製品に直接鋳造されるか、または最終製品に向けて冷間／熱間押出、プレス、鍛造を含むがそれらに限定されないさらなる製造ステップのために粉末形態で使用され得る。本明細書中の粉末形態の合金は、初期前駆体として使用することができ、またはビレット（予備成形物）へと予め成形され得る。

ドリル加工用の管状製品は、超深層および超深海、ならびに大偏距（ＥＲＤ）坑井探鉱を含むがそれらに限定されない、ドリルカラー（掘削用のビットに荷重を加える部材）、ドリルパイプ（掘削を容易にするためにドリルリング上で使用される中空壁管）、ツールジョイント（すなわちドリルパイプのねじ端部）、保護ウェルケーシング、およびウェルヘッド（すなわち掘削および生産設備に構造および圧力を含むインターフェースを設ける石油またはガス井戸のサーフェスの部材）としての用途を含み得る。本明細書における合金はまた、自動車産業用の管状形態に、例えばエアバッグチューブとして製造され得る。

シームレス管状製品には多くの製造方法が想定される。遠心鋳造は、液体溶融物から直接パイプ形状を製造するために使用することができる。欠陥の除去、冶金組織の変更、表面または内部の孔の低減、ならびにパイプの均一性および品質の向上のために、鋳造されたパイプは、熱間押出、冷間押出、熱間ピルガー圧延および／または冷間ピルガー圧延を含むさまざまな方法で後処理され得る。別の方法は、ガス、水、または遠心噴霧等に続くビレットへの成形を含むいくつかの方法による噴霧法をともなう粉末冶金成形体の利用である。成形は、粉末押出、冷間静水圧処理（ＣＩＰ）熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）等を含むいくつかの方法によって行われ得る。次いで、成形体は、管状形状を得るために、穴抜き、穿孔および圧延、熱間押出、冷間押出、熱間ピルガー圧延、冷間ピルガー圧延等を含む、多くの異なる後処理手順を通して処理され得る。製造された管は、継ぎ目が無いものと想定されるが、クラス１、クラス２、およびクラス３鋼の特性の優れた溶接特性に一致して溶接され得る。しかしながら、新規のクラスの鋼の最大の使用は、長さ方向に沿って溶接または結合部のない均一な壁を有するシームレス管の製造にあると想定され得る。管の均一な壁および平滑な内面は、溶接によって生じる脆弱性および熱影響域の潜在的悪影響を受けない。シームレスパイプを使用する最大の利点は、超深層および超深海、ならびに大偏距（ＥＲＤ）坑井探鉱へ応用の領域を著しく広げる圧力定格の上昇である。シームレスパイプはまた、電力産業を含む工業用ボイラに高い需要がある。シームレス管は、ベアリング、自動車部品、ドリルパイプ、油圧シリンダ、ガスシリンダ等の製造における利用を見出す。

製造ルート
遠心鋳造
遠心鋳造は、パイプ、管、および管状部材などのシンプルな形状からバルブボールまたはフランジなどの複雑な形状にわたる広範囲の円筒対称部品を作製する商業的に利用可能な製造方法である。該方法は、高速回転している円筒形鋳型に金属溶融物を注ぐステップから構成される。円筒形鋳型の向心加速度により、金属溶融物は鋳型の内面に対して半径方向外方向に押し付けられる。金属溶融物に作用する見かけの遠心力は、回転半径および質量に加えて回転速度の２乗に比例する。したがって、高速回転のために金属溶融物にかかる圧力は非常に大きくなり得、より大きな径の鋳型ではより大きな圧力が金属溶融物に加わることになる。製造される部品が十分に緻密であり、ひいては欠陥を有さないようにするために、圧力を設計することができる。これにより、空孔が常に生じ得、避けることができないその他の鋳造技法にまさる利点が遠心鋳造に与えられる。加えて、金属酸化物材料またはスラグは金属合金よりも低い密度を有し、これらの不純物は圧力が最小である回転の中心に「浮遊」し得るため、金属溶融物中に混入するいかなる金属酸化物材料またはスラグも金属溶融物から分離され得る。鋳造形状が管またはパイプである場合、いかなる酸化物材料も管またはパイプの内径表面に分離され、鋳造後のボーリングまたは機械加工によって容易に除去することができる。

鋳型は、外側に水焼入れ処理が施され、それにより、最大半径であるため圧力が最大である鋳型の内径で金属溶融物は急速に凝固し、凝固は回転の中心軸に向かって放射状に伝搬する。結果として、外面に微細粒子サイズの微細組織が存在し、それにより材料により高い強度がもたらされ得る。また、鋳型は凝固が完了するまで急速に回転しているため、圧力が連続的に印加され、他の鋳造技法では生じる凝固工程の間の収縮の可能性がない。

鋳造される部品の設計により、鋳型へと注入される金属溶融物の量が決定される。パイプまたは管の場合、金属溶融物の容量は鋳型の総容量よりも少なく、部品の再現性を確保するために製造工程において丁寧に調節される。したがって、金属溶融物は、鋳型を完全に充填するには不十分な量である。結果として、対称軸に沿った中央に対称なボアホールが形成される。金属溶融物の量がボアホールの直径を制御する。容量が少ないと、ボアホールを大きな直径を有する、つまり部品が薄い壁を有するようになる。したがって、パイプを鋳造するために使用される金属溶融物の量を単に変更することによって同一の鋳型で異なる厚さを作製することができ、これは、同一の鋳型を使用してさまざまなパイプ厚さを容易に作製することができることを意味する。遠心鋳造は、後に炉内で合金化される商業用等級の供給原料を秤量することから開始される。次いで、金属溶融物は、鋳造位置に移動されるタンディッシュへと移される。鋳型は、一定速度で回転し、タンディッシュは鋳型の一端に金属溶融物を供給するスパウトに注ぎ込まれる。スパウトにおける流体タンクの静水圧のために、金属溶融物は鋳型に沿って流れると同時に、鋳型の回転によって鋳型の内径表面上に広がる。金属溶融物が所望の長さに流れるとすぐに、鋳型の外側に冷却水が適用されることにより金属溶融物が凝固する。遠心鋳造は、垂直または水平方向に向けられた鋳型のいずれかで実施される。製造プロセスで使用される方向の選択は、対称軸に沿った鋳型の長さによって主に決定される。鋳型の長さが短い場合、鋳型は垂直方向であり、対称軸の長さがその直径より著しく長い管またはパイプの場合には鋳型は水平方向に向けられる。鋳型の方向の主要な駆動要素は金型を回転するために使用される機械的方法であり、大抵の鋳造が水平鋳型で行われる。これは、機械的駆動輪が回転速度を正確に制御するために鋳型の外側で接触することを可能にする。遠心鋳造装置は、図１に概略的に示される。

粉末冶金法
従来のパイプの加工は、パイプの作製過程の供給原料として使用される予備成形物またはビレットとして切断されることになる厚いロッドへと連続鋳造する段階を含み得る。化学的性質、使用可能なメカニズム、および対象の構造を含む特有の冶金に起因して、本出願に記載されたクラス１、２、および３鋼は、厚いブロックまたはロッドの連続鋳造によって作製することができない。しかしながら、粉末冶金法を使用してパイプを製造する多数の方法が想定され、その方法の１つが図２に示されている。第１ステップは、ガス、水、および遠心噴霧を含むがそれらに限定されない多数の技法によって成され得る粉末を製造するための粉末化ステップである。次のステップは、粉末を完全密度に近いビレットへと固結するステップである。示されているように、このステップはＨＩＰを使用して実施することができるが、代替の方法では、ＣＩＰ、粉末押出、粉末鍛造等を使用することも可能である。固結されたビレットは、ステップ３となる熱間押出し加工を使用してパイプへと作製され得る。

押出は、一定の横断面形状を有する物体を形成するために使用される方法であり、シームレスパイプおよび管の製造に広く使用されている。管押出の主な目的は、寸法変動が最小化された一貫した製品を製造することである。材料は、所望の横断面のダイを通して押し出されるかまたは引き出される。押出は、多くの場合、熱間加工であるが、冷却モードで実施することも可能である。熱間押出における作業温度は、典型的に０．７〜０．９Ｔ_ｍであり、ここでＴ_ｍは融点である。鋼押出では、ビレットと容器との間、ビレットと心棒との間、およびビレットとダイとの間にガラスの層が適用される場合、ガラス潤滑が一般的に使用される。各ビレットは、押出温度まで加熱され、押出チャンバへの移動の間ガラス粉末に包まれる。ビレットと心棒との間の優れた潤滑性を確保するために、ガラス粉末がビレット内部にも適用される。ダイを通した潤滑は、ビレットとダイとの間に配置される圧密化されたガラスの厚いディスク、ガラスパッドによってもたらされる。押出の間、ガラスパッドは熱い金属によってダイに対して押し付けられる。ガラスパッドは、ビレットに合わせて変形し、漸進的に溶融して潤滑ガラス膜で押出物を取り囲む。鋼管およびパイプの製造において、ビレットの加熱は重要な段階である。目的は、熱間形成に適した測定の温度まで材料を加熱することである。多くの場合、加熱されたビレット内で均一な温度分布を有することが望ましい。押出の前の加熱は、気体燃料回転炉床式加熱炉、誘導式加熱炉、または両者の組み合わせで実施される。

図２ａは、シームレスパイプを作製するための別の粉末冶金法を示す。ビレットを調製した後、ビレットは押出、ピルガー圧延、または穿孔および圧延（ｐｉｅｒｃｅ−ａｎｄ−ｒｏｌｌ）によって加工され得る。押出工程は先に記載されており、熱間または冷間で実施され得る。ピルガー圧延工程では、目的の加工温度まで加熱され得る予備成形ビレットがダイ押し通されることにより、通常は外径および内径の両方が減少する。穿孔および圧延工程では、シームレスパイプは典型的な４つのステップで作製される。加熱されたインゴット／ビレットは、最初に心棒の挿入のための空間を形成するために穴があけられ、マンネスマン効果と称される方法を通してパイプが作製される。次に、管の内径を維持したままマンドレルミルを通過する心棒が挿入され、そこで、一連の直角方向の対になった圧延機を通って外径が形成される。次に、パイプはさらに再加熱され、１２０°の角度をなす対になったローラーを使用して最終的な仕上げ／許容誤差を実現する延伸／仕上げ圧延機を通過する。その後、多くの場合、目的の構造および最終的な特性に合うようにさまざまな方法によってパイプは熱処理され、矯正される

鋼合金の新規のクラス
本明細書中の合金は、特定可能な結晶粒子サイズ形態を有する好ましくは結晶質（非ガラス質）であるクラス１、クラス２、またはクラス３鋼として記載されるものを形成することができるものである。本明細書におけるクラス１、クラス２、またはクラス３鋼を形成するための合金の能力について詳細に説明する。しかしながら、初めにクラス１、クラス２、およびクラス３鋼の一般的な特徴の説明を検討することが有益であり、以下に提供される。

クラス１鋼
本明細書におけるクラス１鋼の形成を図３に示す。図中に示されるように、モーダル組織が最初に形成され、該組織は合金の液体溶融物から開始されて冷却によって凝固された結果であり、そこで核生成、および特定の粒子サイズを有する特定の相の成長がもたらされる。したがって、本明細書において、モーダルへの言及は、少なくとも２つの粒子サイズ分布を有する組織として理解され得る。本明細書において、粒子サイズとは、走査型電子顕微鏡または透過型電子顕微鏡などの方法によって好ましくは特定可能な特定の相の単結晶のサイズとして理解され得る。したがって、クラス１鋼の組織＃１は、示されるような実験室規模の手順および／または粉末噴霧または合金鋳造などの工業規模の方法のいずれかの処理によって好ましくは実現され得る。

したがって、クラス１鋼のモーダル組織は、溶融物から冷却されるときに、以下の粒子サイズ：（１）オーステナイトおよび／またはフェライトを含む５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリクス粒子サイズ；（２）２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物粒子サイズ（すなわちＭが金属であり、Ｂと共有結合しているＭ_２Ｂなどの非金属粒子、）を初期に示し得る。好ましくは、ホウ化物粒子はまた、上昇した温度で結晶粒粗大化を抑制するピンニング相によってマトリクス粒子が有効に安定化される特徴を有する「ピンニング」タイプの相であり得る。金属ホウ化物粒子は、Ｍ_２Ｂ化学量論を示すものとして特定されたが、他の化学量論も可能であり、Ｍ_３Ｂ、ＭＢ（Ｍ_１Ｂ_１）、Ｍ_２３Ｂ_６、およびＭ_７Ｂ_３を含むピンニングを提供し得ることに留意すべきである。

クラス１鋼のモーダル組織は、熱力学的変形および／または熱処理を介して変形され得、特性にいくらかの変動をもたらすが、モーダル組織は維持され得る。

前述のクラス１鋼に機械的応力が加えられたときに観察された応力対歪みの図を図４に示す。モーダル組織が、モーダルナノ相組織であるクラス１鋼の第２のタイプの組織をもたらす動的ナノ相析出として特定される段階を経ることが観察される。したがって、このような動的ナノ相析出は、合金が応力下で降伏を経験する際に引き起こされ、動的ナノ相析出を受けるクラス１鋼の降伏強度は好ましくは４００ＭＰａから１３００ＭＰａで生じ得ることが確認された。したがって、動的ナノ相析出は、このような示された降伏強度を超える機械的応力の印加に起因して生じるものと認められ得る。動的ナノ相析出自体は、関連する粒子サイズを有する析出相と呼ばれるクラス１鋼のさらなる特定可能な相の形成として理解され得る。つまり、このような動的ナノ相析出の結果、六方相および１．０ｎｍから２００ｎｍの粒子を含む析出粒子の形成を伴って、特定可能な５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリクス粒子サイズ、２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物ピンニング粒子サイズを依然として示す合金が形成される。上述のように、合金に応力が加えられたときに粒子サイズは粗大化しないが、粒子の析出の発達につながる。

六方相への言及は、Ｐ６_３ｍｃ空間群（＃１８６）を有するジヘキサゴナルピタミダル（ｄｉｈｅｘａｇｏｎａｌ ｐｙｒａｍｉｄａｌ）クラス六方相および／または六方晶のＰ６バー２Ｃ空間群（＃１９０）を有するジトリゴナルジピラミダル（ｄｉｔｒｉｇｏｎａｌ ｄｉｐｙｒａｍｉｄａｌ）クラスとして理解され得る。加えて、クラス１鋼のこのような第２タイプ組織の機械的特性は、引張強度が７００ＭＰａから１４００ＭＰａの範囲に入り、１０％から５０％の伸びを有することが観測される。さらに、クラス１鋼の第２のタイプ組織は、示された降伏を受けた後にほぼ平坦である、０．１から０．４の歪み硬化係数を示す。歪み硬化係数は、式σ＝Ｋε^ｎにおけるｎの値を指すものであり、式中、σは材料に加えられた応力を表し、εは歪みであり、Ｋは強度係数である。歪み硬化指数ｎの値は、０と１との間にある。０の値は、合金が完全に塑性固体であることを意味し（すなわち、材料が、印加された力に対して非可逆的な変化を受ける）、一方で１の値は１００％弾性固体を意味する（すなわち、材料が、印加された力に対して可逆的な変化を受ける）。

以下のＴａｂｌｅ１Ａは、本明細書におけるクラス１鋼に関する比較および性能の要約を提供する。

クラス２鋼
本明細書におけるクラス２鋼の形成は、図５に示される。本明細書におけるクラス２鋼はまた、本明細書において特定された合金から形成され得、組織タイプ＃１、モーダル組織から始まり、本明細書において静的ナノ相微細化および動的ナノ相強化として特定される２つの新たなメカニズムが続いた後の２つの新たな組織タイプを含む。クラス２鋼に関する新たな組織タイプは、ナノモーダル組織および高強度ナノモーダル組織として本明細書に記載される。したがって、本明細書中のクラス２鋼は、以下の特徴を有し得る。組織＃１−モーダル組織（段階＃１）、メカニズム＃１−静的ナノ相微細化（段階＃２）、組織＃２−ナノモーダル組織（段階＃３）、メカニズム＃２−動的ナノ相強化（段階＃４）、および組織＃３−高強度ナノモーダル組織（段階＃５）。

ここで示されるように、組織＃１が最初に形成され、モーダル組織は合金の液体溶融物での開始、および冷却による凝固の結果であり、特定の粒子サイズを有する特定の相の核生成および成長をもたらす。本明細書における粒子サイズは、走査型電子顕微鏡または透過型電子顕微鏡等の方法によって好ましくは特定可能な特定の相の単結晶のサイズとして再度理解され得る。したがって、クラス２鋼の組織＃１は、実験室規模の手順および／または粉末噴霧または合金鋳造等の工業的規模の方法のいずれかを介した処理によって好ましくは達成され得る。

したがって、クラス２鋼のモーダル組織は、溶融物から冷却されるときに、以下の粒子サイズ：（１）オーステナイトおよび／またはフェライトを含む５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリクス粒子サイズ、（２）２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物粒子サイズ（すなわちＭが金属でありＢと共有結合している、Ｍ_２Ｂ等の非金属粒子）を初期に示し得る。好ましくは、ホウ化物粒子はまた、上昇した温度で結晶粒粗大化を抑制するピンニング相によってマトリクス粒子が有効に安定化される特徴を有する「ピンニング」タイプの相であり得る。金属ホウ化物粒子は、Ｍ_２Ｂ化学量論を示すものとして特定されたが他の化学量論も可能であり、Ｍ_３Ｂ、ＭＢ（Ｍ_１Ｂ_１）、Ｍ_２３Ｂ_６、およびＭ_７Ｂ_３を含むピンニングを提供し得、それらは上述のメカニズム＃１または＃２によって影響を受けないことに留意すべきである。粒子サイズへの言及は、走査型電子顕微鏡または透過型電子顕微鏡等の方法によって好ましくは特定可能な特定の相の単結晶のサイズとして再度理解されるべきである。さらに、本明細書におけるクラス２鋼の組織＃１は、そのようなホウ化物相とともにオーステナイトおよび／またはフェライトを含む。

図６に、クラス２鋼の変形挙動を受ける本明細書における非ステンレス鋼合金を代表する応力歪み曲線を示す。好ましくは、モーダル組織が最初に形成され（組織＃１）、形成後、モーダル組織は、組織＃２につながる静的ナノ相微細化メカニズムであるメカニズム１を介して特有に微細化され得る。静的ナノ相微細化は、最初に５００ｎｍから２００００ｎｍの範囲に入る組織１のマトリクス粒子サイズが減少して、典型的には１００ｎｍから２０００ｎｍの範囲に入るマトリクス粒子サイズを有する組織２を提供する特徴に言及する。ホウ化物ピンニング相は、いくつかの合金において著しくサイズを変化させることがあり、一方で熱処理の間にマトリクス粒子の結晶粒粗大化を抑制することを意図するものであることに留意しなければならない。これらのホウ化物ピンニングサイトの存在により、結晶粒粗大化につながる粒子境界の挙動は、ツェナーピンニングまたはツェナードラッグと呼ばれるプロセスによって送らされると予測され得る。そのため、マトリクスの粒子成長は、総界面面積の低減によりエネルギー的に好ましいものであり得る一方で、ホウ化物ピンニング相の存在はこれらの相の高い界面エネルギーによる結晶粒粗大化の駆動力に対向するであろう。

クラス２鋼における静的ナノ相微細化メカニズム＃１の特徴では、５００ｎｍから２００００ｎｍの範囲に入るものと説明されたミクロンスケールのオーステナイト相（ガンマ‐Ｆｅ）は、新たな相（例えばフェライトまたはアルファ‐Ｆｅ）へと部分的にまたは完全に変換される。クラス２鋼のモーダル組織（組織１）に最初に存在するフェライト（アルファ鉄）の体積分率は、０から４５％である。静的ナノ相微細化メカニズム＃２の結果としての組織＃２におけるフェライト（アルファ鉄）の体積分率は、典型的には２０から８０％である。好ましくは、静的変態は、上昇した温度での熱処理の間に起こり、そのため、粒子微細化よりも結晶粒粗大化が上昇した温度での一般的な材料の反応であるため、特有の微細化メカニズムを含む。

したがって、結晶粒粗大化は、静的ナノ相微細化メカニズムの間に本明細書におけるクラス２鋼の合金によって生じない。組織＃２は、動的ナノ相強化の間に組織＃３に特異的に変換することが可能であり、結果として組織＃３が形成され、５から６５％の全伸びを有する８００から１８００ＭＰａの範囲の引張強度値を示す。

合金の化学的性質に応じて、いくつかの非ステンレス高強度鋼における静的ナノ相微細化および続く熱的プロセスの間にナノスケールの析出物が形成され得る。ナノ析出物は、１ｎｍから２００ｎｍの範囲であり、相の大部分（＞５０％）は１０〜２０ｎｍのサイズであり、これはマトリクス粒子の結晶粒粗大化を遅らせるために組織＃１において形成されるホウ化物ピンニング相よりずっと小さい。また、静的ナノ相微細化の間、ホウ化物粒子サイズは２００から２５００ｎｍの範囲のサイズへとより大きく成長する。

上記をさらに詳細に説明すると、クラス２鋼を提供する本明細書における合金の場合、このような合金がその降伏点を超えた場合、一定の応力での組成変形が生じ、組織＃３の形成につながる動的相変態が続く。さらに具体的には、十分な歪みが生じた後、応力対歪み曲線の傾きが変化して上昇するところで変曲点が生じ（図６）、メカニズム＃２（動的ナノ相強化）の活性化を示す歪みを伴って強度が増加する。

動的ナノ相強化の間のさらなる歪みとともに、強度は増加し続けるが、ほぼ減退するまで歪み硬化係数の値が緩やかに減少する。いくつかの歪み軟化は、くびれ（ｎｅｃｋｉｎｇ）での局所的な断面積の減少に起因し得る破壊点付近でのみ生じる。応力下での材料の歪みで生じる強化変態は一般的に、動的プロセスとしてのメカニズム＃２を定義し、それは組織＃３につながることに留意すべきである。動的とは、材料の降伏点を超える応力の印加を介してプロセスが生じ得ることを意味する。組織３を達成する合金で達成され得る引張特性は、８００から１８００ＭＰａの範囲の引張強度値、および５から６５％の全伸びを含む。また、達成される引張強度のレベルは、クラス２鋼に関する特徴的な応力歪み曲線に対応して歪みが増加する際に生じる変態の量に依存する。

そのため、変態のレベルに応じて、調節可能な降伏強度は、変形のレベルに応じて本明細書におけるクラス２鋼で発達され得、組織＃３において降伏強度は４００ＭＰａから１７００ＭＰａまで最終的に変化し得る。すなわち、本明細書における合金の範囲外である従来の鋼は、比較的低レベルの歪みのみを示し、そのため降伏強度は先の変形の履歴に応じて小さな範囲（例えば１００から２００ＭＰａ）にわたってのみ変化し得る。本明細書におけるクラス２鋼では、降伏強度は、組織＃２から組織＃３への変態に加えられる広範囲（例えば４００から１７００ＭＰａ）にわたって変化し得、様々な用途において設計者およびエンドユーザーの両方が調製可能な変化を可能にし、車体構造における衝突管理等の様々な用途において組織＃３を活用させる。

図５に示すこの動的メカニズムに関して、１ｎｍから２００ｎｍの特定可能な粒子サイズを示す新たなおよび／または追加の析出相もしくは複数の相が観察される。加えて、前記析出相には、Ｐ６_３ｍｃ空間群（＃１８６）を有するジヘキサゴナルピラミダルクラス六方相、六方晶のＰ６バー２Ｃ空間群（＃１９０）を有するジトリゴナルジピラミダルクラス、および／またはＦｍ３ｍ空間群（＃２２５）を有するＭ_３Ｓｉ立方相の識別がある。したがって、動的変態が部分的または完全に生じ得、材料に比較的高強度を提供する新規のナノスケール／略ナノスケール相を有する微細組織の形成をもたらす。すなわち、組織＃３は、２００から２５００ｎｍの範囲であるホウ化物によってピンニングされる一般的に１００ｎｍから２０００ｎｍのマトリクス粒子サイズを有し、かつ１ｎｍから２００ｎｍの範囲である析出相を伴う微細組織として理解され得る。１ｎｍから２００ｎｍの粒子サイズを有する上記の析出相の初期形成は、静的ナノ相微細化で始まり、動的ナノ相強化の間続き、組織３の形成をもたらす。組織２において１ｎｍから２００ｎｍの粒子サイズを有する析出相の体積分率は、組織３において増加し、特定された強化メカニズムを補助する。組織３においてガンマ鉄のレベルは任意であり、特定の合金の化学的性質およびオーステナイトの安定性に応じて排除され得ることに留意すべきである。

動的再結晶化は、微細化メカニズムではなく結晶粒粗大化メカニズムであるように、小さい粒子から大きな粒子の形成を含むので、メカニズム＃２（図５）とは異なる既存のプロセスであることに留意しなければならない。さらに、新しい変形していない粒子は変形した粒子によって置換されるので、本明細書に示されるメカニズムと対照的に相変化は生じず、また、本明細書での強化メカニズムと対照的に強度の対応する減少をもたらす。鋼における準安定のオーステナイトは、機械的応力下でマルテンサイトに変換することが知られているが、好ましくは、本願明細書に記載の新しい鋼合金においてはマルテンサイトまたは体心立方体の鉄相に関する裏付けは見つけられていないことに留意すべきである。以下のＴａｂｌｅ１Ｂは、本明細書でのクラス２鋼の組織と性能特性の比較を提供する。

クラス３鋼
クラス３鋼は、ここで本明細書に記載されるように、多段階のプロセスを介する高強度ラメラナノモーダル組織の形成に関連する。

非ステンレス炭素フリー鋼合金において十分な延性を備える高強度を含む引張応答を達成するために、好ましい７段階のプロセスについてここに記載され、図７に示される。組織発現は、組織＃１−モーダル組織から始まる（段階＃１）。しかしながら、クラス３鋼におけるメカニズム＃１は、ラス相形成に関連し（段階＃２）、組織＃２−モーダルラス相組織につながり（段階＃３）、メカニズム＃２−ラメラナノ相形成を介して（段階＃４）、組織＃３−ラメラナノモーダル組織へと変換される（段階＃５）。組織＃３の変形により、メカニズム＃３−動的ナノ相強化の活性化がもたらされ（段階＃６）、組織＃４−高強度ラメラナノモーダル組織の形成につながる（段階＃７）。また、以下のＴａｂｌｅ１Ｃを参照する。

モーダル組織の形成を含む組織＃１（すなわち、ｂｉ、ｔｒｉ、およびより高次）は、示されるような実験室規模を介した、および／または双ロール鋳造もしくは薄スラブ鋳造等の冷却表面処理を含む工業的規模の方法を介した処理によって、本願の言及された化学的性質を備える合金において達成され得る。したがって、クラス３鋼のモーダル組織は、溶融物から冷却されるときに、以下の粒子サイズ：（１）フェライトまたはアルファＦｅ（必要）、および任意でオーステナイトまたはガンマＦｅを含む５００ｎｍから２０，０００ｎｍのマトリクス粒子サイズ；および（２）１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズ（すなわち、Ｍが金属でありＢに共有結合されている、Ｍ_２Ｂ等の非金属粒子）；（３）３５０から１０００ＭＰａの降伏強度；（４）２００から１２００ＭＰａの引張強度；および０〜３．０％の全伸び、を初期に示し得る。また、マトリクス粒子の樹枝状成長形態を示し得る。好ましくは、ホウ化物粒子はまた、上昇した温度で結晶粒粗大化を抑制するピンニング相によってマトリクス粒子が有効に安定化される特徴を有する「ピンニング」タイプの相であり得る。金属ホウ化物粒子は、Ｍ_２Ｂ化学量論を示すものとして特定されたが他の化学量論も可能であり、Ｍ_３Ｂ、ＭＢ（Ｍ_１Ｂ_１）、Ｍ_２３Ｂ_６、およびＭ_７Ｂ_３を含み、上記のメカニズム＃１、＃２または＃３によって影響されないピンニングを提供し得ることに留意すべきである。粒子サイズへの言及は、走査型電子顕微鏡または透過型電子顕微鏡等の方法によって好ましくは特定可能な特定の相の単結晶のサイズとして再度理解されるべきである。したがって、本明細書におけるクラス３鋼の組織＃１は、そのようなホウ化物相とともにフェライトを含む。

組織＃２は、メカニズム＃１を介して樹枝状形態を備えたモーダル組織（組織１）からの析出物が均一に分散したモーダルラス相組織の形成を含む。ラス相組織は、プレート形状の結晶粒子から構成される組織として一般的に理解され得る。「樹枝状形態」への言及は、木状のものとして理解され得、「プレート形状」への言及は、シート状のものとして理解され得る。好ましくは、ラス組織形成は、（１）典型的には１００から１００００ｎｍのラス組織の粒子サイズ；（２）１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズ；（３）３５０ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度；（４）３５０ＭＰａから１６００ＭＰａの引張強度；（５）０〜１２％の伸び、を有するプレート状結晶粒子形成を介して、高温（例えば７００℃から１２００℃の温度）で生じ得る。組織＃２はまた、アルファＦｅを含み、ガンマＦｅは任意である。

典型的に１００から１０００ｎｍのサイズを有するホウ化物析出物の第２の相は、孤立した粒子としてラスマトリクスに分散していることが見られ得る。ホウ化物析出物の第２の相は、Ｍが金属でありホウ素と共有結合した、異なる化学量論（Ｍ_２Ｂ、Ｍ_３Ｂ、ＭＢ （Ｍ_１Ｂ_１）、Ｍ_２３Ｂ_６、およびＭ_７Ｂ_３）の非金属粒子として理解され得る。これらのホウ化物析出物は、サイズ変化がほとんどまたは全くない組織＃１におけるホウ化物粒子とは区別される。

組織＃３（ラメラナノモーダル組織）は、ラメラナノ相形成として特定されるメカニズム＃２を介した１つまたは複数の相へのフェライトの静的変態の結果としてのラメラ形態の形成を含む。静的変態は、高温熱処理の間の拡散による合金化元素の分散に起因する１相または複数の新しい相への母相の分解であり、好ましくは７００℃から１２００℃の温度範囲で生じ得る。ラメラ（または積層）組織は、個別のラメラが３次元的に結合したコロニー内に存在する２つの相の交互の層から構成される。この組織タイプの構造的な構成を示すために、ラメラ組織の概略図を図８に示す。白いラメラは相１として任意に特定され、黒いラメラは相２として任意に特定される。クラス３合金では、ラメラナノモーダル組織は：（１）１００ｎｍから１０００ｎｍの幅、１００ｎｍから１００００ｎｍの範囲の厚さ、０．１から５μｍの長さのラメラ；（２）Ｍが金属でありホウ素と共有結合した、異なる化学量論（Ｍ_２Ｂ、Ｍ_３Ｂ、ＭＢ（Ｍ_１Ｂ_１）、Ｍ２_３Ｂ_６、およびＭ_７Ｂ_３）の１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子、（３）１ｎｍから１００ｎｍの析出粒子；（４）３５０ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、を含む。ラメラナノモーダル組織は、アルファＦｅを含み続け、ガンマＦｅは任意のままである。

ラメラナノモーダル組織（組織＃３）は、塑性変形（すなわち材料の降伏応力を超える）の間の動的ナノ相強化（メカニズム＃３、機械的応力の適用）を介して組織＃４へと変換し、１０００ＭＰａから２０００ＭＰａの範囲の比較的高い引張強度を示す。図９には、クラス２鋼と比較したクラス３鋼の変形挙動を受ける本明細書における組織＃３を有する合金を代表する応力‐歪み曲線が示される。図９に示されるように、組織＃３は、応力を加えたときに、示された曲線を提供し、クラス３鋼の組織＃４をもたらす。

変形の間の強化は、応力下での材料の歪みとして生じ、動的プロセスとしてメカニズム＃３を定義する、相変態に関連する。合金が本願に記載のレベルの高強度を示すために、好ましくは、ラメラ組織は変形の前に形成される。このメカニズムでは特に、マイクロメートルスケールのオーステナイト相は、マイクロメートルスケールの組織的特徴が一般的にナノスケールまで減少する新しい相へと変換する。オーステナイトの一部は、鋳造の間にクラス３合金において初期にいくらか形成し得、次いで組織＃１および組織＃２中に残存し得る。応力が印加されたときの歪みの間に、新しい、または追加の相が、典型的には１から１００ｎｍの範囲のナノ粒子とともに形成される。

変形後の組織＃４（高強度ラメラナノモーダル組織）では、フェライト粒子は、変形の間に形成された新しい相から構成されるナノ組織を有する交互の相を含む。オーステナイトの特有の化学的性質および安定性に応じて、いくらかのオーステナイトが追加で存在し得る。各層が単一またはわずかな粒子を示す組織＃３における層とは対照的に、組織＃４では、異なる相の多数のナノ粒子が動的ナノ相強化の結果として存在する。ナノスケールの相形成は合金の変形の間に生じるため、応力誘起変態を示し、動的プロセスとして定義される。変形の間のナノスケールの相析出物は、合金の広範囲にわたる歪み硬化の原因となる。動的変態は部分的にまたは完全に生じ得、材料に高強度を提供する高強度ラメラナノモーダル組織（組織＃４）として特定される新規のナノスケール／略ナノスケールの相を有する微細組織の形成をもたらす。そのため、組織＃４は、特有の化学的性質およびメカニズム３によって達成される強化の量に依存する様々なレベルの強化を有して形成され得る。以下のＴａｂｌｅ１Ｃは、本明細書のクラス３鋼の組織および性能特性の比較を提供する。

製造の間のメカニズム
本明細書におけるクラス１、クラス２またはクラス３鋼のいずれかにおけるモーダル組織（ＭＳ）の形成は、製造工程の様々な段階で生じるように実施され得る。したがって、ＭＳの形成は、製造工程の間に合金が受ける凝固シーケンスおよび熱サイクル（すなわち温度および時間）に特に依存し得る。好ましくは、ＭＳは、合金の融点を超える範囲、および１１００℃から２０００℃の範囲の温度で本明細書における合金の加熱、かつ合金の融点未満、好ましくは１１×１０^３から４×１０^−２Ｋ／ｓの範囲の冷却に対応する冷却によって形成され得る。図９は、本明細書における合金の特定の化学組成での開始、液体への加熱、冷却表面上での凝固、およびモーダル組織の形成を一般的に示し、その後、本明細書に記載するように、クラス１鋼、クラス２鋼またはクラス３鋼のいずれかに変換し得る（図１０）。

粉末のビレットへのＨＩＰ固結、熱間押出、熱間プレス、鍛造、ならびに製造後の熱処理を含むがそれらに限定されない後続の熱サイクルおよび／または製造段階での変形は、クラス１合金におけるモーダルナノ相組織形成、クラス２合金におけるナノモーダルまたは高強度ナノモーダル組織形成、およびクラス３合金におけるラメラナノモーダルまたは高強度ラメラナノモーダル組織形成をもたらし得る。合金のクラス、その化学組成および製造サイクルで形成される微細組織のタイプに応じて、様々な特性を有する管状製品を製造することができる。

実施例
好ましい合金の化学的性質およびサンプル作製
利用される好ましい原子比率を提供するＴａｂｌｅ２に合金の化学組成を示す。以下の事例では、異なる技法および高度な特性の組み合わせによるＴａｂｌｅ２中の合金の加工性が管状製品において達成され得る。

上の表から、目的とする組成範囲（原子％）は、４８．００から８８．００原子％で存在するＦｅ、０から３２．００原子％のＣｒ、０から１６．００原子％のＮｉ、０から２１．００原子％のＭｎ、１．００から８．００原子％のＢ、および１．００から１４．００原子％のＳｉを含むことがわかる。合金が本明細書に記載されるようなクラス１、２、または３鋼を形成するか否かに応じて、比較的広範囲の強度および延性を提供するように合金が採用され得る。合金を使用して、遠心鋳造などの多様な方法によってシームレス管状部材を形成することができる。

遠心鋳造を介した加工の後、得られるパイプ、管、または管状部材には事後熱処理が必要であり得ることが想定される。熱処理は、目的の特性、および熱への曝露に対する特定の合金の反応に応じて、１段階（７００から１２００℃で５分から２４時間等）または複数段階（８５０から１２００℃で５分から２４時間、続いて２００から１０００℃で５分から４８時間の熱処理等）とすることができる。

合金特性
新しい合金では、合金の化学的特性に応じて初期の溶融が約１０００℃から始まり、最終的な溶融温度が最大約１５００℃である１段階または複数段階で溶融が起こる。溶融挙動の変動は、化学的特性に応じた合金の冷却表面処理での複雑な相形成を反映する。合金の密度は、７．２ｇ／ｃｍ^３から８．２ｇ／ｃｍ^３まで変化する。各クラスからの合金における機械的特性の値は、合金の化学的特性および加工／処理条件に依存し得る。クラス１鋼では、極限引張強度の値は、７００から１５００ＭＰａまで変化し、引張伸びは５から４０％まで変化し得る。降伏応力は、４００から１３００ＭＰａの範囲内である。クラス２鋼では、極限引張強度の値は、８００から１８００ＭＰａまで変化し、引張伸びは５から４０％まで変化し得る。降伏応力は、４００から１７００ＭＰａの範囲内である。クラス３鋼では、極限引張強度の値は、１０００から２０００ＭＰａまで変化し、引張伸びは０．５から１５％まで変化し得る。降伏応力は、５００から１８００ＭＰａの範囲内である。追加のクラスの鋼は、上記の範囲を超えた降伏強度、引張強度、および伸びの値を有することが予想される。

事例
事例＃１：石油およびガス工業用の遠心鋳造に利用される薄肉パイプ等級との比較
石油およびガス工業には、ドリルパイプに使用される４つの鋼級、ならびにケーシングおよび配管用の５つの共通の鋼級があり、それらの特性をＴａｂｌｅ３およびＴａｂｌｅ４に示す。比較のために、本願から選択されたクラス２鋼合金、合金８２（Ｔａｂｌｅ２）の特性が含まれる。合金８２は、厚さ１．８ｍｍを有するプレートとして銅ダイで鋳造し、続いて熱機械処理した。

Ｔａｂｌｅ３および４中のデータに基づくと、合金８２は、降伏強度においてＥ７５ドリルパイプとほぼ匹敵するがほぼ二倍の強度を有し、Ｊ５５ケーシングパイプ容易に匹敵するが二倍以上の強度を有する。ステンレス鋼合金８２は、高い耐食性の点で、ドリルパイプおよびケーシングパイプ等級の両方を超える追加の利点を有すると考えられる。

これらの引張特性は２．１ｍｍ（０．０８３インチ）の壁厚を有するパイプにおいて達成され得るため、Ｔａｂｌｅ５および６に示す様々なパイプで著しい軽量化が得られる。合金８２製の最大外径（ＯＤ）のドリルパイプは、最小径のＡＰＩスペックのドリルパイプより低い単位長さ当たりの質量を有し、合金８２製のパイプは、ＡＰＩスペックのケーシングパイプより約２．５から１０倍軽いことに留意すべきである。使用するパイプが実質的により軽ければ、掘削作業において実質的にコスト削減される。さらに、高強度クラス３合金または新しいクラスの鋼を利用することによって、さらに軽量なパイプを実現することができる。

事例＃２：プロトタイプパイプの遠心鋳造
合金８２（Ｔａｂｌｅ２）の原子比率に従って調製された原材料を溶融するまで炉内で加熱した。均質化するとすぐに、鋳型の位置に移動させたタンディッシュに溶融液体金属を移した。タンディッシュから溶融金属を注ぎながら、永久鋳型を軸の周りに一定の速度で連続的に回転させた。溶融金属は冷却の間にそこで凝固する鋳型の内壁に向かって遠心力で広がり、パイプを形成する。鋳造パイプを図１１に示す。鋳造した状態のパイプの外径（ＯＤ）は、２５．６ｃｍであり、全長６６ｃｍであった。パイプの壁厚は、５．５ｃｍであり、鋳造した状態の総重量は１７２ｋｇであった。図１１に示すように、遠心鋳造パイプから、試験用および微細組織調査用に５ｃｍ厚さのリングを切断した。

事例＃３：遠心鋳造によって製造したプロトタイプパイプの密度
空気および蒸留水の両方で秤量できるように特別に構築したバランスでアルキメデス法を用いて合金８２（Ｔａｂｌｅ２）から遠心鋳造によって製造したパイプの密度を測定した。実験結果から、この方法の精度が±０．０１ｇ／ｃｍ^３であることが明らかとなった。パイプリングの外径（ＯＤ）表面付近、内径（ＩＤ）表面付近、およびパイプ壁の中央からＥＤＭによってサンプルを切断した。各サンプルの密度データをＴａｂｌｅ７に示す。表からわかるように、パイプの密度は体積を通じて均一である。

事例＃３：遠心鋳造によって製造したプロトタイプパイプの硬度
合金８２（Ｔａｂｌｅ２）から遠心鋳造によって製造したパイプから切断した横断面サンプルでロックウェルＣ硬さを測定した。測定は、Ｎｅｗａｇｅ Ｖｅｒｓｉｔｒｏｎ手動ロックウェル硬さ試験機を使用して行い、結果をＴａｂｌｅ８に記載し、図１２において距離の関数として示した。硬度は、外径（ＯＤ）表面付近の３１．０ＨＲＣから内径（ＩＤ）表面付近の３３．１ＨＲＣの範囲にわたる。

事例＃４：遠心鋳造によって製造したプロトタイプパイプの引張特性
鋳造
合金８２（Ｔａｂｌｅ２）から遠心鋳造によって製造したパイプから約２ｍｍ厚の横断面プレートを切断した。ワイヤ放電加工（ＥＤＭ）を用いて横断面プレートから引張試験片を切断した。引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ社のＢｌｕｅｈｉｌｌ制御および分析ソフトを使用して、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械試験フレーム（モデル３３６９）で測定した。全ての試験は、室温で、底部固定部が固定され、ロードセルが取り付けられた上部固定部が移動する変位制御において実施した。鋳造パイプの外径（ＯＤ）表面からの距離に応じた引張試験結果をＴａｂｌｅ９に示し、引張強度のグラフを図１３に示し、伸びのグラフを図１４に示す。最大引張強度は外表面付近で生じ、わずかに低下したが内表面のかなり近くまで一定を保った。伸びは、そこで著しく低下する内表面付近までパイプの大部分で一定であるという類似の傾向を示した。典型的に、遠心鋳造パイプは、パイプの内径（ＩＤ）がくり抜かれるため、大きな壁厚で鋳造される。これは、引張特性を均一にするために、有害な層を除去し得る。引張データから、ＩＤは、最小１０ｍｍの厚さを取り除いてくり抜かれるべきである。

パイプの横断面プレートから切断された引張試験片を、１１００℃から１２００℃で１時間熱処理し、引張特性が向上するか確認するために別のセットを続いて１２００℃で１．５時間熱処理した。鋳造した状態および熱処理した引張試験結果をＴａｂｌｅ１０および図１５に示す。より高温で、伸びの向上があったが（３倍増加）引張強度の著しい向上はなかった。

事例＃５：遠心鋳造によって製造したプロトタイプパイプの微細組織
鋳造
合金８２（Ｔａｂｌｅ２）から遠心鋳造によって製造したパイプから、外径（ＯＤ）領域からのＳＥＭサンプルを切断した。サンプルは、鏡面仕上げに機械研磨を行い、最大３０ｋＶの加速電圧を有するＺｅｉｓｓの走査型電子顕微鏡で観察した。ＯＤ領域の微細組織を図１６に示す。微細組織は、針状形態を有するホウ化物のピンニング相が鉄マトリクス中に形成された特徴を有していた。針は、同一の方向を向いて密集していた。中央の微細組織は、熱処理を介してモーダル組織へと変換されたことが観察された。１２００℃で１時間熱処理したパイプ試験片の微細組織を図１７に示す。密集領域におけるホウ化物ピンニング相は、より小さな組織へと分解され、モーダル組織により類似しているようである。

事例＃６：熱間押出によって製造したプロトタイプパイプ
熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）によって合金粉末から固結されたビレットの熱間押出によって合金８２（Ｔａｂｌｅ２）からプロトタイプパイプを製造した。粉末は、工業用遠心噴霧器を使用して溶融物から噴霧プロセスによって製造した。合金８２の原子比率に従って調製された原料を、不活性雰囲気で溶融するまで誘導加熱した。均質化するとすぐに、工業用遠心鋳造噴霧器のタンクに溶融液体金属を移した。溶融液体金属を高速回転しているディスク上に注ぎ、そこから液滴状に吸引された液体を不活性ガスによって急冷した。製造された粉末は、チャンバ内に集められ、粉末をマイナス１８０μｍ（−８０ｍｅｓｈ）で分離する空気分級器を介して処理した。合金は、粉末噴霧器による優れた加工性を有し、１８０μｍ未満の寸法で６０％の収率で規則的な形状を有する高品質の粉末が得られた。

クラス２鋼を代表する合金８２から製造された粉末は、粉末を固結して完全密度の材料を与えるために高温の高圧不活性ガスを使用して熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）法によって円筒形ビレットに成形した。中央に４インチの直径の穴をあけ、押出用に１０インチの直径および１３．５インチの長さを有する円筒形のビレットを作製した。さらに、押出の際の補助および１１９３℃の雰囲気に４時間浸漬する間の酸化防止ために、表面に保護ガラス潤滑を適用した。作製した状態のビレットを図１８に示す。

浸漬後、ビレットをオーブンから取り出し、追加の潤滑のために表面に接着するガラス織布で包んだ。次いで、ビレットを水圧ラムと心棒と押出ダイとの間に配置するリフトに移動させた。押出の間、ビレットは、外径（ＯＤ）を減少させ、固定された４インチ直径の心棒を使用することによって内径（ＩＤ）を一定に維持するダイを通して押出された。材料は、ダイを押し出されるときに加速され、横断面積が低減されかつ長さが増加するように長手方向に伸びた。ダイおよび心棒の両方は、３７１℃まで予備加熱される。押出プロセスは、図２に示される。図１９に示すように、押出されたプロトタイプパイプは、約３８インチの長さ、６ ３／４インチのＯＤ、および１ ３／８インチの壁厚を有していた。

事例＃７：熱間押出によって製造したプロトタイプパイプの密度
空気および蒸留水の両方で秤量できるように特別に構築したバランスでアルキメデス法を用いて合金８２（Ｔａｂｌｅ２）から熱間押出によって製造されたパイプの密度を測定した。実験結果から、この方法の精度が±０．０１ｇ／ｃｍ^３であることが明らかとなった。押出されたパイプの密度は、５回の測定の平均で７．５５ｇ／ｃｍ^３である。

事例＃８：熱間押出によって製造したプロトタイプパイプの硬度
合金８２粉末からＨＩＰ固結されたビレットの熱間押出によって製造されたパイプから切断した横断面サンプルでロックウェルＣ硬さを測定した。測定は、Ｎｅｗａｇｅ Ｖｅｒｓｉｔｒｏｎ手動ロックウェル硬さ試験機を使用して行い、結果をＴａｂｌｅ１２に示した。硬度は、横断面を通して類似の値を有し、２９．７ＨＲＣから３３．１ＨＲＣの範囲にわたる。

事例＃９：熱間押出によって製造したプロトタイプパイプの引張特性
合金８２（Ｔａｂｌｅ２）から熱間押出によって製造されたパイプから約２ｍｍ厚の横断面プレートを切断した。ワイヤ放電加工（ＥＤＭ）を用いて横断面プレートから引張試験片を切断した。引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ社のＢｌｕｅｈｉｌｌ制御および分析ソフトを使用して、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械試験フレーム（モデル３３６９）で測定した。全ての試験は、室温で、底部固定部が固定され、ロードセルが取り付けられた上部固定部が移動する変位制御において実施した。

パイプ特性は、製造後の状態、ならびに９００℃で１時間および１２００℃で１．５時間熱処理を行った後の状態で試験を行った。さらに、内径から外径までのパイプ厚さを通した特性値の考察を行った。異なる状態の材料のパイプの引張特性を図２０に示す。パイプ材料は、高強度／高延性の組み合わせを有するクラス２の挙動を明確に示した（図２１）。

体積を通したパイプ特性の均一性を評価するために、押出されたパイプの断面から一連の引張試験片を切断し、パイプの内径（ＩＤ）から外径（ＯＤ）までのパイプの壁厚を通した引張特性の変動の有無を判断するために試験を行った。全てのサンプルには、９００℃で１時間の熱処理を行った。特性値のいくらかの変動にもかかわらず、大部分の測定値が１２００ＭＰの引張強度および２０％より大きな延性を超え、特性が厚さにわたって一定であることを示している（図２２）。ＩＤ表面付近で切断されたサンプルで、わずかによい特性が測定された。

事例＃１０：熱間押出によって製造したプロトタイプパイプの衝撃特性
合金８２粉末から成形されたビレットの熱間押出によって製造されたパイプからシャルピー試験片を切断した。試験片は、ワイヤ放電加工（ＥＤＭ）を用いて、図２３に示されるように長手方向および横方向として特定された、パイプの中心軸に関する２つの異なる方向で切断した。長手方向および横方向の両方で、シャルピー衝撃試験用試験片タイプＡ用のＡＳＴＭ Ｅ２３−０７ａのプロトコルに従ってＥＤＭによってノッチ無しの試験片を切断した。シャルピー試験片は、ＡＳＴＭ Ｅ２３−０７ａのプロトコルに従って、Ａ２ＬＡ認定の個別の実験室によってＴｉｎｉｕｓ Ｏｌｓｅｎ Ｍｏｄｅｌ ７４シャルピー衝撃試験機で試験を実施し、シャルピー結果をＴａｂｌｅ１３に示す。ノッチなしの長手方向の試験片のシャルピー衝撃エネルギーは、２２２から２４８ｆｔ．ｌｂ．にわたり、一方で横方向では、エネルギーは１３０から２１７ｆｔ．ｌｂ．と測定された。長手方向と横方向でのシャルピー衝撃エネルギーのわずかな差は、押出の間に形成される構造的テクスチャーに関し得る。

事例＃１１：熱間押出によって製造したプロトタイプパイプにおける微細組織のＳＥＭ分析
押出された状態のパイプから壁厚を通して異なる位置で走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）分析用サンプルを切断した。滑らかな表面を確保するために、ＳＥＭサンプルは、０．０２μｍ粗さ（Ｇｒｉｔ）まで段階的に金属組織的に研磨した。ＳＥＭは、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃによって製造された最大動作電圧３０ｋＶを有するＺｅｉｓｓ ＥＶＯ−ＭＡＩＯモデルを用いて実施した。図２４に示すように、内径（ＩＤ）から外径（ＯＤ）まで移動してＳＥＭによって５ヶ所を観察した。

押出された状態のサンプルのＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真の例を図２５から図２７に示す。微細組織は、マトリクス中に高密度のホウ化物析出物を有して全体的に均一である。ホウ化物析出相（暗い相）は、大部分の粒子が５μｍ未満を有し、比較的均一なサイズを示す。さらに、内径から外径までの微細組織は、サイズおよび分布の両方の点で類似している。これは、パイプを通じて微細組織が均一であり、目的のナノモーダル組織であることを示唆している。

パイプ微細組織への熱処理の効果を評価するために、熱処理したパイプの内径付近、壁の中心、およびパイプの外径付近からＳＥＭ分析用のサンプルを切断した。パイプ材料に、２種類の熱処理：９００°Ｃで１時間および１２００°Ｃで１．５時間、を適用した。滑らかな表面を確保するために、ＳＥＭサンプルは、０．０２μｍ粗さまで段階的に金属組織的に研磨した。ＳＥＭは、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃによって製造された最大動作電圧３０ｋＶを有するＺｅｉｓｓ ＥＶＯ−ＭＡＩＯモデルを用いて実施した。

図２８から３０は、９００℃で１時間熱処理した後のパイプの内径付近、中心、および外径付近の押出された状態のサンプルの後方散乱ＳＥＭ顕微鏡写真を示す。微細組織は、熱処理後に均一性を維持し、ホウ化物析出相は明らかな成長を示していない。図３１から３３に示すように、１２００℃で１時間熱処理を行った後、微細組織は、サイズの明らかな変化を有さずホウ化物析出物の均一な分散を示す。異なる位置での類似の微細組織は、パイプ全体の壁厚を通して微細組織が均一であることを示唆している。押出された状態と比較してホウ化物相は著しい成長を示さないため、押出されたパイプは、結晶粒粗大化を抑制する熱処理後にクラス２ナノモーダル組織を示す。

事例＃１２：熱間押出によって製造したプロトタイプパイプ用のＨＩＰ固結ビレットにおける微細組織のＴＥＭ分析
組織の詳細を調査するために、高解像度透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を使用した。ＴＥＭ試験片を調製するために、押出パイプを作製するために使用されるＨＩＰビレットからサンプルを切断した。ＴＥＭ解析のために、高温熱処理後のビレットから切断されたサンプルもまた調製した。サンプルは、初めに５０〜８０μｍの厚さまで研磨した。次いで、これらの薄いサンプルから直径３ｍｍのディスクを打ち抜き、メタノールベースにおける３０％のＨＮＯ_３を用いたツインジェット電子研磨によって最終的な薄化を実施した。調製した試験片は、２００ｋＶで動作するＪＥＯＬ ＪＥＭ−２１００ ＨＲ分析用透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）において調査した。

ＴＥＭ分析は、ＨＩＰビレットにおいて、マトリクスは大部分がオーステナイト相（γ‐Ｆｅ）から構成され、オーステナイトの粒子サイズは、１から数μｍであることを示す。静的ナノ相微細化を通して製造されたより微細な粒子がＨＩＰビレット中に見られる場合もあるが、それらの体積分率は比較的小さい（図３４）。オーステナイト粒子は、一般的にきれいで輪郭がはっきりしており、押出における変形のために十分な余地を与える。図３５（ａ）に示すように、１２００℃で１時間の熱処理後、大部分のオーステナイト粒子はＨＩＰビレットにおける寸法および形状を維持し、鋭い粒子境界を有してさらに輪郭がはっきりしている。しかしながら、図３５（ｂ）に示すように、静的ナノ相微細化を通したホウ化物析出相付近の領域において特に、ナノモーダル組織が依然として見られるが、マイクロメートルサイズのオーステナイト粒子が過半数である。このことは、この特定のケースでは静的ナノ相微細化メカニズムがＨＩＰプロセスの間に完了しなかったことを示すが、引張特性（図２１）に基づくと、追加の温度および応力が静的ナノ相微細化メカニズムを完全に完了することが明らかである。

事例＃１３：選択された合金の代表的応力‐歪み曲線
本明細書における合金の特性および特性の組み合わせの範囲の潜在的レベルは、選択された合金の代表的な応力‐歪み曲線によって実証され、図３６に示される。商業的に利用可能な純度の原料を使用して、様々な質量の負荷をＴａｂｌｅ２に提供された原子比率に従って合金３０９、合金３２７、合金３２８、および合金３３５用に異なる質量の負荷を秤量した。元素成分を秤量し、負荷は、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機を使用して５０ｍｍ厚さに鋳造した。ＲＦ誘導を使用して原料を溶融し、次いで水冷銅ダイへと注いだ。続いて、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機およびＬｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４雰囲気制御ボックス炉を使用して熱間圧延を行った。複数の圧延パスを介して略９６％厚さが減少するようにサンプルを熱間圧延し、続いて各合金の固相線温度より５０℃低い温度で４０分間浸漬した。合金３０９および合金３２７には、８５０℃で６時間熱処理を施した。合金３３５には８５０℃で６時間熱処理を施した。合金３２８は熱間圧延した状態で試験した。

本明細書において形成される合金は、シート形状などのその他の形態で採用され得ることに留意すべきである。そのようなシートは、０．３ｍｍから１５０ｍｍの厚さ、および１００ｍｍから５０００ｍｍの幅を有し得る。本明細書における合金は、クラス２またはクラス３鋼のいずれかとして形成されるため、多様な応用を有する。応用には、車両用フレーム、前端部構造、床パネル、車体内装、車体外装、リア構造、天井およびサイドレールにおける部品および部材を含むがそれらに限定されない車両の構造部品を含むがそれらに限定されるわけではない。全てを包含するわけではないが、特定の部品および部材は、Ｂピラー主要強化、Ｂピラーベルト強化、フロントレール、リアレール、フロントルーフヘッダ、リアルーフヘッダ、Ａピラー、ルーフレール、Ｃピラー、ルーフパネルインナー、およびルーフボウを含み得る。したがって、クラス２および／またはクラス３鋼は、車両の設計における耐衝突性管理の最適化に特に有用であり、記載した鋼の強度および延性が特に有利となり得るエンジン室、搭乗者および／またはトランク領域を含む重要なエネルギー管理ゾーンを最適化することができる。

本明細書における合金はまた、超深層および超深海、ならびに大偏距（ＥＲＤ）坑井探鉱を含むがそれらに限定されない、ドリルカラー（掘削用のビットに荷重を加える部材）、ドリルパイプ（掘削を容易にするためにドリルリング上で使用される中空壁管）、パイプケーシング、ツールジョイント（すなわちドリルパイプのねじ端部）、およびウェルヘッド（すなわち掘削および生産設備に構造および圧力を含むインターフェースを設ける石油またはガス井戸のサーフェスの部材）としての用途を含み得る。本明細書における合金はまた、圧縮ガス貯蔵タンクおよび液化天然ガスタンクに使用され得る。

Claims (18)

1. シームレス管状部材を形成する方法であって、
   ４８．００から８８．００原子％のレベルのＦｅと、０から１６．００原子％のＮｉと、０から３２．００原子％のＣｒと、０から２１．００原子％のＭｎと、１．０から８．００原子％のＢと、１．００から１４．００原子％のＳｉとを含む金属合金を供給する段階と、
   前記合金を溶融し、５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリクス粒子サイズおよび２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを有する合金を提供するように凝固する段階と、
   前記合金に機械的応力を与え、かつ／または少なくとも１つの以下の粒子サイズ分布および機械的特性：
   （ａ）５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリクス粒子サイズ、２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物粒子サイズ、１ｎｍから２００ｎｍの析出粒子サイズであって、前記合金が４００ＭＰａから１３００ＭＰａの降伏強度、７００ＭＰａから１４００ＭＰａの引張強度、および１０から７０％の引張伸びを示す、または
   （ｂ）１００ｎｍから２０００ｎｍの微細化マトリクス粒子サイズ、１ｎｍから２００ｎｍの析出粒子サイズ、２００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズであって、前記合金が３００ＭＰａから８００ＭＰａの降伏強度を有する、
   を有するシームレス管状部材を加熱および形成する段階であって、前記ホウ化物粒子が、前記マトリクス粒子の結晶粒粗大化を抑制するピンニング相を提供する段階と、
   を含む方法。
2. 前記溶融を１１００℃から２０００℃の範囲の温度で実施し、凝固を１１×１０^３から４×１０^−２Ｋ／ｓの範囲における冷却によって実施する、請求項１に記載の方法。
3. 前記粒子サイズ分布（ｂ）を有する前記合金に３００ＭＰａから８００ＭＰａの前記降伏強度を超える応力が印加され、前記微細化粒子サイズが１００ｎｍから２０００ｎｍを維持し、前記ホウ化物粒子サイズが２００ｎｍから２５００ｎｍを維持し、前記析出粒子が１ｎｍから２００ｎｍを維持し、前記合金が４００ＭＰａから１７００ＭＰａの降伏強度、８００ＭＰａから１８００ＭＰａの引張強度、および５％から６５％の伸びを示す、請求項１に記載の方法。
4. 前記合金が０．２から１．０の歪み硬化係数を示す、請求項３に記載の方法。
5. 前記シームレス管状部材が車両に配置される、請求項１に記載の方法。
6. 前記シームレス管状部材が車両に配置される、請求項３に記載の方法。
7. シームレス管状部材を形成する方法であって、
   （ａ）４８．０から８８．０原子％のレベルのＦｅと、０．０から１６．０原子％のＮｉと、０．０から３２．０原子％のＣｒと、０．０から２１．０原子％のＭｎと、１．０から８．０原子％のＢと、１．０から１４．０原子％のＳｉとを含む金属合金を供給する段階と、
   （ｂ）前記合金を溶融し、５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリクス粒子サイズおよび２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを有する合金を提供するように凝固する段階と、
   （ｃ）前記合金を加熱し、１００ｎｍから１００００ｎｍの粒子および１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを有するラス組織を形成する段階であって、前記合金が３００ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、３５０ＭＰａから１６００ＭＰａの引張強度、および０からｌ２％の伸びを有し、前記ラス組織を有する前記合金がシームレス管状部材の形状である段階と、
   を含む方法。
8. 前記溶融を１１００℃から２０００℃の範囲の温度で実施し、凝固を１１×ｌ０^３から４×ｌ０^−２Ｋ／ｓの範囲における冷却によって実施する、請求項７に記載の方法。
9. 段階（ｃ）の後に前記合金を加熱し、１００ｎｍから１００００ｎｍの厚さ、０．１から５．０μｍの長さ、および１００ｎｍから１０００ｎｍの幅のラメラ粒子、ならびに１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子、および１ｎｍから１００ｎｍの析出粒子を形成する段階を含み、前記合金が３００ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度を示す、請求項７に記載の方法。
10. 前記合金に応力が印加され、１００ｎｍから５０００ｎｍの粒子、１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子、１ｎｍから１００ｎｍの析出粒子を有する合金を形成し、前記合金が、５００ＭＰａから１８００ＭＰａの降伏強度、１０００ＭＰａから２０００ＭＰａの引張強度、および０．５％から１５．０％の伸びを有する、請求項９に記載の方法。
11. 前記合金が０．１から０．９の歪み硬化係数を示す、請求項１０に記載の方法。
12. 前記シームレス管状部材が車両に配置される、請求項７に記載の方法。
13. 前記シームレス管状部材が車両に配置される、請求項９に記載の方法。
14. 前記合金が車両に配置される、請求項１０に記載の方法。
15. ４８．０から８８．０原子％のレベルのＦｅと、
    ０．０から１６．０原子％のＮｉと、
    ０．０から３２．０原子％のＣｒと、
    ０．０から２１．０原子％のＭｎと、
    １．０から８．０原子％のＢと、
    １．０から１４．０原子％のＳｉと、
    を含む金属合金であって、
    前記合金が５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリクス粒子サイズおよび２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを示し、前記合金が、
    （ａ）機械的応力を加えることによって、前記合金が、５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリクス粒子サイズ、２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物粒子サイズ、１ｎｍから２００ｎｍの析出粒子サイズ、ならびに４００ＭＰａから１３００ＭＰａの降伏強度、７００ＭＰａから１４００ＭＰａの引張強度、および１０から７０％の引張伸びをもたらす機械的特性を示す、または、
    （ｂ）熱に曝露した後に機械的応力を加えることによって、前記合金が、１００ｎｍから２０００ｎｍの微細化粒子サイズ、２００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズ、および１ｎｍから２００ｎｍの析出粒子を示し、前記合金が、４００ＭＰａから１７００ＭＰａの降伏強度、８００ＭＰａから１８００ＭＰａの引張強度、および５％から６５％の伸びを示す、
    のうちの少なくとも１つを示す、金属合金。
16. （ａ）または（ｂ）に記載の前記合金がシームレス管状部材の形態である、請求項１５に記載の合金。
17. ４８．０から８８．０原子％のレベルのＦｅと、
    ０．０から１６．０原子％のＮｉと、
    ０．０から３２．０原子％のＣｒと、
    ０．０から２１．０原子％のＭｎと、
    １．０から８．０原子％のＢと、
    １．０から１４．０原子％のＳｉと、
    を含む金属合金であって、
    前記合金が５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリクス粒子サイズおよび１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを示し、前記合金が、
    （ａ）熱への第１の曝露によって、１００ｎｍから１００００ｎｍの粒子および１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを有するラス組織を形成し、前記合金が、３００ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、３５０ＭＰａから１６００ＭＰａの引張強度、および０からｌ２％の伸びを有し、かつ
    （ｂ）熱への第２の曝露の後に応力を加えることによって、前記合金が、１００ｎｍから５０００ｎｍのラメラ粒子、１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子、および１ｎｍから１００ｎｍの析出粒子を有し、前記合金が３００ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、３５０ＭＰａから１６００ＭＰａの引張強度、および０からｌ２％の伸びを有する、金属合金。
18. （ａ）または（ｂ）に記載の前記合金がシームレス管状部材の形態である、請求項１７に記載の合金。

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