JP6626436B2 - 先進的高強度金属合金の生産のための再結晶、微細化、及び強化機構 - Google Patents

Description

本願は、２０１３年１０月２日に出願された米国仮出願第６１／８８５８４２の利益を請求する。

この出願は、金属シートの生産に適用可能な先進的特性の組み合わせを有する金属合金の分野を取り扱う。より具体的には、本出願は、比較的高い強度及び靱性を有する金属合金の形成と、比較的高い強度及び靱性を有する、薄い厚みの金属シートを生産するための高温処理と冷間変形との１つ以上のサイクルの使用を特定する。

鋼は少なくとも３０００年間、人類によって使用されてきており、産業的使用におけるすべての金属合金の重量で８０％以上を占める工業において広く使用されている。既存の鋼技術は共析変態の操作に基づいている。最初のステップは合金を単相領域（オーステナイト）中に加熱し、次いで多様な冷却速度で鋼を冷却又は焼入れして、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ことが多い複数の構造を形成する。鋼の組成及び熱的プロセスによっては、幅広い種類の特徴的な微細構造（すなわち、多角フェライト、パーライト、ベイナイト、オーステナイト、及びマルテンサイト）を、幅広い種類の特性を有して得ることができる。共析変態のこの操作は、今日使用可能である広い種類の鋼を結果的に生じさせてきた。

現在、５１の異なる鉄合金金属グループに、２５、０００を超える世界的な同等物がある。シート状の形態で生産される鋼として、広い分類を引張強度特性に基づいて採用することができる。低強度鋼（ＬＳＳ）は２７０ＭＰａ未満の最大抗張力を示すものとして規定することができ、侵入型ＩＦ （ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ ｆｒｅｅ）軟鋼のようなタイプを含む。高強度鋼（ＨＳＳ）は２７０〜７００ＭＰａの最大抗張力を示すものとして規定することができ、高強度低合金鋼（ｈｉｇｈ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｌｏｗ ａｌｌｏｙ ｓｔｅｅｌ）、高強度ＩＦ鋼（ｈｉｇｈ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ ｆｅｅ ｓｔｅｅｌ）、及び焼成硬化性鋼（ｂａｋｅ ｈａｒｄｅｎａｂｌｅ ｓｔｅｅｌ）のようなタイプを含む。改良高強度鋼（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ−Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌｓ：ＡＨＳＳ）は、７００ＭＰａより大きな最大抗張力を有し、マルテンサイト（ＭＳ）鋼、デュアルフェイス（ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ：ＤＰ）鋼、変態誘起塑性（ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｉｎｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：ＴＲＩＰ）鋼、コンプレックスフェイス（ｃｏｍｐｌｅｘ ｐｈａｓｅ：ＣＰ）鋼、及び双晶誘起塑性（ｔｗｉｎ ｉｎｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：ＴＷＩＰ）鋼のようなタイプを含む。強度レベルが上昇するにつれて、鋼の靭性は一般的には低下する。例えば、ＬＳＳ、ＨＳＳ、及びＡＨＳＳはそれぞれ２５％〜５５％、１０％〜４５％、及び４％〜５０％のレベルで引張伸びを示す場合がある。

ＡＨＳＳは自動車用途のために開発されてきた。特許文献１及び特許文献２を参照のこと。これら鋼は従来の鋼グレードに比べて改善された成形性及び耐衝撃性によって特徴づけられている。現在のＡＨＳＳは、熱機械的な処理とそれに続く制御された冷却を含む。コーティングされていない場合、若しくはコーティングされている場合のいずれにおいても望ましい最終的な微細構造を達成するために、自動車製品は、合金の組成及び処理条件に関する多量の様々なパラメータの制御を必要とする。

特殊な用途に対して設計されたＡＨＳＳ鋼の更なる開発は、望ましい最終的な強度及び靭性の特性に対してそれぞれ関与する特定の強化及び塑性のメカニズムを最適化するために、合金化、微細構造、及び熱機械的処理の方法の注意深い制御を必要とする。

米国特許第８２５７５１２号明細書 米国特許第８４１９８６９号明細書

本開示は、合金と、それらに関連する生産方法と、に向けられている。本方法は、
ａ．５５．０〜８８．０原子パーセントの量のＦｅ、０．５〜８．０原子パーセントの量のＢ、０．５〜１２．０原子パーセントの量のＳｉ、及び１．０〜１９．０原子パーセントの量のＭｎを備える金属合金を供給するステップと、
ｂ．２００ｎｍ〜２００，０００ｎｍのマトリックス結晶粒サイズを提供するために、前記合金を溶融し、凝固させるステップと、
ｃ．５０ｎｍ〜５０００ｎｍの微細化されたマトリックス結晶粒サイズを形成するために前記合金を加熱するステップであって、前記合金が２００ＭＰａ〜１２２５ＭＰａの降伏強度を有するステップと、
ｄ．前記合金に、前記２００ＭＰａ〜１２２５ＭＰａの降伏強度を超える応力をかけるステップであって、前記合金が４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの引張強度と、１．０％〜５９．２％の伸びと、を示す、ステップと、
を備える。

任意には、以下のステップ：
ｅ．７００℃かつ前記合金の融点より低い温度に加熱するステップであって、前記合金が、１００ｎｍ〜５０，０００ｎｍの結晶粒サイズと、２０ｎｍ〜１００００ｎｍのサイズのホウ化物と、１ｎｍ〜２００ｎｍのサイズの析出物と、を有し、前記合金が２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度を有するステップ；及び
ｆ．前記合金に、前記降伏応力より大きな応力をかけるステップ及び、１０ｎｍ〜２５００ｎｍの結晶粒サイズと、２０ｎｍ〜１００００ｎｍのサイズのホウ化物と、１ｎｍ〜２００ｎｍのサイズの析出物と、を有する合金を形成するステップであって、結果的に２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度、４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの引張強度、及び１．０％〜５９．２％の伸びを生じさせるステップを次いで適用することができる。

上述において、ステップ（ｂ）及びステップ（ｃ）において凝固した合金は、１ｍｍ〜５００ｍｍの範囲の厚みを有することができる。ステップ（ｄ）、（ｅ）、及び（ｆ）において、厚みは、機械的特性を犠牲にすることなく望ましいレベルまで減少させることができる。

本開示はまた、
ａ．５５．０〜８８．０原子パーセントの量のＦｅ、０．５〜８．０原子パーセントの量のＢ、０．５〜１２．０原子パーセントの量のＳｉ、及び１．０〜１９．０原子パーセントの量のＭｎを備える金属合金を供給するステップであって、前記合金が２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度を示し、前記合金が、第１の厚みを有する、ステップと、
ｂ．前記合金を７００℃かつ前記合金の融点より低い温度へ加熱するステップ、前記合金に応力をかけるステップ、並びに１０ｎｍ〜２５００ｎｍの結晶粒サイズと、２０ｎｍ〜１００００ｎｍのサイズのホウ化物と、１ｎｍ〜２００ｎｍのサイズの析出物と、を有する合金を形成するステップであって、前記合金が２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度、４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの引張強度、及び１．０％〜５９．２％の伸びを示し、前記合金が、前記第１の厚みより薄い第２の厚みを有するステップを備える。

上記実施形態において、合金の加熱および応力付与（ステップｂ）を繰り返して、選択された用途を目的とする合金のための特に減少された厚みを達成することができる。

したがって、本開示の合金は、帯鋳造（ｂｅｌｔ ｃａｓｔｉｎｇ）、薄ストリップ／双ロール鋳造、薄スラブ鋳造及び厚スラブ鋳造を含む連続鋳造プロセスへの適用性を有する。合金は、自動車、ドリルカラー、ドリルパイプ、ケーシングパイプ、工具のジョイント、油井頭部、圧縮ガス貯蔵タンク、又は液化天然ガス缶の特定の用途に見られる。

以下の詳細な説明は、添付の図面を参照することでより良く理解することができ、図面は図示目的で提供されており、この発明のいずれの特徴をも限定するように考えられることはない。

クラス１の鋼の形成を示す図である。 モーダルナノ相構造を有するクラス１の鋼の機械的反応を図示する応力‐歪ダイアグラムである。 クラス２の鋼の形成を示す図である。 構造３（クラス２の鋼）に適用されたような再結晶並びにナノ相微細化及び強化と、微細化された高強度ナノモーダル構造の形成を示す図である。 高強度ナノモーダル構造を有するクラス２の鋼の機械的反応を図示する応力‐歪ダイアグラムである。 微細な高強度ナノモーダル構造を有する鋼合金の機械的反応を図示する応力‐歪ダイアグラムである。 プロセスを３つの極めて重要なプロセス段階に分割することができるということを示す薄ストリップ鋳造を示す図である。 薄ストリップ鋳造プロセスによって生産されたコイルから取られた合金２６０からの商業用シートサンプルの例の図である。 （ａ）シートの生産の様々な段階における合金２６０及び（ｂ）様々なパラメータによる後処理後の合金２８４からの工業用シートの引張特性の図である。 （ａ）外側層領域と、（ｂ）中央層領域と、における１．８ｍｍの鋳造厚みを有する合金２６０からの実験室的に鋳造されたシートの凝固したままの微細構造の後方散乱ＳＥＭ写真である。 （ａ）外側層領域と、（ｂ）中央層領域と、における、合金２６０の工業用シートの凝固したままの微細構造の後方散乱ＳＥＭ写真である。 （ａ）外側層領域と、（ｂ）中央層領域と、における、１１５０℃で２時間の熱処理後の合金２６０からの工業用シートの微細構造の後方散乱ＳＥＭ写真である。 １１５０℃で２時間の熱処理後の合金２６０からの工業用シートの微細構造のＴＥＭ明視野像である。 （ａ）外側層領域と、（ｂ）中央層領域と、における、圧下率５０％で合金２６０から冷間圧延されたシートの微細構造の後方散乱ＳＥＭ写真である。 圧下率５０％で合金２６０から冷間圧延されたシートの微細構造のＴＥＭ明視野像である。 ａ）測定されたパターンと、ｂ）特定されたピークによるリートベルト計算されたパターンと、の冷間圧延された状態の合金２６０に対するＸ線回折データ（強度対２シータ）である。 （ａ）外側層領域と、（ｂ）中央層領域と、における、１１５０℃で５分間の熱処理後の合金２６０から冷間圧延されたシートの微細構造の後方散乱ＳＥＭ写真である。 （ａ）外側層領域と、（ｂ）中央層領域と、における、１１５０℃で２時間の熱処理後の合金２６０から冷間圧延されたシートの微細構造の後方散乱ＳＥＭ写真である。 １１５０℃で５分間の熱処理後の合金２６０から冷間圧延されたシートの微細構造のＴＥＭ明視野写真である。 １１５０℃で２時間の熱処理後の合金２６０から冷間圧延されたシートの微細構造のＴＥＭ明視野写真である。 ａ）測定されたパターンと、ｂ）特定されたピークでリートベルト計算されたパターンと、の冷間圧延され、熱処理された状態の合金２６０に対するＸ線回折データ（強度対２シータ）である。 （ａ）外側層領域と、（ｂ）中央層領域と、における、合金２６０からの引っ張り試験片のゲージ部分における微細構造の後方散乱ＳＥＭ写真である。 合金２６０からの引っ張り試験片のゲージ部分における微細構造の（ａ）ＴＥＭ明視野写真と、（ｂ）ＴＥＭ暗視野写真と、である。 ａ）測定されたパターンと、ｂ）特定されたピークでリートベルト計算されたパターンと、の変形されたサンプルの引張ゲージの合金２６０シートに対するＸ線回折データ（強度対２シータ）である。 １１５０℃で８時間の過時効後の合金２６０からの工業用シートの引張特性の回復を示す図である。 １１５０℃で１６時間の過時効後の合金２６０からの工業用シートの引張特性の回復を示す図である。 １１５０℃で８時間の過時効後の合金２８４からの工業用シートの引張特性の回復を示す図である。 冷間圧延及び焼鈍の複数のステップ後の合金２６０の特性の回復を示す図である。 引張特性が、引っ張り試験の前の合金２６０のシートにおける構造によって決定された２つの明白なグループに分類されること、及び示されたメカニズムを使用する構造間の遷移期にプロセスを周期的に適用することができることを示す、表１５に記載された処理のステップそれぞれの後の合金２６０の引張特性を示す図である。 スラブの生産ステップを示すスラブの連続鋳造プロセスフロー図である。 薄ストリップの鋳造に類似する、３つのプロセスステップに分割することができる、鋼シートの生産を示す薄スラブの鋳造プロセスフロー図である。

ここでの鋼合金は、それらが当初はここでクラス１又はクラス２として記載されるものの形成が可能であるものであり、好ましくは特定可能な結晶粒サイズ、モルフォロジー、及び機械的特性を有する（非ガラスの）結晶を有する。本開示はクラス２鋼に対する改善に焦点を当てており、以下のクラス１に関する考察は、文脈を明らかにすることを意図している。

［クラス１鋼］
ここでのクラス１鋼の形成を図１に示す。そこに示されるように、モーダル構造（図１における構造＃１）は合金の液体溶融物で始まり、冷却によって凝固した結果として当初は形成され、特定の結晶粒サイズを有する特定の相の核生成と成長とを提供する。したがって、ここでの「モーダル」との用語への参照は、少なくとも２つの結晶粒サイズの分布を有する構造として理解することができる。ここで結晶粒サイズは、走査型電子顕微鏡又は透過型電気顕微鏡のような方法によって好ましく特定可能な特定の固有の相の単結晶のサイズとして理解することができる。したがって、クラス１鋼の構造＃１は、示したような研究室規模の手順及び／又は厚スラブ又は薄スラブの鋳造の双ロールプロセスのような急冷された表面プロセス法を含む工業的規模の方法のいずれかを通じて処理することによって好ましく達成することができる。

したがって、クラス１鋼のモーダル構造は、溶融状態から冷却された際、当初は以下の結晶粒サイズを有する：（１）オーステナイト及び／又はフェライトを含む５００ｎｍ〜２０，０００ｎｍのマトリックス結晶粒サイズ；（２）２５ｎｍ〜５０００ｎｍのサイズのホウ化物（すなわち、Ｍ_２Ｂのような非金属の結晶粒であって、Ｍは金属でありＢと共有結合されている）。また、ホウ化物は、好ましくはマトリックスの結晶粒が、高温において結晶粒粗大化に対抗するピン止め相によって効果的に安定化されるという特徴に関連する、「ピン止め」タイプの相とすることができる。金属ホウ化物は、Ｍ_２Ｂ化学量論を示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を含むピン止めを提供することができることに留意すべきである。

クラス１鋼のモーダル構造は、熱機械的な変形によって及び熱処理を通じて変形される場合があり、その結果、特性において幾らかの変化が生じるが、モーダル構造は維持することができる。

上記のクラス１鋼が機械的応力に曝されるとき、観察される応力対歪の図が図２に示される。このように、モーダル構造が、モーダルナノ相構造（図１の構造＃２）につながる動的ナノ相析出（図１のメカニズム＃１）として特定されるものを経験するということが観察される。したがって、そのような動的ナノ相析出は、合金が応力下における降伏を経験するときに引き起こされ、動的ナノ相析出を経験するクラス１鋼の降伏強度は３００ＭＰａ〜８４０ＭＰａで生じる場合があることが分かった。したがって、動的ナノ相析出が、そ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ことを理解することができる。動的ナノ相析出それ自体は、関連する結晶粒サイズを有する析出相と称されるクラス１鋼におけるさらなる特定可能な層の形成として理解することができる。すなわち、そのような動的ナノ相析出の結果として、モーダルナノ相構造（図１の構造＃２）を有する合金が形成され、このモーダルナノ相構造を有する合金は、５００ｎｍ〜２００００ｎｍの結晶粒サイズの特定可能なマトリックスと、２０ｎｍ〜１００００ｎｍのサイズのホウ化物ピン止め相とを依然として有し、これらとともに１．０ｎｍ〜２００ｎｍのサイズを有する六方晶相の析出物の形成がある。したがって、上述のようにマトリックスの結晶粒は、合金が応力をかけられた際に粗大化することは無いが、上記のように析出物の成長をもたらす。

六方晶相への参照は、Ｐ６_３ｍｃ空間群（＃１８６）を有する複六方両錐体クラスの六方晶相及び／又は六方晶Ｐ６ｂａｒ２Ｃ空間群（＃１９０）を有する複三方両錐体クラスとして理解することができる。さらに、クラス１鋼のそのような第２のタイプの構造の機械的特性は、引張強度が１０〜４０％の伸びを有しつつ、６３０ＭＰａ〜１１００ＭＰａの範囲内にあると観察されるようなものである。さらに、クラス１鋼の第２の構造のタイプは、示された降伏を経験した後にはほとんど平坦である、０．１〜０．４の歪硬化係数を示すようなものである。歪硬化係数は、式σ＝Ｋε^ｎにおけるｎの値を参照し、ここでσは材料にかけられた応力を示し、εは歪であり、Ｋは強度係数である。歪効果係数の値ｎは０〜１の範囲に存在する。値０は、合金が完全に塑性固体（すなわち、材料が加えられた力に対して非可逆変形をする）であることを意味し、一方で値１は、１００％弾性固体（すなわち、材料が加えられた力に対して可逆的な変化をする）であることを意味する。以下の表１は、本明細書におけるクラス１鋼の構造及びメカニズムのまとめを提供する。

［クラス２鋼］
クラス２鋼の形成が図３Ａに示されている。クラス２鋼もまた、ここではモーダル構造（図３Ａの構造＃１）から出発し、続いてナノ相微細化（図３Ａのメカニズム＃１）及び動的ナノ相強化（図３Ａの構造＃２）としてここで特定された２つの新しいメカニズムが行われることによる、２つの新しいタイプの構造を含む、特定された合金から形成することができる。クラス２鋼のための構造タイプは、ここではナノモーダル構造（図３Ａの構造＃２）及び高強度ナノモーダル構造（図３Ａの構造＃３）として記載されている。したがって、クラス２鋼は次のように特徴づけることができる：構造＃１‐モーダル構造（ステップ＃１）、メカニズム＃１‐ナノ相微細化（ステップ＃２）、構造＃２‐ナノモーダル構造（ステップ＃３）、メカニズム＃２‐動的ナノ相強化（ステップ＃４）、及び構造＃３‐高強度ナノモーダル構造（ステップ＃５）。

図３Ａに示すように、モーダル構造（構造＃１）は当初は合金の液体溶融物で始まり、冷却によって凝固した結果として形成され、特定の結晶粒サイズを有する特定の相の核生成と成長とを提供する。ここでもまた、結晶粒サイズは、走査型電子顕微鏡又は透過型電子顕微鏡のような方法によって好ましくは特定可能である特定の固有の相の単結晶のサイズとして理解することができる。したがって、クラス２鋼の構造＃１は、示したような研究室規模の手順及び／又は厚スラブ又は薄スラブの鋳造の双ロールプロセスのような急冷された表面プロセス法を含む工業的規模の方法のいずれかを通じて処理することによって好ましく達成することができる。

したがって、クラス２鋼のモーダル構造は当初は、溶融物から冷却されたときに、次の結晶粒サイズを示す：（１）オーステナイト及び／又はフェライトを含む２００ｎｍ〜２００，０００ｎｍのマトリックス結晶粒サイズ；（２）２０ｎｍ〜１００００ｎｍのサイズのホウ化物（すなわち、Ｍ_２Ｂのような非金属の結晶粒であって、Ｍは金属でありＢと共有結合されている）。また、ホウ化物は、好ましくはマトリックスの結晶粒が、高温において結晶粒粗大化に対抗するピン止め相によって効果的に安定化されるという特徴に関連する、「ピン止め」タイプの相とすることができる。金属ホウ化物は、Ｍ_２Ｂ化学量論を示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を含むピン止めを提供することができることに留意すべきである。さらに、クラス２鋼の構造＃１はここでは、そのようなホウ化物相を有するオーステナイト及び／又はフェライトを含む。

モーダル構造は好ましくは、まず生成され（図３Ａの構造＃１）、次いで生成の後にモーダル構造をメカニズム＃１を通じて独特に微細化することができ、このメカニズム＃１が、その結果構造＃２をもたらすナノ相微細化である。ナノ相微細化は、当初は２００ｎｍ〜２００，０００ｎｍの範囲に入る構造＃１のマトリックス結晶粒のサイズがそのサイズを縮小されて、典型的には５０ｎｍ〜５０００ｎｍの範囲に入るマトリックス結晶粒のサイズを有する構造＃２を提供する。ホウ化物のピン止め相は、いくつかの合金ではサイズを大幅に変化させることができ、一方で熱処理中のマトリックス結晶粒の結晶粒粗大化に抵抗するように設計される。これらホウ化物のピン止め位置の存在によって、結晶粒粗大化をもたらす結晶粒界の動きを、ツェナーピン止め（Ｚｅｎｅｒ ｐｉｎｎｉｎｇ）又はツェナードラッグ（Ｚｅｎｅｒ ｄｒａｇ）と称されるプロセスによって抑制することが期待できる。このように、マトリックスの結晶成長は、全界面面積の削減によってエネルギー的に有利なものとすることができるが、ホウ化物のピン止め相の存在は、これら相の大きな界面エネルギーのために、結晶粒粗大化のこの駆動力を弱める。

クラス２鋼のナノ相微細化（図３Ａのメカニズム＃１）の特徴である、２００ｎｍ〜２００，０００ｎｍの範囲に入ると言及されたミクロンスケールのオーステナイト層（ガンマ‐Ｆｅ）は、部分的に、又は完全に新しい相（例えばフェライト又はアルファ‐Ｆｅ）に変態する。クラス２鋼のモーダル構造（図３Ａの構造＃１）に当初存在するフェライト（アルファ‐Ｆｅ）の体積分率は、０〜４５％である。ナノ相微細化（図３Ａのメカニズム＃１）の結果としての構造＃２におけるフェライト（アルファ‐Ｆｅ）の体積分率は、典型的には２０〜８０％である。静的変態（ｓｔａｔｉｃ ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）（図３Ａのメカニズム＃１）は、好ましくは（任意には圧力を伴う）昇温熱処理中に生じ、したがって、結晶粒微細化よりむしろ結晶粒粗大化が昇温においては従来から確立されている材料の応答であるので、独特な微細化メカニズムを含んでいる。好ましくは、７００℃かつ合金のＴｍ未満の温度へ加熱する。したがって、そのような温度は、特定の合金によっては例えば７００℃〜１２００℃の範囲内に入る。かけられる圧力は、高温における、材料の降伏強度を超える、５ＭＰａ〜１０００ＭＰａの範囲とすることができる。

したがって、結晶粒粗大化は、ここでのナノ相微細化中のクラス２鋼の合金では生じない。構造＃２は、動的ナノ相強化（図３Ａのメカニズム＃２）中に、独特に構造＃３へ変態することができ、１．０％〜５９．２％の全伸びを有して４００〜１８２５ＭＰａの範囲の引張強度値を示す。

合金化学によっては、ナノスケールの析出物を、ナノ相微細化及び引き続く非ステンレス高強度鋼の熱プロセス中に形成することができる。ナノ析出物は、１ｎｍ〜２００ｎｍのサイズの範囲内にあり、これら相の大多数（＜５０％）は１０〜２０ｎｍのサイズであり、このサイズは、マトリックスの結晶粒粗大化を抑制するための構造＃１に形成されたホウ化物ピン止め相より大幅に小さい。ホウ化物は、２０〜１００００ｎｍの範囲のサイズであることがわかる。

上述から発展させると、クラス２鋼を提供するここでの合金の場合には、そのような合金がそれらの降伏点を超えるときに、一定の応力における塑性変形に引き続き、構造＃３の生成につながる動的な相変態が生じる。より具体的には、十分な歪がもたらされた後に、変曲点が応力対歪曲線の傾斜が変化し増加するところに生じる。図４では、ここではクラス２鋼の変形挙動を経験する鋼合金が示す、応力‐歪曲線が図示されている。強度が、メカニズム＃２（動的ナノ相強化）の活性化を示す歪とともに増加している。

動的ナノ相強化中にさらに歪をかけることによって、強度は増加し続けるが、破断の近傍への歪効果係数値が徐々に減少する。破断点の近傍のみにおいて幾らかの歪軟化が生じ、この歪軟化はネッキングのところの局所的な断面積の減少によるものである場合がある。応力下において材料に歪をかけることで生じる強化変態は通常、動的プロセスとしての、構造＃３をもたらすメカニズム＃２を規定する。「動的」との用語によって、プロセスが材料の降伏点を超える応力の適用を通じて生じるということを意味する。構造＃３を達成する合金に対して達成することができる引張特性は、４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの範囲の引張強度値かつ１．０％〜５９．２％の全伸びを含む。達成される引張特性のレベルもまた、歪がクラス２鋼に対する応力歪特性に対応して増加するにつれて生じる変態の量に依存する。

この動的メカニズムに関し、新しい及び／又は追加的な析出相が１ｎｍ〜２００ｎｍの特定可能な結晶粒サイズを有することが観察される。さらに、Ｐ６_３ｍｃ空間群（＃１８６）を有する複六方両錐体クラス、六方晶Ｐ６ｂａｒ２Ｃ空間群（＃１９０）を有する複三方両錐体クラス、及び／又はＦｍ３ｍ空間群（＃２２５）を有するＭ_３Ｓｉ立方晶相の前記析出相におけるさらなる識別（ｉｄｅｎｔｉｆｉｃａｔｉｏｎ）がある。したがって、動的変態は、部分的に又は完全に生じることができ、結果として材料内に比較的高い強度を提供する新規なナノスケール／略ナノスケールの相を有する微細構造を形成する。すなわち、構造＃３は、一般的に２５ｎｍ〜２５００ｎｍのマトリックス結晶粒サイズを有する微細構造として理解することができ、この微細構造は、２０ｎｍ〜１００００ｎｍの範囲にあるホウ化物相によってピン止めされているとともに、１ｎｍ〜２００ｎｍの範囲にある析出物相を有する。１ｎｍ〜２００ｎｍの結晶粒サイズを有する上記で言及された析出物相の初期形成は、ナノ相微細化で開始し、構造＃３の形成につながる動的ナノ相強化中、継続する。析出物相／構造＃２における１ｎｍ〜２００ｎｍのサイズの結晶粒の体積分率は、構造＃３への変態中に増加し、特定された強化メカニズムを援助する。また、構造＃３において、ガンマ‐鉄のレベルは任意選択的であり、特定の合金の化学的性質及びオーステナイトの安定性によっては除外することができるということにも留意すべきである。

動的再結晶は既知のプロセスであるが、小さな結晶粒からの大きな結晶粒の形成を含み、したがって微細化メカニズムではなく、結晶粒粗大化メカニズムであるので、メカニズム＃２（図３Ａ）とは異なる。さらに、新しい変形していない結晶粒が変形した結晶粒によって置き換えられるので、ここで提供されるメカニズムとは対照的に相転移は起きず、これもまたここでの強化メカニズムとは対照的に対応する強度の減少をもたらす。鋼の準安定性オーステナイトが機械的応力の下でマルテンサイトに変態することが知られているが、この出願に開示される新しい鋼合金ではマルテンサイト又は体心立法晶の鉄相の存在の証拠は見られないことにも留意すべきである。以下の表２は、ここでのクラス２鋼における構造とメカニズムのまとめを提供する。

［クラス２鋼の再結晶と冷間成形］
上述したように、ここでは鋼合金は、高強度ナノモーダル構造（図３Ａ及び表２の構造＃３）を形成することができるようなものである。図３Ａでは、構造＃１は１ｍｍ〜５００ｍｍの範囲の厚みで材料を凝固するときに形成することができ、構造＃２（ナノ相微細化）は１ｍｍ〜５００ｍｍの厚みに関連し、構造＃３（動的ナノ相強化）は０．１ｍｍ〜２５ｍｍの薄くされた厚みで形成されることに留意するべきである。

図３Ｂに関連して、示された高強度ナノモーダル構造（構造＃３）が再結晶を経て再結晶されたモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）を提供することができ、この再結晶されたモーダル構造は、引き続く変形中に、微細化された高強度ナノモーダル構造（図３Ｂの構造＃５）への変態をもたらすナノ相微細化及び強化（図３Ｂのメカニズム＃３）を経験するということが現在認識されている。これらステップ中の合金の厚みは、０．１ｍｍ〜＜２５ｍｍの範囲にある。しかし、図に示すように、再結晶をもたらす加熱と、それに続く降伏点より上の応力の付与は、薄くされた厚みのシートを提供するために合金の処理中に実現されるべきステップであり、構造＃３の機械的特性を低下させる（ｃｏｍｐｒｏｍｉｓｅ）ものではない。すなわち、構造＃３は、厚みを減少させることを目的とするシートプロセスにおいて実現することができる加熱及び再結晶と、それに続く降伏点より高い応力を経験させるときに、本発明では、合金の機械的強度特徴を低下させる（例えば１０％未満の低下）ことはない。結果として得られる構造＃５は、初期構造＃３と同様の挙動（図５）及び機械的特性を提供し、特定の合金及び処理条件に依存して特性における改善を結果として生じさせることができる。

さらに、図３Ｂに示されているように、再結晶（ステップ６）及びそれに続く変形（ステップ８）を、ここで説明されているように、高強度ナノモーダル構造に繰り返し適用することができる。図３Ａ及び図３Ｂにおけるステップ９までの開発プロセスの完了の少なくとも１サイクルの後に、さらなるサイクルを考慮することができ、特定のエンドユーザの用途、望ましい厚み目標（すなわち、０．１ｍｍ〜２５ｍｍの範囲の最終的な厚みを目標とする）、及び引き続く焼鈍を適用することなく中間レベルへの冷間圧延のような特性の最終調整の要求によって、ステップ７、ステップ８、又はステップ９のいずれかで終えることができることに留意すべきである。

上述を発展させると、完全な又は部分的な高強度ナノモーダル構造（構造＃３）を有する鋼合金が高温（７００℃以上であるが、融点未満の温度）に暴露されるときに再結晶が行われて、再結晶されたモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）の形成をもたらす。そのような再結晶は、合金が前以て大量の塑性変形（すなわち、降伏点より高い応力）にかけられた後に生じる。そのような変形の例は冷間圧延によって代表されるが、冷間鍛造、ハイドロフォーミング、ロール成形等を含む幅広い種類の冷間プロセスによって生じさせることができる。塑性範囲への冷間圧延は、高強度ナノモーダル構造（図３Ａの構造＃３）を生成する特定された動的ナノ相強化（図３Ａのメカニズム＃２）を通じて生じる強化によって、マトリックスの結晶粒の中に高密度の転位を導入する。マトリックスの結晶粒に貯蔵された高密度の転位を有する高強度ナノモーダル構造は、今や昇温への暴露の際に再結晶を受けるように示され、それは転位の除去、相変化、及び再結晶モーダル構造（図３Ｂの構造＃４）の形成をもたらすマトリックス結晶粒成長を引き起こす。マトリックスの結晶粒成長が生じるが、成長の程度は結晶粒界におけるホウ化物相のピン止め効果によって制限されることに留意すべきである。

したがって、再結晶したモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）は、２０ｎｍ〜１００００ｎｍの範囲のサイズを有するホウ化物相によってピン止めされた１００ｎｍ〜５００００ｎｍのサイズへのマトリックス結晶粒成長と、１ｎｍ〜２００ｎｍの範囲のサイズであるマトリックスにランダムに分散された析出物相と、によって特徴づけられる。構造解析は、ガンマ‐Ｆｅ（オーステナイト）が主であるマトリックス相（２５％〜９０％）であること、及びそれが、典型的にはＭ_２Ｂ_１化学量論が存在する状態で複雑な混合した遷移的金属ホウ化物相と同時に生じることを示している。材料の中の高強度ナノモーダル構造（構造＃３）の初期状態、冷間圧延及び熱処理のパラメータ、並びに特定の化学的性質によって、さらなる相は、アルファ‐Ｆｅ（フェライト）（０〜５０％）及び残余のナノ析出物によって表わすことができる。

上述を発展させると、ここでは再結晶したモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）によって合金に歪をかける場合には、そのような合金がそれらの降伏点を超える際に、一定の応力での組成歪が生じ、続いて微細化された高強度ナノモーダル構造（図３Ｂの構造＃５）の生成をもたらすナノ相微細化及び強化（図３Ｂのメカニズム＃３）を通じた動的相変態が生じる。より具体的には、十分な歪が誘起された後、変曲点が、応力対歪曲線の傾斜が変化し、増加するところに生じる。図５には、再結晶されたモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）を有するクラス２鋼の変形挙動を経たここでの鋼合金を表わす応力歪曲線が示されている。強度は、メカニズム＃３（ナノ相微細化及び強化）の活性化を示す歪とともに増加する。さらに歪をかけることによって、強度は増加し続けるが、破断の近傍に向かって、歪効果係数の値が徐々に減少する。幾らかの歪軟化が生じるが、破断点の近傍においてのみであり、それはネッキングにおける局所的な断面積の減少による可能性がある。微細化高強度ナノモーダル構造（図３Ｂの構造＃５）の形成とともに、ここでの合金において達成することができる引張特性は、４００〜１８２５ＭＰａの範囲の引張強度値と、１．０％〜５９．２％の全伸びを含む。また、達成される引張特性のレベルは、歪がクラス２鋼に対する特徴的な応力歪曲線に従って増加するにつれて生じる変態の量に依存する。

メカニズム＃３（図３Ｂ）に関しては、新しい及び／又はさらなる析出相が、１ｎｍ〜２００ｎｍの特定可能な結晶粒サイズを有して観察される。さらに、Ｐ６_３ｍｃ空間群（＃１８６）を有する複六方両錐体クラスの六方晶相、六方晶Ｐ６ｂａｒ２Ｃ空間群（＃１９０）を有する複三方両錐体クラス、及び／又はＦｍ３ｍ空間群（＃２２５）を有するＭ_３Ｓｉ立方晶相の前記析出相には更なる識別がある。したがって、動的な変態が、部分的に又は完全に生じることができ、結果的に材料の比較的高い強度を与える新規なナノスケール／略ナノスケールの相を有する微細構造の形成が生じる。すなわち、構造＃５（図３Ｂ）は、２０ｎｍ〜１００００ｎｍの範囲のサイズにあるホウ化物相によってピン止めされ、１ｎｍ〜２００ｎｍの範囲にある析出物相を有する、通常１０ｎｍ〜２０００ｎｍのサイズのマトリックス結晶粒を有する微細構造として理解することができる。構造＃５の１ｎｍ〜２００ｎｍの範囲にある析出物相の体積分率は、メカニズム＃３を通じた変態中に増加する。また、構造＃５において、ガンマ‐鉄のレベルは任意的なものであり、特定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除去することができることに留意すべきである。

図３Ｂに矢印によって示されているように、新しく特定された構造及びメカニズムは、順次の態様で周期的に適用することができる。例えば、一旦高強度ナノモーダル構造（構造＃３）が部分的又は完全のいずれかで形成されると、それは高温への暴露を通じて再結晶させることができ、それによって再結晶されたモーダル構造（構造＃４）を形成することができる。

この構造は、その後に、冷間圧延、冷間鍛造、ハイドロフォーミング、ロールフォーミング、等を含む範囲のプロセスによる冷間変形によって、微細化された高強度ナノモーダル構造（構造＃５）に変形され得るという特異な能力を有している。一旦このサイクルが完成されると、次いでこのサイクルが必要なだけ何度も繰り返され（すなわち、構造＃３を含む追加的なサイクル、構造＃４への再結晶、続いてナノ相微細化及び強化（メカニズム＃３）を通じて冷間変形、それによって微細化された高強度ナノモーダル構造（構造＃５）を生産する。例えば、２〜２０サイクルを行うことができると考えられる。

工業的プロセスにおけるこれら変態の周期的本質の使用に関する多くの例がある。例えば、化学的性質及び使用可能なメカニズム、並びに当初は５０ｍｍ厚みで薄スラブのプロセスで鋳造され、次いで３ｍｍのシートを生産するように幾つかのステップを通じて熱間圧延される微細構造を可能にするシートが考えられる。しかし、自動車における特定の用途に対しては、目標とするゲージ厚みは〜１ｍｍである。したがって、熱間圧延された状態の３ｍｍ厚みのシートは、次いで目標とされるゲージまで冷間圧下されなければならない。３０％の圧下の後、３ｍｍのシートが今や２．１ｍｍ厚みとなり、高強度ナノモーダル構造（図３Ａ及び図３Ｂの構造＃３）を形成した。さらなる冷間圧下は、この例では、靱性が低すぎるので、シートの破断をもたらすだろう。

シートはここで熱処理（７００℃より高いがＴｍより低い温度への加熱）され、再結晶化されたモーダル構造（構造＃４）が形成された。このシートは次いで、ゲージ厚み〜１．５ｍｍまでさらに３０％の圧下で冷間圧延され、微細化された高強度ナノモーダル構造（構造＃５）が形成される。さらなる冷間圧下は、これもまたシートの破断をもたらすだろう。熱処理が次いで適用されて、シートを再結晶させ、結果的に高靱性の再結晶されたモーダル構造（構造＃４）が得られる。次いで、シートはさらに３０％冷間圧延され、それによって微細化された高強度ナノモーダル構造（構造＃５）を有する〜１．０ｍｍの厚みのゲージ厚みを生産する。ゲージ厚みの目標が達成された後には、さらなる冷間圧延による圧下は必要ない。特定の用途に応じて、シートを再結晶させるために再度加熱しても、しなくてもよい。例えば、引き続く部品の冷間鍛造のために、シートを再結晶化させて、高靱性の再結晶されたモーダル構造（構造＃４）を形成することが有利であろう。この結果的に得られたシートは、次いでエンドユーザによって冷間鍛造されてもよく、鍛造プロセス中に部分的に又は完全に微細化された高強度ナノモーダル構造（構造＃５）に変態されるであろう。

１つ又は複数のステップにおける、再結晶化されたモーダル構造（構造＃４）を形成後の別の例は、この構造を、冷間圧延を通じて冷間変形に暴露し、降伏強度を超えた後に、ナノ相微細化及び強化（メカニズム＃３）に暴露することである。しかしながら、変形体として、材料を部分的にのみ冷間圧延し、その後に焼鈍（すなわち再結晶）させないこともできる。例えば、再結晶化されたモーダル構造（構造＃４）を有する特定のシート材料であって、例えば破断前の４０％まで、冷間圧延することができるシート材料を、代わりに１０％、２０％、又は３０％まで冷間圧延することができ、次いで焼鈍することができる。これは、結果的にナノ相微細化及び強化（メカニズム＃３）を通じた部分的な変態を生じさせ、異なる要求を有する特定の用途のために調整することができる、降伏強度、最大抗張力、及び靱性の独特な組み合わせを結果的にもたらす。例えば、高い降伏強度および高い引張強度が、衝突事故中の衝撃を回避するために自動車の客室に必要とされるが、その一方で低い降伏強度及び高い靱性を伴う高い引張強度が、衝突時エネルギーマネージメント領域と呼ばれることが多い自動車の前端部及び後端部に使用されることが大変魅力的である。

ここで、本明細書における特定の特徴が、再結晶化されたモーダル構造（構造＃４）の形成の後に、ナノ相微細化及び強化（メカニズム＃３）を経験する鋼合金の能力であることが理解されるべきである。再結晶化されたモーダル構造（構造＃４）を有する本明細書の鋼合金の機械的挙動の例が図５に図示されている。機械的挙動は、図４に示されたナノモーダル構造（構造＃２）を有する本明細書の鋼合金の機械的挙動と同様である。そのような再結晶化されたモーダル構造を有する合金がそれらの降伏点を超えると、一定の応力での塑性変形が生じ、それに続いて微細化された高強度ナノモーダル構造（構造＃５）の形成をもたらす構造的な微細化と同時の動的相変態が生じる。より具体的には、十分な歪が誘起された後に、変曲点が応力対歪曲線の傾斜が変化するところに生じ（図５）、強度は、ナノ相微細化及び強化（メカニズム＃３）の活性化を示す歪とともに増加する。下の表３は、本明細書における鋼合金の構造及びメカニズムの要約を提供する。

［好ましい合金化学及びサンプル調整］
研究された合金の化学組成が表４に示されており、この化学組成は使用された好ましい原子比率を提供している。当初の研究は、プレッシャバキュームキャスタ（Ｐｒｅｓｓｕｒｅ Ｖａｃｕｕｍ Ｃａｓｔｅｒ：ＰＶＣ）によって行われた。高純度元素（＞９９重量％）を使用して、目標とする合金の３５ｇの４つの合金原料が、表４の原子比率に従って計量された。原料材料は次いでアーク溶融システムの銅の炉床の中に置かれた。原料は、遮蔽ガスとしての高純度アルゴンを使用してインゴットの中にアーク溶融された。インゴットは何回も反転されて、均一性を保証するために再溶融された。混合の後、インゴットは次いでＰＶＣチャンバの中に置かれ、ＲＦ誘導を使用して溶融され、次いで、厚み３．３ｍｍの３インチ×４インチの、鋳造のために設計された銅のダイ上に排出された。

上述から、図３Ａおよび３Ｂに図示された変態を受けやすい本明細書の合金が、以下の群：（１）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ（合金１〜６３、６６〜７１、１８４、１９２、２８０〜２８３）；（２）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃｕ（合金６４、７２、７４〜１８３、１８８〜１９１、１９３〜２２９、２３３〜２３５、２４８、２４９、２５２、２５３、２５６〜２６０、２６８〜２７９、２８４〜２８８、２９２〜２９７、３０１）；（３）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃ（合金６５、７３）；（４）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃｕ／Ｔｉ（合金１８５〜１８７）；（５）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃｕ（合金２３０〜２３２、２３６〜２３８、２６１）；（６）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ（合金２３９〜２４７、２５０、２５１、２５４、２５５、２９３）；（７）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃｕ／Ｃ（合金２６２〜２６７、２８９〜２９０、２９５、２９６、３００、３０２、３０４）；（８）Ｆｅ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ（合金２９１、２９４）；（９）Ｆｅ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃｕ／Ｃ（合金２９８、３０３）；（１０）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃ（合金２９９）に入ることを理解することができる。

上述から、当業者であれば本明細書における合金組成が以下の４つの元素を以下に示された原子比率で含むことを理解するであろう：Ｆｅ（５５．０〜８８．０原子％）；Ｂ（０．５０〜８．０原子％）；Ｓｉ（０．５〜１２．０原子％）；Ｍｎ（１．０〜１９．０原子％）。また、以下の元素は任意的なものであり、示された原子百分率で存在することができることを理解することができる：Ｎｉ（０．１〜９．０原子％）；Ｃｒ（０．１〜１９．０原子％）；Ｃｕ（０．１〜６．００原子％）；Ｔｉ（０．１〜１．００原子％）；Ｃ（０．１〜４．０原子％）。不純物は、Ａｌ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓ、Ｏ、Ｎ、Ｐ、Ｗ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｐｄ、及びＶのような原子を含んで存在し、それらは１０原子％まで存在することができる。

したがって、合金はまた、本明細書ではＦｅ基合金（５０．０原子％を超えるＦｅ含有量を有する）としてより広く記載される場合があり、さらにＢ、Ｓｉ、及びＭｎを含み、クラス２の鋼（図３Ａ）を形成することができ、さらに再結晶（７００℃までであるがＴｍ未満の熱処理）とそれに引き続く、微細化された高強度ナノモーダル構造（図３Ｂの構造＃５）を提供するための降伏点より高い応力を受けることができ、再結晶と降伏点より高い応力のステップは繰り返すことができる。合金は、降伏強度、引張強度、及び引張延び特性に対して特定される構造に対して達成される機械特性によって規定することができる。

［鋼合金特性］
熱分析が関心のある全ての合金に対して鋳造された状態の材料に行われた。測定は、Ｎｅｔｚｓｃｈ Ｐｅｇａｓｕｓ ４０４示差走査熱量計（ＤＳＣ）で行われた。測定プロファイルは、９００℃までの急速な上昇、それに続く制御された、１０℃／分での１４００℃までの上昇、１４００℃〜９００℃の１０℃／分での制御された冷却、及び１４００℃までの１０℃／分での第２の加熱からなった。固相線、液相線、及びピーク温度の測定は、最終加熱段階から取られ、それによって、平衡状態における材料の代表測定値を実現し得る最高の測定コンタクト（ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔ ｃｏｎｔａｃｔ）で確保した。表４にリストされた合金において、溶融は１つ又は複数の段階で、合金の化学的性質に応じて〜１１２０℃か他の初期溶融、及び場合によっては１４２５℃を超える最終的な溶融温度（表５においてＮ／Ａと記載されている）で生じる。したがって、本明細書における、クラス２の鋼の形成及びそれに続く再結晶及び冷間成形（図３Ｂ）が可能な合金に対する融点の範囲は、１０００℃〜１５００℃とすることができる。溶融挙動における変化は、合金のそれらの化学特性に応じた凝固で複雑な相形成を反映する。

合金の密度が、アルキメデス法を使用して、空気中及び蒸留水中の両方での計量を可能にする特別に構成された秤の中で、アーク溶融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６に一覧にされており、７．３０ｇ／ｃｍ^３〜７．８９ｇ／ｃｍ^３で変化することが分かった。実験結果が、この技術の精度が±０．０１ｇ／ｃｍ^３であることを明らかにした。

合金１〜合金２８３の合金それぞれからの平板が、モリブデン炉を有するとともに直径４インチ、高さ５インチの炉チャンバを有するＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５装置を使用して熱間静水圧プレス（Ｈｏｔ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓｉｎｇ：ＨＩＰ）にかけられた。平板が１０℃／分で目標温度に到達するまで加熱され、特定された時間、ガス圧に暴露され、これら研究に対して１時間保持された。ＨＩＰサイクルのパラメータが表７にリストされている。ＨＩＰサイクルの重要な特徴は、空孔及び小さな介在物のようなマクロ欠陥を、薄ストリップ／双ロール鋳造プロセス又は厚スラブ／薄スラブ鋳造プロセスによるシートの生産中に模擬熱間圧延（ｍｉｍｉｃｋｉｎｇ ｈｏｔ ｒｏｌｌｉｎｇ）によって除去することであった。ＨＩＰサイクルは、熱機械的プロセスであり、平板の表面を平滑化する間にわずかな内的及び外的なマクロ欠陥の除去を可能にする。

ＨＩＰサイクルの後に、平板は表８に特定されたパラメータで熱処理された。空冷の場合には、シートの大量生産での巻き取り条件を具現化して、試料は目標温度に目標の時間保持され、炉から取り出され、空気中で冷却された。制御された冷却の場合には、サンプルが装填された状態で、炉の温度は特定の速度で低下され、サンプルの冷却速度の制御を可能にしていた。

引っ張り試験片は、ＨＩＰサイクルの後に平板から切り出され、ワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して熱処理された。引張特性が、Ｉｎｓｔｒｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｔｅｓｔｉｎｇ ｆｒａｍｅ（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）で、Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを使用して測定された。すべての試験は室温で、下部治具を不動に保持し、上部治具を可動とした状態で変位制御で行われ、ロードセルは上部治具に取り付けられていた。合金のＨＩＰ後の引張特性が表９にリストされており、これは上述の構造３に関連している。最大抗張力の値は、１．０〜３３．６％の引張伸びを有して４０３〜１８１０ＭＰａで変化する。降伏強度は２０５〜１２２３ＭＰａの範囲にある。本明細書の鋼合金の機械的特性値は、合金の化学的性質及びプロセス条件／処理条件に依存する。

表４にリストされた選択された合金からの鋳造された平板が熱間圧延を介して熱機械的に処理された。平板はトンネル炉の中で、既に決定された固相線温度（表５参照）より少なくとも５０℃低い、ほぼ２５℃の温度間隔に等しい目標温度まで加熱された。圧延のためのロールが、圧延されるすべてのサンプルに対して一定の間隔に保持され、それによってロールは最小の力で接触していた。結果として得られた圧下は、２１．０％〜４１．９％の間で変化した。熱間圧延段階の主な重要性は、ナノ相微細化を開始すること及び空孔及びボイドのようなマクロ欠陥を、双ロール鋳造プロセスのステージ２又は薄スラブ鋳造プロセスのステージ１又はステージ２での熱間圧延を模倣することによって除去することである。このプロセスは、わずかなマクロ欠陥を除去し、さらにサンプルの表面を平滑化する。熱間圧延の後、平板は表８に特定されたパラメータで熱処理された。引っ張り試験片は、熱間圧延後の平板から切り出され、ワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して熱処理された。引張特性がＩｎｓｔｒｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｔｅｓｔｉｎｇ ｆｒａｍｅ（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）で、Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを使用して測定された。すべての試験は室温で、下部治具を不動に保持し、上部治具を可動とした状態で変位制御で行われ、ロードセルは上部治具に取り付けられていた。サンプルは、圧延された状態のままと、表８に規定された熱処理後の状態において試験された。

本明細書における、熱間圧延の後に形成するナノモーダル構造（図３Ａの構造＃２）を有する選択された合金の引張特性が、表１０（圧延されたまま）にリストされている。この状態において、降伏応力が３０８〜１０２０ＭＰａで変化する。降伏後には、構造＃２は高強度ナノモーダル構造（図３Ａの構造＃３）に変態し、２．２〜４１．３％の範囲の靱性を有して、７４０〜１４３５ＭＰａの引張強度を実証する。

熱間圧延後の熱処理は、変形中に高強度ナノモーダル構造（構造＃３）に変態するナノモーダル構造（構造＃２）のさらなる進行をもたらす。熱間圧延及び異なるパラメータでの熱処理後の選択された合金の引張特性が、表１０にリストされている。最大抗張力の値は、約２〜５９．２％の引張延びを有して、７３０〜１４５３ＭＰａで変化する場合がある。降伏強度は、２７４〜１０２０ＭＰａの範囲にある。本明細書における鋼合金の機械的特性は、合金の化学的性質及びプロセス条件／処理条件に依存する。

表４から選択された合金が、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ傾斜型真空鋳造機を使用して、５０ｍｍの厚みで平板に鋳造された。指定された組成の合金は、それぞれの合金に対して表４に提供された原子比率に従って、指定された量の市販されている、組成および不純物含有量が既知である鉄添加物粉（ｆｅｒｒｏａｄｄｉｔｉｖｅ ｐｏｗｄｅｒ）及び必要に応じて追加的な合金元素を使用して３キログラムの分量に計量された。計量された合金の分量は、酸化ジルコニウムをコーティングされたシリカベースのるつぼ内に配置され、鋳造機の中に装填された。溶融は、１４ｋＨｚのＲＦ誘導コイルを使用して、真空下で行われた。分量は、最後に固体分が観察されてから４５秒〜６０秒の時間間隔を置いて、完全に溶融するまで加熱され、それによって過熱状態を提供し、溶融物の均一性を確実とした。溶融物は次いで、水冷された銅のダイの中に注入されて、薄スラブ鋳造プロセス（図３１）のための厚み範囲である約５０ｍｍの厚み及び７５ｍｍ×１００ｍｍのサイズの実験用鋳造スラブを形成した。

５０ｍｍの当初厚みを有する鋳造された平板は、合金の固相線温度によって１０７５〜１１００℃の温度で熱間圧延にかけられた。圧延は、インラインのＬｕｃｉｆｅｒ ＥＨＳ３ＧＴ−Ｂ１８トンネル炉を採用したＦｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１単段圧延ミルで行われた。材料は初期滞留時間（ｄｗｅｌｌ ｔｉｍｅ）の４０分間は熱間圧延温度に保持されて、均一化時間を確保した。圧延ミル上の各パスの後、サンプルはトンネル炉に戻され、４分の温度回復のための保持を受けて熱間圧延パス中の温度損失を補正された。熱間圧延は、２つの運転（ｃａｍｐａｉｇｎ）で行われ、第１の運転は、６ｍｍの厚みまで、全圧下の約８５％を達成する。熱間圧延の第１の運転に続いて、１５０ｍｍ〜２００ｍｍの長さのシートの区画が熱間圧延された材料の中心から切り取られた。この切り取られた区画は次いで、両運転間の全圧下の９６％〜９７％のための、熱間圧延の第２の運転に使用された。

引っ張り試験片が熱間圧延されたシートからＥＤＭを介して切断された。引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ ｃｏｎｔｒｏｌ及び解析ソフトウェアを使用するＩｎｓｔｒｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｔｅｓｔｉｎｇ ｆｒａｍｅ （Ｍｏｄｅｌ ３３６９）で測定された。すべての試験は、室温で、下部治具を不動に保持し、上部治具を可動とした状態で、変位制御で行われ、ロードセルは上部治具に取り付けられていた。

熱間圧延されたままの状態にある合金の引張特性が、表１１にリストされている。最大抗張力の値は、引張伸び１４．０〜２９．２％で９７８〜１２８１ＭＰａの範囲で変化する場合がある。降伏応力は、３９６〜７４６ＭＰａの範囲にある。本明細書における鋼合金の機械的特性値は、合金の化学的性質及び熱間圧延の条件に依存する。

合金それぞれからの熱間圧延されたシートは次いで、１．２ｍｍの厚さまで複数パスの更なる冷間圧延にかけられた。圧延は、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１単段圧延ミルで行われた。合金の熱間圧延及びそれに引き続く冷間圧延の後の引張特性が、表１２にリストされている。この特定の例の最大抗張力の値は、引張伸び１．０〜２０．８％で１４３８〜１７８７ＭＰａの範囲で変化する場合がある。降伏応力は、８０９〜１６４２ＭＰａの範囲にある。ここでの鋼合金の機械的特性値は、合金の化学的性質及びプロセス条件に依存する。冷間圧延の圧下は、合金における異なる強度のレベルをもたらすオーステナイト変態の量に影響する。

冷間圧延の後に、合金は表１３に特定されたパラメータで熱処理された。熱処理は、アルゴンガスのパージ下でＬｕｃｉｆｅｒ ７ＧＴ−Ｋ１２密閉式箱形炉内において、又はＴｈｅｒｍＣｒａｆｔ ＸＳＬ−３−０−２４−１Ｃチューブ炉内において行われた。空冷の場合には、試験片は目標の温度で目標の時間、保持され、炉から取り出されて空気中で冷却された。制御された冷却の場合には、炉の温度が、サンプルが装填された状態で特定の速度で低下された。

引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ ｃｏｎｔｒｏｌ及び解析ソフトウェアを使用するＩｎｓｔｒｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｔｅｓｔｉｎｇ ｆｒａｍｅ （Ｍｏｄｅｌ ３３６９）で測定された。すべての試験は、室温で、下部治具を不動に保持し、上部治具を可動とした状態で、変位制御で行われ、ロードセルは上部治具に取り付けられていた。

選択された合金の、熱間圧延とそれに引き続く冷間圧延、並びに異なるパラメータでの熱処理後の引張特性が、表１４にリストされている。この特定の場合の例の最大抗張力の値は、引張伸び６．６〜３５．９％で８１３〜１３１６ＭＰａで変化する場合がある。降伏応力は、２７４〜８１５ＭＰａの範囲にある。ここでの鋼合金の機械的特性値は、合金の化学的性質及びプロセス条件に依存する。

［事例］
事例＃１：工業用シートの生産
選択された合金からの工業用シートが、薄ストリップ鋳造プロセスによって生産された。薄ストリップ鋳造プロセスの図が図６に示されている。示されているように、プロセスは３つのステージ：ステージ１‐鋳造、ステージ２‐熱間圧延、及びステージ３‐ストリップ巻き取り、を含んでいる。ステージ１中に、シートは、凝固した金属が圧延ローラの表面間の圧延ニップの中にもたらされるにつれて形成された。凝固したままの状態のシートの厚みは、１．６〜３．８ｍｍであった。ステージ２中に、凝固したシートは１１５０℃において２０〜３５％の圧下率で熱間圧延された。熱間圧延されたシートの厚みは、２．０〜３．５ｍｍで変化していた。生産されたシートがコイルに巻き取られた。合金２６０からの生産されたシートのサンプルが、図７に示されている。

この事例は、表４に提供された合金が連続鋳造プロセスを通じた工業用プロセスに対して適用可能であることを示している。

事例＃２：工業用シートの後処理
目標とするシート厚みと、様々な用途に対する最適化された特性と、を得るために、生産されたシートは後処理にかけられる。工業用生産における後処理の条件をシミュレートするために、３インチ×６インチの大体のサイズを有するシートのストリップが、薄ストリップ鋳造プロセスによって生産された工業用シートから切り出され、次いで様々な方法によって後処理された。数百の実験に使用された様々な方法のまとめが留意点とともに以下に提供される。

熱間圧延プロセスをシミュレートするために、ストリップは、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１ 圧延ミル及びＬｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４ 環境制御型箱形炉を使用する圧延にかけられた。平板は、圧延の開始に先立って、典型的には８５０〜１１５０℃の高温炉の中に１０〜６０分置かれた。ストリップは次いで、１パス当たり１０％〜２５％の圧下で繰り返し圧延され、圧延ステップ間に１〜２分、炉の中に配置されて、次いで温度を回復された。平板が炉にフィットするには長すぎる場合には、平板は冷却され、より短い長さに切断され、次いで、それらが再び圧延される前に、さらなる時間、炉の中で再加熱された。

冷間圧延プロセスをシミュレートするために、ストリップは、後処理の目標による様々な圧下率でＦｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１ 圧延ミルを使用する冷間圧延にかけられた。シートの厚みを減らすために、パス当たり１０〜１５％、典型的には合計２５〜５０％の圧下率が、様々な温度（８００〜１１７０℃）及び様々な時間（２分〜１６時間）での中間焼鈍の前に適用された。最終生産のためのスキンパスステップ（ｓｋｉｎ ｐａｓｓ ｓｔｅｐ）を模倣するために、シートは典型的には２〜１５％の圧下率で冷間圧延された。熱処理の研究が、典型的には８００〜１２００℃の温度で典型的には２分〜１５分の時間の溶融メッキの酸洗い（ｈｏｔ ｄｉｐ ｐｉｃｋｌｉｎｇ）ラインにおけるインラインの焼鈍をシミュレートするために、空気中でＬｉｎｄｂｅｒｇ Ｂｌｕｅ Ｍ Ｍｏｄｅｌ “ＢＦ５１７３１Ｃ−１”箱形炉を使用することによって行われた。コイルバッチ焼鈍条件を模倣するために、Ｌｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４環境制御型箱形炉が、典型的には８００〜１２００℃の温度で典型的には２時間から１週間までの時間での熱処理のために使用された。

この事例は、表４の合金が、工業的に使用される様々な後処理に適用可能であることを示している。

事例＃３：選択された合金からの工業用シートの引張特性
合金２６０及び合金２８４からの工業用シートが、薄ストリップ鋳造プロセスによって生産された。シートの凝固された状態での厚みは、それぞれ３．２ｍｍ及び３．６ｍｍであった（図６の薄ストリップ鋳造プロセスのステージ１に対応）。１１００℃から１１７０℃の温度でのインラインの熱間圧延が、合金２６０に対して２．２ｍｍ（すなわち圧下率３１％）及び合金２８４に対して２．６ｍｍ（すなわち圧下率２８％）の最終厚みをもたらすシート生産（図６の薄ストリップ鋳造プロセスのステージ２に対応）中に適用された。

引っ張り試験片は、シートからＢｒｏｔｈｅｒ ＨＳ−３１００ワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して切り出された。引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ ｃｏｎｔｒｏｌ及び解析ソフトウェアを使用するＩｎｓｔｒｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｔｅｓｔｉｎｇ ｆｒａｍｅ （Ｍｏｄｅｌ ３３６９）で測定された。すべての試験は、室温で、下部治具を不動に保持し、上部治具を可動とした状態で変位制御で行われ、ロードセルは上部治具に取り付けられていた。

後処理のステップそれぞれにおける合金２６０シートの特性が、図８ａに示されている。わかるように、均質化熱処理は、ナノ相微細化（図３Ａの構造＃２）を通じたシート体積における完全なナノモーダル構造（図３Ａの構造＃２）の形成によってシートの特性を飛躍的に改善する。この商用シートにおいて、構造は、熱間圧延によって部分的にナノモーダル構造に変態されたが、追加的な熱処理が、完全な変態を特にシートの中央部に生じさせるために必要であったことに留意する。冷間圧延は、動的ナノ相強化（図３Ａのメカニズム＃３）を通じて材料の強化をもたらし、高強度ナノモーダル構造の形成（図３Ａの構造＃３）を結果的に生じさせる。１１５０℃５分の焼鈍に続いて、構造は、再結晶されたナノモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）に再結晶させられる。この場合、小さな程度の圧下（５％）が結果として得られるシートに適用され、シートの表面の質の改善は、ナノ相微細化及び強化（図３Ｂの構造＃３）を通じた、微細化された高強度ナノモーダル構造（図３Ｂの構造＃５）への部分的な変態を生じさせる。したがって、このプロセス経路は、後処理されたシート全体に進歩した特性の組み合わせを提供する。

様々な後処理のパラメータを有する商用スケールでのプロセスを模倣するために、合金２８４の工業用シートからのサンプルもまた後処理された。後処理は、（１）１１５０℃、２時間の均質化熱処理；（２）１１５０℃、２時間の均質化熱処理＋４５％の圧下率での冷間圧延＋１１５０℃５分の焼鈍；（３）１１５０℃、８時間の均質化熱処理＋１５％の圧下率での冷間圧延＋１１５０℃５分の焼鈍；（４）１１５０℃、８時間の均質化熱処理＋２５％の圧下率での冷間圧延＋１１５０℃２時間の焼鈍；（５）１１５０℃、１６時間の均質化熱処理＋２５％の圧下率での冷間圧延＋１１５０℃５分の焼鈍、を含む。合金２８４のシートにおける構造の開発は、上述した後処理のステップそれぞれのような合金２６０における構造の開発と同様であり、中間ステップの特性はここには提供されていない。これら後処理経路後の結果的な合金２８４のシートの特性が、図８ｂに示されている。わかるように、すべての後処理経路は、１１４０〜１２２０ＭＰａの同様の強度の値を提供する。靱性は、後処理パラメータ、シートの均質性、構造変態のレベル、等によって１９〜２８％で変化する。しかし、後処理経路とは無関係に、合金２８４からの工業用シートは、１１００ＭＰａより高い引張強度と、１９％より大きな靱性と、の特性の組み合わせを提供する。

この事例は、後処理条件全体におけるここではシート合金の進展した特性の組み合わせの可能性を示している。両方の合金における構造の開発は、機械的特性の強力な組み合わせを提供するナノ相微細化及び強化（図３Ｂのメカニズム＃３）を経ることができる、再結晶化したモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）に向かう後処理中において、ここでは図３Ａ及び図３Ｂにおいて概説されたパターンに従う。

事例＃４：モーダル構造の形成
構造＃１（図３Ａ）として特定されたモーダル構造は、ここに示されるような凝固において、表４にリストされた合金で形成する。合金２６０からの２つのシート状サンプルがこの事例のために提供される。第１のサンプルは、合金２６０から実験室規模で、プレッシャバキュームキャスタ（ＰＶＣ）の中で鋳造された。商用純度の構成要素である、目標とする合金の４つの３５ｇの合金原材料が、表４に提供された原子比率に従って計量された。原材料は次いで、アーク溶融システムの銅の炉床の中に置かれた。原材料は、高純度アルゴンを遮蔽ガスとして使用して、インゴットにアーク溶融された。インゴットは、何回も反転されて、均一性を保証するために再溶融された。混合の後、インゴットは次いで、幅１２ｍｍ、長さ３０ｍｍ、厚さ８ｍｍ程度の指状の形状（フィンガ）に鋳造された。結果的に得られたフィンガは次いで、ＰＶＣチャンバの中に置かれ、ＲＦ誘導を使用して溶融され、次いで、薄ストリップの鋳造（図６）のステージ１を模倣する、厚み１．８ｍｍの３インチ×４インチのシートの鋳造のために設計された銅のダイ上に排出された。第２のサンプルは、薄ストリップ鋳造プロセスによって、インラインの熱間圧延無し（薄ストリップ鋳造中の熱間圧延が無い）で、３．２ｍｍの凝固したままの状態の厚みを有する凝固したままの状態に生産された工業用シートから切り出された。

構造分析が、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃ．によって製造されたＥＶＯ−ＭＡ１０走査型電子顕微鏡を使用して、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって行われた。ＳＥＭ試料を作るために、鋳造したままのシートの断面が切り出され、ＳｉＣ紙によって研磨され、次いで粗さ１μｍまでダイアモンドの懸濁媒体によって、漸進的に仕上げ研磨された。最終研磨は、粗さ０．０２μｍのＳｉＯ_２溶液によって行われた。凝固されたままのシートのサンプルの表面に近い外層領域及び中央層領域における微細構造のＳＥＭ画像が図９及び図１０に示されている。わかるように、１．８ｍｍの厚みの実験室の鋳造シートサンプルでは、外層領域においてマトリックス相のデンドライトのサイズは厚み２〜５μｍであり、長さは２０μｍまでであったが、一方で中央層領域ではデンドライトはより丸く、サイズは４〜２０μｍである（図９）。非常に微細な構造を、両方の領域におけるデンドライト組織内領域において観察することができる。工業用シートもまた、２〜５μｍの厚みで２０μｍまでの長さのマトリックス相を外層領域に有するデンドライト構造を示し、それらは中央相領域においてより丸いデンドライトであり、４〜２０μｍのサイズを有する（図１０）。しかし、デンドライト組織内ホウ化物は、工業用シートにおいて明確にされており、外層領域におけるより微細でより均一な分散されたホウ化物に比べてより粗く、針状タイプの形状を中央層領域に有する。実験室の条件での速い冷却速度のために、１．８ｍｍの鋳造されたままの平板の微細構造は、外層及び中央層の両方においてより細かく、微細なホウ化物相は結晶粒界ではＳＥＭによっては解像できない。両方の場合において、デンドライト組織内領域における細かいホウ化物相を有するマトリックス相の大きなデンドライトは、典型的なモーダル構造を鋳造されたままの状態中に形成する。より粗い微細構造は、実験室及び工業用の両方のシートにおいて中央層領域に観察され、両方の場合の凝固中に外層に比べてゆっくりとした冷却速度を反映している。

この事例にはっきり示されているように、モーダル構造（構造＃１）は、鋼合金中に、本明細書では実験室及び工業用の鋳造プロセスにおいて形成される。

事例＃５：ナノモーダル構造の形成
モーダル構造（構造＃１）が高温への暴露にかけられると、それはナノ相微細化（メカニズム＃１）を通じてナノモーダル構造（構造＃２）に変態する。これを説明するために、１１５０℃で２時間、熱処理され、次いで空気中で室温まで冷却されるインライン熱間圧延（３２％の圧下率）を有する、薄ストリップ鋳造プロセスによって生産された合金２６０の工業用シートからサンプルが切り出された。引っ張り試験、ＳＥＭ顕微鏡法、ＴＥＭ顕微鏡法、及びＸ‐線回折を含む様々な研究のためのサンプルが、ワイヤーＥＤＭを使用して熱処理の後に切り出された。

ＳＥＭサンプルは、合金２６０からの熱処理されたシートから切り出され、０．０２μｍグリット（Ｇｒｉｔ）まで段階的に研磨され、それによって走査型電子顕微鏡〈ＳＥＭ〉による分析のための滑らかなサンプルを確保した。ＳＥＭは、Ｚｅｉｓｓ ＥＶＯ−ＭＡ１０ ｍｏｄｅｌを使用して、３０ｋＶの最大動作電圧で行われた。熱処理後の合金２６０のシートにおける微細構造のＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真の例が図１１に示されている。示されるように、熱処理後の合金２６０の工業用シートの微細構造は、モーダル構造とは明白に異なる（図１０）。１１５０℃、２時間の熱処理の後、微細なホウ化物相は比較的均一なサイズであり、外層領域においてマトリックスの中に均一に分散されている（図１１ａ）。中央層領域では、熱間圧延によってホウ化物は効果的に壊れてばらばらになるが、ホウ化物相の分散は、幾つかの領域が他の領域よりホウ化物相によって占有されているのを見ることができるので、外層におけるそれと比較するとそれほど均一ではない（図１１ｂ）。さらに、ホウ化物はそのサイズがより均一になる。熱処理の前には、幾らかのホウ化物相が１５〜１８μｍまでの長さを示す。熱処理の後には、最も長いホウ化物相は〜１０μｍであり、これもたまに見つかるだけである。工業用シートの薄ストリップの鋳造中の熱間圧延及び追加的な熱処理は、ナノモーダル構造の形成をもたらした。マトリックス相の詳細は、微細化された相のナノ結晶の大きさの故に、ＳＥＭを使用して効果的に解像することができず、後にＴＥＭを使用して調べられる。

合金２６０の工業用シートの構造的詳細をより詳細に調べるために、高分解能透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）が使用された。ＴＥＭの資料を準備するために、サンプルが熱処理された工業用シートから切り出された。サンプルは次いで、７０〜８０μｍの厚みまで、研磨され、仕上げ研磨された。直径３ｍｍの円板がこれら薄いサンプルから打ち抜かれ、最終の薄化が、メタノールをベースとした３０％のＨＮＯ３の混合物を使用して、２−ジェット式電解研磨によって行われた。準備された試験片が、動作電圧２００ｋＶのＪＥＯＬ ＪＥＭ−２１００ ＨＲ Ａｎａｌｙｔｉｃａｌ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ （ＴＥＭ）内で試験された。１１５０℃で２時間、熱処理された、合金２６０の工業用シートのサンプル中の微細構造のＴＥＭ顕微鏡写真が図１２に示されている。熱処理後、２００ｎｍ〜５μｍのサイズのホウ化物相が、マトリックスの結晶粒を離間させる粒間領域に明らかとされ、これは図１１におけるＳＥＭの観察結果と符合する。しかし、ホウ化物相は分離された５００ｎｍ未満のサイズの析出物という組織形態に変えられ、マトリックスの結晶粒間の領域に分散され、さらにＴＥＭによって明らかにされる。マトリックスの結晶粒は、高温におけるナノ相微細化によって非常に微細化されている。ミクロンサイズのマトリックスの結晶粒を有する鋳造されたままの状態とは異なり、図１２に示されているように、マトリックスの結晶粒は典型的には２００〜５００ｎｍのサイズの範囲にある。

この事例に示されているように、ナノモーダル構造（図３Ａの構造＃２）は、ここではナノ相微細化（図３Ａのメカニズム＃１）を通じて鋼合金の中に形成される。

事例＃６：冷間圧延中の微細構造の進化（ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ）
薄ストリップ鋳造によって生産され、１１５０℃で２時間、熱処理された合金２６０からの工業用シートが、生産された鋼シートの工業的後処理における冷間圧延を模倣するＦｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１ 圧延ミルを使用して冷間圧延された。冷間圧延されたサンプルの微細構造が、ＳＥＭによって研究された。ＳＥＭ試料を作るために、熱間圧延された断面が切り出され、ＳｉＣ紙によって研磨され、次いで粗さ１μｍまでダイアモンドの懸濁媒体によって、漸進的に仕上げ研磨された。最終研磨は、粗さ０．０２μｍのＳｉＯ_２溶液によって行われた。合金２６０のシートからの冷間圧延されたサンプルの微細構造が、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃ．によって製造されたＥＶＯ−ＭＡ１０走査型電子顕微鏡を使用して、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察された。図１３は、５０％の厚み圧下率で冷間圧延された後の、合金２６０からの工業用シートの微細構造を示す。熱処理されたサンプル（図１１）と比較すると、ホウ化物相はわずかに圧延方向に沿って整合しているが、長いホウ化物相が凝固中に通常形成される特に中央層領域では崩壊している。ホウ化物相の幾らかは、冷間圧延によって数ミクロンのサイズにまで潰されている。同時に、マトリックス相において変化が見られる。図１３に示されるように、微妙なコントラストを冷間圧延後のマトリックスに見ることができるが、ＳＥＭによっては十分に解像可能ではない。さらなる構造解析がＴＥＭによって行われ、後述のさらなる詳細を明らかにした。

冷間圧延されたサンプルの微細構造のＴＥＭ画像が図１４に示されている。冷間圧延されたシートが、典型的には１００〜３００ｎｍのサイズのナノ結晶マトリックスの結晶粒を有する微細化された微細構造を有するということを理解することができる。冷間変形後に観察される微細構造の微細化は、典型的には、高強度ナノモーダル構造（図３Ａの構造＃３）の形成を伴う動的ナノ相強化（図３Ａのメカニズム＃２）の結果である。小さなナノ結晶の析出物がマトリックス及び結晶粒界の領域の中に分散されていることを見ることができ、これは高強度ナノモーダル構造に典型的なものである。

小さなナノ結晶の相の特徴を含む、合金２６０のシートの構造のさらなる詳細が、ｘ線回折によって明らかにされた。ｘ線回折は、ＣｕのＫαｘ線管を有するＰａｎａｌｙｔｉｃａｌ Ｘ’Ｐｅｒｔ ＭＰＤ回折計を使用して、４０ｍＡのフィラメント電流を使用して４０ｋＶで行われた。走査は０．０１°のステップサイズ、及び計器の零角シフトを調整するためにシリコンを組み込んだ状態での２５°〜９５°の２シータで行われた。結果的に得られた走査は次いで、Ｓｉｒｏｑｕａｎｔソフトウェアを使用するリートベルト解析によって続いて解析された。図１５には、ｘ線回折パターンが、測定された／実験のパターン、及び冷間圧延された状態にある合金２６０のシートに対するリートベルト微細化パターンを含んで示されている。わかるように、実験データの良好な合致が得られた。発見された特定の相を含むｘ線パターン、空間群、及び格子定数の解析が表１５に示されている。４つの相：立方晶のα‐Ｆｅ、Ｍ２Ｂ１化学量論を有する混合遷移金属ホウ化物錯体相（ｃｏｍｐｌｅｘ ｍｉｘｅｄ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎａｌ ｍｅｔａｌ ｂｏｒｉｄｅ ｐｈａｓｅ）、及び２つの新しい六方晶相が見いだされた。特定された相の格子定数は、純粋な相に対して見い出された格子定数とは異なっており、合金元素による置換／飽和の効果を明瞭に示していることに留意する。例えば、Ｆｅ２Ｂ１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。微細構造の相組成及び構造的特徴は、高強度ナノモーダル構造に対して典型的である。

この事例において示されているように、高強度ナノモーダル構造（図３Ａの構造＃３）は、ここでは動的ナノ相強化（図３Ａのメカニズム＃２）を通じて鋼合金に形成される。

事例＃７：再結晶したモーダル構造
５０％の冷間圧延に続いて、合金２６０からの工業用シートが１１５０℃で２分及び５分、熱処理されて鋼シートのインライン誘導焼鈍を模倣し、また２時間熱処理されて工業用コイルのバッチ焼鈍を模倣した。サンプルは熱処理されたシートから切り出され、粗さ０．０２μｍまで金属組織学的に段階的に研磨されて、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による解析のための滑らかなサンプルを確保した。ＳＥＭは、３０ｋＶの最大動作電圧で、Ｚｅｉｓｓ ＥＶＯ−ＭＡ１０ ｍｏｄｅｌを使用して行われた。冷間圧延及び熱処理後の合金２６０のシートにおける微細構造のＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真の例が、２つの条件で図１６及び図１７に示されている

図１６ａに示されているように、１１５０℃で５分の熱処理の後には、外層領域におけるマトリックスの中に、細かいホウ化物相が比較的均一なサイズで、均質に分散されている。中央層では、ホウ化物相はその前の冷間圧延ステップによって効果的に壊されてばらばらになっているが、ホウ化物相は外層におけるより均質ではなく、幾らかの領域が他の領域よりもホウ化物相によって占められていることを見て取ることができる（図１６ｂ）。１１５０℃、２時間の熱処理の後、ホウ化物相の分散は、外層領域と中央層領域とで同様になる（図７）。また、ホウ化物は、５μｍより小さなサイズでより均一なサイズとなる。微細構造のさらなる詳細がＴＥＭ解析によって明らかとなり、以降に提供される。

１１５０℃で５分及び２時間、熱処理された合金２６０のシートからのサンプルがＴＥＭによって研究された。ＴＥＭの試料の準備手順は、切り出し、薄化、及び電解研磨を含む。まず、サンプルは放電加工機で切り出され、次いで毎回減少した粗さサイズのパッドで研磨することによって薄くされた。６０〜７０μｍの薄さへのさらなる薄化が、９μｍ、３μｍ、１μｍのダイアモンドの懸濁液それぞれによって、研磨することによって行われた。直径３ｍｍの円板がフォイルから打ち抜かれ、仕上げ研磨が双ジェット研磨機を使用して電解研磨で実行された。使用された溶液は、メタノールベースの３０％の硝酸混合液であった。ＴＥＭの観察に対して不十分に薄い領域の場合には、ＴＥＭ試料は、Ｇａｔａｎ Ｐｒｅｃｉｓｉｏｎ Ｉｏｎ Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ Ｓｙｓｔｅｍ （ＰＩＰＳ）を使用してイオンミリングされた。イオンミリングは、通常は４．５ｋｅＶで行われ、傾斜角度は４°から２°へ減少されて、薄い領域を広げた。ＴＥＭによる研究は、２００ｋＶで作動されたＪＥＯＬ ２１００高解像度顕微鏡を使用して行われた。

１１５０℃での熱処理の後、冷間圧延されたサンプルは大規模な再結晶を示した。図１８に示されているように、ミクロンサイズの結晶粒が、１１５０℃に５分間保持した後に形成される。再結晶した結晶粒内には多くの積層欠陥があり、オーステナイトの形成を示唆している。同時に、ホウ化物相が所定の成長度を示している。同様の微細構造が、１１５０℃で２時間の熱処理の後のサンプルにみられる（図１９）。マトリックスの結晶粒は、再結晶した微細構造に典型的な、はっきりとした大きな角度の結晶粒界を有し、欠点が無い（ｃｌｅａｎ）。マトリックスの結晶粒内では、５分間の熱処理をしたサンプルにみられるように、積層欠陥が生成されるとともにホウ化物相が結晶粒界に見られる。冷間圧延された微細構造（図１４）に比較すると、冷間圧延後の高温の熱処理は、微細構造をミクロンサイズのマトリックス結晶粒とホウ化物相とを有する再結晶されたモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）に変態させる。

合金２６０のシートにおける、再結晶されたモーダル構造のさらなる詳細が、ｘ線回折を使用して明らかにされた。ｘ線回折は、ＣｕのＫαｘ線管を有するＰａｎａｌｙｔｉｃａｌ Ｘ’Ｐｅｒｔ ＭＰＤ回折計を使用して、４０ｍＡのフィラメント電流を使用して４０ｋＶで行われた。走査は０．０１°のステップサイズ、及び計器の零角シフトを調整するためにシリコンを組み込んだ状態での２５°〜９５°の２シータで行われた。結果的に得られた走査は次いで、Ｓｉｒｏｑｕａｎｔソフトウェアを使用するリートベルト解析によって続いて解析された。図２０には、冷間圧延され、１１５０℃で２時間熱処理された後の合金２６０のシートに対するｘ線回折走査パターンが、測定された／実験のパターン、及びリートベルト微細化パターンを含んで示されている。わかるように、良好な実験結果の合致がすべての場合において得られた。発見された特定の相を含むｘ線パターン、それらの空間群及び格子定数の解析が表１６に示されている。４つの相：立方晶のγ‐Ｆｅ（オーステナイト）、α‐Ｆｅ（フェライト）、Ｍ２Ｂ１化学量論を有する混合遷移金属ホウ化物錯体相（ｃｏｍｐｌｅｘ ｍｉｘｅｄ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎａｌ ｍｅｔａｌ ｂｏｒｉｄｅ ｐｈａｓｅ）、及び１つの新しい六方晶相が見いだされた。冷間圧延の後の微細構造におけるγ‐Ｆｅ（オーステナイト）とただ１つの六方晶相との存在は、相変態が再結晶に加えて生じていることを意味する。

この事例において示されたように、再結晶されたモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）が、ここでは高強度ナノモーダル構造（図３Ａ及び図３Ｂの構造＃３）の構造的な再結晶を通じて鋼合金に形成される。

事例＃８：ナノ相微細化及び強化
１１５０℃、２時間の熱処理中に形成された、再結晶されたモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）を有する合金２６０からの工業用シートの微細構造が、ＳＥＭ、ＴＥＭ、及びＸ線解析を使用して、シートを取り、それを追加的な引っ張り変形にかけた後に研究された。サンプルは変形後の引っ張り試験片のゲージから切り出され、粗さ０．０２μｍまで段階的に金属学的に研磨されて、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、３０ｋＶの最大動作電圧によって、Ｚｅｉｓｓ ＥＶＯ−ＭＡ１０ ｍｏｄｅｌを使用して行われた。変形後の合金２６０からのシートサンプルのＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真の例が図２１に示されている。示されるように、引張変形後のホウ化物相の分散は、冷間圧延後のシートにおけるホウ化物相の分散と同様である（図１７を参照のこと）。ホウ化物相は大部分が５μｍのサイズと、マトリックス中の均質な分散を示している。それは、引張変形がホウ化物相のサイズおよび分散を変化させないことを示唆している。しかし、引張変形はマトリックス相における実質的に構造的な変化を生じさせ、それがＴＥＭの研究によって明らかにされた。

ＴＥＭの試料の準備手順は、切り出し、薄化、及び電解研磨を含む。まず、サンプルは放電加工機を使用して引っ張り試験片のゲージ区画から切り出され、次いで毎回減少した粗さサイズのパッドで研磨することによって薄くされた。薄さ６０〜７０μｍへのさらなる薄化が、９μｍ、３μｍ、１μｍのダイアモンドの懸濁液それぞれによって、研磨することによって行われた。直径３ｍｍの円板がフォイルから打ち抜かれ、仕上げ研磨が双ジェット研磨機を使用して電解研磨で実行された。使用された化学溶液は、メタノールベースの３０％の硝酸混合液であった。ＴＥＭの観察に対して不十分に薄い領域の場合には、ＴＥＭ試料は、Ｇａｔａｎ Ｐｒｅｃｉｓｉｏｎ Ｉｏｎ Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ Ｓｙｓｔｅｍ （ＰＩＰＳ）を使用してイオンミリングされた。イオンミリングは、４．５ｋｅＶで行われ、傾斜角度は４°から２°へ減少されて、薄い領域を広げた。ＴＥＭによる研究は、２００ｋＶで作動されたＪＥＯＬ ２１００高解像度顕微鏡を使用して行われた。図２２は、引っ張り試験片のゲージ区画から作られたサンプルの明視野像と暗視野像とを示している。再結晶化されたモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）が冷間変形にかけられるときに、大規模な微細構造の微細化がサンプルに観察される。高温の熱処理後の再結晶化された微細構造（図１９）とは対照的に、実質的な構造の微細化が引張試験サンプルにおいて見られる。ミクロンサイズのマトリックスの結晶粒は、サンプルにおいてもはや見られることはないが、典型的には１００〜３００ｎｍのサイズの結晶粒は、もはやサンプルには見つけられないが、代わりに、典型的には１００〜３００ｎｍのサイズの結晶粒が普通に観察された。また、小さなナノ結晶の析出物が引張変形中に形成された。大規模な構造の微細化が、微細化した高強度ナノモーダル構造（図３Ｂの構造＃５）の形成とともにナノ相微細化及び強化（図３Ｂのメカニズム＃４）を通じて生じた。さらに、微細化した高強度ナノモーダル構造（図３Ｂの構造＃５）は、再結晶されたモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）を形成する高温に暴露されると、再度再結晶を行うことができる。この再結晶されたモーダル構造、ナノ相微細化及び強化を通じた微細化、微細化された高強度ナノモーダル構造の形成、及びその再結晶されたモーダル構造へ戻る再結晶再結晶の複数サイクルを経験する能力は、０．１ｍｍ〜２５ｍｍ鋼シートの範囲に通常みられる特定の目標とされた工業用用途に対するますます微細になるゲージ（すなわち薄さ）で鋼シートを生産するために、工業用シートの生産に適用することができる。

合金２６０シートからの引っ張り試験片のゲージ区画における微細構造のさらなる詳細が、ｘ線回折を使用することによって明らかにされた。ｘ線回折は、ＣｕのＫαｘ線管を有するＰａｎａｌｙｔｉｃａｌ Ｘ’Ｐｅｒｔ ＭＰＤ回折計を使用して、４０ｍＡのフィラメント電流を使用して４０ｋＶで行われた。走査は０．０１°のステップサイズ、及び計器の零角シフトを調整するためにシリコンを組み込んだ状態での２５°〜９５°の２シータで行われた。結果的に得られた走査は次いで、Ｓｉｒｏｑｕａｎｔソフトウェアを使用するリートベルト解析を使用して解析された。図２３には、ｘ線回折走査パターンが、測定された／実験的なパターン、及び合金２６０のゲージサンプルに対するリートベルト微細化パターンを含んで示されている。わかるように、実験データの良好な合致がすべての場合で得られた。発見された特定の相を含むｘ線パターン、空間群、及び格子定数の解析が表１７に示されている。４つの相：α‐Ｆｅ（フェライト）、Ｍ２Ｂ１化学量論を有する混合遷移金属ホウ化物錯体相（ｃｏｍｐｌｅｘ ｍｉｘｅｄ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎａｌ ｍｅｔａｌ ｂｏｒｉｄｅ ｐｈａｓｅ）、及び２つの新しい六方晶相が見いだされた。

この事例に示されたように、鋼合金における再結晶化されたモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）はここでは、ナノ相微細化及び強化メカニズム（図３Ｂのメカニズム＃３）を通じて微細化された高強度ナノモーダル構造（図３Ｂの構造＃５）に変態する。

事例＃９：過時効に続く合金２６０における引張特性の回復
合金２６０からの工業用シートが薄ストリップ鋳造プロセスによって生産された。シートの凝固した状態の厚みは３．２ｍｍであった（図６の薄ストリップ鋳造プロセスのステージ１に対応）。インラインの１９％圧下率の熱間圧延が、生産中に適用された（図６の薄ストリップ鋳造プロセスのステージ２に対応）。生産されたシートの最終厚みは２．６ｍｍであった。合金２６０からの工業用シートが、表６に示されたような時間及び温度で、Ｌｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４ Ａｔｍｏｓｐｈｅｒｅ Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ Ｂｏｘ Ｆｕｒｎａｃｅを使用して熱処理された。これら温度／時間の組み合わせは、コイルの外側又は内側のいずれかにおいて均質化熱処理中に生産されたコイル内に生じる場合がある極端な熱暴露をシミュレートするように選択された。それは、大きなコイルの内側における最小の熱処理の目標を達成するためであり、コイルの外側はより長い暴露時間に曝される。熱処理の後、シートは表１８のステップ２及び３に従ってプロセスされて、大量生産時のシートの後処理方法を模倣する。シートは約１５％の圧下率で、１つの圧延パスによって冷間圧延された。この冷間圧延は、材料の厚みを、大量生産製品に必要とされる最終的なゲージレベルまで減少させるのに必要な冷間圧延をシミュレートしている。冷間圧延は、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延ミルを使用して完了された。引張サンプルが、熱間圧延され、熱処理され、冷間圧延された材料から、Ｂｒｏｔｈｅｒ ＨＳ−３１００ワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して切り出された。冷間圧延された引張サンプルが、冷間圧延生産ラインでのインライン焼鈍をシミュレートするために、１１５０℃で５分間、空気中でＬｉｎｄｂｅｒｇ Ｂｌｕｅ Ｍ Ｍｏｄｅｌ “ＢＦ５１７３１Ｃ−１”箱形炉内において熱処理された。

引張特性が、熱間圧延された状態、過時効された状態、冷間圧延された状態、及び焼鈍された状態のシート材料について測定された。引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ ｃｏｎｔｒｏｌ及び解析ソフトウェアを使用するＩｎｓｔｒｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｔｅｓｔｉｎｇ ｆｒａｍｅ （Ｍｏｄｅｌ ３３６９）で測定された。すべての試験は、室温で、下部治具を不動に保持し、上部治具を可動とした状態で変位制御で行われ、ロードセルは上部治具に取り付けられていた。ビデオ伸縮計が、歪測定に使用された。１１５０℃で１６時間の過時効熱処理及びそれに引き続く後処理のステップ後の合金２６０からの工業用シートに対する引張特性が、図２４及び図２５にそれぞれ示されている。生産されたままのシートに比べての特性の改善にもかかわらず、１１５０℃で８時間又は１６時間のシートの引張特性は、２０％の全伸び及び１０００ＭＰａの最大抗張力をいつも超えるわけではないことに留意する。これは、微細構造が極端な温度暴露のために過時効されたことを示している。しかし、引き続く１５％の冷間圧延ステップ及び１１５０℃で５分の焼鈍の後には、引張特性は、１１５０℃で８時間又は１６時間、過時効されたサンプルに対して、一貫して全伸び２０％及び最大抗張力１０００ＭＰａより大きい。これは、激しく時効をかけられた場合の結果的な構造及び特性が同様であり、高い値であるので、構造的な道程及びナノ相微細化及び強化メカニズム（図３Ｂのメカニズム＃３）実施可能性のロバスト性を明瞭に示している。

この事例は、シートの過時効が、特性の低下を結果的に生じさせる結晶粒の粗大化をもたらすことを示している。しかし、この損傷された微細構造は、引き続く冷間圧延中に微細化された高強度ナノモーダル構造（図３Ｂの構造＃５）に変態し、この変態は熱処理での再結晶化されたモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）のさらなる形成を有し、結果的にシート材料における適正な回復をもたらす。

事例＃１０：過時効に続く合金２８４における引張特性の回復
合金２８４からの工業用シートが薄ストリップ鋳造プロセスによって、凝固した状態での３．２ｍｍの厚みで生産された（図６の薄ストリップ鋳造プロセスのステージ１に対応）。１９％の圧下率でのインラインの熱間圧延が生産中に適用された（図６の薄ストリップ鋳造プロセスのステージ２に対応）。生産されたシートの最終厚みは２．６ｍｍであった。生産されたシートからのサンプルが、表１５に示されたような時間及び温度で、Ｌｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４ Ａｔｍｏｓｐｈｅｒｅ Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ Ｂｏｘ Ｆｕｒｎａｃｅを使用して熱処理された。これら温度／時間の組み合わせは、コイルの外側又は内側のいずれかにおいて均質化熱処理中に生産されたコイル内に生じる場合がある極端な熱暴露をシミュレートするように選択された。熱処理の後に、シートは表１９のステップ２及び３に従ってプロセスされて、大量生産シートの生産方法を模倣した。シートは約１５％の圧下率で１回の圧延パスで冷間圧延された。この冷間圧延は、材料厚みを、大量生産製品に必要とされる減少されたレベルに減少させるのに必要な冷間圧延をシミュレートする。冷間圧延は、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延ミルを使用して完了された。引張サンプルが、熱間圧延され、熱処理され、冷間圧延された材料から、Ｂｒｏｔｈｅｒ ＨＳ−３１００ワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して切り出された。冷間圧延された引張サンプルが、冷間圧延生産ラインでのインライン焼鈍をシミュレートするために、１１５０℃で５分間、空気中でＬｉｎｄｂｅｒｇ Ｂｌｕｅ Ｍ Ｍｏｄｅｌ “ＢＦ５１７３１Ｃ−１”箱形炉内において熱処理された。焼鈍時間は、過時効の熱処理中の温度での時間に比べてわずかであるように短く選択された。

引張特性が、熱間圧延された状態、過時効された状態、冷間圧延された状態、及び焼鈍された状態の合金２８４シートについて測定された。引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ ｃｏｎｔｒｏｌ及び解析ソフトウェアを使用するＩｎｓｔｒｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｔｅｓｔｉｎｇ ｆｒａｍｅ （Ｍｏｄｅｌ ３３６９）で測定された。すべての試験は、室温で、下部治具を不動に保持し、上部治具を可動とした状態で変位制御で行われ、ロードセルは上部治具に取り付けられていた。ビデオ伸縮計が、歪測定に使用された。１１５０℃で８時間の過時効熱処理後の合金２８４からの工業用シートに対する引張特性が、図２６に示されている。熱間圧延されたままのシートに比べての特性の改善にもかかわらず、過時効された（１１５０℃で８時間）シートの引張特性は、１５％の全伸び及び１２００ＭＰａの最大抗張力をいつも超えるわけではないことに留意する。しかし、引き続く１５％の冷間圧延ステップ及び１１５０℃で５分の焼鈍の後には、引張特性は、１１５０℃で８時間、過時効されたサンプルに対して、一貫して全伸び２０％及び最大抗張力１１５０ＭＰａより大きい。これは、過時効されたシートサンプルにおける適正な回復をもたらす中間的な再結晶されたモーダル構造（構造＃４）を形成する特定の構造形成の道程におけるナノ相微細化及び強化メカニズム（メカニズム＃３）のロバスト性を明瞭に示している。

この事例は、シートの過時効が、特性の低下を結果的に生じさせる結晶粒の粗大化をもたらすことを示している。しかし、この損傷された微細構造は、引き続く冷間圧延中に、微細化された高強度ナノモーダル構造（図３Ｂの構造＃５）に変態し、この変態は熱処理での再結晶化されたモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）のさらなる形成を有し、結果的にシート材料における適正な回復をもたらす。

事例＃１１：複数の冷間圧延及び焼鈍後の合金２６０のシートの特性回復
合金２６０からの工業用シートが、薄ストリップ鋳造プロセスによって生産された。シートの凝固した状態での厚みは３．４５ｍｍであった（図６の薄ストリップ鋳造プロセスのステージ１に対応）。インラインの３０％圧下率の熱間圧延が、生産中に適用された（図６の薄ストリップ鋳造プロセスのステージ２に対応）。生産されたシートの最終厚みは２．４ｍｍであった。合金２６０のシートからのサンプルが、１１５０℃２時間、Ｌｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４ Ａｔｍｏｓｐｈｅｒｅ Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ Ｂｏｘ Ｆｕｒｎａｃｅの中で熱処理された。この温度／時間の組み合わせは、コイルのバッチ式焼鈍中の大量生産による均質化熱処理を模倣するように選択された。熱処理の後、シートは、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延ミルを使用して２．４ｍｍ厚さから１．０ｍｍ厚さまで、Ｌｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４ Ａｔｍｏｓｐｈｅｒｅ Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ Ｂｏｘ Ｆｕｒｎａｃｅ中における１１５０℃で継続時間５分間の２回の間欠的な応力緩和焼鈍ステップを有して冷間圧延された。表２０は、この材料に対する全プロセスルートを記録している。冷間圧延パーセントが、２．４ｍｍの１１５０℃２時間の熱処理された厚みから減少したパーセントとしてリストされている。この冷間圧延及び焼鈍プロセスは、大量生産製品に必要とされる最終的なレベルへ材料の厚みを減少させるために必要な大量生産プロセスをシミュレートする。引張サンプルは、熱間圧延され、熱処理され、冷間圧延され、焼鈍された材料から、Ｂｒｏｔｈｅｒ ＨＳ−３１００ ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ ｄｉｓｃｈａｒｇｅ ｍａｃｈｉｎｅ （ＥＤＭ）を使用して切り出された。ＥＤＭによる引張サンプルの切り出しに引き続いて、引張サンプルそれぞれのゲージ長さが細かい粗さのＳｉＣ紙によって軽く研磨されて、実験結果に散乱（ｓｃａｔｔｅｒ）を生じさせる場合のある表面の凹凸を除去した。

引張特性が、熱間圧延された状態、熱処理された状態、冷間圧延された状態、及び焼鈍された状態にある合金２６０のシートについて測定された。引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ ｃｏｎｔｒｏｌ及び解析ソフトウェアを使用するＩｎｓｔｒｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｔｅｓｔｉｎｇ ｆｒａｍｅ （Ｍｏｄｅｌ ３３６９）で測定された。すべての試験は、室温で、下部治具を不動に保持し、上部治具を可動とした状態で変位制御で行われ、ロードセルは上部治具に取り付けられていた。ビデオ伸縮計が、歪測定に使用された。初期の状態（熱間圧延され、ステップ１の後）及び最後の状態（ステップ６及び７の後）の合金２６０に対する引張特性が図２７に示されている。わかるように、冷間圧延された材料は、歪効果と、ステップ６（表１６）における微細化された高強度ナノモーダル構造（図３Ｂの構造＃５）の形成との結果として、減少した靱性を伴って高強度になった（ｄｅｖｅｌｏｐｅｄ）。最終焼鈍の後、靱性は再結晶したモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）の形成によって回復した。

この事例によって示されるように、冷間加工中の歪硬化と、引き続く焼鈍中の再結晶、引き続く再びの冷間圧延からなるこのプロセスは、最終的なゲージ厚みの目標を達成し、目標とされた特性をシートに提供するために、必要に応じて複数回適用することができる。

事例１２：構造及びメカニズムを可能にする周期性
異なる厚みでシートを生産するために、冷間圧延ゲージ減少とそれに続く焼鈍が鋼産業によって使用されている。このプロセスは、シート中に存在する冷間加工を除去するための、パス間の中間的なインラインの、又はバッチの焼鈍を伴う、シートのゲージ厚みを機械的に減少させるための冷間圧延ミルの使用を含む。

冷間圧延によるゲージの減少及び焼鈍のプロセスが、薄ストリップ鋳造プロセスによって大量生産された合金２６０材料に対してシミュレートされた。合金２６０は３．６５ｍｍの厚みで鋳造され、１１５０℃での熱間圧延を介して２．８ｍｍの厚みまで２５％圧下された。熱間圧延に続いて、シートはコイル巻き取りされ、工業用バッチ炉の中で最小２時間、コイルの最も冷たい部分において１１５０℃で焼鈍された。シートのゲージ厚みは、１回のタンデム圧延機による冷間圧延パスにおいて１３％だけ減少し、次いで、インラインで、１１００℃、２〜５分、焼鈍された。シートのゲージ厚みは、リバース圧延機による４回の冷間圧延パスにおいて約１．８ｍｍまでさらに２５％だけ減少し、工業用バッチ炉の中で、コイルの最も冷たい部分（すなわち、巻の内部）で１１００℃、３０分、焼鈍された。１．８ｍｍの厚さを有する結果的な大量生産されたシートは、表２１に記載されたような中間焼鈍を有して、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延ミルを使用した複数ステップのさらなる冷間圧延に対して使用された。すべての焼鈍は、アルゴンを流しながら、Ｌｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４ 箱形炉を使用して完了された。焼鈍中には、シートはステンレス鋼の箔に緩く巻かれて、環境酸素からの酸化の可能性を減少させた。

合金２６０の引張特性が処理のそれぞれのステップで測定された。引張サンプルは、Ｂｒｏｔｈｅｒ ＨＳ−３１００ ｗｉｒｅ ＥＤＭを使用して切り出された。引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ ｃｏｎｔｒｏｌ及び解析ソフトウェアを使用するＩｎｓｔｒｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｔｅｓｔｉｎｇ ｆｒａｍｅ （Ｍｏｄｅｌ ３３６９）で測定された。すべての試験は、室温で、下部治具を不動に保持し、上部治具を可動とした状態で変位制御で行われ、ロードセルは上部治具に取り付けられていた。ビデオ伸縮計が、歪測定に使用された。大量生産された１．８ｍｍ厚みのシート及び表１７に特定された処理のそれぞれのステップ後の引張特性が、表１８に示され、図２８に図示されている。図２８に示した引張特性が、合金２６０のシートに形成された２つの特定の構造（図３Ｂ）に対応する楕円によって示されたような２つのはっきり異なる群に入っていることがわかる。冷間圧延したままの状態では、材料は、初期圧延での高強度ナノモーダル構造（図３Ｂの構造＃３）又は続く冷間圧延（ステップ３、５、７、及び９）での微細化された高強度ナノモーダル構造（図３Ｂのこうぞう＃５）を、引張特性がこの明確に異なる楕円の中にある状態で有する。焼鈍された（ステップ２、４、６、及び８）合金２６０のシートの引張特性は、再結晶化されたモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）によって示された楕円に対応する。また、この楕円はバッチでの焼鈍（ステップ０）後の当初のナノモーダル構造（図３Ａの構造＃２）に関連する特性をも含む。

図２８に示した引張特性は、焼鈍とそれに続くナノ相微細化及び強化（図３Ｂのメカニズム＃３）中の再結晶のプロセスが可逆的であり、合金２６０のシートの処理中に周期的態様で使用することができることを示している。ステップ１及びステップ２からの引張特性を比較すると、これら特性は、合金２６０の再結晶の効果である、約１０〜２０％から約３５％への引張靱性の増加を示している。最大抗張力は、再結晶プロセス中に約１３００ＭＰａから１１５０ＭＰａへ減少する。ステップ２及びステップ３の引張特性が比較される場合には、ナノ相微細化及び強化（図３Ｂのメカニズム＃３）の効果を、約３５％から約１８％へ変化する引張靱性によって理解することができる。合金２６０のシートの最大抗張力は、ナノ相微細化及び強化（図３Ｂのメカニズム＃３）によって、約１１５０ＭＰａから１３００ＭＰａより高くへ増加する。ナノ相微細化及び強化（図３Ｂのメカニズム＃３）中に生じる靱性における減少及び強度における増加が、合金２６０のシートにおける再結晶の効果とは逆であることに留意する。構造＃５に対応する楕円内のシートの強度は、冷間圧延の圧下率に依存し、高い圧下率が適用されるときに増加する。構造＃４に対応する楕円内のシートの特性は、焼鈍のパラメータに依存し、同じ焼鈍がステップ２、４、６、及び８（表２２）に適用されたときには狭い範囲に入る。このプロセスを何度も繰り返すことは、２つの特性のクラスタが一貫して残り、重なることが無いという結果をもたらす。

この事例は、冷間圧延のゲージの減少及び焼鈍プロセスを、微細化された高強度ナノモーダル構造（図３Ｂの構造＃５）と、再結晶されたモーダル構造（図３Ｂの構造＃４）との間の移行の間に、再結晶とナノ相微細化及び強化（図３Ｂのメカニズム＃３）プロセスを使用して、周期的に使用することができるということを示している。

事例＃１３：
進化した特性の組み合わせをもたらす変形中のナノ相微細化及び強化（メカニズム＃３）を経る再結晶したモーダル構造（構造＃４）を形成するここでの鋼合金の能力は、帯鋳造（ｂｅｌｔ ｃａｓｔｉｎｇ）、薄ストリップ／双ロール鋳造、薄スラブ鋳造、及び厚スラブ鋳造を含む異なる方法によるシートの生産を、引き続くここでの新しい有用な（ｅｎａｂｌｉｎｇ）メカニズムの実現を伴う後処理による進化した特性の組み合わせの達成を有して可能にする。薄ストリップの鋳造が前述されてきたが、スラブ鋳造プロセスの短い記載が以下に提供される。表４の合金の液体溶融物の形成のプロセスの前端部分はそれぞれのプロセスで同様であることに留意する。１つの道程はスクラップで始まり、このスクラップは次いで電気炉（ＥＡＦ）中で溶融され、次にアルゴン酸素脱炭炉で処理され、取鍋金属炉（ｌａｄｌｅ ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ ｆｕｒｎａｃｅ）（ＬＭＦ）処理を通じて最終合金化される。さらに、鋳造された状態の厚みにおける大きな変化にもかかわらず、それぞれの生産プロセスに対するプロセスの後端部分もまた同様である。典型的には、熱間圧延の最後のステップは、１．５〜１０ｍｍの厚みを有する熱間圧延されたコイルを結果的に生じさせ、この厚みは特定のプロセスフロー及びそれぞれの鋼生産者の目標に依存する。この出願における合金の特定の化学特性並びにここに説明されたような特定の構造の形成及び有用なメカニズムに対して、これら熱間圧延されたままのコイルの結果的な構造は構造＃２（ナノモーダル構造）である。より薄いゲージが次いで必要である場合には、熱間圧延されたコイルの冷間圧延が通常は行われて、０．２〜３．５ｍｍの厚みの範囲とすることができる最終的なゲージ厚みを生産する。図３Ａ及び図３Ｂに説明されたような新しい構造及びメカニズム（すなわち、構造＃３の構造＃４への再結晶及び構造＃５へのメカニズム＃３による微細化及び強化）が使用可能であるのは、これら冷間圧延のゲージ減少ステップである。

既に説明し、事例に示したように、高強度ナノモーダル構造の形成、再結晶化されたモーダル構造への再結晶、及び微細化された高強度ナノモーダル構造へのナノ相微細化及び強化を通じた微細化及び強化は、通常は構造＃３、＃４、又は＃５に対して０．１〜２５ｍｍであるエンドユーザのゲージ厚みの要求を達成するために、必要なだけ周期的な態様で適用することができる。

［厚スラブ鋳造の説明］
厚スラブの鋳造は、溶融金属が続いて仕上げ圧延において圧延されるための「半仕上げの」スラブに凝固されるプロセスである。図２９に図示されている連続鋳造プロセスにおいて、溶融鋼は取鍋から鋳型の中にタンディッシュを通じて流れる。一旦鋳型に入ると、溶融鋼は水冷された銅の鋳型の壁に対して凝固して固体のシェルを形成する。駆動ロールが機械の中を低下して連続的にシェルを鋳型から所定の速度で、又は入ってくる金属の流速に合う「鋳造速度」で引き抜き、それによってプロセスは理想的に定常状態で行われる。鋳型の出口の下では、凝固している鋼シェルが残りの液体を支持するための容器として作用する。ロールは、溶綱静圧による膨出を最小化するために、鋼を支持する。水と空気とのスプレーがロール間のストランドの表面を冷却して、溶融したコアが固体となるまでその表面温度を維持する。中心部が完全に固定化した後（「金属学的長さ（ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ｌｅｎｇｔｈ）」において）、ストランドは、１５０〜５００ｍｍの典型的厚みでスラブにトーチ切断することができる。スラブから薄いシートを生産するために、スラブを後処理の一部である相当な圧下率での熱間圧延にかけなければならない。熱間圧延の後、結果的に得られるシートの厚みは典型的には２〜５ｍｍの範囲にある。さらなるゲージの圧下が、通常は引き続く冷間圧延を通じて生じ、この冷間圧延が特定された動的ナノ相強化メカニズムのきっかけとなる。コイルは焼鈍された状態で供給されることが多いので、冷間圧延されたシートの焼鈍が次いで再結晶されたモーダル構造（構造＃４）の形成を生じさせる。この構造は、エンドユーザによって部品に処理される物にも、冷間鍛造、ハイドロフォーミング、ロールフォーミング、等を含む多くの様々な経路を通じて適用することができ、それによってこの処理ステップ中に、部分的な又は完全な微細化された高強度ナノモーダル構造（構造＃５）に変態させることができる。この変化形が少量程度（多分２〜１０％）への冷間圧延を含み、それによって、測定の用途のための一式の特性（すなわち、降伏強度、引張強度、及び全伸び）を調整するために部分的なナノ相微細化＆強化を生じさせることに留意する。

［薄スラブ鋳造の説明］
薄スラブ鋳造の場合には、鋼は２０〜１５０ｍｍの厚みを有するスラブに直接鋳造される。この方法は、溶融鋼をスラブ鋳造機の頂部におけるタンディッシュの中へ取鍋から注入するステップを含む。それらは約１００ｔの運転容積を有してサイズ決めされており、鋼を１つの取鍋当たり４０分の速度で鋳造機へ供給する。タンディッシュ中の液体鋼の温度、並びに鋼の純度及び化学的組成は、鋳造製品の品質に大きな影響を有する。液体鋼は鋳造機の中へ制御された速度で流れ、鋳造機は、鋼の外面が凝固する水冷された鋳型からなる。一般的に、鋳造機を出るスラブは約７０ｍｍ厚み、１０００ｍｍ幅、約４０ｍ長さである。次いで、これらは所定の長さにせん断機によって切断される。鋳造を容易にするために、液圧式オシレータ及び電磁ブレーキが取り付けられて、鋳型の中にある間の溶融液を制御する。

薄スラブ鋳造プロセスの図が図３０に示されている。薄スラブ鋳造プロセスは、薄ストリップ鋳造（図６）と同様に３つのステージに分離することができる。ステージ１では、液体鋼はほとんど同様な様態で鋳造も圧延もされる。凝固プロセスは、液体溶融物を銅又は銅合金の鋳型を通じて、液体金属のプロセス可能性、及び生産速度に基づいて、典型的には２０〜１５０ｍｍの初期厚みで生産させることによって始まる。鋳型を出て、鋼シートの内部コアが依然として液状である間に、殆ど同時に、シートは、最終的なシート厚みの目標値に依存して１０ｍｍまで大幅に圧下する多段圧延ストランドを使用した圧下にかけられる。ステージ２では、鋼シートは２つ又は２つの誘導路を通じて流れることによって加熱され、このステージ中に温度プロファイルと金属学的構造が均質化される。ステージ３では、シートは最終ゲージ厚みまでさらに圧延され、その目標値は典型的には２〜５ｍｍ厚みの範囲にある。さらなるゲージの圧下が通常は、特定された動的ナノ相強化メカニズムの結果となる引き続く冷間圧延を通じて生じる。コイルは焼鈍された状態で供給されることが多いので、冷間圧延されたシートの焼鈍が次いで再結晶されたモーダル構造（構造＃４）の形成を生じさせる。この構造は、エンドユーザによって部品に処理される物にも、冷間鍛造、ハイドロフォーミング、ロールフォーミング、等を含む多くの様々な経路を通じて適用することができ、それによってこの処理ステップ中に、部分的な又は完全な微細化された高強度ナノモーダル構造に変態する。再結晶されたモーダル構造は、特定の用途及びエンドユーザの要求に応じて、微細化された高強度ナノモーダル構造に部分的に又は完全に変態させることができる。部分的な変態が、１〜２５％の歪で生じるが、特定の材料によっては、その処理及び結果として得られる特性は、典型的には２５％〜７５％の歪から完全な変態を結果的にもたらす。薄スラブ鋳造を形成する３つのステージのプロセスはプロセスの一部であるが、ここでの合金のこれらステージに対する応答は、ここに記載されたメカニズム及び構造のタイプ、並びに結果的な新規な特性の組み合わせに基づいて特有である。

Claims (19)

1. ａ．５５．０〜８８．０原子パーセントの量のＦｅ、０．５〜３．２６原子パーセントの量のＢ、０．５〜１２．０原子パーセントの量のＳｉ、及び１．０〜１９．０原子パーセントの量のＭｎを備える金属合金を供給するステップと、
   ｂ．２００ｎｍ〜２００，０００ｎｍのマトリックス結晶粒サイズを提供するように、前記合金を溶融し、凝固させるステップであって、前記凝固した合金は、１ｍｍ〜５００ｍｍの厚みを有する、ステップと、
   ｃ．５０ｎｍ〜５０００ｎｍの微細化されたマトリックス結晶粒サイズを形成するように前記合金を加熱するステップであって、前記合金が２００ＭＰａ〜１２２５ＭＰａの降伏強度及び１ｍｍ〜５００ｍｍの厚みを有するステップと、
   ｄ．冷間圧延、冷間鍛造、ハイドロフォーミング、又はロールフォーミングにより、前記合金に、２００ＭＰａ〜１２２５ＭＰａの前記降伏強度を超える応力をかけるステップであって、前記合金が４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの引張強度と、１．０％〜５９．２％の伸びと、を示す、ステップと、
   ｅ．マトリックス結晶粒成長及び再結晶が起きて、１００ｎｍ〜５００００ｎｍの再結晶マトリックス結晶粒サイズの結晶粒と、２０ｎｍ〜１００００ｎｍのサイズのホウ化物と、１ｎｍ〜２００ｎｍのサイズの析出物と、を有する合金であって２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度を有する合金が形成されるように、前記ステップ（ｄ）における前記合金を、７００℃以上の温度かつ前記合金の融点より低い温度に加熱するステップと、
   ｆ．１０ｎｍ〜２５００ｎｍの結晶粒サイズと、２０ｎｍ〜１００００ｎｍのサイズのホウ化物と、１ｎｍ〜２００ｎｍのサイズの析出物と、を有する合金であって２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度、４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの引張強度、及び１％〜５９．２％の伸びを示す合金が形成されるように、前記ステップ（ｅ）において形成された前記合金に対して降伏応力より大きな応力をかけるステップと、
   を備える方法。
2. 前記ステップ（ｂ）において、ホウ化物が２０ｎｍ〜１００００ｎｍのサイズを有して形成されることを特徴とする請求項１に記載の方法。
3. 前記ステップ（ｃ）において、析出物が１ｎｍ〜２００ｎｍのサイズを有して形成され、２０ｎｍ〜１００００ｎｍのサイズのホウ化物が存在することを特徴とする請求項１又は２に記載の方法。
4. 前記ステップ（ｄ）において、前記合金は、２５ｎｍ〜２５００ｎｍの微細化された結晶粒サイズと、２０ｎｍ〜１００００ｎｍのサイズのホウ化物と、１ｎｍ〜２００ｎｍのサイズの析出物と、を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
5. 前記ステップ（ｄ）における応力をかけた後の前記合金は、０．１ｍｍ〜２５ｍｍの厚みを有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の方法。
6. 前記ステップ（ｅ）における加熱するステップの後の前記合金は、０．１ｍｍ〜２５ｍｍの厚みを有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法。
7. 前記ステップ（ｆ）における応力をかけるステップの後の前記合金は、０．１ｍｍ〜２５ｍｍの厚みを有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか一項に記載の方法。
8. 前記合金は、
   ‐０．１〜９．０原子パーセントの量のＮｉ、
   ‐０．１〜１９．０原子パーセントの量のＣｒ、
   ‐０．１〜６．００原子パーセントの量のＣｕ、
   ‐０．１〜１．００原子パーセントの量のＴｉ、
   ‐０．１〜４．０原子パーセントの量のＣ、
   の１つ以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の方法。
9. 前記合金は、１０００℃〜１４５０℃の範囲の融点を有することを特徴とする請求項１に記載の方法。
10. 前記合金は、自動車の中に位置することを特徴とする請求項１に記載の方法。
11. 前記合金は、自動車の中に位置することを特徴とする請求項４に記載の方法。
12. 前記合金は、自動車の中に位置することを特徴とする請求項８に記載の方法。
13. 前記合金は、ドリルカラーの中に位置していることを特徴とする請求項１に記載の方法。
14. 前記合金は、ドリルパイプの中に位置していることを特徴とする請求項１に記載の方法。
15. 前記合金は、ケーシングパイプの中に位置していることを特徴とする請求項１に記載の方法。
16. 前記合金は、工具のジョイントの中に位置していることを特徴とする請求項１に記載の方法。
17. 前記合金は、油井頭部の中に位置していることを特徴とする請求項１に記載の方法。
18. 前記合金は、圧縮ガス貯蔵タンクの中に位置していることを特徴とする請求項１に記載の方法。
19. 前記合金は、液化天然ガス缶の中に位置していることを特徴とする請求項１に記載の方法。