JPH06179946A - オーステナイトステンレス鋼 - Google Patents

オーステナイトステンレス鋼

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JPH06179946A
JPH06179946A JP5229127A JP22912793A JPH06179946A JP H06179946 A JPH06179946 A JP H06179946A JP 5229127 A JP5229127 A JP 5229127A JP 22912793 A JP22912793 A JP 22912793A JP H06179946 A JPH06179946 A JP H06179946A
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Abstract

(57)【要約】 【目的】 低ニッケルオーステナイトステンレス鋼を提
供すること。 【構成】 クロム 約１６．５〜約１７．５重量％；マ
ンガン 約６．４〜約８．０重量％；ニッケル 約２．
５０〜約５．０重量％；銅 約２．０〜約３．０重量％
未満；炭素 約０．１５重量％未満；窒素 約０．２重
量％未満；ケイ素 約１重量％未満；及び本質的に鉄と
不可避不純物とである残部を含む低ニッケルオーステナ
イトステンレス合金。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はオーステナイトステンレ
ス鋼に関し、特に、低いニッケル含量と、好ましい金属
組織学的性質と、機械的性質と、耐食性とを有するオー
ステナイトステンレス鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】ある種の鉄とクロムの合金は高温におけ
る腐食と酸化とに対して非常に耐性であり、これらの温
度においてかなりの強度をも維持する。これらの合金は
ステンレス鋼として知られる。ステンレス鋼の主要な３
群はオーステナイト鋼、フェライト鋼及びマルテンサイ
ト鋼である。オーステナイトステンレス鋼は室温におい
て実質的に単一オーステナイト相から成る顕微鏡組織を
有する。オーステナイト鋼は、その好ましい性質のため
に、フェライト鋼及びマルテンサイト鋼よりも大きく受
け入れられている。
【０００３】クロムはステンレス鋼中のデルタフェライ
ト顕微鏡組織の形成を促進する。このことはオーステナ
イトステンレス鋼では通常好ましくない。例えば、最も
一般的なサイズのインゴットでは、熱間圧延中に１０％
を越えるデルタフェライトが存在するならば、得られる
製品はスライバー、熱間亀裂を有し、費用のかかる処置
及び処理を施さない限り、亀裂を形成しやすい。それ
故、ニッケルがオーステナイトステンレス鋼に加えられ
る、この理由はニッケルがデルタフェライトの形成を防
止し、室温におけるオーステナイト顕微鏡組織を安定化
するからである。好ましい機械的性質、強化された成形
可能性及び、還元性環境における耐食性の増強が生ず
る。現在、最も広範囲に製造されているオーステナイト
ステンレス鋼は８．００−１２．００％のニッケルを含
むＡＩＳＩ規格３０４である。
【０００４】ニッケルは豊富ではなく、この元素に対す
る需要は着実に高まりつつある。このようなものとし
て、ニッケルの価格はエスカレートすると予測され、ニ
ッケル含有オーステナイト鋼の価格を上昇させ、他の物
質と競合できないものにすると思われる。ニッケルの価
格が変動し、ニッケルがますます不足すると見込まれる
ために、比較的少量のニッケルを含むが、既存のニッケ
ル含有オーステナイト鋼に匹敵する耐食性と機械的性質
とを有する代替えオーステナイトステンレス合金を開発
することが研究者の目的であった。
【０００５】オーステナイトステンレス合金のニッケル
含量の低下は、デルタフェライトの形成を促進し、オー
ステナイト相が不安定になる。それ故、不安定なオース
テナイト鋼のニッケル含量が低下するにつれて、オース
テナイト相を他のオーステナイト促進性又は“オーステ
ナイト化”元素の添加によって安定化しなければならな
い。これらの元素には、例えば、炭素、窒素、マンガ
ン、銅、コバルトがある。これらの元素のいずれも単独
添加としては完全に充分とは言えない。コバルトはオー
ステナイト化剤として僅かに有効であるに過ぎず、非常
に費用がかかる。完全なオーステナイト顕微鏡組織を形
成するために必要な量での炭素の添加は延性と耐食性に
不利な影響を及ぼす。窒素は所望の効果を得るために充
分な量で加えることができず、炭素と窒素との両方の添
加は、間隙の固溶体硬化のために、合金の強度を好まし
くなく増強させる。マンガンと銅とは比較的弱いオース
テナイト化剤である。
【０００６】商業的に入手可能なオーステナイトステン
レス鋼は主としてそれらの加工された状態でオーステナ
イト相を有するが、ある種のオーステナイト合金組成物
は冷間加工中の変形時に明確に感知できる量のマルテン
サイトを形成することによって不安定になる。変形時に
形成されるマルテンサイト量は加工硬化の最も重要な原
因である。オーステナイトステンレス鋼は重度冷間変形
時に約１０％未満のマルテンサイトを形成するならば、
“安定”と見なされ、１０％以上のマルテンサイトを形
成するならば、“不安定”と見なされる。１０％限界が
重要である、なぜならばこの割合を越えると亀裂又は過
度のダイ摩耗が生じがちであるので、深絞りが好ましく
なくなるからである。冷間加工時にマルテンサイトを形
成するオーステナイト鋼の傾向は合金含量、特にニッケ
ル含量を高めることによって、弱められる又は除かれ
る。しかし、上記で説明したように、高いニッケル含量
は経済的に好ましくない。マンガンと銅は、比較的弱い
オーステナイト安定剤であるが、塑性変形中のオーステ
ナイトからマルテンサイトへの変態を抑制することによ
ってオーステナイト鋼の加工硬化速度（ｒａｔｅ）を減
ずるので、有利な副作用を有する。従って、オーステナ
イト促進性元素による合金化によって、低いデルタフェ
ライト含量、受容される耐食性と機械的性質、及び塑性
変形時の充分な耐マルテンサイト形成性を有する低ニッ
ケルオーステナイトステンレス鋼を開発することができ
る。
【０００７】幾つかの先行技術ステンレス鋼は本出願の
ステンレス鋼と若干類似する。米国特許第４，５６８，
３８７号、第４，５３３，３９１号、第３，６１５，３
６５号が注目される。これらの先行技術参考文献は本出
願をの合金を開示していなし、また性質の特有の組合せ
を有する本発明の合金を形成する元素の組合せを示唆し
ていない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】それ故、本発明の目的
は、低いニッケル含量、受容される金属組織学的構造、
機械的性質、耐食性及び加工性を有するニッケルーマン
ガンー銅−窒素オーステナイトステンレス鋼合金を提供
することである。さらに詳しくは、本発明の目的は下記
性質： ａ．約５重量％未満、好ましくは４重量％未満のニッケ
ル含量；ｂ．熱間圧延及び冷間圧延鋼製品の低いデルタ
フェライト含量； ｃ．充分な加工性； ｄ．例えば、降伏強さ、引張り強さ、引張り伸びのよう
な、受容される機械的性質； ｅ．受容される耐食性と耐孔食性； ｆ．変形時の充分な耐マルテンサイト形成性 を有するニッケルーマンガンー銅−窒素オーステナイト
ステンレス鋼合金を提供することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明によると、下記の
概略組成：クロム 約１６．５〜約１７．５重量％；マ
ンガン 約６．４〜約８．０重量％；ニッケル 約２．
５０〜約５．０重量％；銅 約２．０〜約３．０重量％
未満；炭素 約０．１５重量％未満；窒素 約０．２重
量％未満；ケイ素約１重量％未満；及び本質的に鉄と不
可避不純物とである、合金の残部を有する合金を製造す
ることによって、上記の好ましい性質を有するオーステ
ナイト合金を得ることができる。
【００１０】さらに特に、上記概略組成を幾つかの合金
元素のより狭い、好ましい含量を有するように変更する
ことによって、より好ましい合金が得られることが判明
している。合金は好ましくは約１７重量％のクロムを含
む。ニッケル含量の好ましい範囲は約２．８〜約４．０
重量％である。窒素と炭素の好ましい総含量は約３００
０重量ｐｐｍ未満である。また、合金が約０．５％未満
のケイ素を含むことも好ましい。
【００１１】本発明の合金では、好ましい相バランスと
冷間加工時の安定性とのために低い加工硬化速度が得ら
れるような組成バランスが達成される。
【００１２】クロムは耐食性の強化に重要な元素であ
り、クロム含量は約１６．５％以上であるべきである。
しかし、クロム含量が増加するにつれて、この元素は高
温においてオーステナイトとデルタフェライトとのアン
バランスを惹起し、熱間加工性を害する。それ故、クロ
ム含量は約１７．５％を越えるべきではない。
【００１３】ステンレス合金へのニッケルの添加は、オ
ーステナイト相を安定化し、オーステナイトからマルテ
ンサイトへの変態を抑制することによって、耐食性を改
良し、冷間加工性を強化する。ニッケル含量は約２．５
％以上であるべきであり、好ましくは、２．７５％を越
えるべきである。しかし、ニッケルは比較的高価である
ので、必要量以上は用いるべきではない。ニッケル含量
は約５％に限定するべきである。
【００１４】マンガンはオーステナイト相を安定化する
ので、冷間加工性の強化に重要である。マンガンはオー
ステナイトからマルテンサイトへの変態を抑制し、マン
ガン含量が増加するにつれて、冷間加工性は改良され
る。好ましい効果を得るために、マンガン含量は約６．
４％以上であるべきである。しかし、マンガン含量が約
８％を越えると、マンガンは高温においてデルタフェラ
イトを安定化し、熱間加工性を阻害する傾向がある。そ
れ故、マンガン含量は最大８％に限定される。
【００１５】オーステナイトを安定化し、オーステナイ
トからマルテンサイトへの相変態を抑制する重要な元素
である銅は、クロム含量とのバランスを保つべきであ
る。銅含量は約２．０％以上であるべきである。しか
し、銅含量が増加するにつれて、熱間加工性は急激に低
下する。それ故、銅含量は最大約３．０％に限定され
る。この２．０〜３．０％の範囲内では、高い銅量が低
いクロムレベルにおいて存在することができるが、高い
クロムレベルでは少ない銅が用いられる。
【００１６】炭素は耐食性を減ずるので、本発明では、
約０．１５％の最大含量に限定すべきである。窒素も固
溶体硬化のために合金強度を高めるので、限定すべきで
ある。それ故、窒素含量は最大約０．２％に限定され
る。炭素と窒素の総含量は約０．３０％未満であるべき
である。ケイ素は鋼精錬における脱酸のために必要であ
るが、ケイ素は過剰量で加えると冷間加工性を低下させ
る。それ故、ケイ素含量は最大約１％未満に限定され
る。
【００１７】従来の研究は、ＡＩＳＩ規格３０４に匹敵
するオーステナイトステンレス合金に最低レベルの耐食
性を与えるために、少なくとも約１７％のクロムが必要
であることを示している。鉄と約１７％のクロムとのベ
ース合金を用いて、種々のレベルのマンガン、ニッケ
ル、銅、窒素、炭素及びケイ素を有する実験ヒート（ｈ
ｅａｔ）を溶融し、熱間圧延した。ＡＩＳＩ規格２０
１、３０４及び４３０の公称組成を有するオーステナイ
ト合金のヒートをも比較のために用意した。熱間圧延バ
ンドのサンプルを目視検査し、存在するオーステナイト
顕微鏡組織に対するデルタフェライト量を知るために測
定を実施した。熱間圧延バンドを次に急冷し、グリット
ブラストし、酸洗いし、冷間圧延した。冷間圧延バンド
のサンプルを次に焼きなまし、サンプルの機械的性質、
耐食性、顕微鏡組織を調べた。
【００１８】
【実施例】実施例１ ヒート１〜１５（シリーズＡ）を真空誘導溶融によって
製造した。ヒートの組成は表１に示す。低ＣとＮを含む
ＡＩＳＩ規格２０１（以下ではＴ−２０１Ｌと呼ぶ）の
公称組成を有する比較ヒートを製造した。
【００１９】
【表１】 合金組成には、上記元素の他に、偶発的不純物として又
は、例えば完成金属に好ましい性質を与えるためのよう
な、補助的目的のために意図的に加えられる元素として
少量で、他の元素が存在することが考えられる。例え
ば、合金は残留レベルのリン、アルミニウム及び硫黄を
含むことができる。従って、ここに述べる実施例を不当
に特許請求の範囲を限定するものと見なすべきではな
い。
【００２０】シリーズＡヒートからの７．７ｋｇ（１７
ポンド）のインゴットを約１１４８．９℃（２１００゜
Ｆ）に再熱し、０．３０ｃｍ（０．１２０インチ）のバ
ンドに熱間圧延した。熱延インゴットの１５．２×０．
３０ｃｍ（６×０．１２０インチ）のバンドサンプルを
熱延性能に関して目視検査した。熱延サンプルのデルタ
フェライト レベルをＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｎｓｔｒｕ
ｍｅｎｔＣｏｍｐａｎｙ（メリーランド州，シルバース
プリング）から入手可能なＭＡＧＮＥ−ＧＡＧＥ機器に
よって測定した。このＭＡＧＮＥ−ＧＡＧＥ機器は磁気
吸引方法によって作用する。デルタフェライト含量の報
告にここで用いるフェライト数又は“ＦＮ”は、オース
テナイト合金のフェライト含量に関する任意の標準化値
である。デルタフェライト含量の測定には代替え方法を
用いることができると考えられる。例えば、Ｘ線回析、
フェライトスコープ及び金属組織学的な測定も実施する
ことができる。幾つかのデルタフェライト含量測定装置
及びフェライト数測定に関する情報は、Ａｍｅｒｉｃａ
ｎ Ｗｅｌｄｉｎｇ Ｓｏｃｉｅｔｙ（フロリダ州，マ
イアミ）によって１９９１年に発行され、ここに参考文
献として関係する“オーステナイト鋼及び二重オーステ
ナイトーフェライト鋼溶接金属のデルタフェライト含量
の測定のための磁気機器の標準キャリブレーティング方
法（StandardProcedures for Calibrating Magnetic In
struments to Measure the Delta Ferrite Content of
Austenitic and Duplex Austenitic-Ferritic Stainles
s Steel Weld Metal)”に提供されている。
【００２１】表ＩＩは熱延サンプルの耳割れと縦方向亀
裂の程度と、サンプルのデルタフェライト含量を示す。
耳割れは耳と角の亀裂と裂けを含み、不良な延性によっ
て惹起される熱間加工欠陥である。耳割れは一般に熱間
加工範囲の低温端部において生ずる。
【００２２】ヒート１〜９を最初に製造して、オーステ
ナイト顕微鏡組織の安定性に対するマンガンと銅の影響
を調べた。これらの初期ヒートは７．７〜１５．５６％
のマンガン含量と１．０〜３．０％の銅含量を有した。
ヒート４，６，７からのインゴットの熱延中に、インゴ
ットが割れて、続いて加工することができなかった。ヒ
ート１〜９のサンプルのデルタフェライト含量は、溶融
物への８％を越えるマンガンの添加が合金のオーステナ
イト安定性に有意な影響を及ぼさず、実際に、再熱中に
デルタフェライトの形成を促進したと考えられることを
実証する。例えば、ヒート１（マンガン７．７％）とヒ
ート５（マンガン１５．５３％）からの熱延バンドはそ
れぞれ、約３．５％と５．３５％のフェライトを含有し
た。これらの２ヒートの間の唯一の他の差は銅含量（ヒ
ート１では、２．８％、ヒート５では、２．１％）であ
ったので、マンガン含量の２倍の増加が実際にデルタフ
ェライト含量を高めたと考えられる。また、マンガンの
添加が塑性変形中のオーステナイトからマルテンサイト
への変態傾向を抑制することも考えられる。６．５％未
満のマンガン含量は変形時に、受容されないほど高い加
工硬化速度を生ずるようなマルテンサイト含量をもたら
すと考えられる。従って、ヒート９以後のヒート中にマ
ンガン含量は約１６％から約７．２５％〜約８％の範囲
に減じた。
【００２３】１７％未満の低クロム含量において３．０
％銅を含むインゴット（ヒート４，６，７）は熱延中に
割れる傾向があったので、熱延性能を高めるために、マ
ンガン含量の減少と共に、ヒート１０〜１５の銅含量を
２，０〜２．７５％範囲にまで減じた。熱延中の熱間亀
裂や耳割れの発生を減ずるために、ホウ素とセリウムと
を加えてヒート１０を製造した。ヒート１０からのイン
ゴットの熱延中に耳割れ又は亀裂は生じなかった。ヒー
ト１０〜１５の炭素と窒素の濃度も変化させた。
【００２４】
【表２】 表２の結果は、実験ヒートがフェライト数１０以下を特
徴とする比較的低いデルタフェライト レベルにおいて
耳割れを殆どもしくは全く有さないことを示す。ＦＮは
好ましくは７以下であり、さらに好ましくは４以下であ
る。
【００２５】熱延後に、シリーズＡヒートからのバンド
をグリットブラストし、酸洗いし、０．０６の厚さまで
冷間圧延した。各ヒートからの冷延シートの個々のサン
プルを次に約１０６５．６℃（１９５０゜Ｆ）において
５分間、又は約１０６５．６℃（１９５０゜Ｆ）におい
７分間焼きなました。焼きなましたバンドサンプルの降
伏強さ、引張り強さ及び引張り伸びを含めた機械的性質
を評価した。結果は表３と４に示す。（換算：１ ｋｓ
ｉ＝６．８９ＭＰａ）。
【００２６】
【表３】
【表４】 機械的性質がある一定の範囲内に入ることが望ましい。
約２４１〜約３４５ＭＰａ（約３５ｋｓｉ〜約５０ｋｓ
ｉ）の降伏強さが好ましい。約５５５〜約６８９ＭＰａ
（約８０ｋｓｉ〜約１００ｋｓｉ）の引張り強さが好ま
しい。約４０％〜約６０％の引張り伸びが好ましい。
【００２７】表４に示すように、約１０６５．６℃（１
９５０゜Ｆ）におい７分間焼きなましたサンプルは全て
好ましいレベルの降伏強さ、引張り強さ及び引張り伸び
を示した。表３に示すように、同じヒートを約１０６
５．６℃（１９５０゜Ｆ）において５分間焼きなました
場合には、ヒート３以外の全てのサンプルが好ましい引
張り強さ目標を満たした。ヒート １〜９からのサンプ
ルは好ましい降伏強さと伸びの範囲を示さなかった。比
較では、Ｔ−２０１Ｌの焼きなましたサンプルは好まし
い降伏強さと伸びの範囲を示したが、好ましい引張り強
さ範囲を示さなかった。従って、ヒート １０〜１４は
全て好ましい機械的性質範囲を示した。ヒートの中で最
高の窒素含量を有するヒート １５は、約１０６５．６
℃（１９５０゜Ｆ）において５分間焼きなました場合
に、好ましい最低５０％伸びに僅かに満たなかった。
【００２８】ＭＡＧＮＥ−ＧＡＧＥ機器によって測定し
た、焼きなましたシリーズＡサンプルのデルタフェライ
ト含量（表５）は、焼きなまし時間と温度の増加と共
に、場合によってはデルタフェライト レベルが僅かに
上昇することを示す。これは以下に述べるシリーズＢ実
験合金の全てに関する場合であった。焼きなまし時間と
温度と共にデルタフェライト含量の増加と共にデルタフ
ェライト含量が増加することは合金の低ニッケル含量に
関係し、結果としてのオーステナイトの比較的弱い安定
性はデルタフェライトに関係すると考えられる。表５に
示すように、全てのサンプルは依然として受容されるデ
ルタフェライト レベル（ＦＮとして）を有した。
【００２９】
【表５】 シリーズＡ実験合金の耐食性と耐孔食性とも調べた。実
験合金の一部は他の実験合金に比べて、又は１種以上の
商業的に製造されるオーステナイト鋼に比べて低い耐食
性又は耐孔食性を示したが、実験合金はある一定の用途
には適さないとしても、他の用途には役立つと考えられ
る。実際に、ある種の実験合金は、それらの低いコスト
（低いニッケル含量のため）を考慮すると、高コストの
耐食性の大きい合金よりも好ましい。
【００３０】シリーズＡ実験合金の耐食性を測定するた
めに、陽分極試験とＡＳＴＭ Ａ２６２実施法Ｅ試験を
焼きなましサンプルに実施した。陽分極試験は極端な環
境で実施し、合金の臨界電流密度（Ｉc）を測定する、
これは不動態化前の最大の溶解又は腐食率である。次
に、金属表面の不動態化は、合金が電気化学的系もしく
は強い腐食性環境において、酸素が電解中に金属表面に
溶解して酸化物被膜を形成するときに、その通常の化学
的活性を失う点である。陽分極試験では、サンプルを１
規定 硫酸溶液に入れ、臨界電流密度を測定した。全て
の実験サンプル並びにＴ−２０１Ｌ、Ｔ−３０４及びＴ
−４３０を試験した。例えばＴ−３０４サンプルの０．
２１ｍＡ／ｃｍ2のような、低い臨界電流密度（Ｉc）は
１規定硫酸溶液中での合金の比較的低い腐食率を意味す
る。これに比較して、Ｔ−２０１Ｌ（０．９４ｍＡ／ｃ
ｍ2）及びＴ−４３０（３．６ｍＡ／ｃｍ2）の臨界電流
密度はＴ−２０１Ｌが１規定硫酸溶液中でＴ−３０４よ
りも低耐食性であるが、Ｔ−４３０よりも高耐食性であ
ることを意味する。表６に示すように、シリーズＡ実験
合金の臨界電流密度は０．１８〜０．９２ｍＡ／ｃｍ2
の範囲であった。それ故、幾つかの実験ヒートからの焼
きなましサンプルはＴ−３０４の耐食性に等しいか又は
これより良好な耐食性を示したが、全ての実験合金はＴ
−４３０の耐食性よりも良好であった。このようなもの
として、全ての実験合金は１規定硫酸溶液中で受容され
る耐食性を示した。
【００３１】
【表６】 シリーズＡ実験合金の各々の耐孔食性を測定するため
に、陽分極を用いて、１，０００ｐｐｍ塩化物溶液中で
焼きなましサンプルの孔食電位（Ｅp）を測定した。高
い孔食電位は、塩化物含有環境において耐孔食性を促進
する粘着性（ｔｅｎａｃｉｏｕｓ）不動態膜を形成する
合金であることを示唆する。これらのピッティング電位
試験からの結果（表６）は、Ｔ−３０４が最高の孔食電
位（０．５０Ｖ）を有し、Ｔ−４３０の孔食電位（０．
２８Ｖ）がＴ−２０１Ｌの孔食電位（０．２２Ｖ）より
もやや大きいことを示す。これに比較して、シリーズＡ
実験合金は０．１１Ｖ（ヒート３）から０．３４Ｖ（ヒ
ート１４）までの範囲のピッティング電位を有する。そ
れ故、実験合金の幾つかはＴ−２０１Ｌの孔食電位に類
似したピッティング電位を有し、他の幾つかの合金は、
例えばヒート １，２，１０からの合金はＴ−４３０の
孔食電位に類似した高い孔食電位を有した。実験合金の
いずれも有用性が無いほどの孔食電位不足を示さなかっ
た。
【００３２】実験合金の耐粒界腐食性（resistance to
intergranular attack）を評価するために、銅−硫酸銅
−硫酸試験（ＡＳＴＭＡ２６２−７０，実施法Ｅ）を焼
きなましサンプルに実施した。沸騰試験溶液に２４時間
暴露させた後に、各ヒートからの重複サンプルを１８０
゜を通して曲げ、強調された粒界浸透に関して外面を検
査した。表６に報告するように、実験サンプル又はＴ
２０１Ｌ、Ｔ−３０４及びＴ−４３０のサンプルのいず
れも亀裂又は粒界腐食の徴候を示さなかった。
【００３３】実験合金の変形中に形成されたマルテンサ
イト量と、マンガン、ニッケル及び炭素のオーステナイ
ト安定化効果とを評価するために、引張り強さ試験の前
後の引張りサンプルの均一伸び区分でＭＡＧＮＥ−ＧＡ
ＧＥ測定を実施した。ＭＡＧＮＥ−ＧＡＧＥ読み取り値
の増加は伸長中のマルテンサイト形成に起因すると考え
られる。シリーズＡの特定サンプルの結果は表７に記載
する。引張り試験の実施前に、冷延サンプルを指示され
たように焼きなました。試験した全ての実験サンプルは
変形時に受容されるマルテンサイト形成傾向を示した。
これに反して、Ｔ−２０１Ｌは比較的多量のマルテンサ
イトを形成した。
【００３４】
【表７】 実施例２ 約１２８７．８℃（２３５０゜Ｆ）の再熱温度を維持し
ながらデルタフェライト レベルを減じようと試みて、
表Ｖ３に記載の組成を有するヒート １７〜２２を製造
した。
【００３５】
【表８】 シリーズＡヒートの試験中に示唆したように、シリーズ
Ｂヒート中のマンガン含量は約６．４〜約７．０％に限
定し、銅含量は約２．５％に限定した。ヒート１７〜２
２からの（１７ポンド）７．７ｋｇのインゴットを約１
１４８．９℃（２１００゜Ｆ）、約１２３２．２℃（２
２５０゜Ｆ）又は約１２８７．８℃（２３５０゜Ｆ）の
再熱温度から熱延し、それぞれ（ａ）、（ｂ）、（ｃ）
と名付けた。シリーズＡヒートに用いた方法を用いて測
定した、シリーズＢヒートの熱延性能とデルタフェライ
ト含量とを表９に示す。
【００３６】
【表９】 全ての熱延温度において、全てのシリーズＢヒートの熱
延性能とデルタフェライト含量は満足できるものであっ
た。高温サンプル中のデルタフェライト量は一般に熱延
温度の上昇と共に増加した。全てのシリーズＡとＢのヒ
ート中で最高の炭素レベル（０．０８４％）を有するヒ
ート１９と２０は、耳割れなしに熱延され、最低量のデ
ルタフェライトを含有した。
【００３７】熱延後に、シリーズＢヒートからのバンド
をグリットブラストし、酸洗いし、０．１５ｃｍ（０．
０６０インチ）厚さに冷延した。冷延サンプルを次に約
１０６５．６℃（１９５０゜Ｆ）において７分間焼きな
ました。焼きなましサンプルの降伏強さ、引張り強さ、
伸びを含めた機械的性質を表１０Ｘに報告する。
【００３８】
【表１０】 表Ｘに示すように、シリーズＢサンプルの全ては、シリ
ーズＡヒートに関して上述した、必要な範囲に入る機械
的性質を有した。０．１２０インチから０．０６０イン
チまで冷延したシリーズＢ物質のデルタフェライト含量
に対する焼きなましの影響をも調べた。結果は表１１に
記載する。シリーズＢサンプルは約１０６５．６℃（１
９５０゜Ｆ）において７分間焼きなました。全ての実験
サンプルのデルタフェライト含量値も受容されるもので
あった。
【００３９】
【表１１】 シリーズＡ実験サンプルに関して用いた方法と同じ方法
を用いて、シリーズＢサンプルの耐食性と耐ピッティン
グ性及び耐粒界腐食性を測定する試験を実施した。シリ
ーズＡサンプルと同様に、表１２に示した結果はシリー
ズＢサンプル全ての充分な耐食性、耐ピッティング性及
び耐粒界腐食性を実証する。
【００４０】
【表１２】 シリーズＡ実験ヒートに関して用いた方法を用いて、焼
きなましたシリーズＢサンプルの変形中のマルテンサイ
ト形成傾向を評価した。結果は下記表１３に記載する。
約１１４８．９℃（２１００゜Ｆ）再熱温度において熱
延したシリーズＢヒートのサンプルに対して試験を実施
した。引張り試験はＡＳＴＭ Ｅ８−９１に従って、
０．０５ｉｎ．／ｉｎ．／分の伸長速度（ｓｔｒａｉｎ
ｒａｔｅ）を用いて、０．２％降伏オフセットまで実
施した、降伏後に、０．５ｉｎ．／分のクロスヘッド速
度を用いた。
【００４１】
【表１３】 表ＸＩＩＩに示すように、ヒート２０と２１のサンプル
は好ましいデルタフェライト値を有した。ヒート２０と
２１の試験をさらに促進するために、これらの合金組成
物の複製である、それぞれヒート２０’と２１’を表Ｘ
ＩＶに記載の組成によって製造した。
【００４２】
【表１４】 ヒート２０’と２１’からの物質を０．０５ｃｍ（０．
０２０インチ）ゲージに加工して、成形性に関して評価
した。成形性の評価では、０．０５ｃｍ（０．０２０イ
ンチ）物質から小さい平底カップを深絞りした。徐々に
大きい直径を有するブランクを円筒状平底カップに深絞
りして、破壊せずに上首尾に絞られることができる最大
ブランクサイズを測定した。ポンチ直径で除した最大ブ
ランク直径に等しい、限定絞り比（ｌｉｍｉｔｉｎｇ
ｄｒａｗ ｒａｔｅ）（ＬＤＲ）を算出した。ヒート
２０’と２１’のＬＤＲは２．１２であり、これはＴ−
３０４のＬＤＲ（２．１８〜２．２５）に匹敵した。ヒ
ート ２０’と２１’の高いＬＤＲは、これらの合金が
優れた絞り可能性（ｄｒａｗａｂｉｌｉｔｙ）を有する
ことを実証する。
【００４３】ヒート１と１０からの残りのサンプルも
０．０５ｃｍ（０．０２インチ）に冷延し、焼きなま
し、平底カップに成形した。深絞り中に形成されるマル
テンサイト量はヒート ２０’と２１’の合金サンプル
からよりもＭＡＧＮＥ−ＧＡＧＥによって測定して約５
０％少なかった。ヒート ２０’と２１’（マンガン
６．５％）に比べてヒート１と１０（マンガン約８％）
の高いマンガン含量が付加的なオーステナイト安定性を
与えて、冷間加工中の低いマルテンサイト形成を生じた
と考えられる。
【００４４】オーステナイト安定性に対するシリーズＡ
とＢの試験した種々な元素組合せの影響を定量的に特性
化するために、通常の段階的な回帰分析を実施した。最
初の分析は依存性変数としてのデルタフェライト含量と
独立変数としての合金の元素組成とを用いて実施した。
それ故、この分析は合金のデルタフェライト含量を合金
の元素組成の関数として測定した。約１１４８．９℃
（２１００゜Ｆ）再熱温度において圧延したシリーズＡ
とＢ高温バンドサンプルのデルタフェライト含量（表２
と９）に依存した。用いた元素変数はマンガン、ニッケ
ル、銅、炭素、窒素含量であった。表１に記載し、考察
した２１種の合金組成物には、下記組成範囲（重量
％）：マンガン６．４〜１５．５％；窒素０．１０６〜
０．１８７％；炭素０．０１３〜０．０８４％；ニッケ
ル２．１〜４．２％；及び銅０．４１〜３．１％と共
に、クロム１７％とケイ素約０．３５％とを含む鋼があ
る。Ｔ−２０１Ｌはそのクロム含量が他のヒートから有
意に異なったので、回帰分析に含めなかった。クロムと
ケイ素含量もそれぞれ約１７％と約０．３５％とに一定
に維持されたので、考慮に入れなかった。回帰分析は線
形と方形の両方の主要効果の項を考慮したが、相互作用
項は含めなかった。
【００４５】上記実験で得られたデータの分析は、下記
６変数モデル（式１）によって最大算出係数が得られる
ことを示す： フェライト％＝１２．４８＋０．５２（マンガン％）−
５４．２７（窒素％）−４７．９８（炭素％）−１．５
７（ニッケル％）−１．６２（銅％）＋０．６９（銅
％）2 上記式のＲ2と３シグマ限界はそれぞれ、０．９３と
１．４％であった。上記式から算出されるデルタフェラ
イト形成力は９％未満である。
【００４６】予想されたように、式１はニッケルがオー
ステナイト安定化元素であり、窒素と炭素もニッケルの
の約３０倍のオーステナイト安定化力を有するオーステ
ナイト安定化元素であることを示す。上記式は、意外に
も、マンガンが通常はオーステナイト安定化元素である
としても、実験合金に用いた６．４〜１５．５％レベル
においてマンガンがデルタフェライトを安定化するよう
に作用することをも示す。本発明の合金では、マンガン
はオーステナイト／フェライト バランスとオーステナ
イト／マルテンサイト バランスとに影響を及ぼす。
【００４７】合金の炭素、銅及びマンガン含量の関数と
しての変形中のマルテンサイト形成傾向を表す式を求め
るために、第２回帰分析を実施した。式１の作成に用い
た方法を用いて、モデルをコンピュータで推定した。ヒ
ート１３〜１５と１７（ａ）〜２２（ａ）とからの物質
に関する表７と１３からのＭＡＧＮＥ−ＧＡＧＥデータ
（約１１４８．９℃（２１００゜Ｆ）再熱温度において
熱延、約１０６５．６℃（１９５０゜Ｆ）において５分
間焼きなまし）を回帰分析に含めた。１％マルテンサイ
トの形成によって１ＦＮの増加が生ずると推定された。
これは一般に、約７未満のＦＮの場合である。この試験
のデータと組成要素の分析では、依存性変数（機械的変
形時に形成されるマルテンサイト％）の最大Ｒ2改良
が、下記３変数モデル（式２）を用いて算出された： マルテンサイト％＝５２．１８−８８．４（炭素％）−
８．３３（銅％）−３．５２（マンガン％） 式２のＲ2と３シグマ限界はそれぞれ０．８８と２．４
％であった。マルテンサイト形成力は８．６％未満であ
る。式２は銅がマルテンサイト形成の抑制において炭素
が銅よりもほぼ１０倍有効であり、銅がマンガンよりも
２．４倍有効であることを示す。式２は変形時のオース
テナイトからマルテンサイトへの変態の抑制による加工
硬化速度の低下において、銅が非常に有効であることを
示す。
【００４８】上記データは、試験した範囲内の元素組成
を有する低ニッケルオーステナイト合金が受容される機
械的性質、金属組織学的構造、相安定性及び耐食性を有
することを示す。上記データは、鉄ベースド合金の発明
の好ましい実施態様が下記公称組成：クロム約１７％；
マンガン約７．５％〜約８％；ニッケル約３．０％；銅
約２．５％；炭素約０．０７％；窒素約０．１１％；ケ
イ素約０．３５％を有することを示唆する。
【００４９】
【発明の効果】本発明によれば、低いニッケル含量、受
容される金属組織学的構造、機械的性質、耐食性及び加
工性を有するニッケル−マンガン−銅−窒素 オーステ
ナイトステンレス鋼合金が提供される。
フロントページの続き (72)発明者 イヴァン・エイ・フランソン アメリカ合衆国ペンシルバニア州16056, サクソンバーグ，メイン・ストリート 214，ピー・オー・ボックス 507 (72)発明者 ドミニク・エイ・ソレース アメリカ合衆国ペンシルバニア州16055, サーヴァー，ディア・リッジ・ロード 301 (72)発明者 ジョン・ピー・ジエミアンスキー アメリカ合衆国ペンシルバニア州15618, エイヴォンモア，セヴンス・アンド・アー ムストロング・アベニュー（番地なし)

Claims (15)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 重量％に基づいて下記元素組成： クロム 約１６．５〜約１７．５％； マンガン 約６．４〜約８．０％； ニッケル 約２．５０〜約５．０％； 銅 約２．０〜約３．０％未満； 炭素 約０．１５％未満； 窒素 約０．２％未満； ケイ素 約１％未満；及び 本質的に鉄と不可避不純物とである残部を含むオーステ
    ナイトステンレス鋼。
  2. 【請求項２】 約１７重量％のクロムを含む請求項１記
    載のオーステナイトステンレス鋼。
  3. 【請求項３】 約２．８〜約４．４％のニッケルを含む
    請求項１記載のオーステナイトステンレス鋼。
  4. 【請求項４】 約０．３０重量％未満である窒素と炭素
    との総含量を含む請求項１記載のオーステナイトステン
    レス鋼。
  5. 【請求項５】 約０．５％未満のケイ素を含む請求項１
    記載のオーステナイトステンレス鋼。
  6. 【請求項６】 約５５５〜約６８９ＭＰａ（約８０〜約
    １００ｋｓｉ）の引張り強さを有する請求項１記載のオ
    ーステナイトステンレス鋼。
  7. 【請求項７】 約３４５ＭＰａ（約５０ｋｓｉ）未満の
    降伏強さを有する請求項１記載のオーステナイトステン
    レス鋼。
  8. 【請求項８】 約２４１〜約３４５ＭＰａ（約３５〜約
    ５０ｋｓｉ）の降伏強さを有する請求項１記載のオース
    テナイトステンレス鋼。
  9. 【請求項９】 約４０〜約６０％の引張り伸びを有する
    請求項１記載のオーステナイトステンレス鋼。
  10. 【請求項１０】 式： デルタフェライト％＝１２．４８＋０．５２（マンガン
    ％）−５４．２７（窒素％）−４７．９８（炭素％）−
    １．５７（ニッケル％）−１．６２（銅％）＋０．６９
    （銅％）2 に従って、約９％未満のデルタフェライト形成特性を有
    する請求項１記載のオーステナイトステンレス鋼。
  11. 【請求項１１】 式： マルテンサイト％＝５２．１８−８８．４（炭素％）−
    ８．３３（銅％）−３．５２（マンガン％） に従って、約８．６％未満のマルテンサイト形成特性を
    有する請求項１記載のオーステナイトステンレス鋼。
  12. 【請求項１２】 重量％に基づいて下記元素組成： クロム 約１６．５〜約１７．５％； マンガン 約７．２５〜約８％； ニッケル 約２．７５〜約５％； 銅 約２．０〜約３％未満； 炭素 約０．１５％未満； 窒素 約０．２％未満、炭素と窒素との総含量は約０．
    ３０％を越えない； ケイ素 約１％未満；及び 本質的に鉄と不可避不純物とである残部を含む低ニッケ
    ルオーステナイトステンレス鋼。
  13. 【請求項１３】 約３〜約４％のニッケルを含む請求項
    １２記載のオーステナイトステンレス鋼。
  14. 【請求項１４】 約０．５％未満のケイ素を含む請求項
    １３記載のオーステナイトステンレス鋼。
  15. 【請求項１５】 重量％に基づいて下記元素組成： クロム 約１６．５〜約１７．５％； マンガン 約６．４〜約８．０％； ニッケル 約２．５０〜約５．０％； 銅 約２．０〜約３．０％未満； 炭素 約０．１５％未満； 窒素 約０．２％未満； ケイ素 約１％未満；及び 本質的に鉄と不可避不純物とである残部を含む低ニッケ
    ルオーステナイトステンレス鋼製品であって、Ｔ−２０
    １Ｌよりも低い加工硬化速度、Ｔ−２０１ＬとＡＩＳＩ
    Ｔ−４３０とに匹敵する耐食性、及びＡＩＳＩ Ｔ−
    ３０４に匹敵する機械的性質を特徴とする製品。
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