JP2019524995A - 高降伏強度鋼 - Google Patents

Abstract

この開示は、最大抗張力（ＵＴＳ）に大幅に影響を与えることなく降伏強度が増加され得、且つ、場合によっては、最大抗張力及び全伸びにおける大幅な減少無しで、より高い降伏強度が得られ得る高降伏強度鋼に関する。

Description

関連出願への相互参照
この出願は、２０１６年７月８日に出願された米国仮特許出願番号第６２／３５９，８４４及び２０１７年４月７日に出願された米国仮特許出願番号第６２／４８２，９５４の利益を主張し、参照によって本明細書に完全に組み込まれる。

この開示は、高降伏強度鋼に関する。特有の構造及びメカニズムに起因して、最大抗張力（ＵＴＳ）に大幅に影響を与えることなく降伏強度が増加され得、且つ、場合によっては、最大抗張力及び全伸びにおける大幅な減少無しで、より高い降伏強度が得られ得る。これらの新しい鋼は、自動車における旅客ケージ等の、比較的高いＵＴＳ及び全伸びと共に比較的高い降伏強度が所望される無数の用途に関して優位点を提供し得る。

第３世代先進高強度鋼（ＡＨＳＳ）は、自動車用途、及び特に自動車車体用途に関して現在開発されている。先進高強度鋼（ＡＨＳＳ）鋼は、４％から３０％の伸びを有する７００ＭＰａ超の引張強度によって分類され、且つ、マルテンサイト鋼（ＭＳ）、二相（ＤＰ）鋼、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼、及び複相（ＣＰ）鋼等のタイプを含む。第３世代ＡＨＳＳに関する例示的目標は、Ｗｏｒｌｄ Ａｕｔｏ Ｓｔｅｅｌによって発行される車体鋼に関するバナナチャートにおいて提供される（図１）。

最大抗張力（ＵＴＳ）及び全伸び等の引張特性は、特性の組み合わせを確立するための重要なベンチマークである。しかしながら、ＡＨＳＳ材料は、降伏強度（ＹＳ）によって一般的に分類されない。材料の降伏強度はまた、自動車設計者にとって非常に重要である。なぜなら一旦部品が使用されると、部品が降伏を超えて応力をかけられる場合、部品は永久的に（塑性的に）変形することになるからである。高降伏強度を有する材料は、より低い降伏強度を有するものよりも高い応力レベルに対して永久的な変形に抵抗する。変形に対するこの抵抗は、構造が永久的に撓み変形する前に、より大きい負荷に耐えることを材料から作製された構造に可能にさせることによって有用である。より高い降伏強度を有する材料はそれによって、部品における変形に対する同じ抵抗を維持しつつ、ゲージ圧下による関連部品重量を減少させることを自動車設計者に可能にさせ得る。多くのタイプの第３世代ＡＨＳＳの新興グレードは、引張強度及び延性の様々な組み合わせを有するにもかかわらず、低い初期降伏強度に苦しむ。

通常の稼働中に早期の降伏を経験し且つ永久的な塑性変形を受ける自動車における構成要素は、ほとんどの設計基準に基づいて受け入れられないであろう。しかしながら、衝突イベントでは、より低い降伏強度が、高い歪み硬化係数と組み合わせるとき特に、有利であり得る。これは、衝撃吸収帯としばしば呼ばれる乗員室のフロントエンド及びバックエンドにおいて特に真実である。これらの領域では、より高い延性を有するより低い降伏強度材料は変形し且つ歪み硬化し得て、衝突イベントの間に強度を増加させ、高い初期延性に起因した高いレベルのエネルギー吸収につながる。

自動車の他の領域に関して、低い降伏強度が受け入れられないであろう。具体的には、これは、自動車の旅客ケージと呼ばれるものを含むであろう。旅客ケージでは、旅客ケージ内への非常に限定された変形／侵入のみが許されるので、利用される材料は、高降伏強度を有さなくてはならない。一旦旅客ケージが貫通すると、これは占有者の怪我や死につながり得る。そのため、高降伏強度を有する材料がこれらの領域に関して必要とされる。

材料の降伏強度は、工業規模上の多数の方法において増加され得る。材料は、調質圧延と呼ばれるプロセスにおいて（＜２％の減少によって）少量冷間圧延され得る。このプロセスは、材料における少量の塑性歪みを導入し、材料の降伏強度は、材料が調質パスの間に受けた歪みの量に対応してわずかに増加される。材料における降伏強度を増加する他の１つの方法は、ホール−ペッチ強化として知られる材料の結晶粒径における減少を通る。より小さい結晶粒は、材料における初期転位運動に関する必要とされる剪断応力を増加させ、初期変形は、印加される負荷がより高くなるまで遅延する。粒径は、塑性変形後のアニーリングの間に生じる成長プロセス、及び再結晶の間の粒成長を制限するための変更されたアニーリングスケジュール等のプロセス修正によって減少され得る。固溶体に存在する合金元素の追加等の合金への化学修飾はまた、材料の降伏強度を増加させ得るが、これらの合金元素の追加は、材料が溶けている間に行わなくてはならず、増加したコストをもたらし得る。

ＡＨＳＳの低降伏強度バージョンから旅客ケージにおける高降伏強度を開発することは可能なルートである。しかしながら、多くの金属加工操作において、一様に完成部品を歪み硬化することは困難である。これは、部品の厳しく冷間加工された領域が非常に高い降伏でありつつ、その後変形し得且つ乗客空間内への受け入れられない侵入を引き起こし得る、より低い降伏強度領域がいまだに存在するであろうことを意味する。

完全にアニールされた状態からの冷間加工鋼は、降伏強度及び引張強度を増加させるための既知のルートである。それは、降伏強度及び引張強度を増加させる冷間圧延による加工の間にシートにわたって一様に適用され得る。しかしながら、このアプローチは、全伸びにおける、しばしば２０％よりかなり低いレベルへの、減少をもたらす。伸びが減少するにつれて、冷間形成能もまた減少し、ＡＨＳＳの有用性における減少をもたらす複雑な形状を有する部品を製造するための能力を減少させる。３０％全伸びの最小値を有する、より高い延性は、一般的に、冷間スタンピングプロセスによって複雑な形状を形成することが必要とされる。ロール成形等のプロセスが、より低い伸び材料から部品を生成するために用いられ得る一方で、これらのプロセスからの部品の幾何学的複雑さは制限される。冷間圧延はまた、部品に冷間成形されるその能力をさらに減少させることになる材料への異方性を導入し得る。

ａ．少なくとも７０原子％の鉄、及び、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ又はＣから選択される少なくとも４つ以上の元素を含む金属合金を供給するステップと、前記合金を融解させるステップと、１０^−４Ｋ／ｓから１０^３Ｋ／ｓの速度で冷却するステップと、＞５．０ｍｍから５００ｍｍまでの厚さへ凝固させるステップと、
ｂ．０．５から５．０ｍｍまでの厚さを有する第１のシートフォームに前記合金を加工するステップであって、第１のシートがＸ_１（％）の全伸び、Ｙ_１（ＭＰａ）の最大抗張力、及びＺ_１（ＭＰａ）の降伏強度を有する、ステップと、
ｃ．以下の引張特性の組み合わせＡ又はＢの内の１つを示す第２のシートフォームに１５０℃から４００℃までの温度範囲において前記合金を永久的に変形させるステップと：を含む、金属合金における降伏強度を増加させるための方法：
Ａ．（１）全伸びＸ_２＝Ｘ_１±７．５％；
（２）最大抗張力Ｙ_２＝Ｙ_１±１００ＭＰａ；及び
（３）降伏強度Ｚ_２≧Ｚ_１＋１００ＭＰａ、
Ｂ．（１）最大抗張力Ｙ_３＝Ｙ_１±１００ＭＰａ；及び
（２）降伏強度Ｚ_３≧Ｚ_１＋２００ＭＰａ。

任意で、上記引張特性の組み合わせＡ又はＢのいずれかを示すステップ（ｃ）において形成された第２のシートはその後、≦１５０℃の温度で永久的な変形にさらされ得る。

従って、本明細書の発明はまた、
ａ．少なくとも７０原子％の鉄、及び、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ又はＣから選択される少なくとも４つ以上の元素を含む金属合金を供給するステップと、前記合金を融解させるステップと、１０^−４Ｋ／秒から１０^３Ｋ／秒までの速度で冷却するステップと、＞５．０ｍｍから５００ｍｍまでの厚さへ凝固させるステップと、
ｂ．５．０から０．５ｍｍまでの厚さを有する第１のシートフォームに前記合金を加工するステップと；
ｃ．第２のシートフォームに１５０℃から４００℃までの温度範囲において前記合金を永久的に変形させるステップと；
ｄ．以下の引張特性の組み合わせを示す第２のシートフォームに＜１５０℃の温度において前記合金を永久的に変形させるステップと、を含む金属合金において降伏強度を増加させるための方法に関する：
（１）全伸び＝１０．０から４０．０％；
（２）最大抗張力＝１１５０から２０００ＭＰａ；
（３）降伏強度＝５５０から１６００ＭＰａ。

本明細書で製造される金属合金は、車両、鉄道車両、鉄道タンク車／ワゴン、ドリルカラー、ドリルパイプ、パイプケーシング、用具接合部、ウェルヘッド、加圧ガス貯蔵タンク、又は、液化天然ガスキャニスタにおいて特定の実用性を提供する。より具体的には、合金は、白色の車体、車両フレーム、シャーシ又はパネルにおいて実用性を見出す。

以下の詳細な説明は、例示的目的のために提供され且つこの発明の任意の態様を限定するものとして考えられない添付の図面への参照によってより良く理解され得る。

第３世代ＡＨＳＳに関する目標特性を有するＷｏｒｌｄ Ａｕｔｏ Ｓｔｅｅｌ「バナナプロット」である。 本明細書の合金における高降伏強度を製造するための方法１のまとめである。 本明細書の合金における特性の目標組み合わせ及び高降伏強度を製造するための方法２のまとめである。 冷間圧延前後における本明細書の合金における最大抗張力である。 冷間圧延前後における本明細書の合金における引張伸びである。 冷間圧延前後における本明細書の合金における降伏強度である。 冷間圧延前後における本明細書の合金における磁気相体積パーセントである。 様々な圧下による冷間圧延後の合金２に関する引張応力−歪み曲線である。 合金２からのホットバンドにおける微細構造の後方散乱ＳＥＭ顕微鏡写真である：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。 合金２からのホットバンドにおける微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真である：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。 合金２からのホットバンドにおけるナノスケール析出物を示すＴＥＭ顕微鏡写真である。 合金２からの冷間圧延シートにおける微細構造の後方散乱ＳＥＭ顕微鏡写真である：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。 合金２からの冷間圧延シートにおける微細構造のＴＥＭ顕微鏡写真である：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。 冷間変形後の合金２シートにおいて見出されるナノスケール析出物を示すＴＥＭ顕微鏡写真である。 異なる温度での２０％圧下による圧延後の合金２に関する工学的引張応力−歪み曲線である。 合金２における引張試験の間の磁気相体積パーセント（Ｆｅ％）における変化である。 異なる温度での２０％圧下による圧延後の合金７に関する工学的応力−歪み曲線である。 異なる温度での２０％圧下による圧延後の合金１８に関する工学的応力−歪み曲線である。 異なる温度での２０％圧下による圧延後の合金３４に関する工学的応力−歪み曲線である。 異なる温度での２０％圧下による圧延後の合金３７に関する工学的応力−歪み曲線である。 様々な圧下率へ２００℃で圧延された合金２に関する代表的な工学的応力−歪み曲線である。 ２００℃での圧下率の関数としての合金２の降伏及び最大抗張力である。 ２００℃での圧下率の関数としての合金２の降伏強度及び全伸びである。 圧下率の関数としての合金２における変形誘起相変態上の２００℃での圧延の効果である。 合金２からのホットバンドにおける微細構造の後方散乱ＳＥＭ顕微鏡写真である：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。 ３０％圧下への２００℃での圧延後の合金２における微細構造の後方散乱ＳＥＭ顕微鏡写真である：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。 ７０％圧下への２００℃での圧延後の合金２における微細構造の後方散乱ＳＥＭ顕微鏡写真である：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。 １０％圧下による２００℃での圧延後の合金２における微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真である：ａ）低倍率画像及びｂ）高倍率画像。 ３０％圧下による２００℃での圧延後の合金２における微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真である：ａ）低倍率画像及びｂ）高倍率画像。 ７０％圧下による２００℃での圧延後の合金２における微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真である：ａ）低倍率画像及びｂ）高倍率画像。 圧延法の組み合わせによって加工された合金２に関する工学的応力−歪み曲線である。 圧延法の組み合わせによって加工された合金７に関する工学的応力−歪み曲線である。 圧延法の組み合わせによって加工された合金１８に関する工学的応力−歪み曲線である。 圧延法の組み合わせによって加工された合金３４に関する工学的応力−歪み曲線である。 異なる方法及びそれらの組み合わせによって加工された合金２シートに関する工学的応力−歪み曲線の比較である。 異なる温度での合金２の試験後の引張サンプルゲージにおける引張伸び及び磁気相体積パーセントである。 周囲温度での及び２００℃での圧下率の関数としての磁気相体積パーセントである。 冷間圧延及び２００℃での圧延の両方によって製造されたアニールシートに関する工学的応力−歪み曲線の例である。 合金２に関する圧下率限界対圧延温度である。

図２は、条件３ａ又は３ｂにおいて提供されるような２つの条件のいずれかをもたらすルートによって低降伏強度材料から高降伏強度を開発するための好ましい方法１のまとめを表す。方法１のステップ１では、開始条件は、金属合金を供給することである。この金属合金は、少なくとも７０原子％の鉄、及び、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ又はＣから選択される少なくとも４つ以上の元素を含むであろう。合金の化学的性質は、融解され、１０^−４Ｋ／ｓから１０^３Ｋ／ｓの速度で好ましくは冷却され、＞５．０ｍｍから５００ｍｍの厚さへ凝固される。鋳造プロセスは、インゴット鋳造、ブルーム鋳造、連続鋳造、薄スラブ鋳造、厚スラブ鋳造、薄ストリップ鋳造、ベルト鋳造等を含む多種多様なプロセスにおいて行われ得る。好ましい方法は、薄スラブ鋳造、厚スラブ鋳造及び薄ストリップ鋳造によるシート形状における連続鋳造であろう。好ましい合金は、少なくとも１０体積パーセントから１００体積パーセントまでのオーステナイト（γ−Ｆｅ）の割合、及び、１５０から４００℃までの温度範囲において間におけるすべての増分を示すであろう。

方法１のステップ２では、合金は好ましくは、０．５から５．０ｍｍの厚さを有するシート形状へ加工される。このステップ２は、熱間圧延、又は、熱間圧延及び冷間圧延を含み得る。熱間圧延の場合、好ましい温度範囲は、７００℃且つ前記合金のＴｍ以下の温度であろう。冷間圧延が採用される場合、このようなものは周囲温度であると理解される。熱間圧延又は熱間圧延及び冷間圧延後、シートは、好ましくは６５０℃の温度から前記合金の融点（Ｔｍ）以下の温度までの範囲において、追加的に熱処理され得ることに留意されたい。

したがって、鋳造製品からシートを製造するためのステップは、特定の製造ルート及び特定の目標とされた目的に応じて変わり得る。例として、この目標厚さのシートへ達するための１つのプロセスルートとして厚スラブ鋳造を考える。合金は好ましくは、典型的には厚さにおいて１５０から３００ｍｍの厚さ範囲において、水冷モールドを通して鋳造されるであろう。冷却後の鋳造インゴットはその後好ましくは、酸化物を含む表面欠陥を除去するためのいくつかの表面処理を含み得る熱間圧延に関して用意されるであろう。インゴットはその後、厚さにおいて典型的には１５から１００ｍｍのトランスファーバースラブをもたらすいくつかのパスを含み得る粗圧延機ホットローラーを通るであろう。このトランスファーバーはその後、厚さにおいて典型的には１．５から５．０ｍｍのホットバンドコイルを製造するための連続／タンデム熱間圧延仕上げスタンドを通るであろう。追加のゲージ圧下が必要とされる場合、冷間圧延は、パス当たり様々な圧下、可変数のパスで、且つ、タンデム圧延機、Ｚ−圧延機及びリバース圧延機を含む異なる圧延機において行われ得る。典型的には冷間圧延厚さは、０．５から２．５ｍｍ厚さであろう。好ましくは、冷間圧延された材料は、６５０℃から前記合金の融点（Ｔｍ）以下の温度までの温度範囲で部分的に又は完全に、のいずれかで冷間圧延プロセスから失われた延性を回復するためにアニールされる。

他の１つの例は、好ましくは、薄スラブ鋳造プロセスを通して鋳造材料を加工することであろう。この場合では、鋳造が典型的には、水冷モールドを通ることによって厚さにおいて３５から１５０ｍｍを形成する後で、新たに形成されたスラブは、補助トンネル炉による冷却無しの熱間圧延、又は、目標温度まで直接的にスラブを持っていくために適用される誘導加熱へ直接的に行く。スラブはその後、好ましくは１から１０個のマルチスタンド仕上げ圧延機において直接的に熱間圧延される。熱間圧延後、ストリップは、厚さにおいて１から５ｍｍの典型的な厚さを有するホットバンドコイルへ圧延される。さらなる加工が必要とされる場合、冷間圧延は、上記と同様のやり方において適用され得る。ブルーム鋳造は、上記例と同様であるだろうが、より大きい厚さが、典型的には２００から５００ｍｍ厚さまで鋳造され得、初期の破砕機ステップが、初期の鋳造厚さを減少させてそれを熱間圧延粗圧延機を通り抜けることを可能にするために必要とされるであろう旨に留意されたい。

ステップ１からステップ２へにおける鋳造材料から行くことにおける特定のプロセスにもかかわらず、一旦シートが０．５ｍｍから５．０ｍｍまでの好ましい範囲において形成されると、シートはその後、Ｘ_１（％）の全伸び、Ｙ_１（ＭＰａ）の最大抗張力及びＺ_１（ＭＰａ）の降伏強度を示すであろう。この合金に関する好ましい特性は、９００から２０５０ＭＰａまでの最大抗張力値、１０から７０％までの引張伸びになり、降伏強度は２００から７５０ＭＰａまでの範囲である。

方法１のステップ３では、合金は、１５０℃から４００℃までの温度範囲において永久的に（つまり、塑性的に）変形する。このような永久的な変形は、圧延によって提供され得、厚さにおける減少を引き起こす。これは、例えば、鋼コイルの進展の最終段階の間に行われ得る。周囲温度で開始するシートによる最終的なゲージ圧下に関する従来の冷間圧延を行うよりむしろ、高温圧延が今は好ましくは、１５０から４００℃の目標温度範囲において行われる。１つの方法は、冷間圧延機を通る前に目標温度範囲へシートを加熱することであろう。シートは、トンネル圧延機、放射ヒーター、抵抗ヒーター又は誘導ヒーターを通ることを含む様々な方法によって加熱され得る。他の１つの方法は、圧下ローラーを直接的に加熱することであろう。例示のための第３の例は、シートを低温バッチアニールし、その後、これを目標温度範囲で冷間圧延機を通して送ることであろう。代わりに、シートは、ロール成形、金属スタンピング、金属延伸、ハイドロフォーミング等を含む様々な方法によって部品を作製する間に永久的な変形を提供する様々なプロセスを用いて、高温範囲で部品に変形され得る。

１５０から４００℃の温度範囲において合金を永久的に変形させるための特定のプロセスにもかかわらず、図２における条件３ａ及び条件３ｂにおいて示される２つの区別できる条件が形成され得る。条件３ａでは、ステップ２における及びステップ３後の前記合金を比較すると、全伸び及び最大抗張力は比較的影響を受けないが、降伏強度は増加する。具体的には、全伸びＸ_２は、Ｘ_１±７．５％に等しく、引張強度Ｙ_２は、Ｙ_１±１００ＭＰａに等しく、降伏強度Ｚ_２は≧Ｚ_１＋１００ＭＰａである。条件３ａにおけるこの合金に関する好ましい特性は、８００から２１５０ＭＰａまでの最大抗張力値（Ｙ_２）、２．５％から７７．５％までの引張伸び（Ｘ_２）、及び≧３００ＭＰａの降伏強度（Ｚ_２）であろう。より好ましくは、降伏強度は、３００から１０００ＭＰａまでの範囲に入り得る。

条件３ｂでは、ステップ２における及びステップ３後の前記合金を比較すると、最大抗張力は比較的影響を受けないが、降伏強度は増加する。具体的には、最大抗張力Ｙ_３はＹ_１±１００ＭＰａに等しく、降伏強度Ｚ_３は≧Ｚ_１＋２００ＭＰａである。条件３ｂにおけるこの合金に関する好ましい特性は、８００から２１５０ＭＰａまでの最大抗張力値（Ｙ_３）、及び≧４００ＭＰａの降伏強度（Ｚ_３）であろう。より好ましくは、降伏強度は、４００から１２００ＭＰａまでの範囲に入り得る。加えて、条件３ａとは異なり、全伸び低下は７．５％より大きい、つまり、ステップＢでは、全伸び（Ｘ_３）は以下のように画定される：Ｘ_３＜Ｘ_１−７．５％。

様々な事例によって示されることになるように、通常の変形によって、金属材料は、歪み硬化する／加工硬化するであろう。これは、例えば、応力（σ）と歪み（ε）との間の関係σ＝Ｋε^ｎにおける歪み硬化指数（ｎ）によって示される。これの予期しない影響は、材料が永久的に変形するときに、基本的な材料特性が変化することである。初期条件を最終的な条件と比較することは、降伏強度及び引張強度が総延性における同等の減少と共に増加する典型的且つ予想される挙動を示すであろう。この効果を示すために特定の事例が提供され、その後、これをこの開示において記載される新しい材料挙動と対比する。

図３は、本開示の方法２のまとめを確認する。方法２における最初の３ステップは、方法１と同一であり、ステップ４は、方法２に関する追加のステップである。示されるように、ステップ４は、条件３ａ又は条件３ｂのいずれかにおいて本明細書の合金へ適用され得る。

前に示されたように、図２の説明では、特性の様々な組み合わせ（つまり、全伸び、最大抗張力及び降伏強度）が、各条件３ａ又は３ｂに関して提供される。詳細な説明及び後続の事例においてさらに示されることになるように、条件３ａ又は３ｂにおけるその合金は、それらの特定の構造によってさらに特徴付けられ得る。これはその後、周囲から≦１５０℃までの温度で、又はより好ましくは０℃から１５０℃までの温度の範囲で、合金を永久的に変形させるさらなる任意のステップの使用によって最終的な特性のさらなる調整を可能にする。これは、例えば、図３に示されるような鋼コイルの製造の間に他の１つのステップを追加することによって行われ得る。このケースでは、ステップ４は、０．５から２．０％圧下までの又は＞２％から５０％までのより大きな圧下でのスキンパス（つまり、表面品質又は平滑化における改善のためにも時々用いられる小さな圧下圧延パス）であり得、特性の特定の組み合わせを開発する。代わりのアプローチは、例えば、方法１によって加工されたシートから部品を作製することにおいて行われ得る。方法２の任意のステップ４では、シートは、ロール成形、金属スタンピング、金属延伸、ハイドロフォーミング等を含む様々な変形プロセスを用いて部品へとその後作製され得る。方法２におけるステップ４を有効にするための厳密なプロセスにもかかわらず、最終的な特性は、１０から４０％までの引張伸び、１１５０から２０００ＭＰａまでの最大抗張力、及び５５０から１６００ＭＰａまでの降伏強度を有する特性を示すように検討される前記合金によって開発され得る。

合金
高降伏強度を開発するための新しいプロセスルートへつながるこの用途における構造及びメカニズムは、表１において提供される合金の以下の化学的性質に関連する。

表１からわかり得るように、本明細書の合金は、７０原子％Ｆｅ超を有する鉄系金属合金である。加えて、本明細書の合金は、それらがＦｅ、及び、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ又はＣから選択される少なくとも４つ以上の又は５つ以上の又は６つの元素を含むことが理解され得る。加えて、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ又はＣから選択される４つ以上の、又は５つ以上の元素の存在に関して、このような元素は、以下の示される原子パーセントで存在する：Ｓｉ（０から６．１３原子％）；Ｍｎ（０から１５．１７原子％）；Ｃｒ（０から８．６４原子％）；Ｎｉ（０から９．９４原子％）；Ｃｕ（０から１．８６原子％）；及びＣ（０から３．６８原子％）。最も好ましくは、本明細書の合金は、それらが、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ及びＣと共に７０原子％以上のレベルでのＦｅを含む、本質的にそれらから成る、又はそれらから成り、すべての他の元素の不純物のレベルは０から５０００ｐｐｍまでの範囲である。

実験用スラブ鋳造
合金は、表１における原子比率に従って既知の化学的性質を有する商用利用可能な鉄系添加剤（ｆｅｒｒｏａｄｄｉｔｉｖｅ）粉末及びベース鋼原料を用いて、３，４００グラム装填物に計量された。上記で示唆したように、不純物は、用いられる原料に応じて様々なレベルで存在し得る。不純物元素は一般的に、以下の元素を含むであろう；Ａｌ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｎ，Ｎｂ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｗ，及びＳ。存在する場合、０から５０００ｐｐｍ（１００万分の１）までの範囲であり、好ましくは０から５００ｐｐｍまでの範囲であろう。

装填物は、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空チルト鋳造機内に配されたジルコニア被覆シリカるつぼ内に装填された。機械はその後、融液の酸化を防止するために鋳造前に２回、鋳造及び融解チャンバーを真空にし、且つ、大気圧へとアルゴンによってフラッシュした。融液は、合金組成及び装填物質量に応じておよそ５から７分、完全に溶融されるまで１４ｋＨｚ ＲＦ誘導コイルによって加熱された。最後の固体が融解されるのが観察された後で、それは、追加で３０から４５秒の間加熱されることが許可され、過加熱を提供し、溶融均一性を確保した。鋳造機はその後、チャンバーを真空にし、るつぼを傾けて、水冷銅ダイにおける５０ｍｍ厚さ、７５から８０ｍｍ幅及び１２５ｍｍ深さのチャネル内に融液を注ぎ、図２及び３におけるステップ１を表すであろう。プロセスは、＞５．０から５００ｍｍまでの範囲での好ましい鋳放し厚さへ適合され得る。融液は、チャンバーが大気圧へとアルゴンによって満たされる前に、２００秒間真空下で冷却されることが許可された。

実験用熱間圧延
本明細書の合金は、好ましくは、実験用シートに加工された。実験用合金加工は、連続鋳造によって製造されるスラブからホットバンド製造をシミュレートするために開発され、図２及び３におけるステップ２を表すであろう。工業的熱間圧延は、目標温度へトンネル炉においてスラブを加熱し、その後、７００℃から合金の融点（Ｔｍ）までの好ましい温度範囲において目標ゲージに到達するためにリバース圧延機若しくはマルチスタンド圧延機のいずれか、又は両方の組み合わせにそれを通過させるによって実施される。いずれかの圧延機タイプ上の圧延の間、スラブの温度は、空気への及び作業ロールへの熱損失に起因して徐々に減少しているので、最終的なホットバンドは、非常に低下した温度である。これは、１１００℃と１２５０℃との間へトンネル炉において加熱し、その後熱間圧延することによって実験室においてシミュレートされる。実験用圧延機は、各熱間圧延パスの間の熱の、より大きい損失を引き起こす工業用圧延機よりも遅いので、スラブは、パスの間に４分間再加熱されて、温度における低下を減少させ、実験用圧延機を出るときの目標ゲージでの最終的な温度は一般的に、炉温度及び最終的な厚さに応じて、１０００℃から８００℃までの範囲である。

熱間圧延の前に、実験用スラブは、加熱するためのＬｕｃｉｆｅｒ ＥＨＳ３ＧＴ−Ｂ１８炉において予熱された。炉の設定点は、合金融点及び熱間圧延プロセスにおける点に応じて、１１００℃と１２５０℃との間で変わり、初期温度はより高い圧下を促進するためにより高く設定され、後の温度はホットバンド上の表面酸化を最小限にするために、より低く設定される。スラブは、それらが目標温度に達することを確保するために熱間圧延前に４０分間浸ることが許可され、その後、トンネル炉からＦｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１ ２ 高圧延機内へ押し出された。５０ｍｍ鋳造物は、空気冷却が許可される前に圧延機を通して５から１０パスに関して熱間圧延される。熱間圧延後の最終的な厚さ範囲は、好ましくは、２０％から５０％までの範囲をとるパス当たりの可変圧下によって１．８ｍｍから４．０ｍｍまでである。

熱間圧延後、スラブ厚さは、１．８から２．３ｍｍまでのホットバンドの最終的な厚さへ減少された。加工条件は、熱間圧延の量を変化させること及び／又は冷間圧延ステップを追加することによって調節され得て、０．５から５．０ｍｍまでの好ましい厚さ範囲を製造する。引張試料は、ワイヤＥＤＭを用いて実験用ホットバンドから切られた。引張特性は、ＩｎｓｔｒｏｎのＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）上で測定された。１．８から２．３ｍｍまでの厚さへ加工された、熱間圧延条件における合金の引張特性は、表２にリスト化される。

最大抗張力値は、１３．８から６８．５％までの引張伸びによって９１３から２０００ＭＰａまで変わり得る。降伏強度は、２５０から７１１ＭＰａまでの範囲である。本明細書の鋼合金からのホットバンドの機械的特性は、合金の化学的性質、加工条件、及び、加工条件への材料力学的応答に依存する。

事例
比較事例＃１ 周囲温度での圧延への従来の応答
表１においてリスト化される本明細書の合金からのホットバンドは、比較目的のために、複数の冷間圧延パスを通して１．２ｍｍの最終的な目標ゲージ厚さへ冷間圧延された。引張試料は、ワイヤＥＤＭを用いて各冷間圧延シートから切られた。引張特性は、ＩｎｓｔｒｏｎのＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、Ｉｎｓｔｒｏｎ 機械試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）上で測定された。すべての試験は、変位制御において周囲温度にて行われた。

冷間圧延後の本明細書の合金の引張特性は、表３にリスト化される。分かり得るように、降伏強度は、７１１ＭＰａで最大値を有するホットバンドにおける範囲にわたって大幅に増加する（表２）。冷間圧延後、降伏強度は１０３７から２０００ＭＰａまで変わる。冷間圧延後の最大抗張力値は、１４３１から２２２２ＭＰａまでの範囲である。しかしながら、引張伸びにおける低下は、４．２から３１．１％までの変化によって冷間圧延後の本明細書の各合金に関して記録される。本明細書の合金の引張特性上の冷間圧延の効果における一般的な傾向は、図４及び図６に示される。

相対的な磁気相含有量は、表４においてリスト化される本明細書の各合金に関してホットバンド及び冷間圧延後の両方においてＦｅｒｉｔｓｃｏｐｅによって測定され、選択された合金に関して図７に示される。ホットバンドにおける０．１から５６．４Ｆｅ％の磁気相体積パーセントは、変形の間の相変態を確認する冷間圧延後に１．６から８４．９Ｆｅ％までの範囲へ増加する。

この比較事例は、降伏強度が冷間圧延によって（つまり、周囲温度で）本明細書の合金において増加され得ることを実証する。最大抗張力もまた増加しているが、冷間圧延は、特定の用途における制限因子であり得る引張伸びにおける低下によって示される合金延性における大幅な減少につながる。強化は、最大抗張力における増加によって示されるように、冷間圧延前後における磁気相体積パーセントの測定によって表現されるようなフェライトへのオーステナイトの相変態に関連する。

比較事例＃２ 合金２における降伏強度上の冷間圧下率効果
合金２は、４．４ｍｍの厚さを有するホットバンドへ加工された。ホットバンドはその後、複数の冷間圧延（つまり、周囲温度で）パスを通して異なる圧下によって冷間圧延された。冷間圧延後、サンプルは、１０分間８５０℃で中間アニーリングによって熱処理された。これは、前の冷間加工を除去するための完全にアニールされた条件を表す各サンプルに関する開始条件を表した。この開始条件から、表５において提供されるような異なるパーセンテージ（つまり、０％、４．４％、９．０％、１５．１％、２０．１％、２５．１％及び２９．７％）での後続の冷間圧延は、引張試験に関する最終的なゲージが１．２ｍｍの目標一定厚さであろうように適用された。アニーリング後の最終的なステップとしての冷間圧下を増加することによって、材料降伏強度の対応する増加は、図８における引張応力−歪み曲線によって実証される。試験からの引張特性は、表５においてリスト化される。合金２の降伏強度は、アニール状態における初期値と比較して圧下のレベルに応じて６６６から１１４０ＭＰａまで増加する（表５）。また、Ｆｅｒｉｔｓｃｏｐｅによって測定される磁気相体積パーセントは、アニール状態における１．０Ｆｅ％の初期値と比較して表５に示されるように１２．９Ｆｅ％まで増加する。降伏強度増加は、冷間圧延後の減少した引張伸びによって合金延性を犠牲にして達成されることに留意すべきである。

この比較事例＃２は、本明細書の合金における降伏強度が、冷間圧下率によって変えられ得、引張強度における増加によって、しかし延性における減少によって、比較的より高い降伏強度を達成することを実証する。適用される冷間圧下率が高くなるほど、達成される降伏強度は高くなり、記録される引張伸びは低くなる。

比較事例＃３ 合金２からのホットバンドにおける冷間圧延間の構造変態
４ｍｍの厚さを有する合金２からのホットバンドは、１０分間８５０℃での中間アニーリングによって複数の冷間圧延パスを通して１．２ｍｍの最終的な厚さへ冷間圧延された。ホットバンド及び冷間圧延シートの微細構造は、走査電子顕微鏡法（ＳＥＭ）及び透過電子顕微鏡法（ＴＥＭ）によって調査された。

ＳＥＭサンプルを用意するために、片は、ＥＤＭによって切られ、エポキシにおいて取り付けられ、９μｍ、６μｍ及び１μｍダイヤモンド懸濁溶液によって及び最終的に０．０２μｍシリカによって次第に研磨された。ＴＥＭ試料を用意するために、サンプルは、ＥＤＭによってシートから切られ、その後、毎回、減少したグリットサイズのパッドによって研削することによって薄くされた。６０から７０μｍ厚さまでさらに薄くすることは、それぞれ９μｍ、３μｍ及び１μｍダイヤモンド懸濁溶液によって研磨することによって行われる。直径３ｍｍのディスクは、箔から打ち抜かれ、最終的な研磨は、ツインジェット研磨装置を用いて電気研磨によって実行された。用いられる化学溶液は、メタノール塩基において混合された３０％硝酸であった。ＴＥＭ観察に関する不十分な薄い領域に備えて、ＴＥＭ試料は、Ｇａｔａｎ Ｐｒｅｃｉｓｉｏｎ Ｉｏｎ Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ Ｓｙｓｔｅｍ（ＰＩＰＳ）を用いてイオンミリングされ得る。イオンミリングは通常４．５ｋｅＶで行われ、傾斜角度は４°から２°へ減少されて、薄い領域を広くする。ＴＥＭ調査は、２００ｋＶで動作するＪＥＯＬ ２１００高分解能顕微鏡を用いて行われた。

ホットバンド構造のＳＥＭ分析は、直線の境界を有する比較的大きいオーステナイト粒を明らかにした（図９）。明視野ＴＥＭ像は、ホットバンド構造が転位をほとんど含まず、粒界が、再結晶構造に関して典型的である直線且つ鋭い（図１０）ことを示す。ＴＥＭ調査はまた、ナノ析出物が微細構造において存在することを示した（図１１）。

ホットバンドが冷間圧延を受けたとき、ホットバンド構造の選択された領域におけるオーステナイト相は、応力下での微細なフェライト相へ変換する。冷間圧延シートの後方散乱ＳＥＭ像は、変換された且つ微細な構造、及び変形双晶の存在を示す（図１２）。図１３におけるＴＥＭ像によって示されるように、高い転位密度は、残留オーステナイト粒において生成され、２００から３００ｎｍのサイズを有するフェライトの微細な粒が形成される。変形双晶形成もまた、残留オーステナイト粒において観測された。冷間圧延間の相変態プロセスの一部としての追加のナノ析出物もまた観測された（図１４）。

この事例は、変形双晶形成及び転位密度増加並びにナノ析出物によるフェライトへの相変態に起因した粒微細化によって合金強化（最大抗張力における増加）につながる冷間圧延の間の初期ホットバンドオーステナイト構造からの微細構造進化を実証する。

事例＃４ 合金２の降伏強度上の圧延温度効果
開始材料は、商用ホットバンド製造での加工を真似る５０ｍｍ厚さ実験用鋳造スラブの熱間圧延によって用意されるおよそ２．５ｍｍ厚さを有する合金２からのホットバンドであった。開始材料は、１１６６ＭＰａの平均最大抗張力、５３．０％の平均引張伸び、及び３０４ＭＰａの平均降伏強度を有した。開始材料はまた、０．９Ｆｅ％の磁気相体積パーセントを有した。

ホットバンドは、酸化物を除去するためにメディアブラストされ、且つ、プレートが温度に到達することを許可するために圧延の前に少なくとも３０分間Ｙａｍａｔｏ ＤＫＮ８１０機械対流式オーブン内に装填された。ホットバンドは、徐々に減少するロールギャップを有するＦｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機上で圧延され、且つ、総目標とされる２０％圧下のための各後続の圧延パスに関する一定の開始温度（つまり、５０、１００、１５０、２００、２５０℃、３００℃、３５０℃及び４００℃）を確保するためにパス間で少なくとも１０分間炉内に装填された。サンプルは、ＡＳＴＭ Ｅ８標準形状においてＥＤＭカットされた。引張特性は、ＩｎｓｔｒｏｎのＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ５９８４）上で測定された。すべての引張試験は、固定された底部治具及び動く上部治具を有する変位制御において周囲温度で実行された；ロードセルは、上部治具に取り付けられる。

特定された温度での圧延後の合金２の引張特性は、表６においてリスト化される。圧延温度に応じて、降伏強度は、ホットバンドにおける２５０から７１１ＭＰａまでの値と比較して５８９から９４５ＭＰａまでの範囲へ増加する（表２）。合金２の最大抗張力は、２１．２から６０．５％までの引張伸びによって１１３２から１４８５ＭＰａまで変わる。例の応力−歪み曲線は、図１５に示される。分かり得るように、合金２からのホットバンドの２００℃の温度での圧延は、図３におけるステップ３ａと一致する極限強度及び延性における最小限の変化によって降伏強度を増加させる可能性を実証する。

磁気相体積パーセント（Ｆｅ％）は、圧延後に測定され、引張ゲージにおいて破断から少なくとも１０ｍｍが表７において報告される。分かり得るように、１００℃以上の温度での圧延後の磁気相体積パーセントは、周囲温度での合金２を冷間圧延した後のもの（１８．０Ｆｅ％、表４）と比較して、０．３から９．７Ｆｅ％までの範囲において大幅に低い。磁気相体積パーセントにおける大幅な増加は、温度での圧延後の合金２において測定され、引張試験された（表７、図１６）。引張試験後、サンプルの引張試験における磁気相体積パーセントは、圧延温度に応じて２５．２から５２．１Ｆｅ％まで変わる。

この事例は、本明細書の合金における降伏強度が、高温での圧延によって増加され得、それによってフェライトへのオーステナイトの相変態が減少されることを実証する。Ｆｅ％における大幅な低下は、圧延温度が１００℃より大きいときに生じる。さらに、１５０℃から４００℃の温度での本明細書の合金からのホットバンドの圧延は、延性における大幅な変化なしで（つまり、プラスマイナス７．５パーセントに制限された変化（±７．５％引張伸び））降伏強度を増加させ（例えば、元々の値より少なくとも１００ＭＰａ以上の値へ降伏強度を増加させること）、ほぼ同じレベルで（つまり、元々の値と比較して±１００ＭＰａ）最大抗張力を維持する能力を実証する。

事例＃５ 合金７、合金１８、合金３４及び合金３７の降伏強度上の圧延温度効果
開始材料は、商用加工を真似る５０ｍｍ厚さ実験用鋳造の熱間圧延によって用意されるおよそ２．５ｍｍの初期厚さを有する合金７、合金１８、合金３４及び合金３７の各々からのホットバンドであった。合金７、１８、３４及び３７は、１１００℃と１２５０℃との間の温度での熱間圧延によっておよそ２．５ｍｍの厚さを有するホットバンドに加工され、その後、酸化物を除去するためにメディアブラストされた。ホットバンド材料の引張特性は、表２において以前にリスト化された。ホットバンドは、酸化物を除去するためにメディアブラストされ、且つ、プレートが所望の温度に到達することを許可するために圧延の前に少なくとも３０分間Ｙａｍａｔｏ ＤＫＮ８１０機械対流式オーブン内に装填された。結果として得られる清潔なホットバンドは、徐々に減少するロールギャップを有するＦｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機上で圧延され、且つ、一定の温度を確保するためにパス間で少なくとも１０分間炉内に装填された。ホットバンドは、目標とされる２０％圧下へ圧延され、サンプルは、ＡＳＴＭ Ｅ８標準形状においてＥＤＭカットされた。引張特性は、ＩｎｓｔｒｏｎのＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ５９８４）上で測定された。すべての引張試験は、固定された底部治具及び動く上部治具を有する変位制御において周囲温度で実行された；ロードセルは、上部治具に取り付けられる。

特にそれらの伸び、降伏強度及び最大抗張力の、各合金の応答は、調査される温度の全範囲にわたってモニタリングされた。各合金は、最低で１００℃から最高で４００℃までの範囲の温度での圧延後に試験された。合金７に関して、引張伸びは１４．７％から３５．５％までの範囲であり、最大抗張力は１２１８ＭＰａから１６０１ＭＰａまでの範囲であり、降伏強度は調査される温度範囲にわたって５５７ＭＰａから６７８ＭＰａまでの範囲であり（表８）、Ｆｅ％数は引張試験前に２９．９から４１．７まで、試験後に５７．７から６５．４までの範囲である（表９）。合金１８に関して、引張伸びは４３．０％から５１．９％までの範囲であり、最大抗張力は１０８３ＭＰａから１２６３ＭＰａまでの範囲であり、降伏強度は１５０から４００℃まで７７２ＭＰａから９２４ＭＰａまでの範囲であり（表１０）、Ｆｅ％数は引張試験前に６．８から１２．３まで、１５０から４００℃範囲における試験後に３１．５から３９．６までの範囲である（表１１）。合金３４に関して、引張伸びは２１．１％から３１．１％までの範囲であり、最大抗張力は１０８０ＭＰａから１１４０ＭＰａまでの範囲であり、降伏強度は１５０から４００℃範囲において８６９ＭＰａから９６６ＭＰａまでの範囲であり（表１２）、Ｆｅ％数は引張試験前に０．４から１．０まで、試験後に０．８から２．１までの範囲である（表１３）。合金３７に関して、引張伸びは１．５％から９．０％までの範囲であり、最大抗張力は１５３７ＭＰａから１７５０ＭＰａまでの範囲であり、降伏強度は１５０から４００℃範囲において１３８４ＭＰａから１７０８ＭＰａまでの範囲であり（表１４）、Ｆｅ％数は引張試験前に７４．５から８４．３まで、試験後に７１．１から８５．６までの範囲である（表１５）。

本明細書の各合金に関する代表的な曲線は、同時比較のための同じおよそ２０％圧下への冷間圧延後、且つ、試験されたホットバンドからの参照曲線を参照して図１７から図２０において示される。

この事例は、本明細書の合金における降伏強度が増加され得るが、１００℃以上から４００℃までの温度での圧延時にフェライトへのオーステナイトの相変態が減少されることを実証する。降伏強度、最大抗張力及び引張伸びにおける変化の例は、図２におけるステップ３ａ及び３ｂの両方に関して提供された。

事例＃６ 合金２の降伏強度上の２００℃での圧延の圧下の効果
合金２は、実験用鋳造からのおよそ２．５ｍｍの厚さを有するホットバンドへ加工された。熱間圧延に続いて、合金２は、およそ１０％から４０％までの範囲である変化する圧下率へ２００℃で圧延された。圧延パス間で、合金２シート材料は、温度を維持するために１０分間２００℃で対流炉において配された。所望の圧下率が達成されたとき、ＡＳＴＭ Ｅ８引張サンプルは、ワイヤＥＤＭを介して切られ、試験された。

異なる圧下率（０．０から７０．０％）による２００℃での圧延後の合金２の引張特性は、表１６にリスト化され、任意の圧延実験前のデータも含む。図２１は、２００℃での圧下率の関数としての合金２に関する代表的な引張曲線を示す。材料の降伏強度が、３０％圧下まで最大抗張力を変化させることなく（つまり、プラス又はマイナス１００ＭＰａの変化）、圧下を増加させることによって急速に増加することが観測される。図２２は、２００℃での圧下率の関数としての最大抗張力及び降伏強度に関する傾向の比較を提供し、降伏強度増加が比較的急速である一方で、最大抗張力変化が３０．４％圧下率まで図２におけるステップ３ａの特性変化と一致し、且つ、３９．０％圧下率でのステップ３ｂの特性変化と一致することを示す。

合金２の全伸びは、図２３において２００℃での圧下率の関数としてプロットされる。合金２の降伏強度は、２００℃での圧延の間の追加の圧下によって増加している一方で、利用可能な延性は＞３０％圧下まで急速に減少しないことを実証する。これは、実験用圧延を用いてシミュレートされ、タンデム圧延機圧延、Ｚ−圧延機圧延及びリバース圧延機圧延を含む商用圧延法は、圧延の間にストリップ張力を追加的に適用することになるので圧下の厳密な量、それによって延性減少は変化し得ることに留意されたい。

磁気相体積パーセント（Ｆｅ％）は、２００℃での圧延後に、及び引張ゲージ（つまり、引張試料において存在する減少したゲージセクション）における引張試験後に再び、サンプルに関するＦｉｓｃｈｅｒ Ｆｅｒｉｔｓｃｏｐｅ ＦＭＰ３０を用いて測定された。表１７に示されるこれらの測定は、圧延プロセスの間に且つ後続の引張試験の間に合金において生じる変形誘起相変態の量を示唆する。圧延及び引張試験後の合金２における変形誘起相変態の量は、図２４に示される。磁気相体積パーセントが、増加する圧下率と共にわずかに増加するのみなので、変形誘起相変態は、２００℃で大幅に抑制されることが分かり得る。２００℃での圧延は、引張試験の間も変形誘起相変態上の効果を有するように実証され、増加する圧下率が、材料における変態の量を抑制する。

＊異なる加工が適用された：合金２は、およそ９．３ｍｍの厚さによって１２５０℃でホットバンドに加工され、その後、酸化物を除去得するためにメディアブラストされ、その後４．６ｍｍ（〜５０％圧下）へ２００℃で圧延された。材料はその後、１０分間８５０℃でアニールされ、且つ、およそ５０．４、６０．１及び７０％圧下へ２００℃で圧延された。

この事例は、本明細書で記載される合金の降伏強度が、２００℃での圧延によって合金２に関するここで示されるような周囲よりも大きい温度で圧下率を変えることによって調整され得ることを実証する。本開示の広い文脈では、温度範囲は、表７に関する以前の事例において提供されるように１５０℃と４００℃との間であると検討される。この圧延の間、変形経路は、比較的制限された変形誘起相変態が生じているように修正されて、冷間圧延状態における降伏強度を増加させつつ、大幅な延性を保持し且つ最大抗張力を維持するための能力をもたらす。それによって、圧延のパラメーターは、延性又は最大抗張力を犠牲にすることなく材料の降伏強度を改善するように最適化され得る。

事例＃７ ２００℃での圧延後の合金２における微細構造
合金２は、商用のホットバンド製造での加工を真似る実験用鋳造からの９ｍｍの厚さを有するホットバンドへ加工された。ホットバンドは、５０％圧下によって冷間圧延され、且つ、商用のシート製造での冷間圧延加工を真似る空気冷却によって１０分間８５０℃でアニールされた。メディアブラスティングは、アニーリングの間に形成される酸化物を除去するために用いられた。その後、合金は、破損又は圧延機に制限された圧下まで再び冷間圧延された。サンプルは、それらが均一な温度であることを確保するために冷間圧延前に少なくとも３０分間対流オーブンにおいて２００℃へ加熱され、且つ、一定の温度を確保するためにパス間で１０分間再加熱された。合金２シートは、最初に３０％の圧下によって、その後、７０％の最大圧下へ冷間圧延された。初期構造の及び圧延後の微細構造は、走査電子顕微鏡法（ＳＥＭ）によって調査された。ＳＥＭサンプルを用意するために、片は、ＥＤＭによって切られ、エポキシにおいて取り付けられ、９μｍ、６μｍ及び１μｍダイヤモンド懸濁溶液によって及び最終的に０．０２μｍシリカによって次第に研磨された。

図２５は、ミクロンサイズ粒内部でアニーリング双晶を有するほぼ大部分オーステナイトである冷間圧延前の微細構造の後方散乱ＳＥＭ像を示す。３０％圧下による冷間圧延後、図２６に示されるように、バンド構造は、異なる配向を有する異なる領域において見られ得る。おそらく、同様の配向を有するバンドは、１つのオーステナイト粒における変形双晶であり、一方で異なる方向におけるバンドは、他の１つの結晶配向粒における双晶である。いくつかの粒微細化は、選択された領域において観測され得る。

圧下率が７０％へ増加された後で、バンドはもはや視えず、体積を通して微細な構造は見られ得る（図２７）。図２７ｂにおける高倍率画像において示されるように、１０μｍより非常に小さいサイズを有する微細アイランドが識別され得る。圧延プロセスの間に安定なオーステナイトにおいて与えられる高い変形を考慮すると、オーステナイトは、典型的には１００から５００ｎｍの範囲において劇的に微細化され得る。Ｆｅｒｉｔｓｃｏｐｅ測定は、オーステナイトが、２００℃で安定であり、ほぼ１００％のオーステナイトが圧延後に維持されることを示唆する。

この事例は、微細化がフェライトへのオーステナイト変態を通して生じるとき冷間圧延とは対照的にオーステナイトの微細構造微細化及び７０％の高い圧下率でさえ２００℃での圧延の間に本明細書の合金におけるオーステナイト安定化（つまり、フェライトへの変態に対する抵抗）を実証する。

事例＃８ 合金２における微細構造上の２００℃での圧下率の効果
温度での圧延が合金２の降伏強度における大幅な増加をもたらし、一方で高い引張伸びが維持された。ＴＥＭ調査が２００℃で圧延された合金２上で実施されて、圧延歪みの関数として２００℃での圧延の間の構造変化を分析した。この事例では、５０ｍｍ厚さの実験用鋳造スラブは、最初に熱間圧延され、結果として得られるホットバンドはその後、異なる歪みへ２００℃で圧延された。構造進化を示すために、圧延シートの微細構造は、透過電子顕微鏡法（ＴＥＭ）によって調査された。ＴＥＭ試料を用意するために、サンプルは、ワイヤＥＤＭを用いてシートから切られ、その後、毎回、減少したグリットサイズのパッドによって研削することによって薄くされた。６０から７０μｍ厚さサンプルまでさらに薄くすることは、それぞれ９μｍ、３μｍ及び１μｍダイヤモンド懸濁溶液によって研磨することによって行われた。直径３ｍｍのディスクは、箔から打ち抜かれ、最終的な研磨は、ツインジェット研磨装置を用いて電気研磨によって実行された。用いられる化学溶液は、メタノール塩基において混合された３０％硝酸であった。ＴＥＭ観察に関する不十分な薄い領域に備えて、ＴＥＭ試料は、Ｇａｔａｎ Ｐｒｅｃｉｓｉｏｎ Ｉｏｎ Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ Ｓｙｓｔｅｍ（ＰＩＰＳ）を用いてイオンミリングされた。イオンミリングは通常４．５ｋｅＶで行われ、傾斜角度は４°から２°へ減少されて、薄い領域を広くする。ＴＥＭ調査は、２００ｋＶで動作するＪＥＯＬ ２１００高分解能顕微鏡を用いて行われた。

図２８は、１０％圧下による２００℃で圧延された合金２における微細構造の明視野ＴＥＭ像を示す。オーステナイト粒は、絡まった転位によって満たされ、転位セル構造が示されることが分かり得る。しかしながら、比較的低い圧延歪みに起因して、元々のオーステナイト粒界はいまだに視える。オーステナイトが２００℃での圧延の間に安定であることが留意される。電子線回折は、オーステナイトが、Ｆｅｒｉｔｓｃｏｐｅ測定とも一致する支配的な相であることを示唆する。１０％圧下による２００℃での圧延は、ホットバンドにおける３０３ＭＰａから５２９ＭＰＡへ平均降伏強度を増加させる（表１６を参照）。シートが３０％へ圧延されるとき、ＴＥＭは、図２９に示されるように、粒における、より高い転位密度を定性的に示し、且つ、明確な転位セル構造が示される。加えて、いくつかの変形双晶が、オーステナイト粒内で見られる。１０％圧延サンプルと同様に、オーステナイト相は、電子線回折によって確認されるように、維持される。しかしながら、オーステナイトの元々の粒界はもはや視えない。３０％圧下による２００℃での圧延は、９６８ＭＰａの平均降伏強度をもたらす（表１６）。７０％圧下による圧延後（図３０）、定性的により高い転位密度が続き、ＴＥＭから見られ得、転位セルは、３０％圧延サンプルにおけるものと同様である（図２９）。加えて、変形双晶はサンプルにおいても存在する。３０％圧延サンプルと同様に、オーステナイトは、電子線回折によって検証される圧延の間にいまだに安定なままである。

この事例は、本明細書の合金が、７０％圧下までによる２００℃での圧延の間にオーステナイト構造を維持することを実証する。転位セル形成及び双晶形成を含む構造変化は、２００℃での圧延後の降伏強度における増加につながる。

事例＃９ 圧延法の組み合わせによるプロセスルート
合金２、合金７、合金１８及び合金３４は、〜２．７ｍｍの厚さを有するホットバンドに加工され、これは、酸化物を除去するためにメディアブラストされ、且つ２０％圧下へ２００℃で圧延された。材料は、分割され、その後、周囲温度での圧下の範囲で圧延された。ＡＳＴＭ Ｅ８引張サンプルは、ワイヤＥＤＭによって切られ、且つ、ＩｎｓｔｒｏｎのＢｌｕｅｈｉｌｌソフトウェアを用いてＩｎｓｔｒｏｎ ５９８４フレームにおいて試験された。

組み合わされた圧延後の選択された合金の引張特性は、表１８から表２１においてリスト化される。圧延法の組み合わせ後の降伏強度における大幅な増加は、ホットバンド状態と比較して、又は、２００℃での圧延厚さにおける〜２０％圧下による圧延及び周囲温度での後続の圧下率の直後に、すべての３つの合金において観測された。合金２に関して１２１６ＭＰａまでの（ホットバンドにおける降伏強度は２００℃での圧延後に３０９ＭＰａ及び８０３ＭＰａである）、合金７における１５７１ＭＰａまでの（ホットバンドにおける降伏強度は２００℃での圧延後に３３３ＭＰａ及び５７５ＭＰａである）、合金１８における１０８０ＭＰａまでの（ホットバンドにおける降伏強度は２００℃での圧延後に３９０ＭＰａ及び８３４ＭＰａである）、及び、合金３４における１２４８ＭＰａまでの（ホットバンドにおける降伏強度は２００℃での圧延後に９７０ＭＰａ及び１１２０ＭＰａである）降伏強度が記録された。図３１から図３４は、それぞれ合金２、７、１８及び３４に関する対応する引張曲線を示す。冷間圧延後の最大抗張力における増加もまた、引張伸びにおける減少と共に本明細書のすべての合金において観測された（表１８から２１を参照）。引張試験の前及び後の両方での、各検査された条件における本明細書の選択された合金の磁気相体積パーセントの分析は、表２２から表２５においてリスト化される。冷間圧延は、本明細書の合金からの加工されたシートにおける、より高いＦｅ％、その後、引張試験の間に生じる変態に起因したＦｅ％におけるさらなる増加につながる。

この事例は、０．５ｍｍから５．０ｍｍの厚さでシートに合金を加工することによって、その後、１５０℃から４００℃の範囲における温度で１回のパスにおいて変形させ（圧延し）且つ厚さを減少させることによって、その後≦１５０℃の温度で厚さにおける後続の減少によって達成され得る、特性の組み合わせの第３の区別できるセットを生成することへの経路を実証する。これは、冷間圧延のみと比較してより比較的より高い降伏強度、及び温度での圧延のみと比較してより高い引張強度を提供するために観測される。

事例＃１０ 特性組み合わせを調整するための例の方法
合金２からのホットバンドは、図２及び図３において提供されるステップに従う、特性の組み合わせ及びより高い降伏強度へ向かう本明細書の異なる方法によってシートに加工された。合金２は、最初に鋳造され、その後、２．５から２．７ｍｍ厚さであった熱間圧延を介してシートに加工された。引張比較に関して、参照ホットバンドバンド材料は、試験前にゲージを減少させるために、〜１．８ｍｍへ熱間圧延された。図２の例に関して（つまり、２００℃で２０％圧延された）、ホットバンドは、２００℃での２０％減少によって圧延された。圧延前に、それは、２００℃で２０％圧延される前に３０分間２００℃まで加熱され、温度を維持するために圧延パス間で１０分再加熱された。図３の例に関して（つまり、２００℃で２０％圧延され、その後周囲温度で１０％冷間圧延）、２００℃での２０％圧下を含んだプロセスステップは繰り返され、１０％の周囲温度圧下率の追加のステップが適用された。引張試料は、ワイヤＥＤＭを用いる各方法によって加工されたシートから切られた。引張特性は、ＩｎｓｔｒｏｎのＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ５９８４）上で測定された。すべての試験は、変位制御において周囲温度にて行われた。

最適に近い各加工方法で達成される特性の組み合わせを有する代表的な応力−歪み曲線は、図３５に示される。分かり得るように、降伏強度は、合金最大抗張力（つまり３４ＭＰａ増加）及び伸び（つまり１．８％減少）における最小限変化によって２００℃で圧延することによって大幅に増加し得る（つまり４６９ＭＰａ増加）。これは、図２における例の条件３ａによって提供される。ステップ３の開始条件からの周囲温度で１０％にて追加的に圧延されたサンプルに関して、その後これは図３におけるステップ４を満足するであろう。分かり得るように、この場合では、これは、より高い降伏強度（つまり６８８ＭＰａ増加）及び引張強度（つまり２２４ＭＰａ増加）へのルートであるが、全伸びにおける減少（つまり２５．１％減少）がついてくる。図３におけるステップ４を満足することはまた、例えば様々なプロセスによって部品をコールドスタンピングすることによって行われ得、それによってスタンプされた部品における領域は、部品を形成することにおいて部分的に使い果たされた同等の、より低い延性と共に、より高い降伏強度及び引張強度を経験するであろうことに留意されたい。

この事例は、様々な方法による本明細書の合金における高降伏強度の達成、及び、本明細書の合金からの結果として得られるシートにおける様々な強度／伸びの組み合わせを提供するそれらの組み合わせを実証する。

事例＃１１ 合金２の引張特性上の試験温度の効果
合金２は、後続のアニーリングにより目標厚さへ熱間圧延及び冷間圧延することによってスラブから１．４ｍｍ厚さを有するシート形状において製造された。引張試料は、ワイヤＥＤＭを用いて合金２シートから切られた。引張特性は、−４０℃から２００℃までの範囲における異なる温度で測定された。

異なる温度での合金２シートの引張特性は、表２６にリスト化される。磁気相体積パーセントは、表２６においてもリスト化されるＦｅｒｉｔｓｃｏｐｅを用いた各温度での試験後の引張サンプルゲージにおいて測定された。分かり得るように、降伏及び最大抗張力は、試験温度を増加することによって減少し、一方で引張伸びは増加している。試験温度の関数としての引張伸び及び磁気相体積パーセント（Ｆｅ％）は、高温でのより高い伸びにもかかわらず試験後の引張サンプルゲージにおける磁気相体積パーセントが大幅に低下し且つ２００℃での試験後にゼロへ近づくことを示す図３６においてプロットされる。試験後の引張サンプルゲージにおける磁気相体積パーセントにおける減少は、応力下でのフェライトへのその変態を抑制する高温でのより高いオーステナイト安定度を示す。

この事例は、本明細書の合金の多成分合金化は、オーステナイト安定度の大幅な増加をもたらし、圧延の間のフェライトへの変態は、表２６における最後の列において明確に提供されるように冷間圧延と比較して高温で抑制されることが示されることを実証する。それは、それ自身の圧延の間のより高い延性、及び、例えばスタンピング、延伸等の後続のシート形成操作でのより高い成形性を提供する。

事例＃１２ 目標ゲージに向かう加工ステップにおける圧下
合金２は、４．４ｍｍの厚さを有するホットバンドへ加工された。ホットバンドの２つのセクションはその後、周囲温度で１回、及び２００℃で１回、圧延された。２００℃でプレートは、圧延前に３０分間機械対流式オーブンにおいて加熱され、一定の温度を確保するためにパス間で１０分間再加熱された。

周囲温度での圧延の場合では、破損がおよそ４２％圧下で生じた一方で、７０％超の圧下が、圧延機の限界が達成されたときに破損無しで２００℃での圧延の間に適用された。圧延機限界は、材料がいまだにさらなる圧下率のための能力を有する一方でＦｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機が冷間圧延の間のパス当たりの大幅な減少をもはや為しえないときに生じた。

磁気相体積パーセント（Ｆｅ％）は、冷間圧延及び２００℃での圧延の間の圧下の異なるレベルでＦｅｒｉｔｓｃｏｐｅによって測定された。データは図３７に示される。分かり得るように、磁気相体積パーセント（Ｆｅ％）は、周囲温度での圧下によって急速に増加して、〜４２％での圧延に関する材料限界につながる。２００℃での圧延の場合では、磁気相体積パーセント（Ｆｅ％）は、＞７０％の最大圧下率でさえ３Ｆｅ％下のままである。

１．２ｍｍの最終的な厚さを有する合金２からのシートは、冷間圧延及び２００℃での圧延の両方を利用することによって製造された。冷間圧延の場合では、圧延は、中間アニーリングによって循環されて、合金延性を回復し、且つ最終的な圧延ステップで２９％の圧下によって目標厚さを達成した。引張サンプルは、両方の圧延法によって製造される１．２ｍｍ厚さを有するシートからＥＤＭカットされ、且つ１３５秒間１０００℃でアニールされた。引張特性は、ＩｎｓｔｒｏｎのＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）上で測定された。すべての試験は、固定された底部治具及び動く上部治具を有する変位制御において周囲温度で実行された；ロードセルは、上部治具に取り付けられる。

冷間圧延及び２００℃での圧延の両方によって製造されたアニールシートに関する工学的応力−歪み曲線の例は、図３８に示される。分かり得るように、目標厚さに向かう異なる圧延法にもかかわらず、アニーリング後のシートの最終的な特性は同様である。

この事例は、オーステナイトが安定であり且つ２００℃での合金２に関してここで実証されるようにフェライトへ移動しない圧延が、目標シートゲージへ向かう加工ステップにおける圧下を可能にするであろう本明細書の合金の圧延能力を大幅に改善することを実証する。そのため、この高温圧延は、＞７０％のこの例において提供されるように高い冷間圧延圧下率によってほぼ最終的な目標ゲージに到るために用いられ得る。このほぼ最終的なゲージ材料はその後、開始特性（つまり、初期条件）を回復するためにアニールされ得る。その後、最終的な目標ゲージは、図２又は図３におけるステップ及び手順の後で１５０から４００℃までのこの出願において提供される温度範囲における圧延によって得られ得る。

事例＃＃１３ 限界圧下率における変化
ホットバンドは、およそ９ｍｍ厚さを有する合金２から用意された。それは、６０分間２００から２５０℃へ加熱され、且つ、一貫した温度を確保するために圧延パス間での１０分再加熱によっておよそ４．５ｍｍへ圧延された。４．５ｍｍで一回、それは、分割され、１０分間８５０℃でアニールされ、空気冷却を可能にされた。材料は、酸化物を除去するためにメディアブラストされ、圧延前に少なくとも３０分間所望の温度へ再加熱され、一貫した温度を確保するためにパス間で１０分間再加熱された。材料は、シートの端から少なくとも２インチにおいて伝搬するこのような目に見える割れによって特徴付けられる破損（目に見える割れ）まで圧延された。約７０％圧下で、圧延機は、材料を圧下するために必要不可欠な負荷を達成することに困難性を有し、圧延は停止され、これは、装置限界であり、材料限界ではない。室温圧延に関するコントロール材料は、破損まで室温で圧延された４．４ｍｍ厚さでのホットバンドであった。圧延温度の関数としての最大圧下率の結果は、表２７及び図３９において提供される。

この事例は、限界圧下率が温度の増加につれて増加することを本明細書の合金に関して実証する。したがって、本明細書の合金は、１５０℃から４００℃までの範囲に入る温度へ加熱されるときに破損前に２０％超の厚さにおける圧下による永久的な変形を可能にするために検討されることが分かり得る。より好ましくは、本明細書の合金は、それらが、このような温度範囲において加熱されるときに破損前に４０％超の厚さにおける圧下による永久的な変形を可能にできると検討される。これは、目標ゲージに達するための工業的材料の加工を含む圧延操作に関する、非常により大きな潜在的な変形を提供する。割れ前のより大きな圧下は、より少ないステップ（つまり、冷間圧延及び再結晶アニーリング）が、鋼製造の間の特定の目標ゲージを達するために必要とされ得ることを意味する。追加的に、高温で実証された、より大きな成形性は、スタンピング、ロール成形、延伸、ハイドロフォーミング等を含む様々な成形操作から部品を作製することにおいて有益であろう。

Claims (19)

1. ａ．少なくとも７０原子％の鉄、及び、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ又はＣから選択される少なくとも４つ以上の元素を含む金属合金を供給するステップと、前記合金を融解させるステップと、１０^−４Ｋ／秒から１０^３Ｋ／秒までの速度で冷却するステップと、＞５．０ｍｍから５００ｍｍまでの厚さへ凝固させるステップと、
   ｂ．０．５から５．０ｍｍまでの厚さを有する第１のシートフォームに前記合金を加工するステップであって、前記第１のシートがＸ_１（％）の全伸び、Ｙ_１（ＭＰａ）の最大抗張力、及びＺ_１（ＭＰａ）の降伏強度を有する、ステップと、
   ｃ．以下の引張特性の組み合わせＡ又はＢの内の１つを示す第２のシートフォームに１５０℃から４００℃までの温度範囲において前記合金を永久的に変形させるステップと：を含む、金属合金における降伏強度を増加させるための方法：
   Ａ．（１）全伸びＸ_２＝Ｘ_１±７．５％；
   （２）最大抗張力Ｙ_２＝Ｙ_１±１００ＭＰａ；及び
   （３）降伏強度Ｚ_２≧Ｚ_１＋１００ＭＰａ、
   Ｂ．（１）最大抗張力Ｙ_３＝Ｙ_１±１００ＭＰａ；及び
   （２）降伏強度Ｚ_３≧Ｚ_１＋２００ＭＰａ。
2. 前記合金が、少なくとも７０原子％の鉄、及び、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ又はＣから選択される５つ以上の元素を含む、請求項１に記載の方法。
3. 前記合金が、少なくとも７０原子％の鉄、並びに、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ及びＣを含む、請求項１に記載の方法。
4. ステップ（ｂ）において形成された前記合金が、１０．０から７０．０％のＸ_１値、９００ＭＰａから２０５０ＭＰａのＹ_１値、及び２００ＭＰａから７５０ＭＰａのＺ_１値を示す、請求項１に記載の方法。
5. 前記引張特性の組み合わせＡが、以下の通りである、請求項１に記載の方法：Ｘ_２＝２．５％から７７．５％、Ｙ_２＝８００ＭＰａから２１５０ＭＰａ、及びＺ_２≧３００ＭＰａ。
6. 前記引張特性の組み合わせＢが、以下の通りである、請求項１に記載の方法：Ｙ_３＝８００ＭＰａから２１５０ＭＰａ、及びＺ_３≧３００ＭＰａ。
7. ステップ（ｃ）において形成される前記第１のシートが、前記第１の合金シートの厚さを減少させることによって前記第２の合金シートに永久的に変形される、請求項１に記載の方法。
8. ステップ（ｂ）が、７００℃の温度から前記合金の融点（Ｔｍ）以下の温度で実施される、請求項１に記載の方法。
9. ステップ（ｂ）の後で、合金が、６５０℃の温度から前記合金の融点（Ｔｍ）以下の温度で熱処理される、請求項１に記載の方法。
10. ステップ（ｃ）において、合金が、破損前に２０％超の厚さにおける圧下によって永久的に変形される、請求項１に記載の方法。
11. ステップ（ｃ）において形成される前記第１のシートが、ロール成形、金属スタンピング、金属延伸又はハイドロフォーミングのプロセスによって前記第２の合金シートに永久的に変形される、請求項１に記載の方法。
12. ＞５．０ｍｍから５００ｍｍの厚さで形成された前記合金が、１０体積パーセント超のオーステナイトを含む、請求項１に記載の方法。
13. 第２のシートへステップ（ｃ）における１５０℃から４００℃の温度範囲において前記合金を永久的に変形させた後で、前記第２のシートが、≦１５０℃の温度範囲で永久的に変形される、請求項１に記載の方法。
14. ａ．少なくとも７０原子％の鉄、及び、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ又はＣから選択される少なくとも４つ以上の元素を含む金属合金を供給するステップと、前記合金を融解させるステップと、１０^−４Ｋ／秒から１０^３Ｋ／秒までの速度で冷却するステップと、＞５．０ｍｍから５００ｍｍまでの厚さへ凝固させるステップと、
    ｂ．５．０から０．５ｍｍまでの厚さを有する第１のシートフォームに前記合金を加工するステップと；
    ｃ．第２のシートフォームに１５０℃から４００℃までの温度範囲において前記合金を永久的に変形させるステップと；
    ｄ．以下の引張特性の組み合わせを示す第２のシートフォームに＜１５０℃の温度において前記合金を永久的に変形させるステップと、を含む金属合金において降伏強度を増加させるための方法：
    （１）全伸び＝１０．０から４０．０％；
    （２）最大抗張力＝１１５０から２０００ＭＰａ；
    （３）降伏強度＝５５０から１６００ＭＰａ。
15. ステップ（ｂ）が、７００℃の温度から前記合金の融点（Ｔｍ）以下の温度で実施される、請求項１４に記載の方法。
16. ステップ（ｂ）の後で、合金が、６５０℃の温度から前記合金の融点（Ｔｍ）以下の温度で熱処理される、請求項１４に記載の方法。
17. 永久的に変形させる前記ステップが、ロール成形、金属スタンピング、金属延伸又はハイドロフォーミングのプロセスを含む、請求項１４に記載の方法。
18. ステップ（ｄ）において形成される前記永久的に変形した部品が、車両フレーム、車両シャーシ又は車両パネルにおいて配置される、請求項１４に記載の方法。
19. ステップ（ｄ）における前記永久的に変形した部品が、ドリルカラー、ドリルパイプ、パイプケーシング、用具接合部、ウェルヘッド、加圧ガス貯蔵タンク、鉄道タンク車／タンクワゴン、又は液化天然ガスキャニスタの内の１つにおいて配置される、請求項１４に記載の方法。