JP2020509233A - 金属合金における端部形成能の改善 - Google Patents
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Abstract
Description
本出願は、参照により全容が本明細書に組み込まれている、2015年4月10日に出願した米国仮特許出願第62/146,048号及び2015年11月18日に出願した米国仮特許出願第62/257,070号に基づく利益を主張する、2016年4月8日に出願した米国特許出願15/094,554の一部継続である、2017年2月21日に出願した米国特許出願15/438,313に対する優先権を主張するものである。
a.少なくとも50原子%の鉄及びSi、Mn、B、Cr、Ni、Cu又はCから選択される少なくとも4種以上の元素を含む金属合金を供給し、前記合金を融解し、250K/秒以下の速度で冷却するか又は2.0mm以上500mmまでの厚さに凝固させ、Tm及び2μm〜10,000μmのマトリックス結晶粒を有する合金を形成する工程と;
b.前記合金を、700℃以上かつ前記合金のTm未満の温度まで、10−6〜104の歪み速度で加熱し、前記合金の前記厚さを低減し、921MPa〜1413MPaの最大引張り強度を有する第1の生成合金を準備する工程と;
c.前記第1の生成合金に圧力を印加し、1356MPa〜1831MPaの最大引張り強度及び1.6%〜32.8%の伸びを有する第2の生成合金を準備する工程と;
d.前記第2の生成合金をTm未満の温度まで加熱し、0.5μm〜50μmのマトリックス結晶粒を有し、伸び(E1)を有する第3の生成合金を形成する工程と;
e.前記合金をせん断し、1つ又は複数のせん断端部を形成し、前記合金の伸びがE2値まで低減され、E2=(0.57〜0.05)(E1)である工程と;
f.前記1つ又は複数のせん断端部を伴う前記合金を再加熱し、工程(d)で観察された前記合金の低減された伸びが伸びE3=(0.48〜1.21)(E1)を有するレベルまで復活する工程と、
を含む。
a.少なくとも50原子%の鉄及びSi、Mn、B、Cr、Ni、Cu又はCから選択される少なくとも4種以上の元素を含む金属合金を供給し、前記合金を融解し、250K/秒以下の速度で冷却するか又は2.0mm以上500mmまでの厚さに凝固させ、Tm及び2μm〜10,000μmのマトリックス結晶粒を有する合金を形成する工程と;
b.前記合金を、700℃以上かつ前記合金のTm未満の温度まで、10−6〜104の歪み速度で加熱し、前記合金の前記厚さを低減し、921MPa〜1413MPaの最大引張り強度及び12.0%〜77.7%の伸びを有する第1の生成合金を準備する工程と;
c.前記第1の生成合金に圧力を印加し、1356MPa〜1831MPaの最大引張り強度及び1.6%〜32.8%の伸びを有する第2の生成合金を準備する工程と;
d.前記第2の生成合金を、少なくとも650℃かつTm未満の温度まで加熱し、0.5μm〜50μmのマトリックス結晶粒を有する第3の生成合金を形成し、せん断を用いてそこに穴を形成し、前記穴がせん断端部を有し、第1の穴広げ率(HER1)を有する工程と;
e.前記穴及び関連するHER1を有する前記合金を加熱し、前記合金が第2の穴広げ率(HER2)を示し、HER2>HER1である工程と、
を含む。
a.少なくとも50原子%の鉄及びSi、Mn、B、Cr、Ni、Cu又はCから選択される少なくとも4種以上の元素を含む金属合金を供給し、前記合金を融解し、250K/秒以下の速度で冷却するか又は2.0mm以上500mmまでの厚さに凝固させ、Tm及び2μm〜10,000μmのマトリックス結晶粒を有する合金を形成する工程と;
b.前記合金を、700℃以上かつ前記合金のTm未満の温度まで、10−6〜104の歪み速度で加熱し、前記合金の前記厚さを低減し、921MPa〜1413MPaの最大引張り強度及び12.0%〜77.7%の伸びを有する第1の生成合金を準備する工程と;
c.前記第1の生成合金に圧力を印加し、1356MPa〜1831MPaの最大引張り強度及び1.6%〜32.8%の伸びを有する第2の生成合金を準備する工程と;
d.前記第2の生成合金を、少なくとも650℃かつTm未満の温度まで加熱し、0.5μm〜50μmのマトリックス結晶粒を有する第3の生成合金を形成し、前記合金が、せん断を用いずそこに形成された穴に関して、30〜−130%の第1の穴広げ率(HER1)を有することを特徴とする工程と;
e.前記第2の生成合金に穴を形成し、前記穴がせん断を用いて形成され、第2の穴広げ率(HER2)を示し、HER2=(0.01〜0.30)(HER1)である工程と;
f.前記合金を加熱し、HER2が、HER3=(0.60〜1.0)HER1の値まで回復する工程と、
を含む。
a.少なくとも50原子%の鉄及びSi、Mn、B、Cr、Ni、Cu又はCから選択される少なくとも4種以上の元素を含む金属合金を供給し、前記合金を融解し、250K/秒以下の速度で冷却するか又は2.0mm以上500mmまでの厚さに凝固させ、Tm及び2μm〜10,000μmのマトリックス結晶粒を有する合金を形成する工程と;
b.前記合金を、700℃以上かつ前記合金のTm未満の温度まで、10−6〜104の歪み速度で加熱し、前記合金の前記厚さを低減し、921MPa〜1413MPaの最大引張り強度及び12.0%〜77.7%の伸びを有する第1の生成合金を準備する工程と;
c.前記第1の生成合金に圧力を印加し、1356MPa〜1831MPaの最大引張り強度及び1.6%〜32.8%の伸びを有する第2の生成合金を準備する工程と;
d.前記第2の生成合金を、少なくとも650℃かつTm未満の温度まで加熱し、0.5μm〜50μmのマトリックス結晶粒を有し、伸び(E1)を有する第3の生成合金を形成する工程と;
e.前記合金に10mm/秒以上の打ち抜き速度で穴を打ち抜き、前記打ち抜き穴が10%以上の穴広げ率を示す工程と、
を含む。
a.少なくとも50原子%の鉄及びSi、Mn、B、Cr、Ni、Cu又はCから選択される少なくとも4種以上の元素を含む金属合金を供給し、前記合金を融解し、250K/秒以下の速度で冷却するか又は2.0mm以上500mmまでの厚さに凝固させ、Tmを有する合金を形成する工程と;
b.前記合金を、700℃以上かつ前記合金のTm未満の温度まで、10−6〜104の歪み速度で加熱し、前記合金の前記厚さを低減し、921MPa〜1413MPaの最大引張り強度及び12.0%〜77.7%の伸びを有する第1の生成合金を準備する工程と;
c.前記第1の生成合金に圧力を印加し、1356MPa〜1831MPaの最大引張り強度及び1.6%〜32.8%の伸びを有する第2の生成合金を準備する工程と;
d.前記第2の生成合金を、Tm未満の温度まで加熱し、6.6%から86.7%の伸びを有する第3の生成合金を形成する工程と;
e.前記生成合金において端部を形成し、5 mm/分以上の速度で前記端部を広げる工程と、
を含む。
少なくとも50原子%の鉄及びSi、Mn、B、Cr、Ni、Cu又はCから選択される少なくとも4種以上の元素を含む金属合金を供給する工程であって、前記合金が、799 MPa〜1683 MPaの最大引張り強度及び6.6〜86.7%の伸びを有する、工程と;
前記合金において端部を形成する工程と;
5 mm/分以上の速度で前記合金における前記端部を広げる工程と、
を含む。
図1A及び図1Bに示されるように、本明細書の鋼合金は、特定の機構を通して構造形成の独自の経路を経る。最初の構造形成は、合金を融解し、冷却し、凝固させ、モーダル構造(構造#1、図1A)を有する合金を形成することから始まる。モーダル構造は、主としてオーステナイトマトリックス(ガンマ−Fe)を呈し、特有の合金化学成分に応じて、フェライト結晶粒(アルファ−Fe)、マルテンサイト、並びにホウ化物(ホウ素が存在する場合)及び/又は炭化物(炭素が存在する場合)を含む沈殿物を含有し得る。モーダル構造の粒度は、合金化学成分及び凝固状態に応じて変わる。例えば、より厚い鋳放し構造(例えば、2.0mm以上の厚さ)は、相対的に遅い冷却速度(例えば、250K/秒以下の冷却速度)で、相対的により大きいマトリックス粒度をもたらす。したがって、厚さは、2.0〜500mmの範囲であり得ることが好ましい。モーダル構造は、実験的鋳造において、2〜10,000μmの粒度及び/又は樹枝状結晶長を有するオーステナイトマトリックス(ガンマ−Fe)、及び0.01〜5.0μmの大きさの沈殿物を呈することが好ましい。マトリックス粒度及び沈殿物の大きさは、商業的生産において、合金化学成分、出発鋳造厚さ及び特定の加工パラメーターに応じて10倍まで大きくなり得る。モーダル構造を有する本明細書の鋼合金は、出発厚さの大きさ及び特定の合金化学成分に応じて、典型的には、以下の引張り特性、144〜514MPaの降伏強度、411〜907MPaの範囲の最大引張り強度、及び3.7〜24.4%の合計延性を呈する。
本明細書の鋼合金のための構造及び可能機構は、既存のプロセスの流れを使用して、商業的生産に適用することができる。図2を参照されたい。鋼スラブは、多数の後続加工変型を用いて、一般的に連続鋳造により製造され、一般的に板状コイルである最終製品形態に到達する。本明細書の鋼合金における、板状製品へのスラブ加工の各工程に関する鋳造から最終製品までの構造進化の詳細を図2に示す。
再結晶モーダル構造(構造#4)から微細化高強度ナノモーダル構造(構造#5)へ、次に再結晶モーダル構造(構造#4)へと戻り進行するこれらの相変態のサイクル性は、本明細書の鋼合金の独自の現象及び特色の1つである。以前に述べたように、本サイクルの特色は、板、特に、より薄いゲージ厚さが必要とされる場合(例えば、0.2〜25mmの範囲の厚さ)のAHSSの商業的製造中に適用することができる。更に、これらの可逆的機構は、本明細書の鋼合金の広範囲に及ぶ産業的利用に適用することができる。本明細書の鋼合金に関する本出願における引張り及び曲げ特性により実証されるように、バルク板形成能の例外的な組み合わせを呈する一方、相変態の独自のサイクルの特色は、他のAHSSにとって重大な制限要因であり得る端部形成能を可能にする。以下の表1(表1)は、応力印加及び加熱のサイクルを通して得られるナノ相微細化及び強化(機構#4)を通して、該構造及び性能の特色の要約を提供する。バルク板及び端部形成能の両方の例外的組み合わせを生み出すために、これらの構造及び機構がどのように利用され得るかを、続いて本明細書に記載する。
利用される好ましい原子比率を提供する、本明細書の合金の化学組成をTable 2(表2)に示す。
産業的製造の各工程のモデルを作製するために、より小規模であるが、Table 2(表2)における合金の実験的加工を行った。本方法の主要工程として、以下が挙げられる:鋳造、トンネル炉加熱、熱間圧延、冷間圧延、及び焼きなまし。
Table 2(表2)の原子比率に基づいて、既知の化学成分及び不純含有物を有する市販の鉄添加粉末(ferroadditive powders)を使用して、合金を量り分けて3,000〜3,400グラムの範囲の装入物とした。装入物を、ジルコニア被覆シリカるつぼ内に入れ、これをIndutherm VTC800V真空傾斜式鋳造機内に置いた。次に、鋳造機は、融解物の酸化を防止するために、鋳造前に数回、鋳造チャンバー及び融解チャンバーを真空引きしてアルゴンを充填して大気圧まで戻した。融解物を、合金組成及び装入物重量に応じて、14kHz RF誘導コイルを用いて完全融解するまでおよそ5.25〜6.5分間加熱した。最後の固体の融解を確認した後、更に30〜45秒間加熱し、過熱状態を提供し、かつ融解物の均質性を確実にすることが可能であった。次に鋳造機は、融解チャンバー及び鋳造チャンバーを真空引きして、るつぼを傾斜させ、水冷式銅ダイ中の厚さ50mm、幅75〜80mm、及び深さ125mmの経路に融解物を流し込んだ。融解物を、チャンバーがアルゴンを用いて大気圧まで充填される前に真空下で200秒間放冷した。2種の異なる合金からの実験的鋳造スラブの写真例を図3に示す。
熱間圧延の前に、実験用スラブをLucifer EHS3GT−B18炉に入れ加熱した。炉設定ポイントは、合金の融点に応じて1100℃〜1250℃の間で変化する。スラブを熱間圧延の前に40分間均熱しておき、目的とする温度に確実に到達させた。熱間圧延のパス間に、スラブを4分間炉に戻し、スラブを再加熱しておいた。
予熱したスラブを、トンネル炉からFenn Model 061二段圧延機(2 high rolling mill)へと押出した。空冷させる前に、50mmスラブを好ましくは圧延機を通して熱間圧延を5〜8パス行った。パスの開始後、各スラブを80〜85%の間に低減し、7.5〜10mmの間の最終厚さにした。冷却後、得られた各板を分割し、下部190mmを圧延機を通して熱間圧延を更に3〜4パス行い、更にプレートを72〜84%の間に低減し、1.6〜2.1mmの間の最終厚さにした。熱間圧延後の2種の異なる合金からの実験的鋳造スラブの写真例を図4に示す。
熱間圧延後に得られた板を酸化アルミニウムでメディアブラスト(media blast)し、ミルスケールを除去し、次にFenn Model 061二段圧延機で冷間圧延した。冷間圧延は複数パスを取り、板の厚さを典型的には1.2mmの目的とする厚さまで低減する。熱間圧延された板を、最小ロールギャップに到達するまでギャップを着実に減少させて、圧延機内に供給した。材料が目的とするゲージにまだ到達しない場合は、1.2mm厚さが達成されるまで、最小ロールギャップでのパスを更に使用した。実験用圧延機能力の限界のため、多数のパスを適用した。2種の異なる合金からの冷間圧延板の写真例を図5に示す。
冷間圧延後、引張り被験体をワイヤ放電加工EDMを介して冷間圧延板から切断した。次に、Table 3(表3)に列記した異なるパラメーターを用いて、これらの被験体の焼きなましを行った。焼きなまし1a、1b、2bを、Lucifer 7HT−K12箱形炉内で実行した。焼きなまし2a及び3を、Camco Model G−ATM−12FL炉内で実行した。空気焼きならしをした被験体を、サイクルの最後に炉から取り出し、空気中で室温まで放冷した。被験体の炉冷のために、焼きなましの最後に炉を遮断し、試料を炉で放冷した。加熱処理を例証のため選択したが、範囲を限定することを意図するものではないことに留意されたい。各合金に関して、融点直下までの高温処理が可能である。
本明細書の合金の熱解析を、凝固鋳放しスラブに関して、Netzsch Pegasus 404示差走査熱量計(DSC)を使用して実施した。合金試料をアルミナるつぼに入れ、次にDSC内に入れた。次に、DSCはチャンバーを真空引きして、アルゴンを充填して大気圧まで戻した。次にアルゴンの一定パージを開始し、系内の酸素量を更に低減するために、ガス流路内にジルコニウムゲッターを組み込んだ。試料を完全に融解するまで加熱し、完全に凝固するまで冷却し、次に融解を通して10℃/分で再加熱した。第2の融解から、平衡状態における材料の代表的測定を確実にするために、固相線温度、液相線温度、及びピーク温度の測定を行った。Table 2(表2)に列記した合金では、融解は、約1111℃からの融解開始を伴い、合金化学成分及び約1476℃までの最終融解温度に応じて、1段階又は複数段階で起きる(Table 4(表4))。融解挙動における変動は、合金の化学成分に応じて、合金の凝固時の複合相形成を反映する。
(実施例1)
合金1における構造発達経路
50mm厚さを有する実験用スラブを合金1から鋳造し、次に、本出願の本文に記載したように、熱間圧延、冷間圧延及び850℃で5分間の焼きなましによる実験的加工を行った。合金の微細構造を、SEM、TEM及びX線解析により加工の各工程で調べた。
合金2における構造発達経路
50mm厚さを有する実験用スラブを合金2から鋳造し、次に、本出願の本文に記載したように、熱間圧延、冷間圧延及び850℃で10分間の焼きなましによる実験的加工を行った。合金の微細構造を、SEM、TEM及びX線解析により加工の各工程で調べた。
加工の各工程での引張り特性
50mm厚さを有するスラブを、Table 21(表21)に列記した合金から、Table 2(表2)に提供した原子比率に基づいて実験的に鋳造し、本出願の本文に記載したように、熱間圧延、冷間圧延及び850℃で10分間の焼きなましによる実験的加工を行った。引張り特性を、加工の各工程で、Instron 3369機械的試験用フレームで、Instron社のBluehill制御ソフトウェアを使用して測定した。全試験を、室温で、下部をつかみ具で固定し、上部を上方に0.012mm/秒の速度で移動するつかみ具に取り付けて実行した。歪みデータを、Instron社の先進ビデオ伸び計を使用して収集した。
冷間圧延及び再結晶中のサイクル可逆性
50mm厚さのスラブを、合金1及び合金2からTable 2(表2)に提供された原子比率に基づいて実験的に鋳造し、合金1板に関して2.31mm及び合金2板に関して2.35mmの最終厚さを有する板状に熱間圧延した。鋳造及び熱間圧延の手順は、本出願の本文に記載されている。各合金から得られた熱間圧延板を、冷間圧延/焼きなましのサイクルを通して、サイクルの構造/特性の可逆性を実証するために使用した。
曲げ能力
50mm厚さを有するスラブを、Table 7(表28)に列記した選択された合金からTable 2(表2)に提供した原子比率に基づいて実験的に鋳造し、本出願の本文に記載したように、熱間圧延、冷間圧延及び850℃で10分間の焼きなましによる実験的加工を行った。約1.2mmの最終厚さ及び再結晶モーダル構造(構造#4、図1B)を有する各合金から得られた板を使用して、本明細書の合金の曲げ応答を調べた。
打ち抜き端部対EDM切断の引張り特性
50mm厚さを有するスラブを、Table 2に列記した選択された合金からTable 2(表2)に提供した原子比率に基づいて実験的に鋳造し、本明細書に記載したように、熱間圧延、冷間圧延及び850℃で10分間の焼きなましによる実験的加工を行った。1.2mmの最終厚さ及び再結晶モーダル構造(構造#4、図1B)を有する各合金から得られた板を使用して、ワイヤ放電加工(ワイヤ−EDM)により引張り被験体を切断することにより(これは機械的特性を損なうことなく制御状態又は相対的にせん断及び端部形成が欠如していることを表す)、かつ、打ち抜きにより(せん断に起因する機械的特性の損失を特定するために)合金特性に対する端部損傷の効果を評価した。本明細書では、せん断(材料横断面と同一平面上の応力を課すこと)は、ピアシング、小穴抜き、切断又はクロッピング(所与の金属部分の端部の切断)等のいくつかの加工選択肢により起こり得ることを理解されたい。
打ち抜き端部対EDM切断の引張り特性及び回復
50mm厚さを有するスラブを、Table 10(表31)に列記した選択された合金からTable 2(表2)に提供した原子比率に基づいて実験的に鋳造し、本明細書に記載したように、熱間圧延、冷間圧延及び850℃で10分間の焼きなましによる実験的加工を行った。約1.2mmの最終厚さ及び再結晶モーダル構造(構造#4、図1B)を有する各合金から得られた板を使用して、打ち抜き引張り被験体の焼きなましによる端部損傷回復を実証した。本発明の幅広い文脈において、焼きなましは、炉加熱処理、誘導加熱処理及び/又はレーザー加熱処理を含むが、これらに限定されない、様々な方法により達成され得る。
回復及び再結晶に対する温度効果
50mm厚さのスラブを、合金1から実験的に鋳造し、熱間圧延により2mmの厚さまで薄くし、およそ40%の低減を伴う冷間圧延により、実験的加工を行った。ASTM E8幾何学形状の引張り被験体を、冷間圧延板からワイヤEDM切断により調製した。引張り被験体の一部に、10分間450〜850℃の範囲の異なる温度で焼きなましを行い、続いて空冷した。引張り特性を、Instron 5984機械的試験用フレームで、Instron社のBluehill制御ソフトウェアを使用して測定した。全試験を、室温で、下部をつかみ具で固定し、上部を上方に0.012mm/秒の速度で移動するつかみ具に取り付けて実行した。歪みデータを、Instron社の先進ビデオ伸び計を使用して収集した。焼きなまし温度に応じて、変形挙動における推移を実証する引張り試験結果を図40に示す。冷間圧延のプロセス中に、動的ナノ相強化(機構#2、図1A)又はナノ相微細化及び強化(機構#4、図1B)が起こり、これには、歪み増加を伴い降伏強度をいったん超過すると、オーステナイトの、フェライトに加えて1つ又は複数のタイプのナノスケール六方晶相への連続変態が含まれる。この変態と同時に、変態の前及び後にマトリックス結晶粒内に転位機構による変形もまた起きる。結果は、微細構造におけるナノモーダル構造(構造#2、図1A)から高強度ナノモーダル構造(構造#3、図1A)への変化又は再結晶モーダル構造(構造#4、図1B)から微細化高強度ナノモーダル構造(構造#5、図1B)への変化である。冷間変形中に起きる構造及び特性の変化は、図40Aの引張り曲線に見られるように、焼きなましパラメーターに応じて、焼きなましにより様々な程度で逆進し得る。図40Bでは、引張り曲線からの対応する降伏強さは、加熱処理温度の関数として提供される。焼きなましを伴わない冷間圧延後の降伏強さは、1141MPaと測定される。図示されるように、材料がどのように焼きなましを受けるかに応じて、これは部分的及び全体的回復並びに部分的及び全体的再結晶を含み得て、降伏強さは、500℃における焼きなましでの1372MPaから、850℃における焼きなましでの458MPaまで低下し、広く変動し得る。
打ち抜き端部回復の温度効果
50mm厚さを有するスラブを、Table 33(表33)に列記した選択された合金からTable 2(表2)に提供した原子比率に基づいて実験的に鋳造し、本出願の本文に記載したように、熱間圧延、冷間圧延及び850℃で10分間の焼きなましによる実験的加工を行った。1.2mmの最終厚さ及び再結晶モーダル構造(構造#4、図1B)を有する各合金から得られた板を使用して、焼きなまし後の打ち抜き端部損傷回復を温度の関数として実証した。
打ち抜き端部特性の可逆性に対する打ち抜き速度の効果
50mm厚さを有するスラブを、Table 34(表34)に列記した選択された合金からTable 2(表2)に提供した原子比率に基づいて実験的に鋳造し、本明細書に記載したように、熱間圧延、冷間圧延及び850℃で10分間の焼きなましによる実験的加工を行った。1.2mmの最終厚さ及び再結晶モーダル構造(構造#4、図1B)を有する各合金から得られた板を使用して、端部損傷回復を打ち抜き速度の関数として実証した。
穴打ち抜き及び穴広げ中の端部構造変態
50mm厚さを有するスラブを、合金1から実験的に鋳造し、本明細書に記載したように、熱間圧延、冷間圧延及び850℃で10分間の焼きなましによる実験的加工を行った。1.2mmの最終厚さ及び再結晶モーダル構造(構造#4、図1B)を有する得られた板を、穴広げ率(HER)試験用に使用した。
焼きなましを伴う及び伴わない、HER試験結果
50mm厚さを有するスラブを、Table 35(表35)に列記した選択された合金からTable 2(表2)に提供した原子比率に基づいて実験的に鋳造し、本明細書に記載したように、熱間圧延、冷間圧延及び850℃で10分間の焼きなましによる実験的加工を行った。1.2mmの最終厚さ及び再結晶モーダル構造(構造#4、図1B)を有する得られた板を、穴広げ率(HER)試験用に使用した。
合金特性に対する端部状態効果
50mm厚さを有するスラブを、合金1から、Table 2(表2)に提供した原子比率に基づいて実験的に鋳造し、本明細書に記載したように、熱間圧延、冷間圧延及び850℃で10分間の焼きなましによる実験的加工を行った。1.2mmの最終厚さ及び再結晶モーダル構造(構造#4、図1B)を有する合金1から得られた板を使用して、端部状態が合金1の引張り特性及び穴広げ特性に対して及ぼす効果を実証した。
穴打ち抜き速度の関数としてのHER結果
50mm厚さを有するスラブを、Table 38(表38)に列記した選択された合金からTable 2(表2)に提供した原子比率に基づいて実験的に鋳造し、本明細書に記載したように、熱間圧延、冷間圧延及び850℃で10分間の焼きなましによる実験的加工を行った。1.2mmの最終厚さ及び再結晶モーダル構造(構造#4、図1B)を有する各合金から得られた板を使用して、穴打ち抜き速度のHER結果に対する効果を実証した。
穴打ち抜き速度の関数としてのDP980におけるHER
商業的に製造され加工された二相980鋼を購入し、穴広げ率試験を実施した。全ての被験体を、現状のままの(商業的に加工された)状態で試験を行った。
打ち抜き設計の関数としてのHER結果
50mm厚さを有するスラブを、合金1、合金9、及び合金12から、Table 2(表2)に提供した原子比率に基づいて実験的に鋳造し、本明細書に記載したように、熱間圧延、冷間圧延及び850℃で10分間の焼きなましによる実験的加工を行った。1.2mmの最終厚さ及び再結晶モーダル構造(構造#4、図1B)を有する各合金から得られた板を使用して、穴打ち抜き速度のHER結果に対する効果を実証した。
穴打ち抜き速度の関数としての市販の鋼グレードにおけるHER
穴広げ率試験を、市販の鋼グレード780、980及び1180に関して実施した。全ての被験体を、現状のまま(商業的に加工された)板の状態で試験を行った。
不均一伸びと穴広げ率との関係
既存の鋼材料は、測定された穴広げ率と材料の不均一伸びとの強い相関関係を呈することが示されてきた。材料の不均一伸びは、引張り試験中の試料の全伸びと、典型的には、引張り試験中の最大引張り強度における均一伸びとの間の差と定義される。単軸引張り試験及び穴広げ率試験を、既存の材料の相関関係との比較のために、合金1及び合金9に関して、およそ1.2mm厚さで板材料について完了した。
HER=7.5(εpul) 式1
穴広げ速度の関数としてのHER性能
50mmの厚さを有するスラブは、表2に提供される原子比率に従う3つの選択された合金から実験的鋳造され、且つ本明細書で記載されるように、熱間圧延、冷間圧延、及び10分間850℃での焼きなましによって実験的加工された。1.2mmの最終厚さを有する再結晶モーダル構造を加工する各合金からのシートは、HER性能上の穴広げ速度の効果を実証するために用いられた。
打ち抜き速度及び穴広げ速度の関数としてのHER性能
合金9からのシートは、表2に提供される原子比率に従って製造された。連続鋳造によって製造されたスラブは、冷間圧延及び焼きなましサイクルによっておよそ1.4mmの厚さを有するシートへと続いて加工された、熱間帯へと熱間圧延された。SEM及びエッチングされた光学顕微鏡の両方を用いた製造されたシートの微細構造は、典型的な再結晶モーダル構造を示す図85において実証される。
穴調製方法の関数としてのHER性能
50mmの厚さを有するスラブは、表2に提供される原子比率に従う3つの選択された合金から実験的鋳造され、且つ本明細書で記載されるように、熱間圧延、冷間圧延、及び10分間850℃での焼きなましによって実験的加工された。1.2mmの最終厚さを有する再結晶モーダル構造を加工する各合金からのシートは、HER性能上の穴広げ速度の効果を実証するために用いられた。
Claims (20)
- 合金の端部を広げる方法であって:
a.少なくとも50原子%の鉄及びSi、Mn、B、Cr、Ni、Cu又はCから選択される少なくとも4種以上の元素を含む金属合金を供給し、前記合金を融解し、250K/秒以下の速度で冷却するか又は2.0mm以上500mmまでの厚さに凝固させ、Tmを有する合金を形成する工程と;
b.前記合金を、700℃以上かつ前記合金のTm未満の温度まで、10−6〜104の歪み速度で加熱し、前記合金の前記厚さを低減し、921MPa〜1413MPaの最大引張り強度及び12.0%〜77.7%の伸びを有する第1の生成合金を準備する工程と;
c.前記第1の生成合金に圧力を印加し、1356MPa〜1831MPaの最大引張り強度及び1.6%〜32.8%の伸びを有する第2の生成合金を準備する工程と;
d.前記第2の生成合金を、Tm未満の温度まで加熱し、6.6%から86.7%の伸びを有する第3の生成合金を形成する工程と;
e.前記生成合金において端部を形成し、5mm/分以上の速度で前記端部を広げる工程と、を含む、方法。 - 前記端部が、5mm/分以上〜100mm/分の範囲における速度で広げられる、請求項1に記載の方法。
- 前記合金が、Fe、及び、Si、Mn、B、Cr、Bi、Cu又はCから選択される少なくとも5種以上の元素を含む、請求項1に記載の方法。
- 前記合金が、Fe、及び、Si、Mn、B、Cr、Ni、Cu又はCから選択される少なくとも6種以上の元素を含む、請求項1に記載の方法。
- 前記合金が、Fe、Si、Mn、B、Cr、Ni、Cu及びCを含む、請求項1に記載の方法。
- 工程(d)における前記加熱が、前記合金の197〜1372MPaの降伏強度をもたらす、請求項1に記載の方法。
- 工程(d)における前記加熱が、前記合金の799〜1683MPaの最大引張り強度をもたらす、請求項1に記載の方法。
- 工程(e)の前に前記合金における端部が、400℃から前記合金のTm未満の範囲の温度で温度曝露を受ける、請求項1に記載の方法。
- 工程(e)において、端部が、内部穴及び/又は外部端部のいずれかを画定する、請求項1に記載の方法。
- 工程(e)において、端部が、打ち抜き、ピアシング、小穴抜き、切断、クロッピング、EDM切断、ウォータージェット切断、レーザー切断又はミリング加工を通して形成される、請求項1に記載の方法。
- 前記合金における前記端部が、プログレッシブダイスタンピング操作において形成される、請求項1に記載の方法。
- 前記合金における前記広げられた端部が、車両に位置付けられる、請求項1に記載の方法。
- 前記合金における前記広げられた端部が、車両フレーム、車両シャーシ又は車両パネルの一部である、請求項1に記載の方法。
- 合金の端部を広げる方法であって:
少なくとも50原子%の鉄及びSi、Mn、B、Cr、Ni、Cu又はCから選択される少なくとも4種以上の元素を含む金属合金を供給する工程であって、前記合金が、799MPa〜1683MPaの最大引張り強度及び6.6〜86.7%の伸びを有する、工程と;
前記合金において端部を形成する工程と;
5mm/分以上の速度で前記合金における前記端部を広げる工程と、を含む、方法。 - 前記端部が、5mm/分〜100mm/分の速度で広げられる、請求項14に記載の方法。
- 前記合金における前記端部の前記形成が、5mm/秒以上の速度での打ち抜きによる、請求項14に記載の方法。
- 前記打ち抜き速度が、5mm/秒以上〜228mm/秒である、請求項16に記載の方法。
- 前記端部が、5mm秒〜228mm/秒の打ち抜き速度で前記合金において形成され、前記端部が、5mm/分〜100mm/分の速度で広げられる、請求項14に記載の方法。
- 前記広げられた端部を有する前記合金が、車両に位置付けられる、請求項14に記載の方法。
- 前記合金における前記広げられた端部を有する前記合金が、車両フレーム、車両シャーシ又は車両パネルの一部である、請求項14に記載の方法。
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