JP6426003B2 - 高強度及び高延性を備える、新しいクラスの非ステンレス鋼 - Google Patents

Description

関連出願の相互参照
本出願は、２０１２年１月５に出願された米国仮出願第６１／５８３２６１号、２０１２年２月２９日に出願された米国仮出願第６１／６０４８３７号、及び、２０１２年７月２４日に出願された米国出願第１３／５５６４１０の優先権を主張する。

本出願は、冷却表面処理等の方法によってシート製造に適用可能な、高度な特性の組み合わせを備える非ステンレス鋼合金の新しいクラスを取り扱う。

鋼は、少なくとも３０００年間、人類によって用いられてきており、工業用途における全ての金属合金の８０重量％以上を含む工業で広く活用される。従来の鋼技術は、共析変態を制御することに基づく。第一の段階は、合金を単相領域（オーステナイト）へと加熱することであり、その後、しばしばフェライト、オーステナイト、及びセメンタイトの組み合わせである多相構造体を形成するために様々な冷却速度で鋼を冷却又は急冷する。凝固、又は熱処理での鋼の冷却速度に応じて、多種多様な特徴的な微細構造（すなわち、パーライト、ベイナイト、及びマルテンサイト）が、広範囲の特性と共に得られ得る。共析変態のこの操作は、今日入手可能な多種多様な鋼をもたらしてきた。

非ステンレス鋼は、本明細書では、１０．５％未満のクロムを含むものとして理解され得、典型的には、これまで最も広く用いられた種類の鋼である普通炭素鋼によって表される。炭素鋼の特性は主に、それが含む炭素の量に応じる。非常に低い炭素含有量（０．０５％未満のＣ）では、これらの鋼は、比較的延性があり、純粋な鉄と同様の特性を有する。それらは熱処理によって変更され得ない。それらは安価であるが、工学応用は、重要でない構成要素、及び一般的なパネルの仕事に限定され得る。

ほとんどの合金鋼におけるパーライト構造形成は、通常の炭素鋼よりも少ない炭素を必要とする。これらの合金鋼の大多数は、少ない炭素の材料であり、その機械特性を向上するために１．０重量％から５０重量％の間の総量の様々な元素で合金化される。炭素含有量を０．１０％から０．３０％の範囲へと下げると、合金化元素のいくらかの減少と共に、その強度を維持しつつ、鋼の溶接性、及び成形性を増加させる。このような合金は、高強度低合金鋼（ＨＳＬＡ）として分類され、２７０ＭＰａから７００ＭＰａまでの引張強度を示す。
高性能の高強度鋼（ＡＨＳＳ）鋼は、７００ＭＰａより大きい引張強度を有し得、マルテンサイト系鋼（ＭＳ）、二重相（ＤＰ）鋼、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼、及び複雑な相（ＣＰ）鋼等のタイプを含む。強度レベルが上昇するにつれて、鋼の延性は一般的に減少する。例えば、低強度鋼（ＬＳＳ）、高強度鋼（ＨＳＳ）、及びＡＨＳＳは、それぞれ２５％〜５５％、１０％〜４５％、及び４％〜３０％のレベルで引張伸びを示し得る。

さらに高い強度（２５００ＭＰａまで）は、コバルト、モリブデン、チタン、及びアルミニウムを添加する、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において達成されてきた。マルエージングとの語句は、合金をマルテンサイトに変換し、時効硬化が続く、強化メカニズムに由来する。一般的な、非ステンレスグレードのマルエージング鋼は、１７％から１８％のニッケル、８％から１２％のコバルト、３％から５％のモリブデン、及び０．２％から１．６％のチタンを含む。比較的高い価格のマルエージング鋼（それらは、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、様々な領域（例えば、自動車工業）でそれらの用途を著しく制限する。それらは、非金属含有物に非常に敏感であり、応力を上昇させるものとして働き、ボイド及び微細な亀裂の核生成を促進して、鋼の延性、及び破壊靱性を減少させることにつながる。非金属含有物の含有量を最小化するために、マルエージング鋼は、典型的には、真空下で融解され、高いコストの処理をもたらす。

本開示は、Ｆｅを６５．５原子百分率から８０．９原子百分率までのレベルで、Ｎｉを１．７原子百分率から１５．１原子百分率で、Ｂを３．５原子百分率から５．９原子百分率で、Ｓｉを４．４原子百分率から８．６原子百分率で含む金属合金を提供する段階を含む方向を含む金属合金を製造する方法に関する。これは、合金を融解する段階、並びに、５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリックス粒子サイズ、及び２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを提供するために凝固する段階が続き得る。その後、前記合金に機械的な応力を印加し得、及び／又は、以下の粒子サイズ分布及び機械的特性プロファイルの内の少なくとも一つを形成するために加熱し得、ホウ化物粒子は、前記マトリックス粒子の肥大化に抵抗するピニング相を提供する：（ａ）５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリックス粒子サイズ、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、合金が、３００ＭＰａから８４０ＭＰａの降伏強度、６３０ＭＰａから１１００ＭＰａの引張強度、及び１０％から４０％の引張伸びを示す；又は（ｂ）１００ｎｍから２０００ｎｍの微細化されたマトリックス粒子サイズ、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を示し、合金が、３００ＭＰａから６００ＭＰａの降伏強度を有する。微細化された粒子サイズ分布（ｂ）を有する合金は、３００ＭＰａから６００ＭＰａの降伏強度を超える応力に晒され得、微細化された粒子サイズは、１００ｎｍから２０００ｎｍのままであり、ホウ化物粒子サイズは、２００ｎｍから２５００ｎｍのままであり、析出粒子は、１ｎｍから２００ｎｍのままであり、前記合金が、３００ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、８７５ＭＰａから１５９０ＭＰａの引張強度、及び５％３０％の伸びを示す。

また、本開示は、Ｆｅを６５．５原子百分率から８０．９原子百分率のレベルで、Ｎｉを１．７原子百分率から１５．１原子百分率で、Ｂを３．５原子百分率から５．９原子百分率で、Ｓｉを４．４原子百分率から８．６原子百分率で含む金属合金を提供する段階を含む方法に関する。その後、合金を融解し得、凝固し得、５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリックス粒子サイズ、及び１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを提供する。その後、これは、合金を加熱する段階、並びに、１００ｎｍから１００００ｎｍの粒子、及び、１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを含むラス組織を形成する段階が続き、合金は、３００ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、３５０ＭＰａから１６００ＭＰａの引張強度、及び０％〜１２％の伸びを有する。その後、上述されたラス組織を加熱し得、１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子、及び１ｎｍから１００ｎｍの析出粒子と共に、厚さ１００ｎｍから１００００ｎｍ、長さ０．１μｍ〜５．０μｍ、及び幅１００ｎｍから１０００ｎｍのラメラ粒子を形成し得、合金は、３５０ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度を示す。上述されたラメラ構造体は、応力を受けることがあり、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することがあり、合金は、３５０ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、１０００ＭＰａから１７５０ＭＰａの引張強度、及び０．５％から１５．０％の伸びを有する。

本開示はさらに、Ｆｅを６５．５原子百分率から８０．９原子百分率までのレベルで、Ｎｉを１．７原子百分率から１５．１原子百分率で、Ｂを３．５原子百分率から５．９原子百分率で、及びＳｉを４．４原子百分率から８．６原子百分率で含む金属合金に関するものであり、合金は、５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリックス粒子サイズ、及び１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを示す。合金は、熱への第一の暴露で、１００ｎｍから１００００ｎｍの粒子、及び１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを含むラス組織を形成し、合金は、４００ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、３５０ＭＰａから１６００ＭＰａの引張強度、及び０％〜１２％の伸びを有する。熱への第二の暴露とそれに続く応力で、合金は、１００ｎｍから５０００ｎｍの粒子、１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子、１ｎｍから１００ｎｍの析出粒子を有し、合金は、３５０ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、１０００ＭＰａから１７５０ＭＰａの引張強度、及び０．５％から１５．０％の伸びを有する。

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、且つこの発明の任意の様態を制限するものとして考えられることはない添付図を参照することでより理解される得る。

例示的な双ロールプロセスを示す。 例示的な薄スラブ鋳造プロセスを示す。 本明細書のクラス１鋼の形成に関する構造及びメカニズムを示す。 本明細書のクラス２鋼合金の形成に関する構造及びメカニズムを示す。 モーダル相形成を含む材料の代表的な応力−歪み曲線を示す。 示された構造体、及び形成の関連するメカニズムに関する応力ー歪み曲線を示す。 本明細書のクラス３鋼合金の形成に関する構造体及びメカニズムを示す。 ラメラ構造体を示す。 室温で引張時での、クラス２鋼と比較したクラス３鋼の機械的応答を示す。 初期に形成されたモーダル構造体からのそれらの微細構造の発達に依存する二つのクラスの合金を示す。 （ａ）鋳放しされた；（ｂ）１１００℃で１時間のＨＩＰサイクル後の、１．８ｍｍの厚さを備える合金６のプレートの図を示す。 二重相（ＤＰ）鋼と比較した、示された鋼種の応力−歪み曲線の比較を示す。 複雑な相（ＣＰ）と比較した、示された鋼種の応力−歪み曲線の比較を示す。 変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼と比較した、示された鋼種の応力歪み曲線の比較を示す。 マルテンサイト（ＭＳ）鋼と比較した、示された鋼種の応力−歪み曲線の比較を示す。 クラス２合金プレートサンプルにおける微細構造の後方散乱ＳＥＭ顕微鏡写真を示す；ａ）鋳放しされた、ｂ）１１００℃で１時間ＨＩＰが行われた、及びｃ）１１００℃で１時間ＨＩＰが行われ、且つ７００℃で１時間熱処理されたもの。 鋳放しされた条件におけるクラス２合金プレートに関するＸ線回折データ（強度対２θ）を示す；ａ）測定されたパターン、ｂ）リートベルト計算されたパターン。 ＨＩＰが行われた条件（１１００℃で１時間）におけるクラス２合金プレートに関するＸ線回折データ（強度対２θ）を示す；ａ）測定されたパターン、ｂ）特定されたピークを備えるリートベルト計算されたパターン。 ＨＩＰが行われ（１０００℃で１時間）、且つ熱処理された条件（３５０℃で２０分間）におけるクラス２合金プレートに関するＸ線回折データ（強度対２θ）を示す；ａ）測定されたパターン、ｂ）特定されたピークを備えるリートベルト計算されたパターン。 クラス２合金プレートのサンプルのＴＥＭ像を示す；ａ）鋳放しされた、ｂ）１１００℃で１時間ＨＩＰが行われた、及び、ｃ）１１００℃で１時間ＨＩＰが行われ、且つ７００℃で１時間熱処理されたもの。 鋳放しされた合金６のプレートにおける微細構造の後方散乱ＳＥＭ顕微鏡写真を示す。 １１００℃で１時間のＨＩＰサイクル後のクラス３合金プレートにおける微細構造の後方散乱ＳＥＭ顕微鏡写真を示す。 １１００℃で１時間のＨＩＰサイクル、且つ、比較的ゆっくりとした炉の冷却を伴う７００℃で６０分間の熱処理後のクラス３合金プレートにおける微細構造の後方散乱ＳＥＭ顕微鏡写真を示す。 １１００℃で１時間のＨＩＰサイクル、且つ、比較的ゆっくりとした炉の冷却を伴う７００℃で６０分間の熱処理後のエッチングされたクラス３の合金プレートにおける微細構造の後方散乱ＳＥＭ顕微鏡写真を示す。 鋳放しされた条件におけるクラス３合金プレートに関するＸ線回折データ（強度対２θ）を示す。（ａ）測定されたパターン；（ｂ）特定されたピークを備えるリートベルト計算されたパターン。 ＨＩＰが行われた条件（１１００℃で１時間）におけるクラス３合金プレートに関するＸ線回折データ（強度対２θ）を示す；ａ）測定されたパターン、ｂ）特定されたピークを備えるリートベルト計算されたパターン。 ＨＩＰが行われ（１１００℃で１時間）、且つ熱処理された条件（７００℃で室温へゆっくり冷却（総時間６７０分））におけるクラス３合金プレートに関するＸ線回折データ（強度対２θ）を示す；ａ）測定されたパターン、ｂ）特定されたピークを備えるリートベルト計算されたパターン。 鋳放しされたクラス３合金プレートのサンプルのＴＥＭ像を示す：（ａ）鋳放しされたサンプルにおける粒間領域での微細構造（図６における領域Ｂに対応する）；（ｂ）析出物の詳細な構造を示す粒間領域での拡大像；（ｃ）矢印によって示されたある方向に配列される、マトリックス粒子の微細構造。 １１００℃で１時間のクラス３合金プレートのサンプルにおける微細構造のＴＥＭ像を示す：（ａ）ラス組織を備えるマトリックスにおいて均一に形成され分散した多数の析出物；（ｂ）析出物付近のラス微細構造の詳細な微細構造；（ｃ）ラス組織を備える粒子を示す暗視野ＴＥＭ像。 １１００℃で１時間のＨＩＰサイクル、及び、比較的ゆっくりとした炉の冷却を伴う７００℃で６０分間の熱処理後のクラス３合金プレートのサンプルにおける微細構造のＴＥＭ像を示す：（ａ）析出物がわずかに成長したが、マトリックスにおけるラス組織はラメラ構造体へと発達した。（ｂ）より高倍率でのマトリックスの構造体。 様々な条件におけるクラス２合金プレートの引張特性を示す；ａ）鋳放しされた、ｂ）１１００℃で１時間のＨＩＰサイクル後、ｃ）１１００℃で１時間のＨＩＰサイクル、及び７００℃で１時間の熱処理後。 （ａ）グリップセクションにおける、及び（ｂ）ゲージセクションにおける、１１００℃１時間のＨＩＰサイクル、７００℃で１時間の熱処理、及び室温での変形後のクラス２合金プレートからの引張試験片における微細構造のＳＥＭ像を示す。 １１００℃で１時間のＨＩＰサイクル、且つ７００℃で１時間の熱処理後のクラス２合金プレートに関するＸ線データ間の比較を示す：１）引張試験後の試料のゲージセクション（上部曲線）、及び２）試料のグリップセクション（下部曲線）。 ＨＩＰが行われた条件（１１００℃で１時間）における、且つ７００℃で１時間熱処理されたクラス２合金プレートからの、引張試験が行われた試料片のゲージセクションに関するＸ線回折データ（強度対２θ）を示す；ａ）測定されたパターン、ｂ）特定されたピークを備えるリートベルト計算されたパターン。 １１００℃で１時間ＨＩＰが行われ、且つ７００℃で１時間熱処理されたクラス２合金プレートのＴＥＭ像を示す；ａ）引張試験前；ｂ）引張試験後。 １１００℃で１時間ＨＩＰが行われ、且つ７００℃で１時間熱処理されたクラス２合金プレートのＴＥＭ像を示す；ａ）引張試験前に、ナノ析出物が熱処理後に観測される；ｂ）引張試験後に、ナノ析出物による転位ピニングが観測される。 様々な条件におけるクラス３合金プレートの引張特性を示す応力対歪み曲線である：（ａ）鋳放しされた；（ｂ）１０００℃で１時間のＨＩＰサイクル後；及び（ｃ）１１００℃で１時間のＨＩＰサイクル、且つ、比較的ゆっくりとした炉の冷却を伴う、７００℃で６０分間の熱処理後。 １１００℃で１時間のＨＩＰサイクル、且つ室温へゆっくりと冷却する７００℃での熱処理（総時間６７０分）後のクラス３合金プレートに関するＸ線データ間の比較である：（１）引張試験後のプレートのゲージセクション（上部曲線）；及び（２）引張試験前のプレート（下部曲線）。 ＨＩＰが行われた条件（１１００℃で１時間）におけるクラス３合金プレートからの引張試験が行われた試料片のゲージセクションに関するＸ線回折データ（強度対２θ）である：（ａ）測定されたパターン；（ｂ）特定されたピークを備えるリートベルト計算されたパターン。 ＨＩＰが行われた条件（１１００℃で１時間）、且つ７００℃で熱処理されて室温へとゆっくり冷却された（総時間６７０分）条件におけるクラス３合金プレートからの、引張試験が行われた試料片のゲージセクションにおいて見出された、新しく特定された六方晶の相（空間群＃１９０）に関する計算されたＸ線回折パターン（強度対２θ）である。回折面が丸括弧に記載されることに留意すべきである。 ＨＩＰが行われた条件（１１００℃で１時間）、且つ、７００℃で熱処理され室温へとゆっくり冷却される（総時間６７０分）条件におけるクラス３合金プレートからの引張試験が行われた試料片のゲージセクションにおいて見出された、新しく特定された六方晶の相（空間群＃１８６）に関する計算されたＸ線回折パターン（強度対２θ）である。回折面が丸括弧に記載されることに留意すべきである。 １１００℃で１時間のＨＩＰサイクル、且つ、比較的ゆっくりとした炉の冷却を伴う７００℃で６０分間の熱処理後の、クラス３合金プレートからの引張試験片における微細構造のＴＥＭ像である：（ａ）引張試験前；（ｂ）引張試験後。 室温で試験された同一の熱機械的処理後の、合金１７及び合金２７に関する応力―歪み曲線である。 （変形前に）１１００℃で１時間のＨＩＰサイクル、且つ７００℃で１時間の熱処理後の、合金１７のプレートにおける微細構造のＳＥＭ像である。 （変形前に）１１００℃で１時間のＨＩＰサイクル、且つ７００℃で１時間の熱処理後の、合金２７のプレートにおける微細構造のＳＥＭ像である。 ＨＩＰサイクル、且つ、（ａ）空気中で、及び（ｂ）炉と共に冷却される７００℃で１時間の熱処理後の、合金２のプレート試験片の引張試験で記録された応力ー歪み曲線である。 ＨＩＰサイクルＣ、且つ、（ａ）空気中で、及び（ｂ）炉と共に冷却される７００℃で１時間の熱処理後の、合金５のプレート試験片の引張試験で記録された応力ー歪み曲線である。 ＨＩＰサイクル、且つ、（ａ）空気中での冷却を伴う８５０℃で１の、（ｂ）炉と共にゆっくりと冷却される７００℃で１の熱処理の後の、合金５２のプレートの試験片の引張試験で記録された応力ー歪み曲線である。 歪みの関数としてのクラス２合金における歪み硬化係数を示す。 歪みの関数としてのクラス３合金における歪み硬化を示す。 インクリメンタル歪みを伴う、張力の試験がされたクラス２合金に関する応力ー歪み曲線を示す。 インクリメンタル歪みを伴う、張力の試験がされたクラス３合金に関する応力ー歪み曲線を示す。 （ａ）初期状態における、及び（ｂ）１０％への予歪み、且つ破綻まで試験された後の、クラス２合金に関する応力ー歪み曲線を示す。 １０％への予歪み前後の、クラス２合金からの引張試験片のゲージセクションの微細構造のＳＥＭ像を示す。 （ａ）初期状態における、及び（ｂ）３％への予歪み且つ破綻まで試験された後の、クラス３合金に関する応力―歪み曲線を示す。 （ａ）初期状態において、及び（ｂ）１０％への予歪み、且つ１１００℃で１時間のアニーリング後に、１１００℃で１時間のＨＩＰサイクル後のクラス２合金プレートに関する応力―歪み曲線を示す。 １０％への予歪み、且つ１１００℃で１時間のアニーリング後の、クラス２合金プレートからの引張試験片のゲージセクションの微細構造のＳＥＭ像を示す。 １１００℃で１時間、且つ（ａ）初期状態において、及び（ｂ）３％への予歪み、且つ続いての１１００℃で１時間のアニーリング後に、試験された後の、クラス３合金プレートに関する応力ー歪み曲線である。 ３％への予歪み、且つ１１００℃で１時間のアニーリング後の、クラス３合金プレートからの引張試験片のゲージセクションの微細構造のＳＥＭ像を示す。 ３ラウンドの、１０％の変形への引張試験と、それに続く、段階の間のアニーリングを受け、破綻まで試験された、クラス２合金プレートの試料に関する応力歪み曲線を示す。 ラウンド間のアニーリングを伴う、３ラウンドの１０％への変形の前後での、クラス２合金プレートからの引張試験片を示す。 ラウンド間のアニーリングを伴う、３ラウンドの１０％への変形の前後での、クラス２合金プレートからの引張試験片のゲージにおける微細構造のＳＥＭ像を示す。 １０％への変形、及び１１００℃で１時間のアニーリングの繰り返し（３回）、その後、ａ）グリップセクションにおいて、及びｂ）ゲージにおいて、破綻まで試験された後の、クラス２合金プレートからの、引張試験片における微細構造のＴＥＭ像を示す。 ３ラウンドの、３％の変形への引張試験とそれに続く段階間のアニーリングを受け、破綻まで試験された、１１００℃で１時間のＨＩＰサイクル、及び、比較的ゆっくりとした炉の冷却を伴う７００℃で１時間の熱処理後のクラス３合金プレート、に関する応力ー歪み曲線である。 ７００℃での合金２０（クラス３）試料の著しい引張伸びを示す。 ８８．５％の引張伸びを備える、７００℃での引張後の合金２０（クラス３）試料のゲージ微細構造のＳＥＭ像である。 ２３％の引張伸びを備える、８５０℃での引張後の合金２０（クラス３）試料のゲージ微細構造のＳＥＭ像である。 ３４．５％の引張伸びを備える、７００℃での引張後の合金２２（クラス３）試料のゲージ微細構造のＳＥＭ像である。 １３．５％の引張伸びを備える、８５０℃での引張後の合金２２（クラス３）試料のゲージ微細構造のＳＥＭ像である。 ８８．５％の引張伸びを備える、７００℃での引張後の合金２０（クラス３）試料のゲージ微細構造のＳＥＭ像である。 ２３％の引張伸びを備える、８５０℃での引張後の合金２０（クラス３）試料のゲージ微細構造のＳＥＭ像である。 上昇された温度での変形後の、合金２０におけるナノ析出物におけるＣｕの豊富さを示す。 ３４．５％の引張伸びを備える、７００℃での引張後の合金２２（クラス３）試料のゲージ微細構造のＳＥＭ像である。 １３．５％の引張伸びを備える、８５０℃での引張後の合金２２（クラス３）試料のゲージ微細構造のＳＥＭ像である。 １インチの厚さを備える鋳放しされたプレート（Ａ）、プレートから切られた薄板（Ｂ）、及び、合金６からの引張試験片（Ｃ）の写真である。 合金６からの１インチの厚板の引張特性を示す。

鋼ストリップ／シートサイズ
冷却表面処理を通して、本出願で記載されるように、０．３ｍｍから１５０ｍｍの範囲における厚さを備える鋼板が、１００ｍｍから５０００ｍｍの範囲における幅で製造されることが可能である。これらの厚さ範囲及び幅範囲は、０．１ｍｍ刻みでこれらの範囲に調整され得る。好ましくは、０．３ｍｍから５ｍｍの厚さで、且つ１００ｍｍから５０００ｍｍの幅でシート製造を提供可能な双ロール鋳造を用い得る。また、好ましくは、０．５ｍｍから１５０ｍｍの厚さで、且つ１００ｍｍから５０００ｍｍの幅でシート製造を提供可能な薄スラブ鋳造を活用し得る。シートにおける冷却速度は、プロセスに応じることになるであろうが、１１×１０^３Ｋ／ｓから４×１０^−２Ｋ／ｓで変化し得る。また、１５０ｍｍまでの厚さ、又は１ｍｍから１５０ｍｍの範囲における厚さを備える、様々な冷却表面方法を介した鋳造部分が、永久金型鋳造、インベストメント鋳造、ダイカスト、遠心鋳造等を含む様々な方法から、本明細書で予定される。また、従来のプレス及び焼結の何れかを介した、又は、ＨＩＰ／鍛造を介した粉末治金は、本出願において記載される化学的性質、構造体及びメカニズムを活用する、部分的に又は完全に密な部分及びデバイスを作製するための予定路線である（すなわち、本明細書で記載されるクラス２鋼又はクラス３鋼）。

製造ルート
双ロール鋳造の説明
冷却表面処理による鋼製造の実施例の内の一つは、鋼板を製造するための双ロールプロセスであろう。Ｎｕｃｏｒ／Ｃａｓｔｒｉｐプロセスの概略図は、図１に示される。示されるように、プロセスは、３つの段階に分解することができる。段階１−鋳造、段階２−熱間圧延、及び段階３−ストリップ巻き取り。段階１の間、一般的に銅又は銅合金から構成されるローラーの間のロール間隙において凝固金属が一緒にされる際にシートが形成される。この段階での典型的な鋼の厚さは、１．７ｍｍから１．８ｍｍの厚さであるが、ロール分離距離を変更することによって０．８ｍｍから３．０ｍｍまでの厚さで変化可能である。段階２の間、製造されたままのシートは、細孔の形成、分散された収縮、気泡、ピンホール、スラグ含有物等のマクロ欠陥を製造工程から排除するだけでなく、重要な合金元素の溶解、オーステナイト化等を可能にするために、７００℃から１２００℃で典型的には熱間圧延される。熱間圧延されたシートの厚さは、目標とされた市場に応じて変化し得るが、一般的には０．３ｍｍから２．０ｍｍの厚さ範囲である。段階３の間、シートの温度、及び、典型的には３００℃から７００℃である温度での時間は、冷却水を加えること、及び巻き取り前にシートを伸ばす長さを変化させることで制御され得る。また、熱間圧延の他に、段階２は、熱間静水圧成形処理、鍛造、焼結等の、代わりの熱機械的処理戦略によって実施され得る。また、段階３は、ストリップ巻き取りプロセスの間での熱的条件を制御することの他に、シートにおける最終的な微細構造を制御するための熱処理という後処理によって実施され得る。

薄スラブ鋳造の説明
冷却表面処理による鋼製造の他の一つの実施例は、鋼板を製造するための薄スラブ鋳造プロセスであろう。Ａｒｖｅｄｉ ＥＳＰプロセスの概略図は、図２に示される。双ロールプロセスと類似の方法で、薄スラブ鋳造プロセスは、３つの段階に分けることができる。段階１では、溶鋼がほとんど同時の方法で、鋳造され、且つ伸ばされることの両方がされる。凝固プロセスは、銅又は銅合金金型を介して液体溶融を押し進めることによって開始され、典型的には５０ｍｍから１１０ｍｍの厚さで初期の厚さを製造するが、これは液体金属の加工可能性及び製造速度に基づいて変化し得る（すなわち、２０ｍｍから１５０ｍｍ）。金型を離れた後ほぼすぐに、及び鋼板の内部のコアがまだ液体である間に、シートは、最終的なシートの目的厚さに応じて１０ｍｍまで厚さを十分に減少させる多段階の圧延台を用いて減少を受ける。段階２では、鋼板は１つ又は２つの誘導炉を通り抜けることによって加熱され、この段階の間に温度プロファイル及び冶金構造は均質化される。段階３では、シートは、０．５ｍｍから１５ｍｍの厚さ範囲であり得る最終ゲージの目的厚さまでさらに伸ばされる。伸ばされた直後に、ストリップは、鋼ロールへと巻き取る前に、シートの最終的な微細構造の発達を制御するために、伸ばすテーブルの上で冷却される。

双ロール鋳造又は薄スラブ鋳造のいずれかにおけるシート形成の３つの段階プロセスはプロセスの一部である一方で、これらの段階への本明細書の合金の応答は、本明細書で記載される構造体タイプ及びメカニズム、並びに結果として生じる今までにない特性の組み合わせに基づいて固有のものである。

非ステンレス鋼の新しいクラス
本明細書の非ステンレス鋼合金は、識別可能な結晶粒子サイズ形態を備える好ましくは結晶（非ガラス）である、クラス１、クラス２鋼、又はクラス３鋼として本明細書で記載されるものの形成が可能であるようなものである。本明細書のクラス２又はクラス３鋼を形成するための合金の能力は、本明細書で詳細に説明される。しかしながら、これから以下で提供される、クラス１、クラス２、及びクラス３鋼の一般的な特徴の説明を第一に考察することは有用である。

クラス１鋼
本明細書でのクラス１鋼（非ステンレス）の形成は図３Ａで説明される。非ステンレス鋼は、１０．５％未満のクロムを含むものとして本明細書では理解され得る。そこで示されるように、モーダル構造体が最初に形成され、モーダル構造体は、合金の液体溶融から始まり、冷却によって凝固させたことの結果であり、核生成、及び特定の粒子サイズを有する特定の相の成長を提供する。従って、本明細書でのモーダルへの言及は、少なくとも二つの粒子サイズ分布を有する構造体として理解され得る。本明細書での粒子サイズは、走査型電子顕微鏡又は透過型電子顕微鏡等の方法によって好ましくは識別可能な固有の特定の相の単結晶のサイズとして理解され得る。従って、クラス１鋼の構造体１は、示されるような実験室規模の手順、及び／又は双ロール加工若しくは薄スラブ鋳造等の冷却表面処理手順を含む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。

従って、クラス１鋼のモーダル構造体は、融液から冷却されたとき、初めに以下の粒子サイズを示す。（１）オーステナイト及び／又はフェライトを含む５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリックス粒子サイズ、（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、且つＢと共有結合したＭ_２Ｂ等の非金属の粒子）。また、ホウ化物粒子は好ましくは、高温での肥大化に抵抗するピニング相によってマトリックス粒子が効果的に安定化されるであろうという特徴に関連する“ピニング”タイプ相であり得る。金属のホウ化物粒子は、Ｍ_２Ｂ化学量論を示すものとして特定されてきたが、他の化学量論が可能であり、且つＭ_３Ｂ、ＭＢ（Ｍ_１Ｂ_１）、Ｍ_２３Ｂ_６、及びＭ_７Ｂ_３を含むピニングを提供し得ることを留意すべきである。

クラス１鋼のモーダル構造体は、熱機械的変形によって、及び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、モーダル構造体は維持され得る。

上述のクラス１鋼が機械的応力にさらされるとき、観測される応力対歪みの図は図４Ａに示される。従って、モーダル構造体が、クラス１鋼に関する第二タイプの構造体につながる動的ナノ相析出として特定されるものを受けることが観測される。従って、このような動的ナノ相析出は、合金が応力下での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３００ＭＰａから８４０ＭＰａで生じ得ることが見いだされた。従って、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適用によって生じるものと評価され得る。動的ナノ相析出それ自身は、関連した粒子サイズを備える析出相と呼ばれるクラス１鋼におけるさらなる識別可能な相の形成として理解され得る。すなわち、このような動的ナノ相析出の結果は、５００ｎｍから２００００ｎｍの識別可能なマトリックス粒子サイズ、２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物ピニング粒子サイズをいまだに示す合金の形成であり、六方晶の相及び１．０ｎｍから２００ｎｍの粒子を含む析出粒子の形成を伴う。従って、上述のように、粒子サイズは、合金が応力をかけられた際に粗雑になることはないが、上述のように析出粒子の発達につながる。

六方晶の相の参照は、Ｐ６_３ｍｃ空間群（＃１８６）を有するジヘキサゴナルピラミダル（ｄｉｈｅｘａｇｏｎａｌ ｐｙｒａｍｉｄａｌ）クラス六方晶の相及び／又は六方晶の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鋼のこのような第二タイプ構造体の機械的特性は、引張強度が６３０ＭＰａから１１００ＭＰａの範囲に入り、１０％から４０％の伸びを備えることが観測される。さらに、クラス１鋼の第二タイプ構造体は、示された降伏を受けた後でほぼ平坦である、０．１から０．４の間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、σは材料に適用された応力を意味し、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な変化を受ける）。

以下の表１は、本明細書でのクラス１鋼に関する比較及び性能の要約を提供する。

クラス２鋼
本明細書のクラス２鋼（非ステンレス）の形成は、図３Ｂ及び図４Ｂに示される。また、クラス２鋼は、特定される合金から本明細書では形成され得、構造体タイプ＃１、モーダル構造体で始まり、それに続く、静的ナノ相微細化、及び動的ナノ相強化として本明細書で特定される二つの新しいメカニズムの後の二つの新しい構造体タイプを含む。クラス２鋼に関する新しい構造体タイプは、ナノモーダル構造体、及び高強度ナノモーダル構造体として本明細書で記載される。したがって、本明細書でのクラス２鋼は、以下のように特徴づけられ得る。構造体＃１−モーダル構造体（段階＃１）、メカニズム＃１−静的ナノ相微細化（段階＃２）、構造体＃２−ナノモーダル構造体（段階＃３）、メカニズム＃２−動的ナノ相強化（段階＃４）、及び構造体＃３−高強度ナノモーダル構造体（段階＃５）。

そこで示されるように、構造体＃１は最初に形成され、モーダル構造体は、合金の液体融液で開始すること、及び冷却によって凝固することの結果であり、特定の粒子サイズを有する特定の相の核生成及び成長を提供する。本明細書の粒子サイズは、走査型電子顕微鏡、又は透過型電子顕微鏡等の方法によって好ましくは識別可能な固有の特定の相の単結晶のサイズとして再び理解され得る。従って、クラス２鋼の構造体＃１は、示されるような実験室規模の手順、及び／又は双ロール加工若しくは薄スラブ鋳造等の冷却表面処理手順を含む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。

従って、クラス２鋼のモーダル構造体は、融液から冷却されるとき、以下の粒子サイズを最初に示すであろう：（１）オーステナイト及び／又はフェライトを含む５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリックス粒子サイズ；（２）２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物粒子サイズ（すなわち、Ｍ_２Ｂ等の非金属粒子であり、Ｍは金属、且つＢに共有結合している）。また、好ましくは、ホウ化物粒子は、マトリックス粒子が、上昇した温度で、肥大化に抵抗するピニング相によって効率的に安定化されることになるという特徴で参照される、“ピニング”タイプの相であり得る。金属ホウ化物粒子は、Ｍ_２Ｂの化学量論を示すものとして特定されてきたが、他の化学量論が可能であり、Ｍ_３Ｂ、ＭＢ（Ｍ_１Ｂ_１）、Ｍ_２３Ｂ_６、及びＭ_７Ｂ_３を含むピニングを提供し得、それらは、上述のメカニズム＃１又は＃２によって影響を受けないことを留意すべきである。粒子サイズへの言及は、走査型電子顕微鏡、又は透過型電子顕微鏡等の方法によって好ましくは識別可能な固有の特定の相の単結晶のサイズとして再び理解されることになる。さらに、本明細書のクラス２鋼の構造体＃１は、このようなホウ化物相等と共に、オーステナイト及び／又はフェライトを含む。

図４Ｂでは、クラス２鋼の変形挙動を受ける本明細書での非ステンレス鋼合金を示す応力歪み曲線が示される。モーダル構造体が好ましくは最初に生成され（構造体＃１）、生成された後、モーダル構造体は、構造体＃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を介してこれから固有に微細化され得る。静的ナノ相微細化は、最初は５００ｎｍから２００００ｎｍの範囲に入る構造体１のマトリックス粒子サイズが、典型的には１００ｎｍから２０００ｎｍの範囲に入るマトリックス粒子サイズを有する構造体２を提供するサイズへと減少するという特徴を参照する。ホウ化物ピニング相は、複数の合金において著しくサイズを変化をさせることがあり得、一方で、熱処理間にマトリックス粒子の肥大化に抵抗するように設計される。これらのホウ化物ピニングサイトの存在により、肥大化につながる粒子界面の挙動は、ツェナーピニング又はツェナードラッグと呼ばれるプロセスによって遅らされると予期されるであろう。そのため、マトリックスの粒子成長は、総界面領域の減少によりエネルギー的に好ましいものであり得る一方、ホウ化物ピニング相の存在は、これらの相の高い界面エネルギーによる、肥大化のこの駆動力に対抗するであろう。

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、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、新しい相（たとえば、フェライト、又はアルファ―Ｆｅ）へと部分的に又は完全に変換される。クラス２鋼のモーダル構造体（構造体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の結果としての構造体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、静的変態は高温熱処理の間に起こり、そのため、粒子微細化よりも粒子肥大化が高温での従来の材料応答であるため、固有の微細化メカニズムを含む。

従って、粒子肥大化は、静的ナノ相微細化メカニズムの間に、本明細書でのクラス２鋼の合金によって生じない。構造体＃２は、動的ナノ相強化の間に構造体＃３へと固有に変換することが可能であり、結果として構造体＃３が形成され、５％から３０％の全伸びを備える８７５ＭＰａから１５９０ＭＰａの範囲の引張強度値を示す。

合金の化学的性質に応じて、ナノスケールの析出物が、静的ナノ相微細化、及び続いての、いくつかの非ステンレス高強度鋼における熱的プロセスの間に形成し得る。ナノ析出物は１ｎｍから２００ｎｍの範囲であり、これらの相の大部分（＞５０％）は、１０ｎｍ〜２０ｎｍのサイズであり、マトリックス粒子の肥大化を遅らせるために構造体＃１において形成されるホウ化物ピニング相より非常に少ない。また、静的ナノ相微細化の間、ホウ化物粒子サイズは、２００ｎｍから２５００ｎｍのサイズの範囲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での合金の場合、このような合金がそれらの降伏点を超えた際、一定の応力での塑性変形が生じ、構造体３の生成につながる動的相変態が続く。さらに具体的には、十分な歪みが引き起こされた後、応力対歪み曲線の傾きが変化し且つ上昇するところで変曲点が生じ（図４Ｂ）、メカニズム＃２の活性化を示す歪みを伴い強度が増加する（動的ナノ相強化）。

動的ナノ相強化の間のさらなる歪みとともに、強度は増加を続け、しかしほとんど破綻まで歪み硬化係数の値における緩やかな減少を伴う。いくつかの歪み軟化は、ネック（ｎｅｃｋｉｎｇ）での局所的な断面積の減少により得る破壊点の近くでのみ生じる。応力下での材料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、構造体＃３につながることに留意すべきである。動的によって、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。構造体３を達成する合金に関して達成され得る引張特性は、８７５ＭＰａから１５９０ＭＰａの範囲における引張強度の値と、５％から３０％の全伸びとを含む。また、達成される引張特性のレベルは、歪みがクラス２鋼に関する特徴的な応力歪み曲線に対応して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でのクラス２鋼においてこれから発達され得ることもあり、構造体３において降伏強度は最終的に３００ＭＰａから１４００ＭＰａまで変化し得る。すなわち、本明細書での合金の範疇の外側の従来の鋼は、比較的低いレベルの歪み硬化のみを示し、そのため、それらの降伏強度は、先の変形の履歴に応じて小さい範囲にわたってのみ変化し得る（たとえば１００ＭＰａから２００ＭＰａ）。本明細書でのクラス２鋼において、降伏強度は、構造体＃３への構造体＃２の変態に印加される際に広い範囲（たとえば３００ＭＰａから１４００ＭＰａ）にわたって変化し得、様々な用途においてデザイナー及びエンドユーザーの両方に調整可能な変化を可能にし、車体構造における衝突マネジメント等の様々な用途において構造体３を活用させる。

図３Ｂで示されるこの動的なメカニズムに関して、１ｎｍから２００ｎｍの識別可能な粒子サイズを示す新たな、及び／又は追加の析出相若しくは複数の相が観測される。表１４を参照。加えて、上記析出相において、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晶の相、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、及び／又は、Ｆｍ３ｍ空間群（＃２２５）を有するＭ_３Ｓｉ立方晶の相というさらなる識別がある。従って、動的変態は部分的に又は完全に生じ得、材料において比較的高強度を提供する新規なナノスケール／近ナノスケール相を伴う微細構造の形成をもたらす。すなわち、構造体＃３は、２００ｎｍから２５００ｎｍの範囲であるホウ化物によってピン止めされる一般的に１００ｎｍから２０００ｎｍのマトリックス粒子サイズを有し、且つ１ｎｍから２００ｎｍの範囲である析出相を伴う微細構造として理解され得る。１ｎｍから２００ｎｍの粒子サイズを備える上記で参照した析出相の初期の形成は、静的ナノ相微細化で始まり、動的ナノ相強化の間続き、構造体３の形成につながる。構造体２において１ｎｍから２００ｎｍの粒子サイズを備える析出相の体積分率は、構造体３において増加し、特定される強化メカニズムによって補助される。また、構造体３において、ガンマ−鉄のレベルは任意であり、固有の合金の化学的性質、及びオーステナイトの安定性に応じて、排除され得ることを留意すべきである。

なお、動的結晶化は、微細化メカニズムではなく肥大化メカニズムであるように、小さい粒子からの大きな粒子の形成を含むので、メカニズム＃２（図３ｂ）とは異なる既存のプロセスである。従って、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、本明細書に存在するメカニズムと対照的に相変化は生じず、また、これは本明細書での強化メカニズムと対照的に強度における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、マルテンサイト又は体心立方体の鉄相に関する証拠は、本願明細書で記載される新しい鋼合金において見つけられていないことを粒子すべきである。以下の表２は、本明細書でのクラス２鋼の性能特徴及び構造体の比較を提供する。

クラス３鋼
クラス３鋼（非ステンレス）は、これから本明細書で説明されるように、多段階のプロセスを介する高強度ラメラナノモーダル構造体の形成に関連する。

非ステンレス炭素フリーの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つの段階のプロセスが、これから開示され、図５に示される。構造発達は、構造体＃１−モーダル構造体から始まる（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、ラス相生成にこれから関連し（段階＃２）、構造体＃２−モーダルラス相構造体につながり（段階＃３）、それを介してメカニズム＃２−ラメラナノ相生成（段階＃４）は、構造体＃３−ラメラナノモーダル構造体へと変換する（段階＃５）。構造体＃３の変形は、メカニズム＃３−動的ナノ相強化の活性化につながり（段階＃６）、構造体＃４−高強度ラメラナノモーダル構造体の形成につながる（段階＃７）。また、以下の表３への参照がなされる。

モーダル構造体の形成を含む構造体＃１（すなわち、ｂｉ，ｔｒｉ，及びより高いオーダー）は、示されるような実験室規模を介した、及び／又は、双ロール鋳造若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加工によって、本明細書において参照された化学的性質を備える合金において達成され得る。従って、クラス３鋼のモーダル構造体は、融液から冷却されるとき、以下の粒子サイズを最初に示すであろう：（１）フェライト、又はアルファ−Ｆｅ（必要とされる）、及び任意でオーステナイト、又はガンマ−Ｆｅを含む５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリックス粒子サイズ；並びに、（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に共有結合される、Ｍ_２Ｂ等の非金属粒子）；（３）３５０ＭＰａから１０００ＭＰａの降伏強度；（４）２００ＭＰａから１２００ＭＰａの引張強度；及び０％〜３．０％の全伸び。また、それは、マトリックス粒子の樹状の成長形態を示す。また、ホウ化物粒子は、好ましくは、マトリックス粒子が、高温で肥大化に抵抗するピニング相によって効率的に安定化されることになるであろうという特徴で参照される“ピニング”タイプの相であり得る。金属ホウ化物粒子は、Ｍ_２Ｂの化学量論を表すとして特定されてきたが、他の化学量論が可能であり、Ｍ_３Ｂ、ＭＢ（Ｍ_１Ｂ_１）、Ｍ_２３Ｂ_６、及びＭ_７Ｂ_３を含むピニングを提供し得、上述のメカニズム＃１、＃２、又は＃３によって影響されないことを留意すべきである。粒子サイズへの言及は、走査型電子顕微鏡、又は透過型電子顕微鏡等の方法によって好ましくは識別可能な固有の特定の相の単結晶のサイズとして再び理解される。従って、本明細書のクラス３鋼の構造体＃１は、ホウ化物相等と共にフェライトを含む。

構造体＃２は、メカニズム＃１を介して樹状の形態を備えたモーダル構造体（構造体１）からの均一に分散した析出物を備えるモーダルラス相構造体の形成を含む。ラス相構造体は、プレート形状の結晶粒子から構成される構造体として一般的に理解され得る。“樹状の形態”への言及は、木のようなものとして理解され得、“プレート形状”への言及は、シートのようなものとして理解され得る。ラス組織形成は、（１）典型的には１００ｎｍ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）３００ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度；（４）３５０ＭＰａから１６００ＭＰａの引張強度；（５）０％〜１２％の伸び、を備えるプレートのような結晶粒子形成を介して、高温で（例えば、７００℃から１２００℃の温度で）好ましくは生じ得る。また、構造体＃２は、アルファ−Ｆｅを含み、ガンマ−Ｆｅは任意のままである。

典型的に１００ｎｍから１０００ｎｍのサイズを備えるホウ化物析出物の第二の相は、孤立した粒子としてラスマトリックスに分散して見出され得る。ホウ化物析出相の第二の相は、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、及び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、ほとんど、又は全くサイズの変化がない構造体＃１におけるホウ化物とは区別される。

構造体＃３（ラメラナノモーダル構造体）は、ラメラナノ相生成として特定されるメカニズム＃２を介した一つ又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、高温熱処理の間での拡散による合金化元素の分配に起因する、新しい相、又はいくつかの新しい相への親の相の分解であり、それは、好ましくは７００℃から１２００℃の温度範囲において生じ得る。ラメラ（又は層）構造体は、個別のラメラが３次元に結合したコロニー内に存在する、二つの相の交互の層から構成される。ラメラ構造体の概略図は、図６Ａに示され、この構造体タイプの構造的な構成を示す。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合金において、ラメラナノモーダル構造体は、（１）１００ｎｍから１０００ｎｍの幅、１００ｎｍから１００００ｎｍの範囲の厚さ、０．１μｍから５μｍの長さのラメラ；（２）Ｍが金属であり、ホウ素に共有結合された、異なる化学量論（Ｍ_２Ｂ、Ｍ_３Ｂ、ＭＢ（Ｍ_１Ｂ_１）、Ｍ_２３Ｂ_６、及び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構造体は、続いてアルファ−Ｆｅを含み、ガンマ−Ｆｅは任意のままである。

ラメラナノモーダル構造体（構造体＃３）は、塑性変形（すなわち、材料に関する降伏応力を超える）の間の動的ナノ相強化（メカニズム＃３、機械的応力へ晒すこと）を介して構造体＃４へと変換し、１０００ＭＰａから１７５０ＭＰａの範囲の比較的高い引張強度を示す。図６Ｂでは、クラス２のものと比較して、クラス３鋼の変形挙動を受ける本明細書の構造体＃３を備える合金を表す、応力ー歪み曲線が示される。図６Ｂに示されるように、構造体３は、応力印加時に、示された曲線を提供し、クラス３鋼の構造体４をもたらす。

変形時の強化は、応力下での材料歪みとして生じる相変態に関連し、動的プロセスとしてメカニズム＃３を定義する。本明細書において説明されるレベルで高強度を示すための合金に関して、ラメラ構造体は、好ましくは変形の前に形成される。このメカニズムに特有であり、マイクロメートルスケールのオーステナイト相は、ナノスケールのレジームへと一般的に下がる、マイクロメートルの構造的特徴のスケールにおける減少によって新しい相へと変換される。いくつかの割合のオーステナイトは、鋳造の間にいくつかのクラス３合金において初期に形成し得、その後、構造体＃１及び構造体＃２に存在したままであり得る。応力が印加される際の歪みの間に、新しい、又は追加の相が、典型的には１ｎｍから１００ｎｍの範囲のナノ粒子と共に形成される。表１５を参照。

変形後の構造体＃４（高強度ラメラナノモーダル構造体）において、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構造体を備える交互の相を含む。オーステナイトの固有の化学的性質、及び安定性に応じて、いくつかのオーステナイトが追加で存在し得る。各層が単一の粒子、又はわずか数個の粒子を示す、構造体＃３における層とは対照的に、構造体＃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ので、それは、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、合金の大規模な歪み硬化の原因となる。

動的変態は、部分的に又は完全に生じ得、材料に高強度を提供する高強度ラメラナノモーダル構造体（構造体＃４）として特定される新規のナノスケール／近ナノスケールの相を備える微細構造の形成をもたらす。そのため、構造体＃４は、固有の化学的性質に依存する様々なレベルの強度、及びメカニズム＃３によって達成される量の強度によって形成され得る。以下の表２は、本明細書のクラス３鋼の構造、及び性能特性の比較を提供する。

製造中のメカニズム
本明細書でのクラス２鋼又はクラス３鋼のいずれかにおけるモーダル構造体（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。例えば、シートのＭＳは、上記で参照された双ロール又は薄スラブ鋳造シート製造工程のいずれかの段階１、２又は３の間に形成し得る。従って、ＭＳの形成は、製造工程の間にシートがさらされる凝固シーケンス及び熱サイクル（すなわち温度及び回数）に具体的には依存し得る。ＭＳは好ましくは、上記のそれらの融点の範囲における、及び１１００℃から２０００℃の範囲における温度で本明細書での合金の加熱、且つ合金の融点未満の、好ましくは１１×１０^３Ｋ／ｓから４×１０^−２Ｋ／ｓの範囲における冷却に対応する冷却によって形成され得る。図７は、本明細書の合金に関する特定の化学組成で開始することと、液体へと加熱することと、冷却表面上で凝固することと、モーダル構造体を形成することと、を一般的に示し、その後、本明細書で述べるように、クラス２鋼、又はクラス３鋼のいずれかに変換し得る。

クラス２メカニズム
本明細書でのクラス２鋼に関して、静的ナノ相微細化（ＳＮＲ）であるメカニズム＃１は、ＭＳが形成された後、且つさらに高温にさらされる間に生じる。従って、静的ナノ相微細化は、上記で参照された双ロール又は薄スラブ鋳造シート製造工程のいずれかの（ＭＳ形成後の）段階１、段階２、又は段階３の間にも生じ得る。静的ナノ相微細化が好ましくは、合金が７００℃から１２００℃の範囲における温度で加熱を受ける際に生じ得ることが観測されてきた。材料において生じるＳＮＲのパーセントレベルは、固有の化学的性質、及び構造体＃２として特定されるナノモーダル構造体（ＮＭＳ）の体積分率を決定する、含まれる熱サイクルに依存し得る。しかしながら、好ましくは、ＮＭＳへと変換されるＭＳの体積によるパーセントレベルは、２０％から９０％の範囲である。

動的ナノ相強化（ＤＮＳ）であるメカニズム＃２は、上記で参照された双ロール又は薄スラブ鋳造シート製造工程のいずれかの（ＭＳ及び／又はＮＭＳ形成後の）段階１、段階２、又は段階３の間にも生じ得る。従って、動的ナノ相強化は、静的ナノ相微細化を受けたクラス２鋼において生じ得る。従って、動的ナノ相強化は、シートの製造工程の間にも生じ得るが、降伏強度を超える応力の印加を含む後処理の任意の段階の間にも起こり得る。生じるＤＮＳの量は、変形前の材料における静的ナノ相微細化の体積分率に、及びシートにおいて引き起こされる応力レベルに応じ得る。また、強化は、続いて行われるシートの熱間又は冷間成形を含む最終部品への後処理の間に生じ得る。そのため、本明細書での構造体＃３（図３、及び上記表１を参照）は、シート製造における、又は後処理での様々な処理段階で生じ得、加えて、合金の化学的性質、変形パラメーター、及び熱サイクルに応じた異なる強化のレベルで生じ得る。好ましくは、ＤＮＳは、構造体＃２を達成し、３００ＭＰａから１４００ＭＰａの範囲で変化し得る構造体の降伏強度を超えた後、以下の条件の範囲下において生じ得る。

クラス３メカニズム
本明細書のクラス３鋼に関して、ラス相生成であるメカニズム＃１が、初期のモーダル構造体＃１の高温への暴露の間に生じ、双ロール製造、又は薄スラブ鋳物製造の（ＭＳ形成後の）段階１、段階２、又は段階３の間に生じ得る。いくつかの合金では、ラス組織生成は、双ロール、又は薄スラブ鋳物製造の段階１での凝固で生じ得る。メカニズム＃１は、構造体＃２として特定されるモーダルラス相構造体の形成をもたらす。構造体＃２の形成は、相変態によるラメラナノ相生成として特定されるメカニズム＃２を介した、さらなるラメラナノモーダル構造体（構造体＃３）形成の観点において重要な段階である。シート合金におけるメカニズム＃２は、双ロール製造、又は薄スラブ鋳物製造の段階１、２若しくは３の間に、又は、シートの加工後の間に、生じ得る。いくつかの合金では、構造体＃３は、双ロール製造、又は薄スラブ鋳造の段階２又は段階３等の鋳物製造のより早い段階で、同様に、製造されたシートの加工後の処理でも形成し得る。ラメラナノモーダル構造体は、現在の用途の合金の高強度の原因となり、且つ、動的ナノ相強化として特定されるメカニズム＃３を介する室温の変形の間の強化に関する能力を有する。生じる動的ナノ相強化のレベルは、合金の化学的性質に、及びシートへと誘起される応力のレベルに依存するであろう。また、強化は、シートの熱間又は冷間成形を含む、最終部品への双ロール製造、又は薄スラブ鋳造によって製造された、続いてのシートの加工後の間に生じ得る。そのため、構造体＃４として特定される、結果として得られる高強度ラメラナノモーダル構造体は、合金の化学的性質、変形パラメーター、及び変形後の熱的サイクルに応じた、異なるレベルの強化への機械的変形を含む方法によって製造されたシートの加工後で生じ得る。

実施例
好ましい合金の化学的性質、及びサンプル作製
調査される合金の化学組成は、利用される好ましい原子比率を提供する表３において示される。これらの化学的性質は、圧力真空キャスター（ＰＶＣ）におけるプレート鋳造を介する材料加工のために用いられてきた。高純度元素（＞９９ｗｔ％）を用いて、目標とされた合金の３５ｇの合金原料は、表３で提供された原子比率に従って検量された。その後、原材料は、アーク溶解システムの銅炉床へと配された。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク溶解された。インゴットは、数回回転され、再溶解されて、均一性を確保した。その後、結果として得られるインゴットは、ＰＶＣチャンバーに配され、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、厚さ１．８ｍｍの３×４インチプレートを鋳造するために設計された銅金型上へと押し出され、双ロール鋳造プロセスの段階１でのロール間で同様の厚さを備えるシートへの合金の凝固を真似る。

従って、本開示の広い文脈では、本明細書でのクラス１鋼、クラス２鋼、又はクラス３鋼の形成に好ましくは適し得る合金の化学的性質は、原子比率の合計が１００になる以下のものを含む。つまり、合金は、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｂ及びＳｉを含み得る。合金は、Ｃｒ、Ｃｕ及び／又はＭｎを任意で含み得る。好ましくは、原子比率に関して、合金は、Ｆｅを６５．６４から８０．８５で、Ｎｉを１．７５から１５．０５で、Ｂを３．５０から５．８２で、及びＳｉを４．４０から８．６０で含み得る。また、任意で、再び原子比率において、Ｃｒを０から８．７２で、Ｃｕを０から２．００で、及びＭｎを０〜１８．７４で含み得る。従って、固有の元素のレベルは、上述のように１００に調整され得る。既知の／存在すると予想される不純物は、Ｃ，Ａｌ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｓ，Ｏ，Ｎ，Ｐ，Ｗ，Ｃｏ及びＳｎを含むがそれらに限定されるものではない。このような不純物は、１０原子百分率までのレベルで存在し得る。

従って、存在するＦｅの原子比率は、６５．５， ６５．６， ６５．７， ６５．８， ６５．９， ６６．０， ６６．１， ６６．２， ６６．３， ６６．４， ６６．５， ６６．６， ６６．７， ６６．８， ６６．９， ６７．０， ６７．１， ６７．２， ６７．３， ６７．４， ６７．５， ６７．６， ６７．７， ６７．８， ６７．９， ６８．０， ６８．１， ６８．２， ６８．３， ６８．４， ６８．５， ６８．６， ６８．７， ６８．８， ６８．９， ６９．０， ６９．１， ６９．２， ６９．３， ６９．４， ６９．５， ６９．６， ６９．７， ６９．８， ６９．９， ７０．０， ７０．１， ７０．２， ７０．３， ７０．４， ７０．５， ７０．６， ７０．７， ７０．８， ７０．９， ７１．０， ７１．１， ７１．２， ７１．３， ７１．４， ７１．５， ７１．６， ７１．７， ７１．８， ７１．９， ７２．０， ７２．１， ７２．２， ７２．３， ７２．４， ７２．５， ７２．６， ７２．７， ７２．８， ７２．９， ８０．０， ８０．１， ８０．２， ８０．３， ８０．４， ８０．５， ８０．６， ８０．７， ８０．８， ８０．９であり得る。従って、Ｎｉの原子比率は、１．７， １．８， １．９， ２．０， ２．１， ２．２， ２．３， ２．４， ２．５， ２．６ ２．７， ２．８， ２．９ ３．０， ３．１， ３．２， ３．３， ３．４， ３．５， ３．６， ３．７， ３．８， ３．９， ４．０， ４．１， ４．２， ４．３， ４．４， ４．５， ４．６， ４．７， ４．８， ４．９， ５．０， ５．１， ５．２， ５．３， ５．４， ５．５， ５．６， ５．７， ５．８， ５．９， ６．０， ６．１， ６．２， ６．３， ６．４， ６．５， ６．６， ６．７， ６．８， ６．９， ７．０， ７．１， ７．２， ７．３， ７．４， ７．５， ７．６， ７．７， ７．８， ７．９， ８．０， ８．１， ８．２， ８．３， ８．４， ８．５， ８．６， ８．７， ８．８， ８．９， ９．０， ９．１， ９．２， ９．３， ９．４， ９．５， ９．６， ９．７， ９．８， ９．９， １０．０， １０．１， １０．２， １０．３， １０．４， １０．５， １０．６， １０．７， １０．８， １０．９， １１．０， １１．１， １１．２， １１．３， １１．４， １１．５， １１．６， １１．７， １１．８， １１．９， １２．０， １２．１， １２．２， １２．３， １２．４， １２．５， １２．６， １２．７， １２．８， １２．９， １３．０， １３．１， １３．２， １３．３， １３．４， １３．５， １３．６， １３．７， １３．８， １３．９． １４．０， １４．１， １４．２， １４．３， １４．４， １４．５， １４．６， １４．７， １４．８， １４．９， １５．０， １５．１であり得る。従って、Ｂの原子比率は、３．５， ３．６， ３．７， ３．８， ３．９， ４．０， ４．１， ４．２， ４．３， ４．４， ４．５， ４．６， ４．７， ４．８， ４．９， ５．０， ５．１， ５．２， ５．３， ５．４， ５．５， ５．６， ５．７， ５．８， ５．９であり得る。従って、Ｓｉの原子比率は、４．４， ４．５， ４．６， ４．７， ４．８， ４．９， ５．０， ５．１， ５．２， ５．３， ５．４， ５．５， ５．６， ５．７， ５．８， ５．９， ６．０， ６．１， ６．２， ６．３， ６．４， ６．５， ６．６， ６．７， ６．８， ６．９， ７．０， ７．１， ７．２， ７．３， ７．４， ７．５， ７．６， ７．７， ７．８， ７．９， ８．０， ８．１， ８．２， ８．３， ８．４， ８．５， ８．６であり得る。従って、Ｃｒ等の任意の元素の原子比率は、０．１， ０．２， ０．３， ０．４， ０．５， ０．６， ０．７， ０．８， ０．９， １．０， １．１， １．２， １．３， １．４， １．５， １．６， １．７， １．８， １．９， ２．０， ２．１， ２．２， ２．３， ２．４， ２．５， ２．６， ２．７， ２．８， ２．９， ３．０， ３．１， ３．２， ３．３， ３．４， ３．５， ３．６， ３．７， ３．８， ３．９， ４．０， ４．１， ４．２， ４．３， ４．４， ４．５， ４．６， ４．７， ４．８， ４．９， ５．０， ５．１， ５．２， ５．３， ５．４， ５．５， ５．６， ５．７， ５．８， ５．９， ６．０， ６．１， ６．２， ６．３， ６．４， ６．５， ６．６， ６．７， ６．８， ６．９， ７．０， ７．１， ７．２， ７．３， ７．４， ７．， ７．６， ７．７， ７．８， ７．９， ８．０， ８．１， ８．２， ８．３， ８．４， ８．５， ８．６， ８．７及び８．８であり得る。従って、もし存在するならばＣｕの原子比率は、０．１， ０．２， ０．３， ０．４， ０．５， ０．６， ０．７， ０．８， ０．９， １．０， １．１， １．２， １．３， １．４， １．５， １．６， １．７， １．８， １．９及び２．０であり得る。従って、もし存在するならばＭｎの原子比率は、０．１， ０．２， ０．３， ０．４， ０．５， ０．６， ０．７， ０．８， ０．９ １．０， １．１， １．２， １．３， １．４， １．５， １．６， １．７， １．８， １．９， ２．０， ２．１， ２．２， ２．３， ２．４， ２．５， ２．６， ２．７， ２．８， ２．９， ３．０， ３．１， ３．２， ３．３， ３．４， ３．５， ３．６， ３．７， ３．８， ３．９， ４．０， ４．１， ４．２， ４．３， ４．４， ４．５， ４．６， ４．７， ４．８， ４．９， ５．０， ５．１， ５．２， ５．３， ５．４， ５．５， ５．６， ５．７， ５．８， ５．９， ６．０， ６．１， ６．２， ６．３， ６．４， ６．５， ６．６， ６．７， ６．８， ６．９， ７．０， ７．１， ７．２， ７．３， ７．４， ７．５， ７．６， ７．７， ７．８， ７．９， ８．０， ８．１， ８．２， ８．３， ８．４， ８．５， ８．６， ８．７， ８．８， ８．９， ９．０， ９．１， ９．２， ９．３， ９．４， ９．５， ９．６， ９．７， ９．８， ９．９， １０．０， １０．１， １０．２， １０．３， １０．４， １０．５， １０．６， １０．７， １０．８， １０．９， １１．０， １１．１， １１．２， １１．３， １１．４， １１．５， １１．６， １１．７， １１．８， １１．９， １２．０， １２．１， １２．２， １２．３， １２．４， １２．５， １２．６， １２．７， １２．８， １２．９， １３．０， １３．１， １３．２， １３．３， １３．４， １３．５， １３．６， １３．７， １３．８， １３．９， １４．０， １４．１， １４．２， １４．３， １４．４， １４．５， １４．６， １４．７， １４．８， １４．９， １５．０， １５．１， １５．２， １５．３， １５．４， １５．５， １５．６， １５．７， １５．８， １５．９， １６．０， １６．１， １６．２， １６．３， １６．４， １６．５， １６．６， １６．７， １６．８， １６．９， １７．０， １７．１， １７．２， １７．３， １７．４， １７．５， １７．６， １７．７， １７．８， １７．９， １８．０， １８．１， １８．２， １８．３， １８．４， １８．５， １８．６， １８．７及び１８．８であり得る。

また、本明細書での合金は、（５０．００原子百分率超の）Ｆｅ系合金としてより広く説明され、Ｂ、Ｎｉ及びＳｉで含み、示された構造体（クラス１鋼、クラス２鋼及び／又はクラス３鋼）を形成すること可能であり、及び／又は、熱処理／熱的暴露の存在する際の機械的応力／及び又は機械的応力にさらされて、示された変態を受ける。このような合金は、引張強度及び引張伸び特性に関して特定される構造体のために達成される機械的特性によってさらに定義され得る。

合金特性
熱分析は、ＮＥＴＺＳＣＨ ＤＳＣ ４０４Ｆ３ ＰＥＧＡＳＵＳ Ｖ５システム上で、凝固されたままの鋳造プレートサンプル上で実施された。示差熱分析（ＤＴＡ）及び示差走査熱量分析（ＤＳＣ）は、超高純度アルゴンの流れを用いることを介して酸化を防止されたサンプルによって、１０℃／分の加熱速度で実施された。表４では、高温ＤＴＡの結果が示され、表３に示される合金に関する融解挙動を示している。表４の集計結果から分かるように、融解は、合金の化学的性質に応じて〜１１０８℃から観測される初期の融解を伴って１、２、３又は４の段階において生じる。最終的な融解温度は、〜１４００℃までである。また、融解挙動における変動は、それらの化学的性質に応じた合金の冷却表面処理での複雑な相形成を反映し得る。

合金の密度は、空気と蒸留水との両方の重さを測ることが可能な特別に構成された量りにおいてアルキメデス法を用いて、アーク溶解されたインゴットで測定された。合金それぞれの密度は、表５に示されており、７．４８ｇ／ｃｍ^３から７．７１ｇ／ｃｍ^３まで変化することが見い出された。実験結果は、この技術の正確性が±０．０１ｇ／ｃｍ^３であることを明らかにした。

引張試験片は、ワイヤー放電加工機（ＥＤＭ）を用いて、選択されたプレートから切られた。引張特性は、インストロンのブルーヒル（Ｂｌｕｅｈｉｌｌ）制御装置及び分析ソフトウェアを利用して、インストロン機械的試験フレーム（モデル３３６９）上で測定された。全ての試験は、リッジされて（ｒｉｄｇｅｄ）固定された下部治具、及び動く上部治具を備えた変位制御装置において室温で実施された。ロードセルは上部治具に取り付けられる。ビデオ伸縮計が、歪み測定のために利用された。表６では、総引張伸び（歪み）、降伏応力、及び極限強度を含む引張試験結果のまとめが、選択された鋳放しされたプレートに関して記載される。機械的特性値は、後で示されることになるように、合金の化学的性質、及び処理条件に強く依存する。分かるように、これらの選択された合金における引張強度値は、３５０ＭＰａから１１９６ＭＰａまで変動する。全伸び値は、０．２２％から２．８０％まで変動し、鋳放しされた状態における合金の制限された延性を示した。いくつかの試験片では、破綻は、２００ＭＰａの低い応力で弾性域において生じ、降伏は達成されなかった。

表６における特性は、鋳造プロセスでの融液の凝固での、クラス２及びクラス３合金の両方における構造体＃１（図３及び図５）の形成に関連する。

熱機械的処理後の合金特性
各合金からの各プレートは、モリブデン炉を備え、且つ直径４インチ、高さ５インチのサイズの炉チャンバーを備えたＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５マシンを用いて、熱間静水圧成形（ＨＩＰ）を受けた。プレートは、目標温度に到達するまで１０℃／分で加熱され、これらの調査のために１時間保持された特定の時間に関してガス圧にさらされた。ＨＩＰサイクルパラメーターは表７に記載される。ＨＩＰサイクルの重要な側面は、双ロール鋳造プロセスの段階２での、又は、薄スラブ鋳造プロセスの段階１若しくは段階２での熱間圧延を真似ることで、細孔及び小さな含有物等のマクロ欠陥を除去することであった。ＨＩＰサイクル前後のプレートの実施例は、図８に示される。それから分かるように、熱機械的変形プロセスであるＨＩＰサイクルは、内部及び外部マクロ欠陥のある一部を除去することが可能であり、一方で、プレートの表面を滑らかにする。

引張試験片は、ワイヤー放電加工機（ＥＤＭ）を用いてＨＩＰサイクル後のプレートから切られた。引張特性は、インストロンのブルーヒル制御装置及び分析ソフトウェアを用いて、インストロン機械的試験フレーム（モデル３３６９）上で測定された。全ての試験は、リッジされて固定された下部治具、及び上部治具に取り付けられたロードセルと共に動く上部治具を備えた変位制御装置において室温で実施された。表８では、総引張伸び（歪み）、降伏応力及び極限抗張力を含む引張試験結果のまとめが、ＨＩＰサイクル後の鋳造されたプレートに関して示される。挙動のクラスに対応する合金の機械的応答を特定する追加の列が追加される（図６）。機械的特性値は、合金の化学的性質、及びＨＩＰサイクルパラメーターに強く依存する。分かるように、ＨＩＰサイクル後の合金の大部分は、クラス３挙動を示し、一方で、それらの内のいくつかは、応力−歪み曲線の対応する形状と共にクラス２挙動を示した（図６）。試験された合金に関する引張強度値は、１０３０ＭＰａから１６９６ＭＰａまで変動した。全伸び値は、０．４５％から２０．８０％まで変動した。いくつかの合金はいまだに、ゼロの塑性変形と共に、弾性域において低い応力（３００ＭＰａまで）で破綻し得る。

表８においてクラス３挙動を示した合金の特性は、双ロール製造、又は薄スラブ鋳造製造の主に段階２でのラス組織生成時の構造体＃２の形成（図５）に関連する。いくつかの合金では、ラス組織生成が、両方の鋳造プロセスの段階１で生じ得る。合金の化学的性質に応じて、双ロール製造、又は薄スラブ鋳造製造の段階２での熱機械的処理条件に関連したＨＩＰサイクルは、ラメラナノモーダル構造体である構造体＃３の形成をもたらすこともあり得る。この構造体は、典型的には、クラス３合金におけるより高い強度の原因である。

表８におけるクラス２挙動を示した合金の特性は、試験された合金において観測されたクラス２挙動の原因である変形の間に、動的ナノ相強化（メカニズム＃２）を受けるナノモーダル構造体として定義される構造体＃２の形成（図３）に関連する。

ＨＩＰサイクルの後で、プレート材料は、表９において特定されたパラメーターで箱型炉において熱処理された。ＨＩＰサイクル後の熱処理の様態は、双ロール鋳造プロセスの段階３を、及び薄スラブ鋳造プロセスの段階３も真似ることによって合金の熱安定性及び特性変化を推定することであった。空気冷却の場合、試験片は、目標時間の間、目標温度で保持され、炉から取り出されて空気中で冷却された。ゆっくりした冷却の場合、試験片は、目標温度へと加熱され、その後、１℃／分の冷却速度で炉と共に冷却された。

引張試験片は、ＨＩＰサイクル及び熱処理の後、ワイヤー放電加工機（ＥＤＭ）を用いてプレートから切られた。引張特性は、インストロンのブルーヒル制御装置及び分析ソフトウェアを用いて、インストロン機械的試験フレーム（モデル３３６９）上で測定された。全ての試験は、リッジされて固定された下部治具及び動く上部治具を備えた変位制御装置において室温で実施され、ロードセルは上部治具に取り付けられる。表１０では、総引張伸び（歪み）、降伏応力、及び極限抗張力を含む引張試験結果のまとめが、ＨＩＰサイクル及び熱処理後の鋳造されたプレートに関して示される。挙動のクラスに対応する合金の機械的応答を特定する追加の列が追加される（図６）。表１０において分かるように、試験された合金は、合金の化学的性質に応じてクラス２及びクラス３の両方を示した。さらに、場合によっては、両方のタイプの曲線（クラス２及びクラス３）が、熱機械的処理パラメーターに応じて同一の合金に関して観測された。

クラス２挙動の場合、合金（表２における構造体３）の引張強度は、８７５ＭＰａから１５９０ＭＰａまで変動する。全伸び値は、５．０％から３０．０％まで変動し、優れた高強度／高い延性特性の組み合わせを提供する。高強度ナノモーダル構造体として定義される構造体＃３の形成（図３Ｂ）に関連するこのような特性の組み合わせは、事前の、構造体２（ナノモーダル構造体）の動的ナノ相強化（メカニズム＃２）に由来し、試験された合金において観測されたクラス２挙動の原因である。

クラス３挙動の場合、合金の引張強度は、１０００ＭＰａ以上であり、データは、１００４ＭＰａから１７４９ＭＰａまで変動する。サンプル合金に関する全伸び値は、０．５％から１４．５％まで変動する。クラス３挙動を備える表１０における合金の高強度は、双ロール製造、又は薄スラブ鋳造製造の任意の段階で、しかし本出願においては大部分の合金に関して主に段階３で生じ得る引張試験前のラメラナノモーダル構造体として特定される構造体＃３の形成（図５）に関連した。構造体＃３の引張変形は、動的ナノ相強化を介する高強度ラメラナノモーダル構造体として特定される構造体＃４へのその変態を引き起こし、記録される高強度特性をもたらす。

比較実施例
事例＃１：既存の鋼種との引張特性比較
選択された合金の引張特性は、既存の鋼種の引張特性と比較された。選択された合金、及び対応する処理パラメーターは、表１１に記載される。引張応力−歪み曲線は、既存の二重相（ＤＰ）鋼（図９）、複雑な相（ＣＰ）鋼（図１０）、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼（図１１）、及びマルテンサイト（ＭＳ）鋼（図１２）のそれと比較される。二重相の鋼は、アイランド形状の固いマルテンサイトの第二の相を含むフェライトマトリックスから成る鋼種として理解され得、複雑な相の鋼は、少量のマルテンサイト、残留オーステナイト、及びパーライトを含む、ベイナイトとフェライトとから成るマトリックスから成る鋼種として理解され得、変態誘起塑性鋼は、固いベイナイト及びマルテンサイトの第二の相をさらに含むフェライトマトリックスに埋め込まれたオーステナイトから成る鋼種として理解され得、マルテンサイト系鋼は、少量のフェライト及び／又はベイナイトを含み得るマルテンサイトマトリックスから成る鋼種として理解され得る。それから分かるように、本開示で主張される合金は、既存の高性能の高強度（ＡＨＳＳ）鋼種と比較して優れた特性を有する。

事例＃２：クラス２合金における構造発達
表３における合金化学量論によると、合金５１は、高純度の元素の原料を用いて検量された。合金５１は、高強度で高い引張延性を備えたクラス２の挙動を示すことが留意されるべきである。結果として得られる分量は、いくつかの（通常は４）３５グラムのインゴットへとアーク溶解され、回転され、複数回再溶解され、均一性を確保した。その後、結果として得られるインゴットは再溶解され、同一の処理条件下で、６５ｍｍ、７５ｍｍ、厚さ１．８ｍｍの公称寸法を備える３つのプレートへと鋳造された。その後、二つのプレートは、１１００℃で１時間、ＨＩＰが行われた。その後、ＨＩＰが行われたプレートの内の一つは、続いて、７００℃で１時間の間熱処理され、室温まで空気冷却された。その後、鋳放しされた、ＨＩＰが行われた、及び、ＨＩＰが行われ／熱処理された状態におけるプレートは、ワイヤーＥＤＭを用いて切られ、引張試験、ＳＥＭ顕微鏡、ＴＥＭ顕微鏡、及びＸ線回折を含む様々な研究のためのサンプルを製造した。

合金５１のプレートから切り出されたサンプルは、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）分析のための滑らかなサンプルを確保するために、０．０２μｍ粗さ（ｇｒｉｔ）まで段階的に金属組織的に研磨された。ＳＥＭは、最大動作電圧３０ｋＶを備えるＺｅｉｓｓ ＥＶＯ−ＭＡ１０モデルを用いて行われた。鋳放された、ＨＩＰが行われた、及びＨＩＰが行われ且つ熱処理された条件における合金５１のプレートサンプルの、ＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真例が、図１３に示される。合金５１のプレートは、鋳放しされた状態においてモーダル構造体を有し（図１３ａ）、マイクロメートルサイズのマトリックスの樹状の粒子は、粒内の微細構造によって離隔される。ＨＩＰサイクルの後、デンドライトは、サンプル容積において均一に分布された微細な析出物によって完全に消滅し、マトリックス粒子の境界は容易に特定され得るようになる（図１３ｂ）。また、ラメラのような構造的特徴は、マトリックスにおいて観察され得る。同様の構造体は、熱処理後のサンプルにおけるＳＥＭによって検出され（図１３ｃ）、一方で、マトリックスにおける構造的特徴はあまり顕著でなくなる。

合金５１プレート構造体の追加の詳細は、Ｘ線回折を用いて明らかになる。Ｘ線回折は、ＣｕのＫαＸ線管を備えるパナリティカル製Ｘ’Ｐｅｒｔ ＭＰＤ回折計を用いて実施され、４０ｍＡのフィラメント電流によって４５ｋＶで動作された。スキャンは、装置のゼロ角度シフトに関して調節するために組み込まれたシリコンを備え、２５°から９５°２θまで、０．０１°のステップサイズで実施された。その後、結果として得られるスキャンは、Ｓｉｒｏｑｕａｎｔソフトウェアを用いたリートベルト解析を用いて、続いて分析された。図１４から１６では、Ｘ線回折スキャンが示され、鋳放しされた、ＨＩＰが行われた、及び、ＨＩＰが行われた／熱処理された条件における合金５１のプレートに関して、測定された／実験的なパターン、及びリードベルトの緻密なパターンをそれぞれ含む。分かるように、実験データの優れた一致が、全ての場合において得られた。見出された固有の相、それらの空間群、及び格子定数を含む、Ｘ線パターンの解析が、表１２に示される。複雑な多成分の結晶では、原子はしばしば、格子点に位置しないことを留意すべきである。加えて、各格子点は、単数の原子に必ずしも相関することなく、代わりに群の原子に相関するであろう。そのため、空間群の理論は、単位格子における対象の関連性を説明し、空間における原子の可能性のある組み合わせの全てに関連する。そして、数学的に、１４のブラベー格子を備えた３２の結晶点群の組み合わせから作製される、全部で２３０の異なる空間群があり、各ブラベー格子は、７の格子系の内の一つに属している。２３０の固有の空間群は、空間における原子の周期的配列から生じる全ての可能な結晶の対称性を記載し、対象操作の様々な組み合わせから生じる全ての数は、格子センタリング、反射、回転、回反、らせん軸、及び滑り面操作を含む単位格子における並進運動の対象操作の様々な組み合わせを含む。六方晶系構造に関して、空間群の数＃１６８から＃１９４によって特定される、全部で２７の六方晶の空間群が存在する。

鋳放しされたプレートでは、二つの相が特定され、立方晶のγ−Ｆｅ（オーステナイト）、及び、Ｍ_２Ｂ_１化学量論を備えた複雑な混合された遷移金属ホウ化物相である。特定された相の格子定数は、純粋な相に関して見いだされたものと異なり、合金化元素の分解を明確に示していることを留意すべきである。例えば、γ−Ｆｅは、ａ＝３．５７５Åと等しい格子定数を示し、Ｆｅ_２Ｂ_１の純粋な相は、ａ＝５．０９９Å、及びｃ＝４．２４０Åと等しい格子定数を示すであろう。Ｍ_２Ｂ相における格子定数の著しい変化に基づいて、シリコンもまた、この構造へと溶解し、それは純粋なホウ化物相ではない可能性が高いことに留意すべきである。加えて、表１２から分かるように、相が変化しない一方で、格子定数は、プレートの条件の関数として変化し（すなわち、鋳放しされた、ＨＩＰが行われた、ＨＩＰが行われた／熱処理された）、合金化元素の再分配が生じていることを示す。

表１２から分かるように、ＨＩＰに曝された後（１５ｋｓｉで１時間の間１１００℃）、α−Ｆｅ（フェライト）、Ｍ_２Ｂ_１相、及びγ−Ｆｅ（オーステナイト）である３つの相が見いだされる。α−Ｆｅは、γ−Ｆｅ（オーステナイト）相から形成されると考えられることを留意すべきである。また、Ｍ_２Ｂ_１及びγ−Ｆｅの格子定数は異なり、元素の再分配／拡散が生じていることを示していることを留意すべきである。表１２から分かるように、７００℃で１時間の熱処理後、α−Ｆｅ（フェライト）、Ｍ_２Ｂ_１相、及び二つの新しく特定された六方晶である、４つの相が存在する。γ−Ｆｅは熱処理後のサンプルにおいて見いだされず、この相は新しく見いだされた相へと変換したことを示していることを留意すべきである。Ｍ_２Ｂ_１相は、Ｘ線回折スキャンにおいていまだに存在するが、その格子定数は大きく変化しており、上昇された温度において、原子の拡散が生じていたことを示している。一つの特定された新しい六方晶の相は、ジトリゴナルジピラミダルクラス（ｄｉｔｒｉｇｏｎａｌ ｄｉｐｙｒａｍｉｄａｌ ｃｌａｓｓ）の代表であり、六方晶のＰ６バー２Ｃ空間群（＃１９０）を有し、他の新たに特定された六方晶の相は、ジヘキサゴナルピラミダルクラス（ｄｉｈｅｘａｇｏｎａｌ ｐｙｒａｍｉｄａｌ ｃｌａｓｓ）の代表であり、六方晶のＰ６_３ｍｃ空間群（＃１８６）を有する。ジトリゴナルジピラミダル相は、シリコン系相、もしかすると、化学量論における追加の合金化元素の存在によって安定化され得る、これまでに知られていないＳｉ−Ｂ相である可能性が高いことが、小さな結晶の単位格子のサイズに基づいて理論化される。また、ピーク強度の比に基づいて、（００２）平面からの回折強度が予想されたものより非常に高く、（１０３）平面及び（１１２）平面からの回折強度が非常に低いことから、ジヘキサゴナルピラミダルは、特定の方向の関係性によって形成していることがあるように見えることを留意すべきである。ピーク強度の比に基づいて、熱処理の大きな違いの内の一つは、多数のジトリゴナルジピラミダル六方晶の相の生成であるように見える。

合金５１のプレートの構造的特徴をより詳細に調査するために、高解像度透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）が利用された。ＴＥＭサンプルを作製するために、試験片は、鋳放しされた、ＨＩＰが行われた、及び、ＨＩＰが行われた／熱処理されたプレートから切られ、その後、砕かれ、〜３０μｍから〜４０μｍの厚さまで研磨された。直径３ｍｍのディスクはその後、これらの研磨された薄いサンプルから打ち抜かれ、その後、ＴＥＭ観察のためにツインジェット電界研磨によって最終的に薄くされる。微細構造検査は、２００ｋＶで動作するＪＥＯＬ ＪＥＭ−２１００ＨＲ分析用透過型電子顕微鏡において実施された。

図１７では、鋳放しされた、ＨＩＰが行われた、及び、ＨＩＰが行われた／熱処理された状態における合金５１のプレートの微細構造のＴＥＭ像が示される。合金５１の鋳放しされたサンプルにおいて、樹状構造が、ＳＥＭによって明らかにされたように、形成される（図１３ａ）。デンドライトアームは、マトリックス粒子を構成し、一方で、図１７ａに示されるように、粒間領域は、モーダル構造体を形成する析出相を含む。これらの析出物は１μｍ未満であり、Ｘ線回折調査によっても確認されたように、Ｍ_２Ｂホウ化物相の特徴である破綻した構造を示す。ＨＩＰを行う処理の後、樹状の構造はサンプルにおいて観測され、サイズが２μｍまでの、より大きいＭ_２Ｂ析出物が、図１３ｂ及び図１７ｂにおけるＳＥＭ及びＴＥＭによって示されるように、サンプル容積において均一に分布している。これらのＭ_２Ｂ相は、主にＦｅ、及びいくらかのＭｎを含むが（Ｆｅ／Ｍｎの原子比率はおよそ９：１）、ＥＤＳ調査によって示されるように、Ｎｉ及びＳｉは少ない。ＨＩＰが行われたままのサンプルでは、マトリックスは、いくつかの欠陥を備えた粒子が見られ得る、アニールされた微細構造を示す。同時に、図１７ｂに示されるように、静的ナノ相微細化がマトリックスにおいて、特に析出相の近くで生じる。熱処理サイクルの後、静的ナノ相微細化は、より高いレベルへと続き、図１７ｃに示されるように、〜２００ｎｍのサイズの、より微細化された粒子を形成し、一方で、Ｍ_２Ｂホウ化物相は、サイズの著しい変化を示さない。また、追加のナノスケールの析出物が、熱処理後の合金５１におけるＴＥＭによって見いだされた。大部分が〜１０ｎｍのサイズである微細な析出物が、マトリックス粒子において形成された。これらのナノスケールの析出物は、熱処理プロセスの間に形成される、Ｘ線分析によって検出された新しい六方晶の相である可能性が高い。それらの極めて小さなサイズに起因して、静的ナノ相微細化、及び構造的欠陥が、電子ビームによって激しく干渉しない場所においてＴＥＭによって、ナノ析出物は、より良く観測される。言い換えると、静的ナノ相微細化が支配的な場所では、それらの存在にも関わらず、ナノ析出物は、微細化された粒子、及びそれらの境界によって隠され得る。モーダル構造体（構造体＃１）において形成されるホウ化物相と比較して、ナノ析出物はより小さく、しかしまた、追加の歪み硬化を提供するであろう転位のピニングのために好意的に、マトリックス粒子において均一に分散される。

事例＃３：クラス３合金における構造発達
表３における合金化学量論によると、合金６は、クラス３合金が高純度の元素の原料から検量されたことを示す。合金６は、非常に高い強度特徴を備えたクラス３の挙動を示したことが留意されるべきである。結果としての分量は、４つの３５ｇのインゴットにアーク溶解され、回転され、数回再溶解され、均一性を確保した。その後、結果として得られるインゴットは、再溶解され、同一の処理条件下で、６５ｍｍ、７５ｍｍ、厚さ１．８ｍｍの公称寸法を備えた３つのプレートへと鋳造された。その後、プレートの内の二つは、１１００℃で１時間の間、ＨＩＰが行われた。その後、ＨＩＰが行われたプレートの内の一つは、続いて、７００℃で１時間の間熱処理され、室温へとゆっくり冷却された（総時間６７０分）。鋳放しされた、ＨＩＰが行われた、及び、ＨＩＰが行われた／熱処理された状態におけるプレートは、その後、ワイヤーＥＤＭを用いて切られ、引張試験、ＳＥＭ顕微鏡、ＴＥＭ顕微鏡、及びＸ線回折を含む様々な検査のためのサンプルを製造した。

合金６のプレートから切り出されたサンプルは、段階的に０．０２μｍ粗さ（ｇｒｉｔ）まで金属組織的に研磨され、透過型電子顕微鏡（ＳＥＭ）分析のための滑らかなサンプルを確保した。ＳＥＭは、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃによって製造された３０ｋＶの最大動作電圧を備えるＺｅｉｓｓ ＥＶＯ−ＭＡ１０モデルを用いて実施された。鋳放しされた、ＨＩＰが行われた、及び、ＨＩＰが行われ且つ熱処理された条件におけるプレートの微細構造の実施例のＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真は、図１８から図２０に示される。

クラス２合金と同様に、クラス３合金からの鋳放しされたサンプルにおいて、微細構造は、二つの基本的な構成要素、つまり、図１８においてＡ及びＢによってマークされるような、マトリックスデンドライト粒子、及び粒間領域を含む。複数の樹上のアームは、孤立したマトリックス粒子を形成し、一方で、他のものは、デンドライトの形態の一部として残る。大部分のマトリックス粒子は、５μｍから１０μｍの範囲である。マトリックス粒子を囲む粒間の構成要素は、不規則な形状であるように見え、連続的なネットワーク構造を形成する。粒間の相の領域が、ＴＥＭによって明らかにされ得る非常に微細な析出物から構成されることを、詳細な検査は示す。モーダル構造体＃１は、合金の凝固で形成された。図１９は、ＨＩＰが行われる後での合金６のプレートの後方散乱ＳＥＭ像を示す。示されるように、ＨＩＰが行われたままのサンプルの微細構造は、鋳放しされたプレートのものから劇的に変化する。樹状の構造は、ＨＩＰサイクルの間に均質化される。結果として、樹状のマトリックス粒子は消滅し、析出物は、ＨＩＰが行われたプレートにおいて均一に分布する。析出物のサイズは、５０ｎｍから２．５μｍまでの範囲であり、複雑なホウ化物相であると考えられる。さらなる構造の詳細は、以下で説明されるＴＥＭ調査で明らかにされた。熱処理の後、ホウ化物析出物はそのままであるが、ＨＩＰサイクル及び熱処理後のプレートのサンプルの後方散乱ＳＥＭ像を示す図２０において示されるように、マトリックスは大きな変化を示す。ＨＩＰを行うことで形成された大きな析出物は、同様のサイズ及び形状を保つ一方で、多数の微細な析出物が形成された。加えて、固有の微細構造が、交互のラメラを示すマトリックスにおいて見出され得る。図２１では、化学的にエッチングされた合金６のサンプルの後方散乱ＳＥＭ像が示される。交互の明るい／暗いラメラが非常に明らかであり、両方のタイプの相は、１μｍ未満の幅である。ラメラは、局所的な領域において特定の方向を好むように見えるが、サンプル表面全体においてランダムである。そのため、双ロール、又は薄スラブ鋳物製造でのシート製造を真似る、鋳造されたプレートの熱機械的処理の後で、ラメラナノモーダル構造体＃３の形成が合金６において生じた。

合金６のプレート構造のさらなる詳細が、Ｘ線回折を用いて明らかにされる。Ｘ線回折は、ＣｕのＫαＸ線管を備えるパナリティカル製Ｘ’Ｐｅｒｔ ＭＰＤ回折計を用いて実施され、４０ｍＡのフィラメント電流によって４５ｋＶで動作された。スキャンは、装置のゼロ角度シフトに関して調節するために組み込まれたシリコンを備え、２５°から９５°２θまで、０．０１°のステップサイズで実施された。その後、結果として得られるスキャンは、Ｓｉｒｏｑｕａｎｔソフトウェアを用いたリートベルト解析を用いて、続いて分析された。図２２から図２４では、Ｘ線回折スキャンが示され、鋳放しされた、ＨＩＰが行われた、及び、ＨＩＰが行われた／熱処理された条件における合金６のプレートに関して、測定された／実験的なパターン、及びリードベルトの緻密なパターンをそれぞれ含む。分かるように、実験データの優れた一致がすべての場合において得られた。見出された固有の相、それらの空間群、及び格子定数を含むＸ線パターンの分析が、表１３に示される。

鋳放しされたプレート、及び（１１００℃で１時間）ＨＩＰが行われたプレートにおいて、二つの相、立方晶のα−Ｆｅ（フェライト）、及び、Ｍ_２Ｂ_１の化学量論を備えた複雑に混合された遷移金属ホウ化物相、が特定された。特定された相の格子定数は、純粋な相に関して見出されたものと異なり、合金化元素の分解を明確に示していることを留意すべきである。例えば、α―Ｆｅは、ａ＝２．８６６Åに等しい格子定数を示し、Ｆｅ_２Ｂ_１の純粋な相は、ａ＝５．０９９Å、及びｃ＝４．２４０Åに等しい格子定数を示すであろう。これは、新しい相の存在を示さず、しかし、構造の均質化を示すＳＥＭ調査と一致する。表１３に見られ得るように、熱処理（７００℃で室温まで徐冷（総時間６７０分））の後、格子定数は合金元素の再分配及び拡散を示して変化するが、α―Ｆｅ（フェライト）、及びＭ_２Ｂ_１相はすべて存在する。加えて、（（ａ＝３．５７５Å）での純粋な相のものよりわずかに大きい、ａ＝３．５７７Åの格子定数をそれは示すため、純粋な相ではない）γーＦｅ、及び新しく特定された六方晶の相は、ジヘキサゴナルピラミダルクラスの代表であり、六方晶のＰ６_３ｍｃ空間群（＃１８６）を有し、Ｘ線回折パターンにおいて見出される。これらの新しい相の存在は、ＳＥＭ調査において見出される新しい析出物と一致し、ラスマトリックス構造体の形成に寄与する。

合金６のプレートの構造の詳細をより詳細に調査するために、高解像度透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）が利用された。ＴＥＭ試験片を作製するために、サンプルは、鋳放しされた、ＨＩＰが行われた、及びＨＩＰが行われた／熱処理されたプレートから切られた。その後、サンプルは砕かれ、３０μｍ〜４０μｍの厚さまで研磨された。直径３ｍｍのディスクが、これらの薄いサンプルから打ち抜かれ、最終的な薄化が、メタノール溶液における３０％のＨＮＯ_３を用いたツインジェット電解研磨によって実施された。作製された試験片は、２００ｋＶで動作されるＪＥＯＬ ＪＥＭ−２１００ＨＲ分析用透過型電位顕微鏡（ＴＥＭ）において調査された。

ＴＥＭ分析が、粒間領域、及びマトリックス粒子の両方で実施された。図２５ａに示されるように、（図１８における領域Ｂに相当する）粒間領域は、数マイクロメートルのサイズの微細な析出物を含み、鋳放しされたサンプルにおいてマトリックス粒子の周りに連続的な“ネットワーク”を形成し、以前にＳＥＭにおいて観測されたモーダル構造体＃１の形成を裏付けている。図２５ｂにおける詳細なＴＥＭは、析出物が不規則な形状を示すことを示す。析出物のサイズは、ほとんど５００ｎｍ未満であり、不規則な析出物が、マトリックスに埋め込まれているように見える。図２５ｃは、マトリックス粒子の微細構造を示す。ＳＥＭ分析においてマトリックス粒子は、均一のコントラストを示すが、ＴＥＭは、複数の特定の方向に沿って配列されるラス組織を明らかにし、配向されたラスは、不連続な特徴を有するように見える、より微細なサブ構造から構成される。合金６では、モーダルラス相構造体＃２が、双ロール、又は薄スラブ鋳物製造の段落１に関連する、大きなデンドライトの内部の凝固で直接形成した。

図２６は、１１００℃で１時間のＨＩＰサイクル後の合金６のサンプルのＴＥＭ像を示す。図１９におけるＳＥＭ分析と一致して、ＴＥＭは、鋳放しされたサンプルにおける樹上の構造が、ＨＩＰサイクルの間に均質化されることを明らかにする。結果として、粒間領域、及び樹上のマトリックス粒子は、サンプルにおいて検出されない。代わりに、図２６ａに示されるように、析出物が均一に形成する。析出物のサイズは、５０ｎｍから２．５μｍまでの範囲である。加えて、ラス組織が、マトリックスにおいて見出された。細長いラスは、局所的に特定の方向に配向されるが、全体的にはランダムに見える。図２６ｂは、析出物の周りのラス組織領域の詳細な構造を示す。詳細な検査は、ラスがより小さなブロックから構成されることを示し、それらの多くは、数百ナノメートルである。図２６ｃは、図２６ｂで示される領域の暗視野像である。粒子形状は不規則であるが、粒子を表している明るい領域が、１００ｎｍから５００ｎｍのサイズの範囲であるように見ることができる。合金６におけるモーダルラス相構造体＃２は、プロセスを介した追加の均質化によってＨＩＰサイクルを介して安定であった。

熱処理の間、ホウ化物析出物は、わずかに成長するが、マトリックスにおけるラス組織は、大きな変化を経験する。図２７は、ＨＩＰが行われた、及び熱処理後のサンプルのＴＥＭ像を示す。ＨＩＰが行われた微細構造から受け継がれた析出物を除いて、固有の構造が形成され、交互の明るい／暗いラメラから構成される。明るいラメラは、図２１における灰色の相に相当し、暗いラメラは、ＥＤＳデータに基づいて図２１における白い相に相当する。ラメラの幅は、５００ｎｍ未満である。図２７では、明るいラメラと暗いラメラとの間のコントラストは、それらの厚さの違いに起因する。合金６におけるラメラナノモーダル構造体＃３の形成は、熱機械的処理の後で明らかにはっきりとわかる。

事例＃４：クラス２合金における引張特性、及び構造変化
この用途において製造された鋼板の引張特性は、特定の構造、及び、プレートが経験する特定の処理条件に敏感であろう。図２８では、クラス２鋼を表している合金５１のプレートの引張特性が、鋳放しされた、ＨＩＰが行われた（１１００℃で１時間）、及び、ＨＩＰが行われた（１１００℃で１時間）／熱処理された（７００℃で１時間、空気冷却）条件において示される。分かるように、鋳放しされたプレートは、脆弱な挙動を示す一方で、ＨＩＰが行われた、及びＨＩＰが行われた／熱処理されたサンプルは、高い延性での高い強度を示した。この特性の改善は、事例＃２において以前に説明されたような、ＨＩＰが行われた、又はＨＩＰが行われた／熱処理されたプレートのモーダル構造体において生じている微細構造変化、及び、ＨＩＰが行われたプレートにおけるマクロ欠陥の減少の両方に起因し得る。加えて、引張試験の間の応力の印加の間、構造変化が生じて高強度ナノモーダル構造体の形成につながることが示されるであろう。

合金５１の引張ゲージ、及びグリップセクションから切り出されたサンプルは、段階的に０．０２μｍの粗さへと金属的に研磨されて、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）分析のための滑らかなサンプルを確保した。ＳＥＭは、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃによって製造された、３０ｋＶの最大動作電圧を備えたＺｅｉｓｓ ＥＶＯ−ＭＡ１０モデルを用いて行われた。実施例の、引張ゲージセクション、及びグリップセクションからのＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真は、図２９に示される。引張変形の前後で、ホウ化物相は同様のサイズ、及び分布のままであり、一方で、変形は主にマトリックスによって実施される。新しい相形成等の大きな微細構造変化がマトリックスにおいて生じるが、ＳＥＭによって詳細は観測できず、そのためにＴＥＭが利用される。

１１００℃で１時間ＨＩＰが行われ、且つ７００℃で１時間熱処理されて空気冷却された合金５１のプレートに関して、追加の構造の詳細が、変形していないプレートのサンプル、及び変形した引張試験片のゲージセクションの両方の上で実施されたＸ線回折を用いることで得られた。Ｘ線回折は具体的には、ＣｕのＫαＸ線管を備えるパナリティカル製Ｘ’Ｐｅｒｔ ＭＰＤ回折計を用いて行われ、４０ｍＡのフィラメント電流によって４５ｋＶで動作された。スキャンは、装置のゼロ角度シフトに関して調節するために組み込まれたシリコンを備え、２５°から９５°２θまで、０．０１°のステップサイズで実施された。図３０では、Ｘ線回折パターンが、プレートから切られた引張試験が行われた試料片のゲージセクション、及び変形していないプレート条件の両方において、１１００℃で１時間ＨＩＰが行われ、且つ７００℃で１時間熱処理されて空気冷却された合金５１のプレートに関して示される。容易にわかるように、Ｘ線パターンにおいて新しいピークによって示されるような、新しい相形成による変形の間に生じる著しい構造変化がある。ピークシフトは、合金化元素の再分配が、両方のサンプルにおいて存在する相の間で生じていることを示す。

変形した合金５１の引張試験が行われた（１１００℃で１時間ＨＩＰが行われ、且つ７００℃で１時間の熱処理がされて空気冷却された）試料片に関するＸ線パターンは、続いて、Ｓｉｒｏｑｕａｎｔソフトウェアを用いたリートベルト解析を用いて分析された。図３１に示されるように、測定されたパターンと計算されたパターンとの間でほぼ一致することが見出された。表１４では、合金５１の変形していないプレートにおいて、及び、引張試験片のゲージセクションにおいて特定された相が比較される。分かるように、格子定数の変化が、これらの相に溶けた溶質元素の量が変化したことを示すが、γーＦｅ、及びＭ_２Ｂ_１、ジトリゴナルピラミダル六方晶の相、及びジヘキサゴナルピラミダル六方晶の相が、引張試験の前後でプレートにおいて見出される。表１４に示されるように、変形後、一つの新しい相が生成され、名目上は化学量論Ｍ_３Ｓｉを備える面心立方の相である。加えて、強度比に基づいて、六方晶、具体的にはジトリゴナルジピラミダル相の総量が、変形の間に著しく増加したように見える。変形していないプレート、及び引張試験が行われた試料片のリートベルト解析は、Ｍ_２Ｂ相含有量の体積分率が、ピーク強度変化に従って増加することを示す。これは、相変態が印加された応力の下での元素再分配によって引き起こされることを示すであろう。

引張変形によって引き起こされる合金５１のプレートの構造変化を調査するために、高解像度透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）が利用された。ＴＥＭサンプルを作製するために、それらは、引張試験が行われた試験片のゲージセクションから切り出され、３０μｍから４０μｍの厚さに研磨された。ディスクは、これらの研磨された薄いサンプルから打ち抜かれ、その後、ＴＥＭ観察のためにツインジェット電解研磨によって最終的に薄くされた。これらの試験片は、２００ｋＶで動作されるＪＥＯＬ ＪＥＭ−２１００ＨＲ分析用透過型電子顕微鏡において調査された。

図３２では、引張変形前後での、ＨＩＰが行われた条件における合金５１のプレートのゲージセクションの微細構造が示される。変形していないサンプルでは、微細化された粒子が、ＨＩＰが行われ、且つ熱処理の間の静的ナノ相微細化の結果として見出され得る（図３２ａ）。引張試験後、粒子の微細化が、応力誘起相変態、つまり、動的ナノ相強化メカニズムを介して生じた。微細化された粒子は、典型的には１００ｎｍ〜３００ｎｍのサイズである。同時に、転位が、歪み硬化に大きく寄与することが見出される。図３３ａに示されるように、ＨＩＰを行うこと、及び熱処理後のサンプルにおいて、マトリックス粒子は、高い温度のアニーリング効果のために転位が比較的ない。しかし、多数のナノ析出物が、熱処理の間にマトリックス粒子において形成される。これらの析出物は、極めて微細であり、ほぼ１０ｎｍのサイズであり、マトリックスにおいて均一に分散する。引張試験の後、析出物によってピン止めされた高密度の転位が、マトリックス粒子において観測された（図３３ｂ）。加えて、さらに微細な析出物が、引張試験後にマトリックス粒子の中に現れ（すなわち、動的ナノ相形成）、図３３ｂに示されるように、試験の間に転位ピニングのための追加のサイトを提供する。大規模な変形が生じ得る粒間領域における高い局所的な応力を考慮すると、新しい六方晶の相が、微細化された粒子、及び界面において形成する。

ＴＥＭによって観測される非常に微細な析出物は、熱処理によって、及び変形によって生成され、Ｘ線回折によって特定される新しい六方晶の相を含むであろう（上記セクションを参照）。析出物によるピニング効果によって、引張変形の間での粒子格子のミスオリエンテーション（ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）を増加させる転位蓄積のため、マトリックス粒子は、より高いレベルへと微細化される。変形で誘起されるナノスケールの相形成が合金５１のプレートにおける硬化に寄与し得る一方で、合金５１の加工硬化は、析出物による転位ピニングを含む、転位に基づいたメカニズムによって強化される。

示されたように、合金５１のプレートは、鋳放しされた状態における構造体＃１モーダル構造体（段階＃１）を示した（図１７ａ）。この材料において高い延性を備えた高い強度は、ＨＩＰサイクル後に測定され（図２８）、静的ナノ相微細化（段階＃２）、及び、変形前の材料におけるナノモーダル構造体の形成（段階＃３）をもたらす。また、引張変形の間の合金５１の歪み硬化挙動は、高強度ナノモーダル構造体の生成（段階＃５）が続く、メカニズム＃２の動的ナノ相強化（段階＃４）に相当する粒子の微細化によって寄与される。追加の硬化は、新しく形成された粒子における転位−ピニングメカニズムによって生じ得る。合金５１のプレートは、高い強度での高い延性につながる、高強度ナノモーダル構造体形成を備えたクラス２鋼の実施例である。

事例＃５：クラス３合金における引張特性、及び構造変化
この用途において製造された鋼板の引張特性は、特定の構造、及び、プレートが経験する特定の処理条件に敏感であろう。図３４では、クラス３鋼を表す合金６のプレートの引張特性が、鋳放しされた、ＨＩＰが行われた（１１００℃で１時間）、及び、ＨＩＰが行われた（１１００℃で１時間）／熱処理された（７００℃まで加熱され、室温までゆっくり冷却され、総時間が６７０分）条件において示される。分かるように、鋳放しされたプレートは、最も低い強度、及び延性を示す（曲線ａ、図３４）。ＨＩＰサイクル（曲線ｂ、図３４）、及び追加の熱処理後の合金において達成された高い強度は、延性の著しい増加につながる（曲線ｃ、図３４）。これらの特性変化は、ＨＩＰが行われたプレートにおけるマクロ欠陥の減少、並びに、所望のラメラナノモーダル構造体＃３の形成に向かう、ＨＩＰサイクル及び追加の熱処理の間に凝固でのこの合金において生成されるモーダルラス相構造体＃２において生じる微細な構造変化、の両方に寄与され得る。加えて、引張試験の間での応力の印加の間、追加の構造変化が、以下に示されることになるように生じる。

１１００℃で１時間の間ＨＩＰが行われた合金６のプレートに関して、追加の構造の詳細が、変形していないプレートサンプル、及び、変形した引張試験片のゲージセクションの両方で実施されたＸ線回折を用いることによって得られた。Ｘ線回折は、具体的には、ＣｕのＫαＸ線管を備えるパナリティカル製Ｘ’Ｐｅｒｔ ＭＰＤ回折計を用いて行われ、４０ｍＡのフィラメント電流によって４５ｋＶで動作された。スキャンは、装置のゼロ角度シフトに関して調節するために組み込まれたシリコンを備え、２５°から９５°２θまで、０．０１°のステップサイズで実施された。図３５では、Ｘ線回折パターンは、変形していないプレート条件、及び、プレートから切られた、引張試験が行われた試料片のゲージセクションの両方において、１１００℃で１時間の間ＨＩＰが行われた合金６のプレートに関して示される。容易に分かるように、Ｘ線パターンにおける新しいピークによって示されるように形成する新しい相による変形の間に生じる著しい構造変化が存在する。加えて、ピークシフトは、合金化元素の再分配が両方のサンプルにおいて存在する相の間で生じていることを示す。

合金６の引張試験が行われた試料片（１１００℃で１時間、ＨＩＰが行われた）に関するＸ線パターンが、続いて、Ｓｉｒｏｑｕａｎｔソフトウェアを用いたリートベルト解析を用いて分析された。図３６に示されるように、測定されたパターンと計算されたパターンとの間でほぼ一致することが見出された。表１５では、合金６の変形していないプレートにおいて、及び引張試験片のゲージセクションにおいて特定された相が比較される。分かるように、格子定数が変化して、これらの相において溶けた溶質元素の量が変化したことを示すが、α―Ｆｅ及びＭ_２Ｂ_１相は、引張試験の前後でプレートに存在する。加えて、変形していない合金６のプレートに存在しているγ―Ｆｅは、引張試験が行われた試料片のゲージセクションにもはや存在せず、相変態が起こったことを示す。表１５に示されるように、変形後、二つの新しいこれまでにしられていない六方晶の相が特定された。一つの六方晶の相はジトリゴナルピラミダルクラスの代表であり、六方晶のＰ６バー２Ｃ空間群（＃１９０）を有し、記載された回折面を備える計算された回折パターンが図３７において示される。この相がシリコン系相、もしかするとこれまで知られていないＳｉ−Ｂ相である可能性が高いことは、小さな結晶単位格子サイズに基づいて理論化される。他の新たに特定された六方晶の相は、ジヘキサゴナルピラミダルクラスの代表であり、六方晶のＰ６_３ｍｃ空間群（＃１８６）を有し、記載された回折面を備える計算された回折パターンは、図３８に示される。また、少なくとも一つの追加の知られていない相がさらに特定され、２９．２°、及びもしかすると４７．０°で主なピークを有することを留意すべきである。

引張試験の間に生じている構造変化に着目するために、１１００℃で１時間の間ＨＩＰが行われ、且つ７００℃で６０分間熱処理されてゆっくりと炉で冷却された合金６のプレートは、ＴＥＭによって調査された。ＴＥＭ試験片は、変形していない状態、及び破綻までの引張試験後の両方において、ＨＩＰが行われ、且つ熱処理されたプレートから作製された。ＴＥＭ試験片は、まずは機械的破砕／研磨によって、その後電気化学的な研磨によって、プレートから作製された。変形した引張試験片のＴＥＭ試験片は、ゲージセクションから直接切られ、その後、変形していないプレート試験片と類似の方法で作製された。これらの試験片は、２００ｋＶで動作されるＪＥＯＬ ＪＥＭ−２１００ＨＲ分析用透過型電子顕微鏡において調査された。

図３９は、引張試験前後での、合金６の微細構造のＴＥＭ像を示す。サンプルは、１１００℃で１時間の間のＨＩＰサイクル、及び、ゆっくりと炉が冷却される７００℃での熱処理を受けた。引張の前、ラメラナノモーダル構造体＃２の交互の明るい／暗いバンドは、非常に明確であり、はっきりとしたコントラストであり、明るいバンド領域は、ほとんど欠陥がなくきれいである（図３９ａ）。引張試験の後、転位のような欠陥が見出され得、複数の微細な析出物が明るい領域において観測された（図３９ｂ）。変化は、暗いラメラにおいても起き、非常に小さな析出物が、これらのラメラにおいて見出され得る（図３９ｂ）。合金６のプレートは、非常に高い強度特性につながる、高強度ラメラナノモーダル構造体形成を備えたクラス３鋼の実施例である。

事例＃６：合金の機械的挙動での合金化効果
高純度元素を用いて、合金１７及び合金２７の３５ｇの合金原料が、表３に提供された原子比率に従って検量された。これら二つの合金の間の唯一の違いは合金１７においてＮｉの２分の１が、合金２７においてＭｎによって置換されることである。その後、原材料はアーク溶解システムの銅炉床の中に配された。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク溶解された。インゴットは複数回回転され、再溶解されて、均一性を確保した。その後、結果として得られたインゴットはＰＶＣチャンバーに配され、ＲＦ誘導を用いて融解され、厚さ１．８ｍｍで３×４インチのプレートを鋳造するために設計された銅金型の上へと押し出された。合金１７及び合金２７から結果として得られるプレートは、直径４インチ、高さ５インチのサイズの炉チャンバーを備え、モリブデン炉を備えたＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５マシンを用いて、（１１００℃で１時間の）ＨＩＰサイクルＣを受けた。プレートは、１１００℃の目標温度に達するまで１０℃／分で加熱され、３０ｋｓｉの静水圧に対して１時間の間晒された。ＨＩＰサイクルの後、プレートは、７００℃で１時間熱処理され、空気冷却された。引張試験片は、処理されたプレートから切られた。

引張試験は、インストロンのブルーヒル制御装置、及び分析ソフトウェアを利用して、インストロン機械的試験フレーム（モデル３３６９）上で行われた。全ての試験は、リッジされて固定された下部治具、及び上部治具に取り付けられたロードセルと共に動く上部治具を備えた変位制御装置において室温で実施された。両方の合金に関する代表的な曲線は図４０に示される。分かるように、合金１７の機械的応答は、合金２７においてＭｎによるＮｉの置換の場合に劇的に変化し、クラス３の挙動からクラス２への遷移にそれぞれつながった。機械的応答のこのような変化は、鋳造での合金における構造形成における違いに関連し、変形前の後処理はＭｎの存在によって影響される。

引張試験後の両合金からのサンプルは、ＳＥＭによって調査された。サンプルはゲージセクションから切られ、その後、段階的に０．０２μｍの粗さまで金属的に研磨されて、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）分析のための滑らかなサンプルを確保した。ＳＥＭは、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃによって製造された３０ｋＶの最大動作電圧を備えるＺｅｉｓｓ ＥＶＯ−ＭＡ１０モデルを用いて行われた。サンプルの微細構造のＳＥＭ後方散乱像は、合金１７及び合金２７に関して、図４１及び図４２においてそれぞれ示される。

合金１７のサンプルでは、暗いホウ化物ピニング相（ほとんど直径１μｍ〜２μｍ）が、マトリックスにおいて均一に分散している（図４１）。ホウ化物相以外、マトリックスにおける適切な微細構造は、ＳＥＭによってほとんど見えないことがある。Ｍｎを含む合金２７のサンプルでは、ホウ化物相は、合金１７におけるようなものと同様のサイズを有し、また、マトリックスにおいて均一に分散している（図４２）。しかしながら、合金１７のマトリックスにおいて見られない明確な構造的特徴が、合金２７のマトリックスにおいて見られ得る。ＭｎによるＮｉの置換の結果としての、合金２７における異なる構造の形成は、変形時の大規模な相変態プロセスを備えた、合金の機械的挙動のクラス３からクラス２への変化につながる。

事例＃７ 遷移挙動を備える非ステンレス合金。

表３の合金化学量論に従って、合金２、合金５及び合金５２は、高純度の元素の原料から検量された。結果として得られた分量は、４つの３５グラムのインゴットへとアーク溶解され、回転され、数回再溶解されて、均一性を確保した。その後、結果として得られたインゴットは再溶解され、同一の処理条件の下で、６５ｍｍ、７５ｍｍ、厚さ１．８ｍｍの公称寸法によって、各合金に関して２つのプレートへと鋳造された。結果として得られるプレートは、ＨＩＰサイクル、続いて熱処理を受けた。各合金に関して対応するＨＩＰサイクル及び熱処理は、表１６に記載される。空気冷却の場合、試験片は目標時間の間目標温度で保持され、炉から取り出され、空気中で冷却された。遅い冷却の場合、試験片は、目標温度まで加熱され、その後、１℃／分の冷却速度で炉と共に冷却された。

引張試験片は、インストロンの機械的試験フレーム（モデル３３６９）上で張力の試験がされた各プレートから切り出された。異なるアニーリング後の合金２、合金５、及び合金５２に関する引張応力ー歪み曲線が図４３から図４５に示される。分かるように、３つ全ての合金は、室温へのゆっくりした冷却を伴う熱処理の場合においてクラス２の挙動を示し（図４３から図４５における曲線ｂ）、一方で、室温への空気冷却を伴う熱処理後の同一の合金からのプレートは、クラス３の挙動を示す（図４３から図４５における曲線ａ）。これらの結果は、新しい非ステンレス鋼合金における挙動のクラスが、合金の化学的性質のみでなく、熱機械的処理の履歴に依存することを示す。

事例＃８：選択された合金の弾性率
拡張されたグリップ領域を備える修正された引張試験片を用いて、弾性率は、異なる条件において、表１７に記載された選択された合金に関して測定された。表１７における弾性率は、５つの個別の測定の平均値として報告される。分かるように、係数値は、合金の化学的性質、及び熱機械的処理に応じて、１９２ＧＰａから２０１ＧＰａまでの範囲で変動する。

事例＃９：クラス２合金における歪み硬化挙動
高純度元素を用いて、クラス２鋼を示す合金５１の３５ｇの合金原料は、表３に提供された原子比率に従って検量された。その後、原材料はアーク溶解システムの銅炉床の中に配された。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク溶解された。インゴットは数回回転され、再溶解されて均一性を確保した。その後、結果として得られるインゴットは、ＰＶＣチャンバーに配され、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、１．８ｍｍの厚さの３×４インチプレートを鋳造するために設計された銅金型上へと押し出された。結果として得られるプレートは、直径４インチ、高さ５インチのサイズの炉チャンバーを備え、モリブデン炉を備えたＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５マシンを用いて、１１００℃で１時間のＨＩＰサイクルを受けた。プレートは、目標温度に達するまで、１０℃／分で加熱され、特定の時間の間、ガス圧力に晒された。

引張試験片は、７００℃で１時間アニールされて空気冷却された選択された合金からのプレートから切り出された。アニールされた試験片は、インストロンのブルーヒル制御装置及び分析ソフトウェアを利用した試験の間に歪み（ｓｔｒａｉｎｉｎｇ）の関数として歪み硬化係数（ｎ）の値を記録することによって、インストロンの機械的試験フレーム（モデル３３６９）で張力の試験がされた。結果は、図４６ａにまとめられ、歪み硬化係数の値は、試料の全伸びのパーセンテージとして、対応する塑性変形に対してプロットされる。分かるように、合金は、約１２％の伸び値で非常に高い歪み硬化を示し、続いて、試料の破綻まで減少する歪み硬化係数の値を示した。このプレートサンプルは、高強度／高い延性の組み合わせ（図４６ｂ）を有し、クラス２鋼を意味する。クラス２合金における歪みの下での相変態は、硬化処理に寄与する連続的なプロセスである。この相変態は、高強度ナノモーダル構造体の形成につながる動的ナノ相強化として特定される。そのため、歪み硬化指数は、１２％から２２％までの歪み範囲における合金に関して決定され、高い値の歪み硬化指数を備えたほとんど新しい高強度ナノモーダル構造体の変形に対応すると考えられる。

事例＃１０：クラス３合金における歪み硬化挙動
高純度元素を用いて、クラス３鋼を示す合金６の３５ｇの合金原料は、表３に提供される原子比率に従って検量された。その後、原材料は、アーク溶解システムの銅炉床の中に配された。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク溶解された。インゴットは数回回転され、再溶解されて均一性を確保した。その後、結果として得られたインゴットは、ＰＶＣチャンバーに配され、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、厚さ１．８ｍｍの３×４インチのプレートを鋳造するために設計された銅金型の上へと押し出された。結果として得られたプレートは、直径４インチ、高さ５インチのサイズの炉チャンバーを備え、モリブデン炉を備えたＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５マシンを用いて、１１００℃で１時間のＨＩＰサイクルを受けた。プレートは、目標温度に達するまで、１０℃／分で加熱され、特定の時間の間ガス圧力に晒された。７００℃で１時間アニールして、ゆっくり冷却することは、ＨＩＰサイクルの後でプレートに適用された。ゆっくりとした冷却の場合、試験片は、目標温度まで加熱され、その後、１℃／分の冷却速度で炉と共に冷却された。

引張試験片が、７００℃で１時間アニールされてゆっくりと冷却された選択された合金からのプレートから切り出された。アニールされた試験片は、インストロンのブルーヒル制御装置及び分析ソフトウェアを利用した試験の間、歪み硬化係数（ｎ）の値を記録することによって、インストロンの機械的試験フレーム（モデル３３６９）で張力の試験がされた。引張歪み（伸び）の歪み硬化係数の依存性は、図４７に示される。分かるように、約０．９の非常に高いｎの値は、降伏直後の試験の開始時での合金に関して測定された。この値は、試料の破綻まで試験が進行するにつれて徐々に減少するが、初期の降伏での高いｎ値は、均一な変形のための合金性能を示し、且つ、高強度合金における適度な延性を達成する合金となる。

事例＃１１：インクリメンタル歪みでのクラス２合金の挙動
高純度元素を用いて、クラス２鋼を示す合金５１の３５ｇの合金原料が、表３に提供される原子比率に従って検量された。その後、原材料は、アーク溶解システムの銅炉床へと配された。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク溶解された。インゴットは、数回回転され、再溶解されて、均一性を確保した。その後、結果として得られるインゴットは、ＰＶＣチャンバーへと配され、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、厚さ１．８ｍｍの３×４インチプレートを鋳造するために設計された銅金型上へと押し出された。

結果として得られる合金５１からのプレートは、直径４インチ、高さ５インチのサイズの炉チャンバーを備え、モリブデン炉を備えるＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５マシンを用いて、１１００℃で１時間のＨＩＰサイクルを受けた。プレートは、目標温度に達するまで、１０℃／分で加熱され、機械の中で室温へと冷却される前に、ガス圧力に１時間晒された。

引張試験片は、８５０℃で１時間アニールされて、空気冷却されたプレートから切り出された。インクリメンタル引張試験は、インストロンのブルーヒル（Ｂｌｕｅｈｉｌｌ）制御装置及び分析ソフトウェアを利用して、インストロンの機械的試験フレーム（モデル３３６９）上で行われた。全ての試験は、リッジされて固定された下部治具、及び、ロードセルが上部治具に取り付けられつつ動く上部治具を備えた変位制御装置において室温で実施された。それぞれの負荷−除荷サイクルは、約３％のインクリメンタル歪みで行われた。結果として得られる応力ー歪み曲線は図４８に示される。分かるように、クラス２合金は、それぞれの負荷−除荷サイクルで強化を示し、各サイクルでの変形の間での合金における動的ナノ相強化を裏付けた。降伏応力は、初期歪みでの４１０ＭＰａから、最終的な歪みでの１４００ＭＰａ超へと増加する。

事例＃１２：インクリメンタル歪みでのクラス３合金の挙動
高純度元素を用いて、クラス３鋼を示す合金６の３５ｇの合金原料は、表３に提供される原子比率に従って検量された。その後、原材料は、アーク溶解システムの銅炉床へと配された。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク溶解された。インゴットは、数回回転され、再溶解されて、均一性を確保した。その後、結果として得られるインゴットは、ＰＶＣチャンバーへと配され、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、厚さ１．８ｍｍの３×４インチプレートを鋳造するために設計された銅金型上へと押し出された。

結果として得られる合金からのプレートは、直径４インチ、高さ５インチのサイズの炉チャンバーを備え、モリブデン炉を備えるＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５マシンを用いて、１１００℃で１時間のＨＩＰサイクルを受けた。プレートは、目標温度に達するまで、１０℃／分で加熱され、機械の中で室温へ冷却する前に、ガス圧力に１時間晒された。

引張試験片は、７００℃で１時間アニールされて、ゆっくり冷却された、選択された合金からのプレートから切り出された。インクリメンタル引張試験は、インストロンのブルーヒル（Ｂｌｕｅｈｉｌｌ）制御装置及び分析ソフトウェアを利用して、インストロンの機械的試験フレーム（モデル３３６９）上で行われた。全ての試験は、リッジされて固定された下部治具、及び、ロードセルが上部治具に取り付けられたまま動く上部治具を備えた変位制御装置において室温で実施された。それぞれの負荷−除荷サイクルは、約１％のインクリメンタル歪みで行われた。結果として得られる応力―歪み曲線は、図４９に示される。分かるように、合金６は、それぞれの負荷−除荷サイクルで強化を示し、各サイクルでの変形の間での合金における動的ナノ相強化を裏付けた。動的ナノ相強化の結果として、合金の降伏応力は、誘導された変形のレベルによって広い範囲で制御され得、プレート材料の実際の応用の可能性のある領域を広げる。

事例＃１３：クラス２合金の機械的挙動での予歪み効果
高純度元素を用いて、クラス２鋼を示す合金５１の３５ｇの合金原料は、表３に提供される原子比率に従って検量された。その後、原材料は、アーク溶解システムの銅炉床へと配された。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク溶解された。インゴットは、数回回転され、再溶解されて、均一性を確保した。その後、結果として得られるインゴットは、ＰＶＣチャンバーへと配され、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、厚さ１．８ｍｍの３×４インチプレートを鋳造するために設計された銅金型上へと押し出された。

結果として得られる合金５１からのプレートは、直径４インチ、高さ５インチのサイズの炉チャンバーを備え、モリブデン炉を備えるＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５マシンを用いて、ＨＩＰサイクルを受けた。プレートは、１１００℃の目標温度に達するまで、１０℃／分で加熱され、３０ｋｓｉの静水圧へと１時間の間晒された。

引張試験片は、８５０℃で１時間の間アニールされて空気冷却されたプレートから切り出された。引張試験は、インストロンのブルーヒルの制御装置、及び分析ソフトウェアを利用して、インストロンの機械的試験フレーム（モデル３３６９）で行われた。全ての試験は、リッジされて固定された下部治具、及び上部治具に取り付けられたロードセルと共に動く上部治具を備えた変位制御装置において室温で実施された。引張試験片は、１０％まで予め歪みせられ、続いて除荷され、その後、破綻まで再び試験された。結果として得られる応力―歪み曲線は、図５０に示される。分かるように、予歪み後の合金５１のプレートは、制限された延性（〜２．４％）を示したが、１２３８ＭＰａの高い極限強度、及び１０６５ＭＰａの高い降伏応力を示した。これらの高い強度特性は、高強度ナノモーダル構造体の形成による、歪みでの試料における動的ナノ相強化の結果である。

１０％までの予歪みの前後での試料における微細構造のＳＥＭ像は、図５１に示される。予歪みの前、微細構造は、マトリックスに均一に分散したＭ_２Ｂホウ化物相で特徴づけられる。分かるように、Ｍ_２Ｂホウ化物相は、直径〜２．５μｍ未満である。１０％の予歪みの後、Ｍ_２Ｂホウ化物相のサイズ及び分布は、明確な変化を示さない。加えて、固いホウ化物相は、歪みにかかわらず元も場所にとどまる。ホウ化物相の近傍での局所的な応力は、マトリックスにおける相変態を引き起こす。小さな亀裂がいくつかのＭ_２Ｂホウ化物相において発達するが、変形は、動的ナノ相強化によって支持されるマトリックスによって主に行われる。

事例＃１４：クラス３合金の機械的挙動上の予歪み効果
高純度元素を用いて、クラス３鋼を示す合金６の３５ｇの合金原料が、表３に提供される原子比率に従って検量された。その後、原材料は、アーク溶解システムの銅炉床へと配された。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク溶解された。インゴットは、数回回転され、再溶解されて、均一性を確保した。その後、結果として得られるインゴットは、ＰＶＣチャンバーへと配され、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、厚さ１．８ｍｍの３×４インチプレートを鋳造するために設計された銅金型上へと押し出された。

結果として得られる合金６からのプレートは、直径４インチ、高さ５インチのサイズの炉チャンバーを備え、モリブデン炉を備えるＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５マシンを用いて、（１１００℃で１時間の）ＨＩＰサイクルＣを受けた。プレートは、１１００℃の目標温度に達するまで、１０℃／分で加熱され、３０ｋｓｉの静水圧に１時間の間晒された。引張試験片は、処理されたプレートから切られた。

引張試験は、インストロンのブルーヒル制御装置、及び分析ソフトウェアを利用して、インストロンの機械的試験フレーム（モデル３３６９）で行われた。全ての試験は、リッジされて固定された下部治具、及び上部治具に取り付けられたロードセルと共に動く上部治具を備えた変位制御装置において室温で実施された。１１００℃で１時間のＨＩＰサイクル後の合金６の一つの試料は、破綻まで試験された。同一のプレートからの他の一つの試料は、３％まで予め歪まされ、除荷され、その後破綻まで再び試験された。結果として得られる応力ー歪み曲線は、図５２に示される。分かるように、予歪み後の合金６の試料は、変形していない試料と比較して非常に高い降伏応力を示し、変形時の合金における動的ナノ相強化プロセスを裏付けた。また、歪み硬化挙動は、劇的に変化し、予歪みで試料に形成された高強度ラメラナノモーダル構造体＃４での特性を示す。

事例＃１５：クラス２合金における特性回復でのアニーリング効果
高純度元素を用いて、クラス２鋼を示す３５ｇの合金５１の合金原料が、表３に提供される原子比率に従って検量された。その後、原材料は、アーク溶解システムの銅炉床へと配された。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク溶解された。インゴットは、数回回転され、再溶解されて、均一性を確保した。その後、結果として得られるインゴットは、ＰＶＣチャンバーへと配され、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、厚さ１．８ｍｍの３×４インチプレートを鋳造するために設計された銅金型上へと押し出された。

結果として得られる合金５１からのプレートは、直径４インチ、高さ５インチのサイズの炉チャンバーを備え、モリブデン炉を備えるＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５マシンを用いて、ＨＩＰサイクルを受けた。プレートは、１１００℃の目標温度に達するまで、１０℃／分で加熱され、３０ｋｓｉの静水圧に１時間晒された。引張試験は、インストロンのブルーヒル制御装置、及び分析ソフトウェアを利用して、インストロンの機械的試験フレーム（モデル３３６９）で行われた。全ての試験は、リッジされて固定された下部治具、及び上部治具に取り付けられたロードセルと共に動く上部治具を備えた変位制御装置において室温で実施された。１１００℃で１時間のＨＩＰサイクル後の合金５１の一つの試料は、破綻まで試験された。同一のプレートからの他の一つの試料は、１０％まで予め歪ませられ、除荷され、１１００℃で１時間アニールされ、その後破綻まで再び試験された。結果として得られる応力ー歪み曲線は、図５３に示される。分かるように、予歪み及びアニーリング後の合金５１のプレートは、アニールをしないものと比較して異なる挙動を示した（事例＃１３、図５０を参照）。予歪み後のアニーリングは、予歪みのない試験片のものと同様に、機械的応答によって合金５１のプレートにおける特性回復につながる。１０％までの予歪み、及び１１００℃で１時間のアニーリング後に破綻まで試験された（１１００℃で１時間ＨＩＰが行われ、７００℃で１時間熱処理されて空気冷却された）合金５１のプレートからの引張試験片のゲージセクションの微細構造のＳＥＭ像は、図５４に示される。Ｍ_２Ｂホウ化物相のわずかな成長を除いて、アニーリング後の微細構造は、図５１に示される予歪みの前後でのものと同様である。しかしながら、図５１ｂで示される予歪みの間で発達した小さな亀裂は、アニーリング後のホウ化物相において見出され得ない。それは、歪みでの構造変化がアニーリングによって元に戻るように見えることを示唆する。アニーリングによって元に戻った微細構造は、図５３に示される繰り返し可能な引張挙動によって支持される。

事例＃１６：クラス３合金における特性回復でのアニーリング効果
高純度元素を用いて、クラス３鋼を示す３５ｇの合金６の合金原料が、表３に提供される原子比率に従って検量された。その後、原材料は、アーク溶解システムの銅炉床へと配された。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク溶解された。インゴットは、数回回転され、再溶解されて、均一性を確保した。その後、結果として得られるインゴットは、ＰＶＣチャンバーへと配され、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、厚さ１．８ｍｍの３×４インチプレートを鋳造するために設計された銅金型上へと押し出された。

結果として得られる合金６からのプレートは、直径４インチ、高さ５インチのサイズの炉チャンバーを備え、モリブデン炉を備えるＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５マシンを用いて、ＨＩＰサイクルを受けた。プレートは、１１００℃の目標温度に達するまで、１０℃／分で加熱され、３０ｋｓｉの静水圧へと１時間晒された。引張試験片は、プレートから切られた。引張試験は、インストロンのブルーヒル制御装置、及び分析ソフトウェアを利用して、インストロン機械的試験フレーム（モデル３３６９）上で行われた。全ての試験は、リッジされて固定された下部治具、及び上部治具に取り付けられたロードセルと共に動く上部治具を備えた変位制御装置において室温で実施された。１１００℃で１時間のＨＩＰサイクルの後の合金６の一つの試料は、破綻まで試験された。同一のプレートからの他の一つの試料は、３％まで予め歪ませられ、除荷され、１１００℃で１時間アニールされ、その後、破綻まで再び試験された。結果として得られる応力ー歪み曲線は、図５５に示される。分かるように、予歪み、及びアニーリング後の合金６のプレートは、変形していない試料と比較して、同様の強度及び延性を示した。

３％までの予歪み、及び１１００℃で１時間のアニーリング後に破綻まで試験された（１１００℃で１時間ＨＩＰが行われ、７００℃で１時間熱処理されてゆっくり炉が冷却された）合金６のプレートからの引張試験片のゲージセクションの微細構造のＳＥＭ像は、図５６に示される。歪みでの構造変化（事例＃５を参照）は、アニーリングによって可逆であり、合金における特性回復を備えるように見え、変形での主な強化は、ラメラ粒子における転位強化によって引き起こされ、単にナノ析出物によって引き起こされるのではないことを示している。

事例＃１７：周期的変形からのクラス２合金における高い伸び
高純度元素を用いて、クラス２鋼を表す３５ｇの合金５１の合金原料が、表３に提供される原子比率に従って検量された。その後、原材料は、アーク溶解システムの銅炉床へと配された。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク溶解された。インゴットは、数回回転され、再溶解されて、均一性を確保した。その後、結果として得られるインゴットは、ＰＶＣチャンバーへと配され、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、厚さ１．８ｍｍの３×４インチプレートを鋳造するために設計された銅金型上へと押し出された。

結果として得られる合金５１からのプレートは、直径４インチ、高さ５インチのサイズの炉チャンバーを備え、モリブデン炉を備えるＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５マシンを用いて、ＨＩＰサイクルを受けた。プレートは、１１００℃の目標温度に達するまで、１０℃／分で加熱され、３０ｋｓｉの静水圧へと１時間晒された。

引張試験片は、８５０℃で１時間アニールされて空気冷却されたプレートから切り出された。引張試験は、インストロンのブルーヒル制御装置、及び分析ソフトウェアを利用して、インストロンの機械的試験フレーム（モデル３３６９）で行われた。全ての試験は、リッジされて固定された下部治具、及び上部治具に取り付けられたロードセルと共に動く上部治具を備えた変位制御装置において室温で実施された。試料は、１０％まで予め歪ませられ、続いて１１００℃で１時間アニールされた。その後、それは再び２度１０％まで変形され、続いて除荷され、１１００℃で１時間アニールされた。３ラウンド（ｒｏｕｎｄ）の、予歪みと破綻までの試験に関する引張曲線は、図５７に示される。強度の増加は、動的ナノ相強化の結果である、３ラウンドの予歪み後の試料において観測され、変形の間のアニーリングは、特性のただの部分的な回復につながる。最終的な試験での伸びは、同一条件における予歪み無しでの破綻まで試験された試料のものと比較して減少したが、３０％超の全伸びが歪み／アニーリングのラウンド（ｒｏｕｎｄ）を介して達成した。３ラウンドの、ラウンドの間のアニーリングによる１０％までの予歪みの後の試料の像は、図５８に示される。試料においてネッキング（ｎｅｃｋｉｎｇ）が観測されず、合金５１の均一な変形を裏付けていることを留意すべきである。より高い延性が、変形のラウンド間のアニーリングパラメーターの最適化によって期待される。１０％までの変形、及び１１００℃で１時間のアニーリングを繰り返し（３回）、その後破綻まで試験された後の合金５１からの引張試験片のゲージセクションにおける微細構造のＳＥＭ像は、図５９に示される。Ｍ_２Ｂ相が、変形の繰り返し後により大きなサイズへと成長することが分かる。

より詳細な構造分析のために、ＴＥＭ試験片が、変形の繰り返し後の試料のグリップから、及びゲージセクションから作製された。ＴＥＭ試験片は、最初に機械的破砕／研磨、その後電気化学的研磨によって作製された。これらの試験片は、２００ｋＶで動作されるＪＥＯＬ ＪＥＭ−２１００ＨＲ分析用透過型電子顕微鏡において調査された。ＴＥＭ像は、図６０に表される。ＴＥＭ検査は、Ｍ_２Ｂ相が、試料における３回のアニーリング後により大きなサイズへと成長し、図５９におけるＳＥＭによる観察と一致することを示す。また、ＴＥＭは、Ｍ_２Ｂ相が、マトリックスより固く、塑性的に変形しないことを示す。さらに、その度合いは動的ナノ相強化ほど効果的ではないが、静的ナノ相微細化がアニーリング後の試料において見られ得る。最終的な破綻まで試験された試料では、ＴＥＭによって示されるように、動的ナノ相強化メカニズムによって、より微細な粒子が見出される。特に、微細化は、局所的な応力レベルが非常に高い、Ｍ_２Ｂ相の近傍において効率的に生じる。それは、動的ナノ相微細化、及びピニング効果の活性化による歪み硬化速度の増大によって特性に寄与する。加えて、ナノスケールの析出物は、マトリックス粒子におけるＴＥＭによって明らかにされる。これらのナノ析出物は、図３３ｂに示される引張変形後の合金５１において見出されたものと同様で、Ｘ線調査によって、新しい六方晶の相であると考えられる。

事例＃１８：周期的変形からのクラス３合金における強化された伸び
高純度元素を用いて、クラス３鋼を表す３５ｇの合金６の合金原料が、表３に提供される原子比率に従って検量された。その後、原材料は、アーク溶解システムの銅炉床へと配された。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク溶解された。インゴットは、数回回転され、再溶解されて、均一性を確保した。その後、結果として得られるインゴットは、ＰＶＣチャンバーへと配され、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、厚さ１．８ｍｍの３×４インチプレートを鋳造するために設計された銅金型上へと押し出された。

結果として得られる合金６からのプレートは、直径４インチ、高さ５インチのサイズの炉チャンバーを備え、モリブデン炉を備えるＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５マシンを用いて、ＨＩＰサイクルを受けた。プレートは、１１００℃の目標温度に達するまで、１０℃／分で加熱され、３０ｋｓｉの静水圧へと１時間晒された。引張試験片は、プレートから切られ、７００℃で１時間熱処理されてゆっくりと炉と共に冷却された。引張試験片は、３％まで予め歪ませられ、続いて１１００℃で１時間アニーリングされた。その後、それは、再び２度、３％まで変形され、続いて除荷され、１１００℃で１時間アニールされた。３ラウンドの、予歪み、及び、破綻までの試験に関する引張曲線は、図６１に示される。強度の減少は、３ラウンドの、予歪み及びアニーリングの後の試料において観測され、一方、全伸びは、ＨＩＰサイクル直後に破綻まで試験された試料のものと比較して増加した（図５２、曲線ａ）。

事例＃１９：クラス３合金の熱間成形性
調査は、昇温時での、本明細書において記載された合金の成形性を評価するために実施された。双ロール鋳造、又は薄スラブ鋳造によるプレート製造の場合、利用された合金は、製造プロセスでの段階としての熱間圧延によって処理されるのに優れた成形性を有するべきであった。さらに、熱間成形能は、高温圧縮、熱間鍛造等の方法によって異なる形態を備える部品製造のためのそれらの使用の観点から、高強度合金の重要な特徴である。

高純度元素を用いて、クラス３鋼を表す、３５ｇの合金２０及び合金２２の合金原料が、表３に提供される原子比率に従って検量された。その後、原材料は、アーク溶解システムの銅炉床へと配された。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク溶解された。インゴットは、数回回転され、再溶解されて、均一性を確保した。その後、結果として得られるインゴットは、ＰＶＣチャンバーに配され、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、厚さ１．８ｍｍの３×４インチプレートを鋳造するために設計された銅金型上へと押し出された。

選択された合金から結果として得られるそれぞれのプレートは、直径４インチ、高さ５インチのサイズの炉チャンバーを備え、モリブデン炉を備えるＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５マシンを用いて、表１８において特定されるＨＩＰサイクルを受けた。プレートは、表１８において各プレートに関して特定される目標温度に到達するまで、１０℃／分で加熱され、３０ｋｓｉの静水圧へと１時間晒された。各プレートに関して表１８で特定される熱処理は、ＨＩＰサイクルの後に適用された。１２ｍｍのゲージ長さ、及び３ｍｍの幅を備える引張試験片は、処理されたプレートから切られた。

引張測定は、表１８において特定される温度で、０．００１ｓ^−１の歪み速度で行われた。表１９において、総引張伸び（歪み）、降伏応力、極限抗張力、及び破綻の場所が、合金２０及び合金２２からの処理されたプレートに関して示される。同一の処理の後の同一の合金に関する室温の引張特性範囲が比較のために記載される。分かるように、室温で１６５０ＭＰａまでの極限強度を備えた高強度合金は、高温で（８８．５までの）高い延性を示し、高い熱間成形能を示す。合金の高温延性は、合金の化学的性質、熱機械的処理パラメーター、及び試験温度に強く依存する。試験された試料の実施例は、図６２に示される。

事例＃２０：加熱形成可能なクラス３合金における構造形成での銅の効果
クラス３鋼を表し、事例＃１９において説明されたように高温で張力の試験がされた、合金２０及び合金２２からの選択された試験片のゲージの微細構造は、ＳＥＭ及びＴＥＭの両方で調査された。試験された試験片のゲージから切られたサンプルは、０．０２μｍの粗さまで段階的に金属的に研磨され、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）分析のための滑らかなサンプルを確保した。ＳＥＭは、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃによって製造された、３０ｋＶの最大動作電圧を備えたＺｅｉｓｓ ＥＶＯ−ＭＡ１０モデルを用いて行われた。試験された試験片のゲージからとられた実施例のＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真は、図６３から図６６に示される。

図６３及び図６４は、同一処理であるが、異なる温度で試験された後の合金２０からの引張試験片におけるゲージ微細構造の後方散乱ＳＥＭ電子顕微鏡写真を示す。合金２０の試験片において、キャビティ（図における黒い領域）が、８５０℃及び７００℃両方での高温試験後に見出される。灰色のホウ化物ピニング相（〜１μｍのサイズ）は、マトリックスに均一に分散している。ホウ化物相は、７００℃での引張後、（直径２μｍまで）大きく成長した。加えて、７００℃での試験後、ラメラ構造体が試料において存在し、それは、８５０℃での試験後の試験片においては見られなかった。この合金の機械的挙動は、試験温度によって強く影響されることは明らかである。

合金２０と比較して、より少ないキャビテーションが、合金２２のゲージ試験片（図６５及び図６６）において観測された。さらに、ホウ化物相（図における灰色の相）は、７００℃で試験された試料においてより小さい（ほとんど２μｍ未満）が、より高い密度を有する。８５０℃で試験された試料では、ホウ化物相は、孤立しており、０．２μｍから２μｍのサイズの範囲である。７００℃での引張後の異なる形態は、マトリックスにおける微細構造変化に関連し得る。

ＴＥＭは、両方の合金からの試験片における高温変形後の詳細な微細構造を特徴づけるために用いられた。ＴＥＭ試験片は、破綻までの高温試験後の試験片のゲージから作製された。サンプルは引張ゲージから切られ、その後砕かれ、厚さ３０μｍ〜４０μｍへと研磨された。直径３ｍｍのディスクは、これらの薄いサンプルから打ち抜かれ、最終的な薄化は、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解研磨によって行われた。これらの試験片は、２００ｋＶで動作されるＪＥＯＬ ＪＥＭ−２１００ＨＲ分析用透過型電子顕微鏡において調査された。

図６７及び図６８は、７００℃及び８５０℃でそれぞれ試験された合金２０の試料のゲージにおける微細構造の明視野のＴＥＭ像を示す。１μｍ〜２μｍのサイズの大きな黒い相は、ＳＥＭ電子顕微鏡写真上の灰色の相（図６３及び図６４）に対応するホウ化物相である。加えて、高密度のナノ析出物は、７００℃及び８５０℃の両方での高温引張後の合金２０の試料において見出された。ナノ析出物のサイズは、高倍率画像によって明らかなように、典型的には、１０ｎｍと２０ｎｍとの間の範囲であり、マトリックス粒子において分散している。より高い延性（８８．５％）に関する理由であり得る８５０℃で試験されたものと比較して、７００℃で試験された試料におけるナノ析出物のサイズはより小さく、ナノ析出物の密度はより高い。

エネルギー分散分光法（ＥＤＳ）は、ナノ析出物における組成の特性を明らかにするために利用された。差異を比較するために、ナノ析出物及びマトリックスの両方が、ＥＤＳによって調査される。図６９は、７００℃での試験後の合金２０の試料におけるマトリックス、及びナノ析出物の組成である。高含有量のＣｕ、しかし低含有量のＦｅが、ナノ析出物において見出される。一方、マトリックスにおける化学組成は、Ｆｅが高く、Ｃｕが低い。また、高濃度のＳｉ及びＮｉが、マトリックスにおいて見出される。加えて、酸素は、マトリックス及び析出物の両方において検出された。同様の結果が、８５０℃で試験された合金２０の試料に関して得られた。

合金２２の試験片では、合金２０の試験片におけるものと比較して、ナノ析出物は見出されなかった。合金２２は、銅を含まない。しかしながら、相変態を介した粒子微細化が、７００℃及び８５０℃の両方で試験された合金２２の試験片において生じた。粒子微細化の度合いは、８５０℃でよりも７００℃での方が非常に大きい。図７０及び図７１は、７００℃及び８５０℃でそれぞれ試験された試験片からの合金２２のゲージのＴＥＭ像を示す。両方の場合において、微細化された粒子が観測された。８５０℃では、試料はある程度の粒子微細化を示し、一方で、積層欠陥等の他の変形モードもまた観測された（図７１）。しかし、７００℃では、粒子微細化はよりはるかに明確である。図７０に示されるように、微細構造は、ほとんどが５０ｎｍ〜５００ｎｍのサイズに微細化された粒子を含む。このナノ相微細化は、図７０ｂに示される暗視野ＴＥＭ像、及び選択された領域の電子回折によって裏付けられる。選択された領域の回折は、図７０ａに示された領域からとられ、微細粒子構造を裏付けるリングパターンを示す。７００℃での高い度合の粒子微細化は、より高い引張延性をもたらす。

事例＃２１：商用原料を用いた合金鋳造
表２０に記載される化学的性質は、圧力真空キャスター（ＰＶＣ）におけるプレート鋳造を介する材料加工のために用いられた。鉄添加物（ｆｅｒｒｏａｄｄｉｔｉｖｅｓ）及び他の容易に入手可能な市販の成分を用いて、３５ｇの商用純度（ＣＰ）原料が、表２０に提供される原子比率に従って検量された。その後、原材料は、アーク溶解システムの銅炉床へと配された。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク溶解された。インゴットは、数回回転され、再溶解されて、均一性を確保した。その後、結果として得られるインゴットは、ＰＶＣチャンバーに配され、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、１．８ｍｍの厚さの３×４インチプレートを鋳造するために設計された銅金型内に押し出され、双ロール鋳造プロセスの段階１でのロールの間で、同様の厚さのプレートへの合金凝固を真似る。

熱分析は、ＮＥＴＺＳＣＨ ＤＳＣ ４０４Ｆ３ ＰＥＧＡＳＵＳ Ｖ５システム上で、凝固されたままの鋳造プレートサンプル上で実施された。示差熱分析（ＤＴＡ）及び示差走査熱量分析（ＤＳＣ）は、超高純度アルゴンの流れを用いることを介して酸化を防止されたサンプルによって、１０℃／分の加熱速度で実施された。表２１では、ＤＴＡの結果が示され、合金に関する融解挙動を示している。表２１の集計結果から分かるように、融解は、合金の化学的性質に応じて１１１４℃から観測される初期の融解を伴って段階１又は２において生じる。最終的な融解温度は、１３８０℃までである。また、融解挙動における変動は、それらの化学的性質に応じた合金の冷却表面処理での複雑な相形成を反映し得る。

合金の密度は、空気と蒸留水との両方の重さを測ることが可能な特別に構成された量りにおいてアルキメデス法を用いて、アーク溶解したインゴットで測定された。合金それぞれの密度は、表２２に示されており、７．６３ｇ／ｃｍ^３から７．６６ｇ／ｃｍ^３まで変化することが見い出された。実験結果は、この技術の正確性が±０．０１ｇ／ｃｍ^３であることを明らかにした。

各合金からの各プレートは、モリブデン炉を備え、直径４インチ、高さ５インチのサイズの炉チャンバーを備えるＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５マシンを用いた、熱間静水圧成形（ＨＩＰ）を受けた。プレートは、目標温度に達するまで１０℃／分で加熱され、特定の時間の間ガス圧力に晒され、これらの調査のために１時間の間保持された。ＨＩＰサイクルパラメーターは、表２３に記載される。ＨＩＰサイクルの重要な側面は、双ロール鋳造プロセスの段階２での、又は、薄スラブ鋳造プロセスの段階１若しくは段階２での熱間圧延を真似ることで、細孔及び小さな含有物等のマクロ欠陥を除去することであった。

引張試験片は、ワイヤー放電加工機（ＥＤＭ）を用いたＨＩＰサイクル後のプレートから切られた。引張特性は、インストロンのブルーヒル制御装置、及び解析ソフトウェアを利用して、インストロンの機械的試験フレーム（モデル３３６９）上で測定された。全ての試験は、リッジされて固定された下部治具、及び上部治具に取り付けられたロードセルと共に動く上部治具を備えた変位制御装置において室温で実施された。表２４では、総引張伸び（歪み）、降伏応力、及び極限抗張力を含む引張試験結果のまとめが、ＨＩＰサイクル後の鋳造されたプレートに関して示される。挙動のクラスに対応する合金の機械的応答を特定する追加の列が加えられる（図６）。機械的特性値は、合金の化学的性質、及びＨＩＰサイクルのパラメーターに強く依存する。分かるように、引張強度値は、６６９ＭＰａから１２３６ＭＰａまで変化した。総歪み値は、７．７４％から２０．８３％まで変化した。全ての合金は、クラス２の挙動を示した。

ＨＩＰサイクル後、プレート材料は、表２５において特定されたパラメーターでボックス炉において熱処理された。ＨＩＰサイクル後の熱処理の重要な側面は、双ロール鋳造プロセスの段階３、また、薄スラブ鋳造プロセスの段階３を真似ることで、合金の特性変化、及び熱的安定性を評価することであった。空気冷却の場合、試験片は、目標の時間の間、目標温度で保持され、炉から取り除かれ、空気中で冷却された。ゆっくりした冷却の場合、試験片は、目標温度へと加熱され、その後、１℃／分の冷却速度で炉と共に冷却された。

引張試験片は、ワイヤー放電加工機（ＥＤＭ）を用いて、ＨＩＰサイクル及び熱処理後のプレートから切られた。引張特性は、インストロンのブルーヒル（Ｂｌｕｅｈｉｌｌ）制御装置及び分析ソフトウェアを利用して、インストロンの機械的試験フレーム（モデル３３６９）上で測定された。全ての試験は、リッジされて固定された下部治具、及び可動の上部治具を備えた変位制御装置において室温で実施され、ロードセルは、上部治具に取り付けられる。表２６では、総引張伸び（歪み）、降伏応力、及び極限抗張力を含む引張試験結果のまとめが、ＨＩＰサイクル及び熱処理後の鋳造されたプレートに関して示される。挙動のクラスに対応する合金の機械的応答を特定する追加の列が加えられる（図６）。表２６における全ての合金は、８３５ＭＰａから１３３６ＭＰａまでの範囲の合金の引張強度を備えるクラス２を示した。

総歪み値は、１１．６４％から２１．８８％まで変動し、高強度／高延性特性の組み合わせを提供する。

クラス２挙動を備える合金における高強度／高延性特性の組み合わせは、双ロール製造、又は薄スラブ鋳物製造の任意の段階で、しかし主に本用途におけるほとんどの合金に関して段階３で生じ得る、引張試験前のナノモーダル構造体（構造体＃２、図３）の形成に関する。構造体＃２の引張変形は、記録された高強度／高延性の組み合わせにもたらす動的ナノ相強化を介して、高強度ナノモーダル構造体として特定される構造体＃３へのその変態につながる。

事例＃２２：厚板鋳造
高純度元素を用いて、合金６の異なる質量を備える原料が、表３に提供される原子比率に従って検量された。その後、原材料は、カスタムメイドの真空鋳造システムのるつぼ内に配された。原料は、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、１インチの厚さの４×５インチプレートを鋳造するために設計された銅金型上へと押し出された。鋳造されたプレートは、以前の１．８ｍｍよりもさらに厚く、表３の化学的性質に関して、薄スラブ鋳造プロセスによって加工される可能性を示したこと留意すべきである。

厚板は半分に切られた。一方は、鋳放しされた状態に保持された。第二の部分は、直径４インチ、高さ５インチのサイズの炉チャンバーを備え、モリブデン炉を備えたＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５マシンを用いて、１０００℃でのＨＩＰサイクルを受けた。プレートは、１０００℃の目標温度に達するまで、１０℃／分で加熱され、３０ｋｓｉの静水圧に１時間晒された。厚さ２ｍｍの薄板は、鋳放しされた、及びＨＩＰが行われた条件における厚板から切られた。３つの薄板は、ＨＩＰサイクル後のプレートから切られ、表２７において特定される異なるパラメーターで熱処理された。その後、引張試験片は、鋳放しされた、及び、ＨＩＰが行われた／熱処理された条件におけるこれらの薄板から切られた。部分的なプレート（Ａ）、プレートからの薄板（Ｂ）、及び引張試験片（Ｃ）の実施例は、図７２に示される。

引張試験片は、ワイヤー放電加工機（ＥＤＭ）を用いてプレートから切られた。引張特性は、インストロンのブルーヒル（Ｂｌｕｅｈｉｌｌ）制御装置及び分析ソフトウェアを利用して、インストロンの機械的試験フレーム（モデル３３６９）上で測定された。全ての試験は、リッジされて固定された下部治具、及び上部治具に取り付けられたロードセルと共に動く上部治具を備えた変位制御装置において室温で実施された。表２７において、総引張伸び（歪み）、降伏応力、及び極限抗張力を含む引張試験結果のまとめが、鋳放しされた状態における、及び、ＨＩＰサイクル後に続いて熱処理された後の１インチの厚板に関して示される。分かるように、引張強度値は、７２９ＭＰａから１１７５ＭＰａまで変化する。全伸び値は、０．４９％から１．０５％まで変化する。また、引張強度、及び延性は、図７３に示される。これらの特性は、より大きな鋳造厚みに最適化されていないが、薄スラブ鋳造を介した大きなスケールの製造のための構造体、及びメカニズムを可能にする、新しい鋼種の兆候の明確な示唆を表すことに留意すべきである。

用途
クラス２又はクラス３鋼としての形態のいずれかにおける本明細書の合金は、多数の用途を有する。これらは、車両における構造部品を含むがそれに限定されるものではなく、車両のフレーム、フロントエンド構造体、フロアパネル、本体側面のインテリア、本体側面の外面、リア構造、並びにルーフ及びサイドレールにおける部品及び構成要素を含むがそれに限定されるものではない。全て網羅されていないが、固有の部品及び構成要素は、Ｂピラーの主要な強化、Ｂピラーベルトの強化、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、ルーフパネルのインナー、及びルーフボウ（ｂｏｗ）を含むであろう。従って、クラス２鋼及びクラス３鋼は、車体デザインにおける衝突安全管理の最適化において特に有用であり、開示された鋼の強度及び延性が特に優位であろうエンジン区画、乗客、及び／又はトランク領域を含む主要エネルギー管理ゾーンの最適化を可能にするであろう。

また、本明細書での合金は、ドリル用途等の車両用途でない追加の用途における使用を提供し得、従ってドリルカラー（掘削用ビットに重さを提供する構成要素）、ドリルパイプ（掘削を容易にするための掘削装置上で使用される中空壁パイプ）、ケーシングパイプ、ジョイントツール（すなわち、ドリルパイプのねじ端）、及びウェルヘッド（すなわち、掘削及び製造装置のための構造及び圧力を含む界面を提供する表面、又はオイル若しくはガスの井戸（ｗｅｌｌ）の構成要素）としての使用を含み得、超深度及び超深海及び拡張された研究（ＥＲＤ）井戸調査を含むがそれに限定されない。また、本明細書の合金は、圧縮ガス貯蔵タンク、及び液化天然ガスキャニスターのために用いられ得る。

クラス２合金は、室温で（２５％までの）比較的高い延性を示し、それらの冷間成形性を裏付け、４０％までの延性に達するさらなる発展が期待される。クラス３鋼は、様々な熱間成形プロセスに適用可能であり、冷間成形用途の発展も同様に備える。

Claims (28)

1. ６５．５原子百分率から８０．９原子百分率までのレベルのＦｅと、１．７原子百分率から１５．１原子百分率までのＮｉと、３．５原子百分率から５．９原子百分率までのＢと、４．４原子百分率から８．６原子百分率までのＳｉと、０原子百分率から８．８原子百分率までのＣｒと、０原子百分率から２．０原子百分率までのＣｕと、０原子百分率から１８．８原子百分率までのＭｎと、不可避の不純物と、から成る金属合金を提供する段階と；
   前記合金を融解し、５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリックス粒子サイズ、及び、２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを提供するために凝固する段階と；
   前記合金に応力をかける段階、又は、加熱する段階とにより、以下の粒子サイズ分布、及び機械的特性プロファイルを形成する方法であって、前記ホウ化物粒子は、前記マトリックス粒子の粗大化に抵抗するピニング相を提供する方法：
   （ａ）前記合金に降伏応力を超える応力をかけることで、５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリックス粒子サイズ、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り、前記合金は、３００ＭＰａから８４０ＭＰａの降伏強度、６３０ＭＰａから１１００ＭＰａの引張強度、及び１０％から４０％の伸びを示す、
   （ｂ）前記合金を加熱することで、１００ｎｍから２０００ｎｍの微細化されたマトリックス粒子サイズ、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り、合金は、３００ＭＰａから６００ＭＰａの降伏強度を示す。
2. 前記融解が、１１３６℃から２０００℃の範囲の温度で達成され、凝固が、１１×１０^３Ｋ／ｓから４×１０^−２Ｋ／ｓの範囲における冷却によって達成される、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６００ＭＰａの前記降伏強度を超える応力をかけることで、前記微細化されたマトリックス粒子サイズが、１００ｎｍから２０００ｎｍのままであり、前記ホウ化物粒子サイズが、２００ｎｍから２５００ｎｍのままであり、前記析出粒子サイズが、１ｎｍから２００ｎｍのままであり、前記合金が、３００ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、８７５ＭＰａから１５９０ＭＰａの引張強度、及び５％から３０％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. （ａ）又は（ｂ）で形成された前記合金が、シートの形状である、請求項１に記載の方法。
6. 前記合金が、シートの形状である、請求項３に記載の方法。
7. （ａ）で形成された前記合金が、車両に配される、請求項１に記載の方法。
8. 前記合金が、車両に配される、請求項３に記載の方法。
9. （ａ）で形成された前記合金が、ドリルカラー、ドリルパイプ、ケーシングパイプ、ジョイントツール、ウェルヘッド、圧縮ガス貯蔵タンク、又は液体天然ガスキャニスターの内の一つに配される、請求項１に記載の方法。
10. 前記合金が、ドリルカラー、ドリルパイプ、ケーシングパイプ、ジョイントツール、ウェルヘッド、圧縮ガス貯蔵タンク、又は液体天然ガスキャニスターの内の一つに配される、請求項３に記載の方法。
11. （ａ）６５．５原子百分率から８０．９原子百分率までのレベルのＦｅと、１．７原子百分率から１５．１原子百分率までのＮｉと、３．５原子百分率から５．９原子百分率までのＢと、４．４原子百分率から８．６原子百分率までのＳｉと、０原子百分率から８．８原子百分率までのＣｒと、０原子百分率から２．０原子百分率までのＣｕと、０原子百分率から１８．８原子百分率までのＭｎと、不可避の不純物と、から成る金属合金を提供する段階と；
    （ｂ）前記合金を融解し、５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリックス粒子サイズ、及び１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを提供するために凝固する段階と；
    （ｃ）前記合金を加熱し、１００ｎｍから１００００ｎｍのマトリックス粒子サイズ、及び１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを含むラス組織を形成する段階を含む方法であって、前記合金が、３００ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、３５０ＭＰａから１６００ＭＰａの引張強度、及び０％〜１２％（ただし、０％を除く）の伸びを示す方法。
12. 前記融解が、１１３６℃から２０００℃の範囲の温度で達成され、凝固が、１１×１０^３Ｋ／ｓから４×１０^−２Ｋ／ｓの範囲における冷却によって達成される、請求項１１に記載の方法。
13. 段階（ｃ）の後に合金を加熱することで、１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズ、及び１ｎｍから１００ｎｍの析出粒子サイズと共に、厚さ１００ｎｍから１００００ｎｍ、長さ０．１μｍから５．０μｍ、幅１００ｎｍから１０００ｎｍのラメラ粒子を形成する段階とを含み、前記合金が、３５０ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度を示す、請求項１１に記載の方法。
14. 合金に降伏応力を超える応力をかけることで、１００ｎｍから５０００ｎｍのマトリックス粒子サイズ、１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズ、１ｎｍから１００ｎｍの析出粒子サイズを有する合金を形成し、前記合金が、３５０ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、１０００ＭＰａから１７５０ＭＰａの引張強度、及び０．５％から１５．０％の伸びを示す、請求項１３に記載の方法。
15. 前記合金は、０．１から０．９の歪み硬化係数を示す、請求項１４に記載の方法。
16. （ｂ）又は（ｃ）で形成された前記合金が、シートの形状である、請求項１１に記載の方法。
17. 形成された前記合金が、シートの形状である、請求項１３に記載の方法。
18. 形成された前記合金が、シートの形状である、請求項１４に記載の方法。
19. （ｂ）又は（ｃ）で形成された前記合金が、車両に配される、請求項１１に記載の方法。
20. 形成された前記合金が、車両に配される、請求項１３に記載の方法。
21. 形成された前記合金が、車両に配される、請求項１４に記載の方法。
22. （ｂ）又は（ｃ）で形成された前記合金が、ドリルカラー、ドリルパイプ、ジョイントツール、ウェルヘッド、圧縮ガス貯蔵タンク、又は液体天然ガスキャニスターの内の一つに配される、請求項１１に記載の方法。
23. 前記合金が、ドリルカラー、ドリルパイプ、ケーシングパイプ、ジョイントツール、ウェルヘッド、圧縮ガス貯蔵タンク、又は液体天然ガスキャニスターの内の一つに配される、請求項１３に記載の方法。
24. 前記合金が、ドリルカラー、ドリルパイプ、ケーシングパイプ、ジョイントツール、ウェルヘッド、圧縮ガス貯蔵タンク、又は液体天然ガスキャニスターの内の一つに配される、請求項１４に記載の方法。
25. ６５．５原子百分率から８０．９原子百分率までのレベルのＦｅと、
    １．７原子百分率から１５．１原子百分率までのＮｉと、
    ３．５原子百分率から５．９原子百分率までのＢと、
    ４．４原子百分率から８．６原子百分率までのＳｉと、
    ０原子百分率から８．８原子百分率までのＣｒと、
    ０原子百分率から２．０原子百分率までのＣｕと、
    ０原子百分率から１８．８原子百分率までのＭｎと、
    不可避の不純物と、から成る金属合金であって、
    前記合金が、５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリックス粒子サイズ、及び２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを示し、前記合金が、以下の内の一つを示す、金属合金：
    （ａ）前記合金の降伏応力を超える応力をかけると、前記合金が、５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリックス粒子サイズ、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、並びに、３００ＭＰａから８４０ＭＰａの降伏強度、６３０ＭＰａから１１００ＭＰａの引張強度、及び１０％から４０％の伸びを示す、
    （ｂ）前記合金を加熱し、さらに降伏応力を超える応力をかけると、前記合金が、１００ｎｍから２０００ｎｍの微細化されたマトリックス粒子サイズ、２００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズ、１ｎｍから２００ｎｍの析出粒子サイズを示し、前記合金が、３００ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、８７５ＭＰａから１５９０ＭＰａの引張強度、及び５％から３０％の伸びを示す。
26. 前記合金が、シート材料の形状である、請求項２５に記載の合金。
27. ６５．５原子百分率から８０．９原子百分率までのレベルのＦｅと、
    １．７原子百分率から１５．１原子百分率までのＮｉと、
    ３．５原子百分率から５．９原子百分率までのＢと、
    ４．４原子百分率から８．６原子百分率までのＳｉと、
    ０原子百分率から８．８原子百分率までのＣｒと、
    ０原子百分率から２．０原子百分率までのＣｕと、
    ０原子百分率から１８．８原子百分率までのＭｎと、
    不可避の不純物と、
    から成る金属合金であって、
    前記合金が、５００ｎｍから２００００ｎｍのマトリックス粒子サイズ、及び１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを示し、前記合金が、以下の内の一つを示す、金属合金：
    （ａ）熱への第一の暴露をすると、１００ｎｍから１００００ｎｍのマトリックス粒子サイズ、及び１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズを含むラス組織を形成し、前記合金が、３００ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、３５０ＭＰａから１６００ＭＰａの引張強度、及び０％〜１２％の伸びを示す、
    （ｂ）熱への第一の暴露をし、熱への第二の暴露をし、次いで降伏応力を超える応力をかけると、前記合金が、１００ｎｍから５０００ｎｍのマトリックス粒子サイズ、１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒子サイズ、１ｎｍから１００ｎｍの析出粒子サイズを有し、前記合金が、３５０ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、１０００ＭＰａから１７５０ＭＰａの引張強度、及び０．５％から１５．０％の伸びを示す。
28. 前記合金が、シートの形状である、請求項２７に記載の合金。