JP6869178B2 - 混合型ミクロ構成成分組織を有する高延性鋼合金 - Google Patents

Description

関連出願の相互参照
本出願は、２０１４年９月２４日に出願された、米国仮特許出願第６２／０５４，７２８号、及び２０１４年１０月１６日に出願された、米国仮特許出願第６２／０６４，９０３号の利益を主張し、これらは全体が参照により本明細書に組み込まれる。

本開示は、９００ＭＰａ以上の引張強度レベルにおける延性をもたらす能力を有する、混合型ミクロ構成成分組織を含有する鋼合金について取り扱う。

鋼鉄は、少なくとも３，０００年間人類によって使用されており、産業において広く活用され、産業用途における全ての金属合金の８０質量％超を構成している。既存の鋼鉄技術は、共析変態の操作に基づいている。第１の工程は、合金を単相領域（オーステナイト）になるまで加熱し、その後様々な冷却速度で鋼鉄を冷却又は反応停止して、多相組織を形成することである。この多相組織は多くの場合、フェライト、オーステナイト、及びセメンタイトの組合せである。鋼鉄をどのように冷却するかに応じて、多様な特性のミクロ組織（すなわち、パーライト、ベイナイト、及びマルテンサイト）を、幅広い範囲の性質を伴って得ることができる。この共析変態の操作により、現在利用可能な多様な鋼鉄がもたらされている。

現在、５１種の異なる鉄合金金属群において、世界中に２５，０００種を超える均等物が存在する。シート形態で生産される鋼鉄の場合、引張強度特性に基づく、大まかな分類が採用される場合がある。低強度鋼（ＬＳＳ）は、２７０ＭＰａ未満の引張強度を呈するものとして定義することができ、極低炭素鋼及び軟鋼等の種類が挙げられる。高強度鋼（ＨＳＳ）は、２７０〜７００ＭＰａの引張強度を呈するものとして定義することができ、高強度低合金鋼、高強度極低炭素鋼、及び焼付硬化性鋼等の種類が挙げられる。先進高強度鋼（ＡＨＳＳ）の鋼は、７００ＭＰａを超える引張強度を呈するものとして定義することができ、マルテンサイト鋼（ＭＳ）、二相（ＤＰ）鋼、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼、及び複相（ＣＰ）鋼等の種類が挙げられる。強度レベルが増加するにつれ、鋼の延性は概して低下する。例えば、ＬＳＳ、ＨＳＳ、及びＡＨＳＳは、それぞれ、２５％〜５５％、１０％〜４５％、及び４％〜３０％のレベルの引張伸び率を示し得る。

現在、米国における鋼材料生産は１年当たり約１億トンであり、約７５０億米ドルに値する。米国鉄鋼協会によれば、米国の鋼生産のうち２４％は、自動車産業において活用されている。２０１０年の平均的車両における総鋼は、約６０％であった。新規の先進高強度鋼（ＡＨＳＳ）は車両の１７％を占め、これは２０２０年までに最大で３００％まで成長すると予期されている。［米国鉄鋼協会． （２０１３）． Ｐｒｏｆｉｌｅ ２０１３． Ｗａｓｈｉｎｇｔｏｎ， Ｄ．Ｃ．］

ストランド鋳造とも呼ばれる連続鋳造は、鋼生産において最も一般的に使用されている鋳造プロセスのうちの１つである。このプロセスでは、溶融金属が、仕上圧延機での後続の圧延のために、「半仕上」ビレット、ブルーム、又はスラブへと凝固される（図１）。１９５０年代に連続鋳造が導入される以前は、鋼は固定型へと注ぎ込まれて、インゴットが形成されていた。それ以来、「連続鋳造」は、収率、品質、生産性、及び費用効果性の改善を達成するべく進化し続けている。生成物の連続的な規格生産が本来的にもたらす、より低いコスト、及び自動化を通じてもたらされるプロセスに対する制御の向上に起因して、この連続鋳造は、より良好な品質を有する金属部をより低いコストで生産することを可能にする。このプロセスは、鋼の鋳造に最も頻繁に使用される（鋳造トン数の見地から）。インライン熱間圧延又は後続の別個の熱間圧延のいずれかによる、スラブの連続鋳造は、シートのコイルを生産するための重要な後処理工程である。スラブは、典型的には１５０〜５００ｍｍの厚さに鋳造され、その後室温まで冷却される。トンネル炉において予熱した後、スラブの熱間圧延は粗圧延機及び熱間圧延機の両方を通じて幾つかの段階で行われて、厚さは典型的には２〜１０ｍｍの厚さにまで下げられる。鋳放し厚さが２０〜１５０ｍｍの連続鋳造は、薄スラブ鋳造と呼ばれる（図２）。この薄スラブ鋳造は、連続した幾つかの工程においてインライン熱間圧延を有し、典型的には２〜１０ｍｍの厚さにまで下げられる。この技法には多くの変化形態が存在し、例えば、中間の厚さのスラブを生産するために、厚さが１００〜３００ｍｍのものを鋳造して、これをその後熱間圧延する技法等がある。加えて、一重ベルト又は二重ベルト鋳造プロセスを含む、他の鋳造プロセスが既知である。このプロセスでは、厚さが５〜１００ｍｍの範囲の鋳放し厚さが生産され、これは通常インラインで熱間圧延されて、コイル生産のために標的とされるレベルまでゲージ厚さが低減される。自動車産業において、コイルに由来するシート材料からの部品の形成は、曲げ加工、熱間プレス成形及び冷間プレス成形、ドローイング、又は更なる形材圧延を含む多くのプロセスを通じて達成される。

米国鉄鋼協会． （２０１３）． Ｐｒｏｆｉｌｅ ２０１３． Ｗａｓｈｉｎｇｔｏｎ， Ｄ．Ｃ．

本開示は、混合型ミクロ構成成分鋼合金を形成するための方法を対象とし、（ａ）６１．０〜８１．０原子パーセントのレベルのＦｅ、０．６〜９．０原子パーセントのレベルのＳｉ、１．０〜１７．０原子パーセントのレベルのＭｎ、及び任意選択で最大で６．０原子％までのＢを含む金属合金を供給する工程と（ｂ）該合金を溶融させ、冷却及び凝固させ、５．０μｍ〜１０００μｍのマトリックス結晶粒サイズと、存在する場合には１．０μｍ〜５０．０μｍのサイズのホウ化物結晶粒とを有する合金を形成する工程と、（ｃ）工程（ｂ）において形成された合金を熱及び応力に曝露し、１．０μｍ〜１００μｍのサイズのマトリックス結晶粒と、存在する場合には０．２μｍ〜１０．０μｍのサイズのホウ化物結晶粒と、１．０ｎｍ〜２００ｎｍのサイズの析出結晶粒とを有する合金を形成する工程と、を含む本方法によって開始される。

工程（ｃ）における熱及び応力は、７００℃から最大で合金の固相線温度まで加熱することを含み得、前記合金は、ある降伏強度を有し、前記応力は、前記降伏強度を上回る。応力は、５ＭＰａ〜１０００ＭＰａの範囲内にあり得る。工程（ｃ）において形成された合金は、１４０ＭＰａ〜８１５ＭＰａの降伏強度を有し得る。

工程（ｃ）における合金は、次いで、機械的応力に曝露されて、９００ＭＰａ以上の引張強度と、２．５％を超える伸び率とを有する合金が提供され得る。より具体的には、合金は、９００ＭＰａ〜１８２０ＭＰａの引張強度と、２．５％〜７６．０％の伸び率とを有し得る。

工程（ｃ）における合金は、次いで、機械的応力に曝露されて、１００ｎｍ〜５０．０μｍのマトリックス結晶粒サイズと、０．２μｍ〜１０．０μｍのホウ化物結晶粒サイズとを有する合金が提供され得る。合金はまた、１ｎｍ〜２００ｎｍのサイズの析出結晶粒を有することを特徴とし得る。工程（ｃ）において形成された合金は、更に、０．５μｍ〜５０．０μｍのサイズのマトリックス結晶粒の一群と、１００ｎｍ〜２０００ｎｍのサイズのマトリックス結晶粒の別の群とを含む混合型ミクロ構成成分組織を有することを特徴とし得る。０．５μｍ〜５０．０μｍのマトリックス結晶粒サイズを有するミクロ構成成分群は、主にオーステナイトマトリックス結晶粒を含有し、わずかなフェライト結晶粒を含んでもよい。このミクロ構成成分群におけるオーステナイト結晶粒の量は、５０〜１００体積％である。１００ｎｍ〜２０００ｎｍのマトリックス結晶粒を有するミクロ構成成分群は、主にフェライトマトリックス結晶粒を含有することになり、わずかなオーステナイト結晶粒を含んでもよい。このミクロ構成成分群におけるフェライト結晶粒の量は、５０〜１００体積％である。上記の量又は比は、存在する場合にはホウ化物、又は析出結晶粒を含めない、マトリックス結晶粒の比を比較しているに過ぎないことに留意されたい。

工程（ｃ）のように形成され、機械的応力に曝露された合金は、次いで、ある温度に曝露されて、前記合金を再結晶させ得、前記再結晶された合金は、１．０μｍ〜５０．０μｍのサイズのマトリックス結晶粒を有する。再結晶された合金は、次いで、ある降伏強度を示し、前記降伏強度を上回る機械的応力に曝露されて、９００ＭＰａ以上の引張強度と、２．５％以上の伸び率とを有する合金が提供される。

関連する実施形態においては、本開示は、６１．０〜８１．０原子パーセントのレベルのＦｅ、０．６〜９．０原子パーセントのレベルのＳｉ、１．０〜１７．０原子パーセントのレベルのＭｎ、及び任意選択で最大で６．０原子％までのＢを含む合金を対象とし、本合金は、０．５μｍ〜５０．０μｍのマトリックス結晶粒と、存在する場合には０．２μｍ〜１０．０μｍのホウ化物結晶粒と、１．０ｎｍ〜２００ｎｍの析出結晶粒との第１の群と、１００ｎｍ〜２０００ｎｍのマトリックス結晶粒と、存在する場合には０．２μｍ〜１０．０μｍのホウ化物結晶粒と、１ｎｍ〜２００ｎｍの析出結晶粒との第２の群とを含む混合型ミクロ構成成分組織を含有することを特徴とする。合金は、９００ＭＰａ以上の引張強度と、２．５％以上の伸び率とを有する。より具体的には、合金は、９００ＭＰａ〜１８２０ＭＰａの引張強度と、２．５％〜７６．０％の伸び率とを有する。

したがって、本開示の合金は、ベルト鋳造、薄帯／対ロール鋳造、薄スラブ鋳造、厚スラブ鋳造、半溶融金属鋳造、遠心鋳造、及び型／ダイ鋳造を含む、連続鋳造プロセスに対する用途を有する。本合金は、シート、プレート、ロッド、レール、パイプ、チューブ、ワイヤを含む平らな生成物及び長い生成物の両方の形態で生産することができ、限定されるものではないが、自動車、油及びガス、航空輸送、航空宇宙、建設、鉱業、海運、動力、鉄道を含む、幅広い範囲の産業において特定の用途を見出し得る。

下の詳細な説明は、添付の図面を参照することでより良好に理解することができるが、これらの図面は例証のみを目的とするものであり、本発明のいかなる態様も制限するものとは考慮されるべきでない。

連続スラブ鋳造プロセスのフロー図である。 鋼シートの生産工程を示す、薄スラブ鋳造プロセスのフロー図である。このプロセスは、示されるように３つのプロセス段階に区分けできることに留意されたい。 （ａ）モーダルナノ相組織（図４の組織３ａ）、（ｂ）高強度ナノモーダル組織（図４の組織３ｂ）、及び（ｃ）新規の混合型ミクロ構成成分組織の、概略図である。黒点は、ホウ化物相を表す。ナノスケールの析出物は図示されていない。 新規の高延性鋼合金の組織及び機序。 合金の組織に依存した、合金の機械的応答を実証する代表的な応力−歪み曲線を示す図である。 合金６１からの鋳放し実験室スラブの図である。 熱間圧延後の合金５９からの実験室スラブの図である。 熱間圧延及び冷間圧延後の合金５９からの実験室スラブの図である。 新規の非ステンレス鋼シートタイプと、既存の二相（ＤＰ）鋼との応力−歪み曲線の比較を示す図である。 新規の非ステンレス鋼シートタイプと、既存の複相（ＣＰ）鋼との応力−歪み曲線の比較を示す図である。 新規の非ステンレス鋼シートタイプと、既存の変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼との応力−歪み曲線の比較を示す図である。 新規の非ステンレス鋼シートタイプと、既存のマルテンサイト（ＭＳ）鋼との応力−歪み曲線の比較を示す図である。 鋳放し条件における変形後のゲージ部からのＴＥＭサンプルに対応する応力−歪み曲線を示す図である。 鋳放しの厚さ５０ｍｍの合金８スラブにおけるミクロ組織の後方散乱ＳＥＭ顕微鏡写真であり、ａ）は縁部、ｂ）は断面の中心である。 厚さ５０ｍｍの鋳放し合金８スラブにおけるミクロ組織の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真、及び選択された電子回折パターンを示す図である。 マトリックス結晶粒における積層欠陥を示す、厚さ５０ｍｍの鋳放し合金８スラブにおけるミクロ組織の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真である。 熱間圧延条件における合金８の変形後のゲージ部からのＴＥＭサンプルに対応する応力−歪み曲線を示す図である。 １０７５℃における圧延率９７％の熱間圧延を行った後の、合金８スラブにおけるミクロ組織の後方散乱ＳＥＭ顕微鏡写真である。 １０７５℃における圧延率９７％の熱間圧延を行った後の、合金８スラブのＸ線回折データ（強度対２θ）であり、ａ）は測定されたパターン、ｂ）はピークを特定した、リートベルト計算パターンである。 １０７５℃における圧延率９７％の熱間圧延及び引張試験を行った後の、合金８スラブのＸ線回折データ（強度対２θ）であり、ａ）は測定されたパターン、ｂ）はピークを特定した、リートベルト計算パターンである。 熱間圧延後の合金８スラブの、低倍率における明視野ＴＥＭ顕微鏡写真及び選択された領域の電子回折パターンである。 モーダルナノ相組織のマトリックス結晶粒を示す、熱間圧延及び引張変形後の合金８スラブにおけるミクロ組織の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真である。 高強度ナノモーダル組織による「ポケット」を示す、熱間圧延及び引張変形後の合金８スラブにおけるミクロ組織の明視野（ａ）及び暗視野（ｂ）ＴＥＭ顕微鏡写真である。 ２つの異なる熱処理を行った後の、熱間圧延された合金８における変形後のゲージ部からのＴＥＭサンプルに対応する応力−歪み曲線を示す図である。 熱間圧延及びその後の９５０℃での６時間の熱処理後の合金８スラブにおけるミクロ組織のＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真である。 熱間圧延及びその後の１０７５℃での２時間の熱処理後の合金８におけるミクロ組織のＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真である。 熱間圧延及び９５０℃での６時間の熱処理後の、合金８スラブのＸ線回折データ（強度対２θ）であり、ａ）は測定されたパターン、ｂ）はピークを特定した、リートベルト計算パターンである。 熱間圧延、９５０℃での６時間の熱処理、及び引張試験後の、合金８スラブのＸ線回折データ（強度対２θ）であり、ａ）は測定されたパターン、ｂ）はピークを特定した、リートベルト計算パターンである。 再結晶化モーダル組織のマトリックス結晶粒を示す、熱間圧延及び９５０℃での６時間の熱処理後の合金８スラブの、低倍率における明視野ＴＥＭ顕微鏡写真及び選択された領域の電子回折パターンである。 再結晶化モーダル組織のマトリックス結晶粒を示す、熱間圧延及び１０７５℃での２時間の熱処理後の合金８スラブの、低倍率における明視野ＴＥＭ顕微鏡写真及び選択された領域の電子回折パターンである。 モーダルナノ相組織のマトリックス結晶粒を示す、熱間圧延、９５０℃での６時間の熱処理、及び破断までの引張試験後の合金８スラブにおけるミクロ組織の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真である。 高強度ナノモーダル組織による「ポケット」を示す、熱間圧延、９５０℃での６時間の熱処理、及び破断までの引張試験後の合金８スラブにおけるミクロ組織の明視野及び暗視野ＴＥＭ顕微鏡写真である。 より低倍率における、混合型ミクロ構成成分組織を実証する、熱間圧延、９５０℃での６時間の熱処理、及び引張試験後の合金８スラブにおけるミクロ組織の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真である。 熱間圧延、１０７５℃での２時間の熱処理、及び破断までの引張変形後の合金８スラブにおけるミクロ組織の明視野及び暗視野ＴＥＭ顕微鏡写真である。 熱処理を伴う又は伴わない冷間圧延条件における変形後のゲージ部からのＴＥＭサンプルに対応する応力−歪み曲線を示す図である。 冷間圧延後の、熱間圧延された合金８スラブにおけるミクロ組織のＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真である。 冷間圧延及び９５０℃での６時間の熱処理後の、熱間圧延された合金８スラブにおけるミクロ組織のＳＥＭ後方散乱電子顕微鏡写真である。 冷間圧延後の、熱間圧延された合金８スラブのＸ線回折データ（強度対２θ）であり、ａ）は測定されたパターン、ｂ）はピークを特定した、リートベルト計算パターンである。 冷間圧延及び引張試験後の、熱間圧延された合金８スラブのＸ線回折データ（強度対２θ）であり、ａ）は測定されたパターン、ｂ）はピークを特定した、リートベルト計算パターンである。 冷間圧延及び９５０℃での６時間の熱処理後の、熱間圧延された合金８スラブのＸ線回折データ（強度対２θ）であり、ａ）は測定されたパターン、ｂ）はピークを特定した、リートベルト計算パターンである。 冷間圧延、９５０℃での６時間の熱処理、及び引張試験後の、熱間圧延された合金８スラブのＸ線回折データ（強度対２θ）であり、ａ）は測定されたパターン、ｂ）はピークを特定した、リートベルト計算パターンである。 混合型ミクロ構成成分組織を示す、冷間圧延後の、熱間圧延された合金８スラブにおけるミクロ組織の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真である。 モーダルナノ相組織のマトリックス結晶粒を示す、冷間圧延及び破断までの引張変形後の、熱間圧延された合金８スラブにおけるミクロ組織の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真である。 高強度ナノモーダル組織による「ポケット」を示す、冷間圧延及び破断までの引張変形後の、熱間圧延された合金８スラブにおけるミクロ組織の明視野及び暗視野ＴＥＭ顕微鏡写真である。 より低倍率における、混合型ミクロ構成成分組織を実証する、冷間圧延及び破断までの引張変形後の、熱間圧延された合金８スラブにおけるミクロ組織の明視野及び暗視野ＴＥＭ顕微鏡写真である。 再結晶化モーダル組織のマトリックス結晶粒を示す、冷間圧延及び９５０℃での６時間の熱処理後の、熱間圧延された合金８スラブの、低倍率における明視野ＴＥＭ顕微鏡写真及び選択された領域の電子回折パターンである。 混合型ミクロ構成成分組織を示す、冷間圧延、９５０℃での６時間の熱処理、及び破断までの引張変形後の、熱間圧延された合金８スラブにおけるミクロ組織の明視野及び暗視野ＴＥＭ顕微鏡写真である。 高強度ナノモーダル組織による領域からの、冷間圧延、９５０℃での６時間の熱処理、及び破断までの引張変形後の、熱間圧延された合金８スラブの、明視野ＴＥＭ顕微鏡写真及び選択された領域の電子回折パターンである。 モーダルナノ相組織による領域からの、冷間圧延、９５０℃での６時間の熱処理、及び破断までの引張変形後の、熱間圧延された合金８スラブの、明視野ＴＥＭ顕微鏡写真及び選択された領域の電子回折パターンである。 冷間圧延及びアニーリングのサイクルを通じた、合金４４における特性回復を示す図であり、（ａ）及び（ｂ）がサイクル１であり、（ｃ）及び（ｄ）がサイクル２であり、（ｅ）及び（ｆ）がサイクル３である。 熱間圧延及び異なる圧延率の冷間圧延後の応力−歪み曲線を示す図であり、（ａ）は合金４３であり、（ｂ）は合金４４である。 各工程で４％の変形を用いる増分試験における、（ａ）合金８及び（ｂ）合金４４の応力−歪み曲線を示す図である。 試験歪み速度の関数として、合金４４の降伏応力を示す図である。 試験歪み速度の関数として、合金４４の極限引張強度を示す図である。 試験歪み速度の関数として、合金４４の歪み硬化指数を示す図である。 試験歪み速度の関数として、合金４４の引張伸び率を示す図である。 収縮ろうと状部（ｓｈｒｉｎｋａｇｅ ｆｕｎｎｅｌ）及び化学分析用のサンプルを採取した場所を示す、鋳造スラブの断面の概略図である。 選択された高延性鋼合金の領域Ａ及びＢからの、質量％単位での元素含有量を示す図である。 異なる倍率における、鋳放し合金８スラブのミクロ組織の後方散乱ＳＥＭ画像であり、鋳造スラブの中央領域（ａ、ｂ）、スラブ表面に近い領域（ｃ、ｄ）の画像である。 異なる倍率における、熱間圧延された合金８スラブのミクロ組織の後方散乱ＳＥＭ画像であり、鋳造スラブの中央領域（ａ、ｂ）、スラブ表面に近い領域（ｃ、ｄ）の画像である。 異なる倍率における、８５０℃での６時間の熱処理後の、熱間圧延された合金８スラブの後方散乱ＳＥＭ画像であり、鋳造スラブの中央領域（ａ、ｂ）、スラブ表面に近い領域（ｃ、ｄ）の画像である。 異なる倍率における、鋳放し合金２０スラブのミクロ組織の後方散乱ＳＥＭ画像であり、鋳造スラブの中央領域（ａ、ｂ）、スラブ表面に近い領域（ｃ、ｄ）の画像である。 異なる倍率における、熱間圧延された合金２０スラブの後方散乱ＳＥＭ画像であり、鋳造スラブの中央領域（ａ、ｂ）、スラブ表面に近い領域（ｃ、ｄ）の画像である。 異なる倍率における、１０７５°Ｃでの６時間の熱処理後の、熱間圧延された合金２０スラブの後方散乱ＳＥＭ画像であり、鋳造スラブの中央領域（ａ、ｂ）、スラブ表面に近い領域（ｃ、ｄ）の画像である。 後処理の異なる工程における、合金４４スラブの引張特性を示す図である。 後処理の異なる工程における、合金４４スラブの代表的引張曲線を示す図である。 合金４４における歪みの関数として、歪み硬化指数の値を示す図である。 熱間圧延後の、（ａ）合金１４１、（ｂ）合金１４２、及び（ｃ）合金１４３におけるミクロ組織の後方散乱ＳＥＭ画像である。 冷間圧延後の、（ａ）合金１４１、（ｂ）合金１４２、及び（ｃ）合金１４３におけるミクロ組織の後方散乱ＳＥＭ画像である。 冷間圧延及び熱処理後の、（ａ）合金１４１、（ｂ）合金１４２、及び（ｃ）合金１４３におけるミクロ組織の後方散乱ＳＥＭ画像である。

本明細書において、本鋼合金は、混合型ミクロ構成成分組織を形成するための能力を有する。したがって、本合金は、９００ＭＰａ以上の引張強度レベルにおいて、比較的高い延性（例えば、約２．５％以上の伸び率）を示す。本明細書において、混合型ミクロ構成成分組織は、下に記載される組織的特色の組合せを特徴とし、比較的粗いマトリックス結晶粒と、比較的より微細化された結晶粒組織の不規則に分散された「ポケット」とによって表される。観察される特性の組合せは、各組織的ミクロ構成成分の体積分率に左右され、これは、合金の化学的性質及び材料に適用される熱機械的処理によって影響を受ける。

混合型ミクロ構成成分組織
本明細書において、比較的高い延性の鋼合金とは、本明細書において混合型ミクロ構成成分組織として特定されるものを形成可能なものである。そのような混合型組織の概略図は、図３に示されている。図３において、複合ホウ化物ピンニング相は、黒点で示されている（ナノスケールの析出相は含まれていない）。マトリックス結晶粒は、六角形構造で表されている。モーダルナノ相組織は、非微細化マトリックス結晶粒からなる一方で、高強度ナノモーダル組織は、比較的より微細化されたマトリックス結晶粒を呈する。図３に示されている混合型ミクロ構成成分組織は、モーダルナノ相組織及び高強度ナノモーダル組織の両方のミクロ構成成分組織の領域／ポケットを呈している。

混合型ミクロ構成成分組織の形成は、関連する組織及び形成の機序と併せて、次の図４に示されている。ここに示されているように、モーダル組織（組織＃１、図４）は、合金の液体溶融物から始まり、冷却によって凝固されることでまず形成される。これにより、核形成及び特定の結晶粒サイズを有する特定の相の成長がもたらされる。本明細書において、結晶粒サイズは、走査型電子顕微鏡法又は透過型電子顕微鏡法等の方法によって好ましくは特定可能である、具体的な特定の相の単結晶のサイズとして理解され得る。本明細書において、合金中のモーダル組織は、主にオーステナイトマトリックス結晶粒と、オーステナイト及び存在する場合には複合ホウ化物相からなる粒間領域とを含有する。合金の化学的性質に応じて、フェライト相もまたマトリックス中に存在してもよい。モーダル組織のオーステナイトマトリックス結晶粒中においては、積層欠陥が見られるのは一般的である。オーステナイトマトリックス結晶粒のサイズは、典型的には５μｍ〜１０００μｍの範囲内にあり、ホウ化物相のサイズ（すなわち、存在する場合には、Ｍ_２Ｂ等の非金属性結晶粒であり、式中Ｍは金属であり、Ｂに共有結合している）は、１μｍ〜５０μｍである。出発相のサイズにおけるばらつきは、合金の化学的性質に依存し、また、出発／凝固厚さに高度に依存する冷却速度にも依存することになる。例えば、２００ｍｍの厚さで鋳造される合金は、５０ｍｍの厚さで鋳造される合金よりも１桁大きい出発結晶粒サイズを有し得る。標的とする組織を達成する微細化作業の機序は、概して、出発結晶粒サイズからは独立している。

存在する場合には、ホウ化物相はまた、好ましくは「ピンニング」タイプであり得、これは、マトリックス結晶粒が、高温において粗粒化耐性を有するピンニング相によって効果的に安定化されているという特色を表す。金属ホウ化物結晶粒は、Ｍ_２Ｂという化学量論を呈するとして特定されてきたが、Ｍ_３Ｂ、ＭＢ（Ｍ_１Ｂ_１）、Ｍ_２３Ｂ_６、及びＭ_７Ｂ_３を含む、他の化学量論も可能であり、効果的なピンニングをもたらすことができる。したがって、本明細書において、高延性鋼合金の組織＃１は、限定されるものではないが、薄帯鋳造、薄スラブ鋳造、厚スラブ鋳造、遠心鋳造、型又はダイ鋳造を含む、実験室スケールの手順及び／又は産業スケールの方法のどちらを通じた処理によっても達成され得る。

最初のモーダル組織を有する、本明細書における高延性鋼合金の高温における変形（すなわち、温度及び圧力の適用）は、動的ナノ相微細化（機序＃１、図４）を通じた、このモーダル組織の微細化及び均質化につながり、これは均質化ナノモーダル組織（組織＃２、図４）の形成をもたらす。動的ナノ相微細化のための典型的温度は、７００℃から最大で合金の固相線温度までであり得る。典型的な圧力は、合金の高温降伏強度を上回り得るような圧力であり、５ＭＰａ〜１０００ＭＰａの範囲内にあり得る。産業スケールにおいては、これらの機序は幾つかのプロセスを通じて起こり得、これらのプロセスとしては、限定されるものではないが、熱間圧延、熱間プレス、熱間鍛造、熱間押出等が挙げられる。結果として得られた均質化ナノモーダル組織は、存在する場合にはマトリックス中に分散されたＭ_２Ｂホウ化物相を伴う等軸のマトリックス結晶粒によって表される。変形パラメーターに応じて、マトリックス結晶粒のサイズは変動し得るが、概して、１μｍ〜１００μｍの範囲内にあり、ホウ化物相のサイズは、存在する場合には、０．２μｍ〜１０μｍの範囲内にある。加えて、応力の結果として、小さいナノスケール相が、１〜２００ｎｍの結晶粒サイズを有するナノ析出物の形態で存在し得る。これらの相の体積分率（１〜４０％であり得る）は、合金の化学的性質、処理条件、処理条件に対する材料の応答に左右される。

均質化ナノモーダル組織の形成は、１つの工程又は幾つかの工程で起こってもよく、部分的又は完全に起こってもよい。実践では、これは例えば、最初の鋳造後のスラブの通常の熱間圧延中に起こり得る。スラブはトンネル炉内に配置され、予熱された後、複数のスタンドを含み得る粗圧延機で圧延されるか、又は可逆圧延機内に配置され、続いて中間ゲージまで圧延され得、その後、熱間スラブは更に、追加的な予熱を伴って、又は伴わずに処理され、仕上圧延機において最終熱間圧延ゲージ厚さまで仕上げられ得る。これは、複数の段階／スタンドであってもなくてもよい。圧延プロセスの各行程中において、均質化ナノモーダル組織が完全に形成されるまで、動的ナノ相微細化が起こることになり、標的とされるゲージ低減が達成される。

均質化ナノモーダル組織を有する高延性鋼合金の機械的特性は、合金の化学的性質及びそれらの相組成（高強度ナノモーダル組織対モーダルナノ相組織の体積分率）に左右され、約１４０〜８１５ＭＰａの降伏強度を伴って変動することになる。降伏強度を上回る応力が適用された後、均質化ナノモーダル組織が、混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）へと変態し始めることに留意されたい。したがって、均質化ナノモーダル組織は、遷移型組織である。

均質化ナノモーダル組織は、動的ナノ相強化（機序＃２、図４）と呼ばれるプロセスを通じて、混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）へと変態することになる。動的ナノ相強化は、応力が材料の降伏強度（即ち、約１４０〜８１５ＭＰａ）を上回ったときに起こり、これは材料の引張強度に達するまで継続することになる。

図５では、新規の高延性鋼合金の機械的応答の概略図が、組織内に存在する異なるミクロ構成成分領域と比較して提供されている。示されているように、新規の高延性鋼合金は、高強度と併せて、に類似した比較的高い延性を実証しており、比較的密接した混合型ミクロ構成成分組織の組合せは、改善された特性の相乗的組合せをもたらしている。

均質化ナノモーダル組織（組織＃２、図４）は、変形中に、混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）への変態を受ける。混合型ミクロ構成成分組織は、ミクロ構成成分領域を含有することになる。このミクロ構成成分領域は、組織３ａの「ポケット」と、組織３ｂの材料とが密に混ざり合ったものとして理解することができる。機械的特性の好ましい組合せは、各組織（３ａ又は３ｂ）の体積分率を、９５％の組織３ａ／５％の組織３ｂから、５％の組織３ａ／９５％の組織３ｂまでの全体的な体積範囲で変更することによって変動させることができる。体積分率は、１％の増分で変動してもよい。したがって、あるものは、それが９５％の組織３ａと５％の組織３ｂとを有するまで、５％の組織３ａと９５％の組織３ｂ、６％の組織３ａと９４％の組織３ｂ、７％の組織３ａと９３％の組織３ｂ、８％の組織３ａと９２％の組織３ｂ、９％の組織３ａと９２％の組織３ｂ、１０％の組織３ａと９０％の組織３ｂ等を有し得る。したがって、混合型ミクロ構成成分組織は、０．５μｍ〜５０．０μｍの範囲内のマトリックス結晶粒の一群（組織３ａ）を、１００ｎｍ〜２０００ｎｍのマトリックス結晶粒の別の群（組織３ｂ）と共に有することになることが理解され得る。

変形中、動的ナノ相強化（機序＃２、図４）は、モーダルナノ相組織（組織＃３ａ、図４）中に分散される高強度ナノモーダル組織領域（組織３ｂ、図４）のミクロ組織「ポケット」において局所的に生じる。ミクロ構成成分「ポケット」のサイズは、典型的には、１μｍ〜２０μｍで変動する。組織３ｂ材料の不規則に分散された「ポケット」におけるオーステナイトマトリックス相（ガンマＦｅ）は、Ｐ６_３ｍｃ空間群を有するジヘキサゴナルピラミダルクラスの六方相（＃１８６）、及び／又はＰ６ｂａｒ２Ｃ空間群を有するジトリゴナルジピラミダルクラスの六方相（＃１９０）の追加的析出を伴って、フェライト相（アルファＦｅ）へと変態する。この相変態は、高強度ナノモーダル組織（組織＃３ｂ、図４）のこれらの「ポケット」における、１００ｎｍ〜２，０００ｎｍの範囲へのマトリックス結晶粒の微細化を引き起こす。モーダルナノ相組織（組織＃３ａ、図４）の非変態マトリックス相は、０．５〜５０μｍの結晶粒サイズを有するミクロンスケールに留まり、組織３ａ合金の動的相析出（機序＃１、図３）を通じて形成されたナノ析出物を含有し得る。存在する場合には、ホウ化物相は、０．２μｍ〜１０μｍの範囲内にあり、ナノ相析出物のサイズは、両方の組織的ミクロ構成成分において１ｎｍ〜２００ｎｍの範囲内にある。混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）を有する、新規の高延性鋼合金の機械的特性は、合金の化学的性質及びそれらの相組成（高強度ナノモーダル組織対モーダルナノ相組織の体積分率）に左右され、２４５ＭＰａ〜１８０４ＭＰａの降伏強度、約９００ＭＰａ〜１８２０ＭＰａの引張強度、及び２．５％〜７６．０％の総伸び率を含む、幅広い範囲の引張特性で変動する。

塑性変形の後、動的ナノ相強化（機序＃２、図４）は、混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）の形成をもたらす。先述したように、比較的高い延性が観察されることになる。例えば追加的な冷間圧延による、より微細なゲージへのゲージ低減等の更なる変形が必要とされる場合、混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）は再結晶され得る。例えば冷間圧延によるゲージ低減、その後の再結晶のためのアニーリング、その後の更なる塑性変形等の、塑性変形のこのプロセスは、本明細書に記載される通り可能である鋼の無数の用途のための、最終的なゲージ、サイズ、又は形状の標的を達成するために、必要な回数だけ（一般に、最大１０回まで）サイクルの様式で繰り返すことができる。再結晶のこの温度範囲は、先行して適用された冷間加工の量及び合金の化学的性質を含む幾つかの要因に応じて変動することになるが、概して、７００℃から最大で合金の固相線温度までの温度範囲において起こることになる。再結晶から形成される、結果として得られる組織は、再結晶化モーダル組織（組織＃２ａ、図４）である。

完全に再結晶された場合、組織＃２ａは転位又は双晶をほとんど含有しないが、一部の再結晶された結晶粒において、積層欠陥が見出され得る。合金の化学的性質及び熱処理に応じて、等軸の再結晶されたオーステナイトマトリックス結晶粒のサイズは、１μｍ〜５０μｍの範囲であり得、一方で、Ｍ_２Ｂホウ化物相は、０．２μｍ〜１０μｍの範囲内にあり、析出物相は、１ｎｍ〜２００ｎｍの範囲内にある。再結晶化モーダル組織（組織＃２ａ、図４）の機械的特性は、合金の化学的性質及びそれらの相組成（高強度ナノモーダル組織対モーダルナノ相組織の体積分率）に左右され、約１４０ＭＰａ〜８１５ＭＰａの降伏強度を伴って変動することになる。降伏強度を上回る応力が適用された後、均質化ナノモーダル組織が、特定された動的ナノ相強化（機序＃２、図４）を通じて、混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）へと変態し始めることに留意されたい。したがって、再結晶化モーダル組織は、遷移型組織である。完全な特性回復を伴うこれらの相変態のサイクル的性質は独特であり、新規の高延性鋼合金に特異的な特色である、新規の現象である。下のＴａｂｌｅ ３（表１）には、本明細書における高延性鋼合金の組織及び性能の特色の比較が提供されている。

シート生産経路を通じた組織及び機序
変形中に動的ナノ相強化（機序＃２、図４）を受けて混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）の形成及び先進的特性の組合せをもたらす、均質化／再結晶化モーダル組織（組織＃２／２ａ、図４）を形成するという、本明細書における新規の高延性鋼合金の能力により、連続鋳造の異なる方法によるシート生産が可能となり、これらの方法としては、ベルト鋳造、薄帯／対ロール鋳造、薄スラブ鋳造、及び厚スラブ鋳造が挙げられ、後続の後処理により、先進的特性の組合せが達成される。Ｔａｂｌｅ ４（表２）の合金の液体溶融物を形成するプロセスは、上に列挙された各商業的生産プロセスに類似することに留意されたい。一般的経路の１つは、鉄くずで開始して、これを電弧炉（ＥＡＦ）において溶融し、その後、アルゴン酸素脱炭（ＡＯＤ）処理を行い、取鍋精錬炉（ｌａｄｌｅ ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ ｆｕｒｎａｃｅ、ＬＭＦ）を通じて最終合金化を行う場合がある。別の経路は、鉄鉱石ペレットで開始して、塩基性酸素転炉（ＢＯＦ）を用いる従来型の一貫工場を通じて合金の化学的性質を処理するというものである。異なる中間工程が行われるものの、各商業的鋼生産プロセスを通じて、コイルの生産の最終段階は、鋳放し厚さにおける大きなばらつきを除けば、類似する場合がある。典型的には、熱間圧延の最後の工程は、１．５〜１０ｍｍの厚さを有する熱間圧延コイルの生産をもたらすが、この厚さは、特定のプロセスフロー及び各製鋼業者の目標に依存する。本出願における合金の特定の化学的性質、並びに図４に概説される特定の組織形成及び可能である機序に関して、これらの熱間圧延されたままのコイルの結果として得られる組織は、均質化ナノモーダル組織又は再結晶化モーダル組織（組織＃２／２ａ、図４）であり得る。より薄いゲージが必要とされる場合、厚さが０．２〜３．５ｍｍの範囲内にあり得る最終ゲージ厚さがもたらされるように、熱間圧延されたコイルの冷間圧延が典型的には行われる。これらの冷間圧延によるゲージ低減工程中、図４に概説される新規の組織及び機序が操作され得る（即ち、組織＃２が冷間圧延中に機序＃２を通じて組織＃３へと変態し、後続のアニーリング中に組織２ａへと再結晶され、これが更なる冷間圧延において再度機序＃２を通じて組織＃３へと変態される等）。先に説明し、また実施例において示されるように、混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）の形成、再結晶化モーダル組織（組織＃２ａ、図４）への再結晶化、及び動的ナノ相強化（機序＃２、図４）を通じて、混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）へと戻る微細化及び強化のプロセスは、末端ユーザーのゲージ厚さに対する要件を満たすために必要な回数だけサイクルの様式で適用することができる。最終的に標的とされる特性は、制御されたパラメーターを伴う最終熱処理によって追加的に改変されてもよい。

本体
本明細書における合金の化学組成がＴａｂｌｅ ４（表２）に示されており、これは活用される好ましい原子比率を提供している。これらの化学的性質は、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機におけるスラブ鋳造を通じた材料処理のために使用された。指定した組成の合金は、各合金についてＴａｂｌｅ ４（表２）に提供される原子比率に従って、指定した量の市販の、組成及び不純物含有量が既知の鉄添加物粉（ｆｅｒｒｏａｄｄｉｔｉｖｅ ｐｏｗｄｅｒ）、並びに必要に応じて追加的な合金元素を用いて、３キログラムの装入物に秤量した。秤量した合金の装入物を、ジルコニアでコーティングされたシリカベースのるつぼ内に配置し、鋳造機の中に装填した。溶融は、１４ｋＨｚのＲＦ誘導コイルを用いて、真空下で行った。装入物は、過熱状態を提供し、溶融物の均一性を確実とするために、固体構成成分が観察された最後の時点から４５秒〜６０秒の時間間隔を置いて、完全に溶融するまで加熱した。次いで、水冷された銅のダイの中に溶融物を注入して、薄スラブ鋳造プロセス（図２）のための厚さ範囲内にあるおよそ５０ｍｍの厚さ、及び７５ｍｍ×１００ｍｍのサイズの実験室鋳造スラブを形成した。合金６１からの実験室鋳造スラブの例を、図６に示す。

上記から、図４に図示される変態を受けやすい本明細書における合金は、以下の分類に入ることが確認できる：（１）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃｕ／Ｃ（合金１〜４４、４８、４９、５４〜５７、６０〜６２、６６〜６８、７５〜１０５、１０８〜１４０）；（２）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃ（合金４５〜４７、１５３）；（３）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃｕ（合金１５６、１５７）；（４）Ｆｅ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃｕ／Ｃ（合金１０６）；（５）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃｕ／Ｃ（合金５０〜５３、５８、５９、６３〜６５、６９〜７４、１０７）、（６）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｓｉ／Ｃｕ／Ｃ（合金１４１〜１４８）；（７）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｓｉ／Ｃ（合金１４９〜１５２）。

上記から、当業者であれば、本明細書における合金の組成は、以下の３つの元素を以下に示された原子パーセントで含むことを理解するであろう：Ｆｅ（６１〜８１原子％）；Ｓｉ（０．６〜９．０原子％）；Ｍｎ（１．０〜１７．０原子％）。加えて、以下の元素が任意選択であり、示された原子パーセントで存在してもよいことが理解され得る：Ｎｉ（０．１〜１３．０原子％）；Ｃｒ（０．１〜１２．０原子％）；Ｂ（０．１〜６．０原子％）；Ｃｕ（０．１〜４．０原子％）；Ｃ（０．１〜４．０原子％）。存在してもよい不純物としては、Ａｌ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓ、Ｏ、Ｎ、Ｐ、Ｗ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｐｄ、及びＶが挙げられ、これらは最大１０原子パーセントまで存在してもよい。

本明細書の合金の熱分析を、凝固されたままの鋳造スラブサンプルにおいて、Ｎｅｔｚｓｃｈ Ｐｅｇａｓｕｓ ４０４示差走査熱量計（ＤＳＣ）で行った。測定プロファイルは、最大９００℃までの急速勾配、その後の毎分１０℃の速度での１４２５℃までの制御された勾配、毎分１０℃の速度での１４２５℃から９００℃までの制御された冷却、及び毎分１０℃の速度での１４２５℃までの第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値は、最終加熱段階から採取した。これは、最良の可能な測定接点によって、平衡状態の材料の代表的測定値を確実にするためである。Ｔａｂｌｅ ４（表２）に列挙される合金において、溶融は、合金の化学的性質に応じておよそ１０８０℃から、一部の場合においては１４５０℃を上回る最終溶融温度（Ｔａｂｌｅ ５（表３））までの、１つの段階又は複数の段階で起こる。溶融挙動におけるばらつきは、合金の化学的性質に応じた、それらの凝固中の複相形成を反映している。

各合金からの厚さ５０ｍｍの実験室スラブを、合金の固相線温度に応じて、１０７５〜１１００℃の温度における熱間圧延に供した。圧延は、インラインのＬｕｃｉｆｅｒ ＥＨＳ３ＧＴ−Ｂ１８トンネル炉を採用する、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１一段圧延機において行った。均質な温度を確保するために、４０分間の初期滞留時間の間、熱間圧延温度に材料を保持した。圧延機をパスする毎に、サンプルを４分間の温度回復のためにトンネル炉に戻して保持し、各熱間圧延のパス中に失われた温度のために部分的に調整した。熱間圧延は、２回の運転で実行された。第１の運転では、およそ８５％の総圧延率が達成されて、厚さが６ｍｍにされた。熱間圧延の第１の運転の後、１５０ｍｍ〜２００ｍｍの長さのシートの小片を、熱間圧延された材料の中心部から切り出した。次いで、この切り出された小片を、両方の運転間における総圧延率が９６％から９７％の間であるように、熱間圧延の第２の運転用に使用した。全ての合金について使用した、特定の熱間圧延パラメーターのリストは、Ｔａｂｌｅ ６（表４）において利用可能である。合金５９からの熱間圧延シートの例を、図７に示す。

合金の密度は、６ｍｍから９．５ｍｍの間に熱間圧延した鋳造材料の小片において測定した。２５ｍｍ×２５ｍｍの寸法に小片を切り出し、次いで、熱間圧延プロセスによる酸化物を除去するために表面研磨した。空気中及び蒸留水中の両方における秤量を可能にする特別に構築した秤において、アルキメデス法を用いて、これらの研磨したサンプルから嵩密度の測定値を得た。各合金の密度をＴａｂｌｅ ７（表５）に集計し、この密度は、７．４０ｇ／ｃｍ^３〜７．９０ｇ／ｃｍ^３で変動することが分かった。実験結果から、この技法の精度は±０．０１ｇ／ｃｍ^３であることが明らかとなった。

次いで、選択した合金に由来する、完全に熱間圧延したシートを、複数回パスでの更なる冷間圧延に供した。圧延は、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１一段圧延機において行った。合金について使用した、特定の冷間圧延パラメーターのリストは、Ｔａｂｌｅ ８（表６）に示されている。合金５９からの冷間圧延シートの例を、図８に示す。

熱間及び冷間圧延の後、ＥＤＭによって、引張試験片及びＳＥＭサンプルを切り出した。結果として得られたサンプルを、Ｔａｂｌｅ ９（表７）において特定されたパラメーターで熱処理した。熱処理は、アルゴンガスパージ下において、Ｌｕｃｉｆｅｒ ７ＧＴ−Ｋ１２密封式箱型炉において、又はＴｈｅｒｍＣｒａｆｔ ＸＳＬ−３−０−２４−１Ｃ管状炉において実行した。空冷の場合、試験片を標的温度において標的期間保持し、炉から取り出し、空気中で冷却した。制御冷却の場合、サンプルを装填したまま、炉の温度を指定した速度で低下させた。

引張試験片を、熱間圧延条件、冷間圧延条件、及び熱処理条件において試験した。引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械式試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において、Ｉｎｓｔｒｏｎ社のＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを活用して測定した。全ての試験は、底部固定具を強固に保持し、頂部固定具が動く状態で変位を制御して、室温で実行した。ロードセルは、頂部固定具に取り付けられる。

熱間圧延したままの条件の合金の引張特性を、Ｔａｂｌｅ １０（表８）に列挙する。極限引張強度の値は、７８６〜１５２４ＭＰａ、引張伸び率は、１７．４〜６３．４％で変動し得る。降伏応力は、１４２〜８１２ＭＰａの範囲内にある。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、処理条件、及び処理条件に対する材料の機構的応答に左右される。

熱間圧延及び後続の冷間圧延後の、選択された合金の引張特性を、Ｔａｂｌｅ １１（表９）に列挙する。極限引張強度の値は、１１５９〜１７０７ＭＰａ、引張伸び率は、２．６〜３６．４％で変動し得る。降伏応力は、７９６〜１３８８ＭＰａの範囲内にある。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、処理条件、及び処理条件に対する材料の機構的応答に左右される。

熱間圧延と、異なるパラメーターにおける後続の熱処理（Ｔａｂｌｅ ９（表７））との後の、熱間圧延されたシートの引張特性を、Ｔａｂｌｅ １２（表１０）に列挙する。極限引張強度の値は、９００〜１２０５ＭＰａ、引張伸び率は、３０．１〜６８．４％で変動し得る。降伏応力は、２４５〜４９４ＭＰａの範囲内にある。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、処理条件、及び処理条件に対する材料の機構的応答に左右される。

熱間圧延と、後続の冷間圧延及び異なるパラメーターにおける熱処理（Ｔａｂｌｅ ９（表７））との後の、選択された合金の引張特性を、Ｔａｂｌｅ １３（表１１）に列挙する。極限引張強度の値は、９０１〜１４９３ＭＰａ、引張伸び率は、３０．０〜７６．０％で変動し得る。降伏応力は、２１７〜６５７ＭＰａの範囲内にある。確認できるように、高く、９００ＭＰａを超える引張強度を伴う先進的特性の組合せは、熱間圧延、冷間圧延、及び熱処理を含む完全な後処理後の、本明細書における高延性合金からのシート材料において達成することができる。

（実施例１：既存の鋼グレードとの引張特性の比較）
選択した合金の引張特性を、既存の鋼グレードの引張特性と比較した。選択した合金及び対応する処理パラメーターは、Ｔａｂｌｅ １４（表１２）に列挙する。引張応力−歪み曲線を、既存の二相（ＤＰ）鋼（図９）、複相（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）のものと比較する。二相鋼は、アイランドの形態で第２の硬質マルテンサイト相を含有する、フェライトマトリックスからなる鋼のタイプとして理解することができ、複相鋼は、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有する、フェライト及びベイナイトからなるマトリックスからなる鋼のタイプとして理解することができ、変態誘起塑性鋼は、硬質ベイナイト相及び第２のマルテンサイト相を追加的に含有する、フェライトマトリックスに包埋されたオーステナイトからなる鋼のタイプとして理解することができ、マルテンサイト鋼は、少量のフェライト及び／又はベイナイトを含有し得る、マルテンサイトマトリックスからなる鋼のタイプとして理解することができる。確認できるように、本開示において特許請求される合金は、既存の先進高強度（ＡＨＳＳ）鋼グレードと比較しても、優れた特性を有する。

（実施例２：鋳放し状態の高延性合金の組織及び特性）
商業的純度の供給原料を用いて、選択した合金の３ｋｇの装入物を、Ｔａｂｌｅ ４（表２）の合金の化学量論に従って秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機において、５０ｍｍの厚さの実験室スラブへと鋳造した。引張試験片を、放電加工機（ＥＤＭ）によって、鋳造スラブの底部に近い小片から作製した。鋳放し条件の合金の引張特性を、１５に列挙する。極限引張強度の値は、４４０〜８８１ＭＰａ、引張伸び率は、１．４〜２０．２％で変動し得る。降伏応力は、１９２〜４４４ＭＰａの範囲内にある。本明細書における鋼合金の機械的特性の値は、合金の化学的性質に左右されることになる。図１３は、合金８からの鋳放しスラブの代表的応力−歪み曲線を示している。鋳放し条件においては、この合金の伸び率は２０％に達し、これは本質的に延性の材料が形成されていることを示すということが確認できる。鋳放しスラブは後に熱間圧延等の後処理を必要とすることになるため、クラッキングを防止するには、十分な延性が取り扱いにとって必要とされる。

鋳放し状態の合金８スラブのミクロ組織について、走査型電子顕微鏡法（ＳＥＭ）及び透過型電子顕微鏡法（ＴＥＭ）で研究した。ＳＥＭの研究の場合、鋳造スラブの断面を、ＳｉＣ研磨紙でグリットサイズを減らしながら研磨して、次いでダイヤモンドメディアペースト（ｄｉａｍｏｎｄ ｍｅｄｉａ ｐａｓｔｅ）を用いて１μｍになるまで徐々に磨いた。仕上研磨は、０．０２μｍのグリットのＳｉＯ_２溶液で行った。ミクロ組織を、走査型電子顕微鏡法（ＳＥＭ）で、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃ．社製のＥＶＯ−ＭＡ１０走査型電子顕微鏡を用いて調べた。ＴＥＭ試験片を調製するために、ＥＤＭで切り出した小片をまず、毎回グリットサイズを減らしながらパッドを用いて研磨することによって薄くしていき、更に、それぞれ９μｍ、３μｍ、及び１μｍのダイヤモンド懸濁溶液を用いる研磨によって６０〜７０μｍの厚さまで薄くした。直径３ｍｍのディスクを薄片から押し抜き、仕上研磨を、ツインジェット研磨機を用いた電解研磨によって行った。使用した化学溶液は、メタノールベースに混合した３０％硝酸であった。ＴＥＭによる観察にとって領域の薄さが不十分である場合、ＴＥＭ試験片は、Ｇａｔａｎ社の精密イオン研磨装置（ＰＩＰＳ）を用いてイオンミリングされてもよい。このイオンミリングは、４．５Ｋｅｖで行い、傾き角を４°から２°へと下げて薄い領域を広げた。ＴＥＭの研究は、２００ｋＶで操作される、ＪＥＯＬ ２１００高分解能顕微鏡を用いて行った。

合金８の鋳放しスラブのＳＥＭ後方散乱画像は、図１４に示されているように、粒界にＭ_２Ｂホウ化物相を有する樹枝状晶マトリックス相（ｄｅｎｄｒｉｔｉｃ ｍａｔｒｉｘ ｐｈａｓｅ）を示す。概して、このマトリックス相の結晶粒のサイズは数十ミクロンであるが、一方で樹枝状晶間のＭ_２Ｂホウ化物相は、およそ１〜５μｍであり、これはモーダル組織（組織＃１、図４）にとって典型的である。更なるオーステナイト相が、複合Ｍ_２Ｂホウ化物相を伴って、樹枝状晶間領域において概して見出されることに留意されたい。スラブの中心におけるミクロ組織は、スラブ表面に近いミクロ組織よりも僅かに粗い（図１４ａ及びｂ）。スラブの中心からの鋳放し合金８サンプルのＴＥＭ研究は、マトリックス結晶粒が転位をほとんど含有しないことを示している（図１５ａ）。選択された電子回折パターン及び幾つかの観察された積層欠陥は、このマトリックスが、γ−Ｆｅの面心立方相によって表されることを示唆している（図１５及び図１６）。ＴＥＭの結果は、引張試験の結果と非常に良好に対応していることが確認できる。鋳放しスラブにおけるオーステナイトマトリックス相は、後続のスラブ処理熱間圧延工程のために、実質的な延性をもたらす。

この実施例は、本明細書における高延性合金のモーダル組織（組織＃１、図４）の形成は最初の工程であり、先進的特性の組合せに向かう後処理を通じた更なるミクロ組織の発達のための重要な要因であることを例証している。

（実施例３：熱間圧延後の混合型ミクロ構成成分組織の形成）
商業的純度の供給原料を用いて、合金８の３ｋｇの装入物を、Ｔａｂｌｅ ４（表２）の合金の化学量論に従って秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機において、５０ｍｍの厚さの実験室スラブへと鋳造した。次いでこのスラブを、それぞれ８７．５％及び７３．４％の圧延歪みによって、１０７５℃での二工程熱間圧延で処理した（総圧延率はおよそ９７％）。熱間圧延シートの厚さはおよそ１．７ｍｍであった。引張試験片を、熱間圧延後のシート材料から、ワイヤ放電加工（ＥＤＭ）を用いて切り出した。引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械式試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において、Ｉｎｓｔｒｏｎ社のＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを活用して測定した。試験は、底部固定具を強固に保持し、頂部固定具が動く状態で変位を制御して、室温で実行した。ロードセルは、頂部固定具に取り付けられる。対応する応力−歪み曲線を、図１７に示す。熱間圧延条件における合金は、５６％の延性と、１１５５ＭＰａの極限強度を実証した。この延性は、実施例＃２における合金８の鋳放し延性（図１３）よりも２．８倍大きい。ＳＥＭ、Ｘ線、及びＴＥＭ研究用のサンプルを、変形前及び変形後に、熱間圧延シートから切り出した。

ＳＥＭ試験片を作製するために、シートの断面サンプルを切り出し、ＳｉＣ紙で研磨して、次いでダイヤモンドメディアペーストを用いて１μｍのグリットまで徐々に磨いた。仕上研磨は、０．０２μｍのグリットのＳｉＯ_２溶液で行った。シートの断面の中心層領域におけるミクロ組織を、観察、画像化、及び評価した。ＳＥＭ顕微鏡分析を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃ．社製のＥＶＯ−ＭＡ１０走査型電子顕微鏡を用いて行った。ＳＥＭで研究した熱間圧延サンプルのミクロ組織は、図１８に示されている。確認できるように、１０７５℃での総圧延率９７％の熱間圧延の後、粗かった鋳放し樹枝状晶ミクロ組織（モーダル組織、図４）は解体され、動的ナノ相微細化（機序＃１、図４）を通じて均質化されている。熱間圧延されたミクロ組織は、マトリックス相と、マトリックス中に均質に分散されたホウ化物相（黒い相）とを含有する均質化ナノモーダル組織（組織＃２、図４）によって表される。ホウ化物相のサイズは、１０〜１５μｍの圧延方向に整合している、一部の伸ばされたホウ化物を伴って、典型的には、１〜５μｍの範囲内にある。

合金８組織の追加的な詳細は、Ｘ線回折を用いて明らかにした。Ｘ線回折は、Ｃｕ Ｋα Ｘ線管を備えるＰａｎａｌｙｔｉｃａｌ社のＸ’Ｐｅｒｔ ＭＰＤ回折計を用いて行い、４５ｋＶ及び４０ｍＡのフィラメント電流で操作した。走査は、計器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、０．０１°のステップサイズ及び２５°〜９５°の２θで実行した。その後、結果として得られた走査を、Ｓｉｒｏｑｕａｎｔソフトウェアを用いるリートベルト解析を用いて続いて分析した。図１９及び図２０では、それぞれ、熱間圧延後、並びに熱間圧延及び引張試験後の合金８に関する、測定／実験パターン及びリートベルトで精製したパターンを含む、Ｘ線回折走査が示されている。確認できるように、両方の場合において、実験データの良好なフィットが得られた。見出された特定の相、それらの空間群、及び格子パラメーターを含むＸ線パターンの分析が、Ｔａｂｌｅ １６（表１４）に示される。複合多成分結晶においては、原子が格子点に位置することは多くないことに留意されたい。加えて、各格子点は、必ずしも単独の原子に対して相関するわけではなく、むしろ原子の群に対して相関することになる。したがって、空間群理論は、単位セル内の対称性の関係性に拡張され、空間内の原子の可能な組合せの全ての関係を説明する。そして、数学的には、３２種の結晶点群と１４種のブラベ格子との組合せから作られる、総じて２３０種の異なる空間群が存在する。各ブラベ格子は、７種の格子系のうちの１つに属する。２３０種の独特な空間群は、空間内における原子の周期的配置から生まれる全ての可能な結晶対称性について説明するものであり、この総数は、格子中心点、鏡像、回転、回転反像、螺旋軸、及び映進面操作を含む、単位セル内の並進対称性操作の様々な組合せを含む対称操作の様々な組合せから生まれる。六方晶構造の場合、全部で２７種の六方空間群が存在し、これらは空間群番号＃１６８〜＃１９４で特定されている。

Ｔａｂｌｅ １６（表１４）において確認できるように、熱間圧延（１０７５℃で、９７％の圧延率）の後、３つの相が見られ、これらはγ−Ｆｅ（オーステナイト）、Ｍ_２Ｂ_１相、及びジトリゴナルジピラミダル六方相である。六方相の存在は、動的ナノ相微細化（機序＃１、図４）に特徴的な特色である。引張変形の後には、動的ナノ相強化（機序＃２、図４）を通じた応力の下でのオーステナイト変態の結果として、α−Ｆｅ及びジヘキサゴナルピラミダル六方相という２つの更なる相が特定された。追加的な相形成と共に、特定された相の格子パラメーターが変化し、これらの相の中に溶解している溶質元素の量が変化したことを示す。これは、相変態が、適用された応力の下での元素の再分散によって誘起されていることを示すものであろう。

合金８組織の組織的特色をより詳細に調べるために、高分解能透過型電子顕微鏡法（ＴＥＭ）を活用した。ＴＥＭ試験片を調製するために、引張試験を行ったサンプルのゲージ小片をまずＥＤＭを用いて切り出し、次いで毎回グリットサイズを減らしながらパッドを用いて研磨することによって薄くした。それぞれ９μｍ、３μｍ、及び１μｍのダイヤモンド懸濁溶液を用いる研磨によって、６０〜７０μｍの厚さまで更に薄くした。直径３ｍｍのディスクを薄片から押し抜き、仕上研磨を、ツインジェット研磨機を用いた電解研磨によって行った。使用した化学溶液は、メタノールベースに混合した３０％硝酸であった。ＴＥＭによる観察にとって領域の薄さが不十分である場合、ＴＥＭ試験片は、Ｇａｔａｎ社の精密イオン研磨装置（ＰＩＰＳ）を用いてイオンミリングされてもよい。このイオンミリングは、４．５Ｋｅｖで行い、傾き角を４°から２°へと下げて薄い領域を広げた。ＴＥＭの研究は、２００ｋＶで操作される、ＪＥＯＬ ２１００高分解能顕微鏡を用いて行った。

図２１は、熱間圧延後の合金８サンプルの、明視野ＴＥＭ画像及び選択された領域の電子回折パターンを示している。熱間圧延後のサンプルは、マトリックス結晶粒内に形成されている、比較的大きい転位セルを含有していることが確認できる。転位セルのサイズは、およそ２〜４μｍである。セル壁が高密度の転位によって組み立てられているのに対し、セル内部の転位密度は比較的低い。選択された領域の電子回折は、結晶構造が面心立方オーステナイト組織（γ−Ｆｅ）のままであることを示唆しており、これはＸ線データと対応する。ジトリゴナルジピラミダル六方相はＴＥＭ分析では検出されず、観察することが困難である、ナノスケールの極微のナノスケール結晶粒が示唆される。

熱間圧延及び引張変形後の合金８ミクロ組織のＴＥＭ画像が図２２及びず２３に示されており、２つの異なる組織が変形されたサンプル内に共在していることが実証される。図２２に示されるように、高密度の転位を伴う大きなマトリックス結晶粒によって表される組織領域が存在する。転位が互いに相互作用し、重度にもつれあっていることが確認できる。結果として、転位の相互作用は、セルの内側よりもセルの境界において明らかに高い転位密度を有する、転位セル構造へとつながる。変形された組織内の転位セルは、熱間圧延後の当初の状態の転位セルよりも明らかに小さい。これらの領域の組織的特色は、組織３ａ合金（図４）のモーダルナノ相組織に典型的である。モーダルナノ相組織に加えて、図２７ａ及び２７ｂに示されるように、１００〜３００ｎｍのサイズを有する著しく微細化された結晶粒を含有する、熱間圧延及び引張変形後の合金８サンプルにおけるミクロ組織の領域が存在する。この微細化組織は、塑性変形時の動的ナノ相強化（機序＃２、図４）を通じて形成される、高強度ナノモーダル組織に対応する。熱間圧延された合金８における動的ナノ相強化は満遍なく起きたわけではなく、サンプルのミクロ組織の「ポケット」において局所的に起こり、サンプル体積内における混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）の形成をもたらした。

この実施例は、微細化結晶粒を有する高強度ナノモーダル組織のミクロ構成成分領域及びモーダルナノ相組織のミクロ構成成分領域が変態した場合に、変形時に、熱間圧延された合金８サンプルのミクロ組織の「ポケット」において、動的ナノ相強化を通じて混合型ミクロ構成成分組織が形成されることを例証している。

（実施例４：合金８における熱間圧延後の混合型ミクロ構成成分組織の形成に対する熱処理の効果）
先の実施例＃３からの合金８熱間圧延シートを、９５０℃で６時間及び１０７５℃で２時間熱処理した。引張試験片を、熱間圧延後及び熱処理後のシート材料から、ワイヤ放電加工（ＥＤＭ）を用いて切り出した。引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械式試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において、Ｉｎｓｔｒｏｎ社のＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを活用して測定した。試験は、底部固定具を強固に保持し、頂部固定具が動く状態で変位を制御して、室温で実行した。ロードセルは、頂部固定具に取り付けられる。対応する応力−歪み曲線を、図２４に示す。ＳＥＭ、Ｘ線、及びＴＥＭ研究用のサンプルを、変形前及び変形後に、熱間圧延シートから切り出した。

ＳＥＭ試験片を作製するために、シートの断面サンプルを切り出し、ＳｉＣ紙で研磨して、次いでダイヤモンドメディアペーストを用いて１μｍのグリットまで徐々に磨いた。仕上研磨は、０．０２μｍのグリットのＳｉＯ_２溶液で行った。シートの断面の中心層領域におけるミクロ組織を、観察、画像化、及び評価した。ＳＥＭ顕微鏡分析を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃ．社製のＥＶＯ−ＭＡ１０走査型電子顕微鏡を用いて行った。図２５は、熱間圧延及び９５０℃での６時間の熱処理後の合金８サンプルの後方散乱ＳＥＭ画像を示している。熱間圧延後のサンプル（図１８）と比較して、ホウ化物相の寸法及び形態は明らかな変化を示さなかったが、マトリックス相は再結晶された。同様に、１０７５℃での２時間の熱処理は、ホウ化物相のサイズ及び形態を変化させなかったが（図３０）、マトリックス結晶粒ははっきりとした明確な境界を示し、これは、僅かにより大きい平均サイズを伴って、より大きな程度の再結晶化が起こったことを示唆している。加えて、幾つかのアニーリング双晶が見出され得る。ＳＥＭの結果は、熱処理が、再結晶化モーダル組織（組織＃２ａ、図４）の形成を伴って熱間圧延シートにおける再結晶化を誘起することと、熱処理温度の増加が、より大きな度合いの再結晶化及びマトリックス相の幾らかの成長を引き起こすこととを示唆している。

熱間圧延及び９５０℃での６時間の熱処理後の、合金８組織の追加的な詳細は、Ｘ線回折を用いて明らかにした。Ｘ線回折は、Ｃｕ Ｋα Ｘ線管を備えるＰａｎａｌｙｔｉｃａｌ社のＸ’Ｐｅｒｔ ＭＰＤ回折計を用いて行い、４５ｋＶ及び４０ｍＡのフィラメント電流で操作した。走査は、計器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、０．０１°のステップサイズ及び２５°〜９５°の２θで実行した。その後、結果として得られた走査を、Ｓｉｒｏｑｕａｎｔソフトウェアを用いるリートベルト解析を用いて続いて分析した。図２７及び図２８では、それぞれ、熱間圧延及び未変形条件における熱処理後、並びに引張試験後の合金８に関する、測定／実験パターン及びリートベルトで精製したパターンを含む、Ｘ線回折走査が示されている。確認できるように、両方の場合において、実験データの良好なフィットが得られた。見出された特定の相、それらの空間群、及び格子パラメーターを含むＸ線パターンの分析が、Ｔａｂｌｅ １６（表１４）に示される。

Ｔａｂｌｅ １７（表１５）において確認できるように、熱間圧延（１０７５℃で、９７％の圧延率）及び熱処理（９５０℃で６時間）の後、４つの相：γ−Ｆｅ（オーステナイト）、Ｍ２Ｂ１相、ジトリゴナルジピラミダル六方相、及びジヘキサゴナルピラミダル六方相が特定された。熱間圧延のみの後の合金８の相組成（Ｔａｂｌｅ １６（表１４））と比較すると、第２のヘキサゴナル相が熱処理時に形成されており、再結晶化に加えた相変態を示唆している。引張変形後、第５の相、α−Ｆｅがサンプルにおいて見出された。これは、引張応力の下での更なるオーステナイト変態を示唆している。追加的な相形成と共に、当初の相の格子パラメーターが変化し、これらの相の中に溶解している溶質元素の量が変化していることを示す。これは、相変態が、適用された応力の下での元素の再分散によって誘起されていることを示すものであろう。

熱間圧延（１０７５℃で、９７％の圧延率）及び熱処理（９５０℃で６時間）の後の合金８の組織的特色をより詳細に調べるために、高分解能透過型電子顕微鏡法（ＴＥＭ）を活用した。ＴＥＭ試験片を調製するために、サンプルをまずＥＤＭを用いて切り出し、次いで毎回グリットサイズを減らしながらパッドを用いて研磨することによって薄くした。それぞれ９μｍ、３μｍ、及び１μｍのダイヤモンド懸濁溶液を用いる研磨によって、６０〜７０μｍの厚さまで更に薄くした。直径３ｍｍのディスクを薄片から押し抜き、仕上研磨を、ツインジェット研磨機を用いた電解研磨によって行った。使用した化学溶液は、メタノールベースに混合した３０％硝酸であった。ＴＥＭによる観察にとって領域の薄さが不十分である場合、ＴＥＭ試験片は、Ｇａｔａｎ社の精密イオン研磨装置（ＰＩＰＳ）を用いてイオンミリングした。このイオンミリングは、４．５Ｋｅｖで行い、傾き角を４°から２°へと下げて薄い領域を広げた。ＴＥＭの研究は、２００ｋＶで操作される、ＪＥＯＬ ２１００高分解能顕微鏡を用いて行った。

９５０℃及び１０７５℃での熱処理後の、熱間圧延された合金８スラブサンプルのＴＥＭ画像を、それぞれ、図２９及び図３０に示す。両方の場合において、比較的大きいマトリックス結晶粒を有する再結晶化モーダル組織（組織＃２ａ、図４）が、熱処理中の再結晶化の結果として観察された。これらの結果は、ＳＥＭ観察と一貫している（図２５及び図３０）。マトリックス結晶粒は、はっきりとした真っ直ぐな粒界を有し、転位を含まないが、積層欠陥を含有する。選択された領域の電子回折は、再結晶化マトリックスの結晶構造が、γ−Ｆｅの面心立方構造であることを示している。しかしながら、サンプルを破断するまで引張試験した後には、９５０℃で熱処理したサンプルと、１０７５℃で熱処理したサンプルとの間では異なるミクロ組織が見出される。図３１及び図３２に示されるように、９５０℃での熱処理後の熱間圧延された合金８サンプルでは、モーダルナノ相組織（組織＃３ａ、図４）の再結晶化マトリックス結晶粒において転位が生成され、変態した高強度ナノモーダル組織（組織＃３ｂ、図４）の「ポケット」が、局所的な動的ナノ相強化（機序＃２、図４）の結果としてサンプル体積を通じて見出された。図３２において、微細化結晶粒は明視野ＴＥＭ画像によって示され、暗視野画像によって確かめられる。変態した「ポケット」が、図３３に示される、より低倍率の画像において表示されている。隣接領域の示す微細化又は変態の程度は、変態した「ポケット」と比較して、より低いことが確認できる。サンプルは、引張変形の前に熱処理によって再結晶されたため、変態した「ポケット」は、再結晶化結晶粒の結晶配向に関連するように映る。図３３ｂに示されるように、一部の再結晶化結晶粒の変態の程度は他と比べてより大きかったが、これは、微細化結晶粒が、変態領域においてより容易に可視化されるためである。一部の結晶粒における結晶配向は、容易な転位スリップを起こし易く、それにより、高い転位密度が集積し、局所的相変態を引き起こし、結晶粒の微細化がもたらされることが推定される。１０７５℃で熱処理されたサンプルでは、図３４ａに示されるように、転位が生成されて、再結晶化マトリックス結晶粒内に大きな転位セルが形成されるものの、転位は緩やかにしか詰まっておらず、変態したミクロ組織の「ポケット」は明確には観察されなかった。結果として、１０７５℃で熱処理されたサンプルにおいては、動的ナノ相強化を通じたオーステナイト変態の程度は全体的により低く、９５０℃で熱処理されたもの（図２４）と比較して、より低い特性がもたらされた。

この実施例は、熱間圧延及び熱処理された状態の合金の変形時における混合型ミクロ構成成分組織の形成を例証しており、ここでは、微細化結晶粒を伴う高強度ナノモーダル組織の変態した領域が、変態していないマトリックスのモーダルナノ相組織中に分散される。

（実施例５：合金８における冷間圧延後の混合型ミクロ構成成分組織の形成）
商業的純度の供給原料を用いて、合金８の３ｋｇの装入物を、Ｔａｂｌｅ ４（表２）の合金の化学量論に従って秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機において、５０ｍｍの厚さの実験室スラブへと鋳造した。次いでこのスラブを、８７．５％及び７３．４％の圧延歪みによって、１０７５℃での二工程熱間圧延で処理した。熱間圧延シートの最終厚さは１．７ｍｍであった。熱間圧延された合金８のシートを更に１９．２％冷間圧延して、１．４ｍｍの厚さにした。冷間圧延された合金８のシートを、９５０℃で６時間熱処理した。引張試験片を、冷間圧延後、並びに冷間圧延及び熱処理後のシート材料から、ワイヤ放電加工（ＥＤＭ）を用いて切り出した。引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械式試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において、Ｉｎｓｔｒｏｎ社のＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを活用して測定した。試験は、底部固定具を強固に保持し、頂部固定具が動く状態で変位を制御して、室温で実行した。ロードセルは、頂部固定具に取り付けられる。対応する応力−歪み曲線を、図３５に示す。ＳＥＭ、Ｘ線、及びＴＥＭ研究用のサンプルを、変形前及び変形後に、熱間圧延シートから切り出した。

ＳＥＭ試験片を作製するために、シートの断面サンプルを切り出し、ＳｉＣ紙で研磨して、次いでダイヤモンドメディアペーストを用いて１μｍのグリットまで徐々に磨いた。仕上研磨は、０．０２μｍのグリットのＳｉＯ_２溶液で行った。シートの断面の中心層におけるミクロ組織を、観察、画像化、及び評価した。ＳＥＭ顕微鏡分析を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃ．社製のＥＶＯ−ＭＡ１０走査型電子顕微鏡を用いて行った。

図３６は、熱間圧延及び冷間圧延後の合金８シートの後方散乱ＳＥＭ画像を示す。一部の大きなホウ化物相がより小さな小片へと粉砕されており、ホウ化物の平均サイズを僅かに低下させている物の、冷間圧延は、ホウ化物の形態及び寸法を有意には変化させなかったことが確認できる。図３６において、ホウ化物相の整列から確認できるように、シートにおいて、圧延集合組織が水平方向に形成されているように映る。冷間圧延に続く、９５０℃での６時間の熱処理は、ホウ化物の寸法及び形態を改変しなかったが、完全なマトリックス結晶粒の再結晶化をもたらした（図３７）。結果として得られたミクロ組織は、１５〜４０μｍの範囲のサイズを有する、等軸のマトリックス結晶粒を含有する。図３７に示されるように、再結晶化マトリックス結晶粒は、はっきりとした、真っ直ぐな粒界を呈する。高い度合いの再結晶化は、冷間圧延によって導入された高い歪みエネルギーの結果としてもたらされる。

合金８組織の追加的な詳細は、Ｘ線回折を用いて明らかにする。Ｘ線回折は、Ｃｕ Ｋα Ｘ線管を備えるＰａｎａｌｙｔｉｃａｌ社のＸ’Ｐｅｒｔ ＭＰＤ回折計を用いて行い、４５ｋＶ及び４０ｍＡのフィラメント電流で操作した。走査は、計器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、０．０１°のステップサイズ及び２５°〜９５°の２θで実行した。その後、結果として得られた走査を、Ｓｉｒｏｑｕａｎｔソフトウェアを用いるリートベルト解析を用いて続いて分析した。図３８〜図４１では、冷間圧延後（図３８）、冷間圧延及び引張試験後（図３９）、冷間圧延及び熱処理後（図４０）、冷間圧延、熱処理、及び引張試験後（図４１）の合金８に関する、測定／実験パターン及びリートベルトで精製したパターンを含む、Ｘ線回折走査が示されている。確認できるように、両方の場合において、実験データの良好なフィットが得られた。見出された特定の相、それらの空間群、及び格子パラメーターを含むＸ線パターンの分析が、Ｔａｂｌｅ １７（表１５）に示される。

Ｔａｂｌｅ １８（表１６）において確認できるように、冷間圧延が適用された全ての場合において、４つの相：γ−Ｆｅ（オーステナイト）、α−Ｆｅ（フェライト）、Ｍ_２Ｂ_１相、及びジトリゴナルジピラミダル六方相が特定された。しかしながら、これらの相の格子パラメーターが変化し、合金処理に応じて、これらの相の中に溶解している溶質元素の量が変化していることを示す。

合金８組織の組織的特色をより詳細に調べるために、高分解能透過型電子顕微鏡法（ＴＥＭ）を活用した。ＴＥＭ試験片を調製するために、サンプルをまずＥＤＭを用いて切り出し、次いで毎回グリットサイズを減らしながらパッドを用いて研磨することによって薄くした。それぞれ９μｍ、３μｍ、及び１μｍのダイヤモンド懸濁溶液を用いる研磨によって、６０〜７０μｍの厚さまで更に薄くした。直径３ｍｍのディスクを薄片から押し抜き、仕上研磨を、ツインジェット研磨機を用いた電解研磨によって行った。使用した化学溶液は、メタノールベースに混合した３０％硝酸であった。ＴＥＭによる観察にとって領域の薄さが不十分である場合、ＴＥＭ試験片は、Ｇａｔａｎ社の精密イオン研磨装置（ＰＩＰＳ）を用いてイオンミリングした。このイオンミリングは、４．５Ｋｅｖで行い、傾き角を４°から２°へと下げて薄い領域を広げた。ＴＥＭの研究は、２００ｋＶで操作される、ＪＥＯＬ ２１００高分解能顕微鏡を用いて行った。

冷間圧延後の合金８のＴＥＭ画像が、図４２に示されている。確認できるように、転位セル構造が、マトリックス結晶粒中に存在している。転位セルのサイズ及び幾何学形状は、熱間圧延されたサンプルのものと類似していたため、冷間圧延されたサンプルにおける転位セル構造が、受け継がれたものなのか新しく形成されたものなのかは不明確である。変態した高強度ナノモーダル組織（組織＃３ｂ、図４）の「ポケット」は、熱間圧延されたサンプルでは観察されなかった（図２１）が、冷間圧延されたサンプルでは局所的に見出すことができる（図４２ｂ）。しかしながら、冷間圧延されたサンプルにおける変態「ポケット」は概してまばらであり、図４２ｂにおいて黒い相で示されている微細化結晶粒は遍在していない。動的ナノ相強化は低い度合いでしか起こらず、部分的な変態しかもたらしていないことが示唆される。高いレベルの変態は、引張変形後の冷間圧延された合金８において見出された（図４３）。図４３ａに示されるように、変形されたサンプルは、高密度の転位を、ナノ相モーダル組織（組織＃３ａ、図４）の変態していないマトリックス結晶粒において集積し、重度にもつれあった転位がセル状構造へと発達した。引張変形によって生成されたこれらの転位セルは、熱間圧延によるもの（図２２）及び冷間圧延によるもの（図４２ａ）よりも小さく、引張変形時に新しく形成された転位セルが存在したことを示唆している。更に、高強度ナノモーダル組織（組織＃３ｂ、図４）による「ポケット」の高い体積分率が、変形されたサンプルにおいて観察された。図４４は、そのような変態した「ポケット」のうちの１つの内部のミクロ組織を示している。１００〜５００ｎｍのサイズを有する微細化結晶粒がサンプル内において形成されていることが確認できる。これは、明視野画像及び暗視野画像の両方において確かめられる。図４５は、「ポケット」に隣接する変態の度合いが低い領域とは対照的に、変態した「ポケット」を示しており、これは、合金８からの冷間圧延及び引張試験されたサンプルにおける混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）を実証している。

冷間圧延されたサンプルを９５０℃で６時間熱処理した後には、再結晶化ミクロ組織が形成されるのが観察された。図４６ａに示されるように、真っ直ぐではっきりとした粒界を有する再結晶化マトリックス結晶粒が見出され、これらのマトリックス結晶粒は、転位をほとんど含まないが、積層欠陥を含有する。選択された電子回折は、図４６ｂに示されるように、再結晶化結晶粒がγ−Ｆｅの面心立方構造であることを示唆している。再結晶化ミクロ組織を有する、冷間圧延及び熱処理された合金８サンプルを破断するまで引っ張って変形させたとき、混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）が検出された。図４７は、高強度ナノモーダル組織（組織＃３ｂ、図４）の変態した「ポケット」におけるミクロ組織を示しており、ここでは、明視野画像及び暗視野画像によって確かめられるように、微細化結晶粒が形成されている。変態した「ポケット」の結晶粒からの、選択された領域の電子回折は、図４８に示されるように、体心立方構造の相を示している。図４９ａは、ナノ相モーダル組織（組織＃３ａ、図４）を有する同じサンプルのある領域のＴＥＭ顕微鏡写真を示している。この領域からの、選択された領域の電子回折は、γ−Ｆｅの面心立方構造相を示している（図４９ｂ）。動的ナノ相強化（機序＃２、図４）を通じた結晶粒の微細化が、再結晶化モーダル組織（組織＃２ａ、図４）において起こり、サンプル体積における混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）の形成につながっていることが明確に実証されている。

この実施例は、冷間圧延及び熱処理された合金８の、冷間圧延及び引張変形後の変形時における混合型ミクロ構成成分組織の形成を例証しており、このとき、微細化結晶粒を伴う高強度ナノモーダル組織の変態した領域が、変態していないマトリックスのモーダルナノ相組織中に分散される。

（実施例６：特性回復）
商業的純度の供給原料を用いて、合金４４の３ｋｇの装入物を、Ｔａｂｌｅ ４（表２）の合金の化学量論に従って秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機において、５０ｍｍの厚さの実験室スラブへと鋳造した。次いでこのスラブを、それぞれ８７．４％及び７３．９％の圧延歪みによって、１１００℃での二工程熱間圧延で処理した（総圧延率はおよそ９７％）。熱間圧延シートの厚さはおよそ１．７ｍｍであった。熱間圧延された合金４４のシートを更に１９．３％冷間圧延して、およそ１．４ｍｍの厚さにした。引張試験片を、熱間圧延後及び冷間圧延後のシート材料から、ワイヤ放電加工（ＥＤＭ）を用いて切り出した。引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械式試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において、Ｉｎｓｔｒｏｎ社のＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを活用して測定した。試験は、底部固定具を強固に保持し、頂部固定具が動く状態で変位を制御して、室温で実行した。ロードセルは、頂部固定具に取り付けられる。熱間圧延及び冷間圧延後の合金４４の引張特性を、図５０ａに示す。確認できるように、冷間圧延後に、１２００から１６００ＭＰａへの著しい強化が起こり、延性はおよそ２０％へと落ち込む。冷間圧延されたシートは次いで、商業的冷間圧延プロセス中に使用される連続的インラインアニーリングを模して、８５０℃で１０分間熱処理された。引張試験片を、熱処理したシートから切り出し、引張試験を行った。結果として得られた特性は、熱間圧延したままの状態のものと類似するが、より一貫した延性（およそ５０％）を有しており、図５０ｂに示されるように、シート処理のサイクル１が完結する。

冷間圧延及び熱処理されたシートは次いで、２２．３％の圧延率を伴って再度冷間圧延され、その後８５０℃で１０分間熱処理された。測定した引張特性が図５０ｃ及びｄにそれぞれ示されており、サイクル２における冷間圧延中の強化と、熱処理後の特性回復とを実証している。同様の結果が、サイクル２の後に、熱処理したシートを２１．４５％の圧延率を伴って冷間圧延し、その後８５０℃で１０分間熱処理したサイクル３において観察された。

この実施例は、冷間圧延及び熱処理のサイクルを通じた、本高延性鋼合金における特性回復について例証している。混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）の形成、再結晶化モーダル組織（組織＃２ａ、図４）への再結晶化、及び動的ナノ相強化（機序＃２、図４）を通じて、混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）へと戻る微細化及び強化のプロセスは、末端ユーザーのゲージ厚さに対する要件を満たすために必要な回数だけサイクルの様式で適用することができる。また、このサイクル処理は、同じ合金に由来するシート材料に対して、図５４ａ〜ｆに示されるように、幅広い異なる特性の組合せをもたらすことができる。

（実施例７：後処理による特性調節）
商業的純度の供給原料を用いて、合金４３及び合金４４の３ｋｇの装入物を、Ｔａｂｌｅ ４（表２）の合金の化学量論に従って秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機において、５０ｍｍの厚さの実験室スラブへと鋳造した。次いでこのスラブを、Ｔａｂｌｅ ６（表４）に特定されるパラメーターを用いて、二工程熱間圧延で処理した。熱間圧延シートの厚さはおよそ１．７ｍｍであった。熱間圧延シートを更に、合金４３については１０、２０、及び３０％、合金４４については７、２０、２６、及び４３％の圧延率で冷間圧延した。引張試験片を、熱間圧延後及び冷間圧延後のシート材料から、ワイヤ放電加工（ＥＤＭ）を用いて切り出した。引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械式試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において、Ｉｎｓｔｒｏｎ社のＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを活用して測定した。試験は、底部固定具を強固に保持し、頂部固定具が動く状態で変位を制御して、室温で実行した。ロードセルは、頂部固定具に取り付けられる。図５１は、熱間圧延後の合金及び異なる圧延率を伴う冷間圧延後の合金の両方に関して、対応する応力−歪み曲線を示している。確認できるように、合金の強度は冷間圧延の圧延率が増加するほど増加し、合金の延性は減少している。非常に高い強度は、高延性鋼合金において、冷間圧延を通じて達成することができる。図５１ａに示されるように、合金４３は、３０％の冷間圧延による圧延率の後、１６３０ＭＰａの引張強度と１６％の伸び率とに到達し、合金４４は、４３％の冷間圧延による圧延率の後、１８１４ＭＰａの引張強度と１２．７％の伸び率とを実証した。

この実施例は、高延性鋼合金における特性の組合せは、末端ユーザーの特性に対する要件に応じて、冷間圧延の圧延率のレベルによって制御できることを例証している。冷間圧延の圧延率のレベルは、冷間圧延されたシートの混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）における、変態した高強度ナノモーダル組織（組織＃３ｂ、図４）の体積分率に影響を及ぼし、これが最終的なシート特性を決定する。

（実施例８：歪み増分におけるシート材料の挙動）
商業的純度の供給原料を用いて、合金８及び合金４４の３ｋｇの装入物を、Ｔａｂｌｅ ４（表２）の合金の化学量論に従って秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機において、５０ｍｍの厚さの実験室スラブへと鋳造した。次いでこのスラブを、Ｔａｂｌｅ ６（表４）に特定される対応するパラメーターを用いて、二工程熱間圧延で処理した。次いで、合金４４に由来する熱間圧延したシートを、およそ２５％の総圧延率を伴う複数回パスでの更なる冷間圧延に供した。圧延は、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１一段圧延機において行った。合金について使用した、特定の冷間圧延パラメーターは、Ｔａｂｌｅ ８（表６）に示されている。合金４４からの冷間圧延したシートを、８５０℃で５分間アニーリングした。引張試験片を、合金８の熱間圧延されたシート、並びに合金４４の熱間圧延、冷間圧延、及び熱処理したシートからＥＤＭを介して切り出した。これらの試験片を、増加的に引っ張って試験した。引張試験は、Ｉｎｓｔｒｏｎ Ｍｏｄｅｌ ３３６９機械式試験フレームにおいて、Ｉｎｓｔｒｏｎ社のＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを用いて行った。サンプルは、毎秒１×１０^−３の歪み速度で変位を制御して、室温で試験した。サンプルは静止した底部固定具に据え付け、頂部固定具を移動するクロスヘッドに取り付けた。５０ｋＮのロードセルを頂部固定具に取り付けて、荷重を測定した。各引張試験は、４％の総引張伸び率まで実行し、その後サンプルへの負荷を取り除き、再測定し、その後再度試験した。このプロセスを、サンプルが試験中に破損するまで継続した。結果として得られた、増分試験における合金８及び合金４４の応力−歪み曲線を、それぞれ、図５２ａ及びｂに示す。確認できるように、両方の合金が、各負荷投入−負荷軽減サイクルにおいて著しい強化を実証しており、各歪みサイクルにおける変形中の、合金の動的ナノ相強化が確認される。降伏応力は、変形サイクルの回数に応じて、合金８において４２１ＭＰａから最大１５７９ＭＰａにまで、並びに合金４４において４０６ＭＰａから１８０４ＭＰａにまで変動する。

非常に高い強度は、高延性鋼合金において、冷間圧延を通じて達成することができる。図５１ａに示されるように、合金４３は、３０％の冷間圧延による低減の後、１６３０ＭＰａの引張強度と１６％の伸び率とに到達し、合金４４は、４３％の冷間圧延による低減の後、１８１４ＭＰａの引張強度と１２．７％の伸び率とを実証した。

この実施例は、各歪みサイクルにおける、動的ナノ相強化を通じた、混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）を伴う高延性鋼合金の硬化について例証している。高強度ナノモーダル組織（組織＃３ｂ、図４）の体積分率が各サイクルによって増加し、合金のより高い降伏応力及びより高い強度をもたらす。末端ユーザーの特性に対する要件に応じて、降伏応力は、予備歪みを制御することで、同じ合金の場合でも幅広い範囲に変動させることができる。

（実施例９：歪み速度感受性）
商業的純度の供給原料を用いて、合金４４の３ｋｇの装入物を、Ｔａｂｌｅ ４（表２）の合金の化学量論に従って秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機において、５０ｍｍの厚さの実験室スラブへと鋳造した。次いでこのスラブを、２．５ｍｍに熱間圧延し、続いて１．２ｍｍに冷間圧延した。圧延は、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１一段圧延機において行った。熱間圧延には、インラインのＬｕｃｉｆｅｒ ＥＨＳ３ＧＴ−Ｂ１８トンネル炉を使用した。均質な出発温度を確保するために、４０分間の初期滞留時間で、圧延される材料を１１００℃に加熱し、各熱間圧延のパスの間に、４分間の温度回復のための保持を行った。冷間圧延も同じ圧延機を採用したが、インライントンネル炉は使用しなかった。引張試験片を、冷間圧延した材料からＥＤＭを介して切り出し、その後空冷しながら８５０℃で１０分間熱処理した。熱処理は、アルゴンガスパージ下において、Ｌｕｃｉｆｅｒ ７ＧＴ−Ｋ１２密封式箱型炉において実行した。熱処理した試験片を、試験片表面から酸化物を除去するためにベルト式研磨機において研磨して、その後引張試験を行った。引張試験は、Ｉｎｓｔｒｏｎ Ｍｏｄｅｌ ３３６９及びＩｎｓｔｒｏｎ Ｍｏｄｅｌ ５９８４機械式試験フレームにおいて、Ｉｎｓｔｒｏｎ社のＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを用いて行った。サンプルは、Ｔａｂｌｅ １９（表１７）に列挙される歪み速度で変位を制御して、室温で試験した。サンプルは静止した底部固定具に据え付け、頂部固定具を移動するクロスヘッドに取り付けた。ロードセルを頂部固定具に取り付けて、荷重を測定した。３３６９ロードセルの荷重制限は５０ｋＮであり、５９８４ロードセルの場合の荷重制限は１５０ｋＮであった。機械自体のコンプライアンスの影響を最小限にしながら、サンプルによって観察される実際の歪み速度を決定するために、サンプルの歪みは、高性能ビデオ伸び計（ａｄｖａｎｃｅｄ ｖｉｄｅｏ ｅｘｔｅｎｓｏｍｅｔｅｒ、ＡＶＥ）を用いて測定した。これらの測定値を経時的にプロットし、歪みのおよその平均速度を、結果として得られた値のプロットに合わせた線の傾きから計算した。試験の結果は、それぞれ図５３〜図５６に示されるように、降伏応力、極限引張強度、歪み硬化指数、及び引張伸び率の歪み速度に対する従属性としてプロットされている。確認できるように、降伏応力は、低い歪み速度において僅かに低下するが、およそ５００ＭＰａで、歪み速度に対する従属性をほぼ示さない（図５３）。極限引張強度は、低い歪み速度においてはおよそ１２５０ＭＰａで一定であり、高い歪み速度においておよそ１０２０ＭＰａにまで落ち込む（図５４）。歪み速度の転移範囲は、５×１０^−３〜５×１０^−２ｓｅｃ^−１である。しかしながら、歪み硬化指数は、最速の試験が適用された場合でも０．５よりは高いものの、歪み速度の増加に伴う漸進的低下を実証している（図５５）。この傾向は、転位機序による強化を伴う金属材料の場合に典型的に観察されるものとは反対である。伸び率の値は、１×１０^−２ｓｅｃ^−１の歪み速度で最大値を有することが分かった（図５６）。

この実施例は、歪み速度は材料の降伏応力に影響を及ぼさないが、動的ナノ相強化（機序＃２、図４）が作動される降伏後には、材料の挙動に影響を及ぼすことを例証している。これらの結果は、引張特性の高度な組合せが、幅広い範囲の歪み速度にわたって得られるため、本組織及び機序の堅牢性を明確に示している。

（実施例１０：鋳造体積を通じた化学的性質の均一性）
商業的純度の供給原料を用いて、合金１１４、合金１１５、合金１１６の３ｋｇの装入物を、Ｔａｂｌｅ ４（表２）の合金の化学量論に従って秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機において、５０ｍｍの厚さの実験室スラブへと鋳造した。鋳造プレートの中心には、溶融金属液の最後の量が凝固することによって形成された、収縮ろうと状部がある。化学分析用のサンプルを採取した位置の印を有する、鋳造スラブの中心を通る断面の概略図が、図５７に示されている。サンプルは、鋳造スラブの頂部（図５７において「Ａ」と印をつけられている）及び底部（図５７において「Ｂ」と印をつけられている）から、ワイヤＥＤＭによって切り出した。化学分析は、個々の元素の濃度を精密に測定することができる、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）によって実行した。

化学分析の結果を図５８に示す。各個別の元素の含有量は、各サンプル場所（頂部「Ａ」対底部「Ｂ」）について質量％単位で示されている。確認できるように、元素含有量における偏差は各合金において最小限であり、元素含有量の比率は０．９０〜１．１０である。これらの合金からのデータは、鋳造スラブの頂部（最後に凝固）と底部（最初に凝固）との間では有意な組成の差異は存在しないことを示している。

この実施例は、本高延性鋼合金が均一に凝固され、鋳造体積を通していかなる化学的マクロ偏析も示さないことを例証している。これは、生産のためのプロセスウィンドウは、この実施例において使用された５０ｍｍよりも遥かに大きく、本明細書において提示された機序が、本明細書において提示された合金の商業的連続鋳造の鋳放し厚さ２０〜５００ｍｍを通じて有効であると予測することは実行可能且つ期待できることを明確に示している。

（実施例１１：熱間圧延を通じた合金８における組織的均質化）
商業的純度の供給原料を用いて、合金８の３ｋｇの装入物を、Ｔａｂｌｅ ４（表２）の合金の化学量論に従って秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機において、５０ｍｍの厚さの実験室スラブへと鋳造した。鋳造実験室スラブを、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機及びＬｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４雰囲気制御箱型炉を用いて熱間圧延に供した。これらのスラブは、１１００℃に予熱した高温炉内に置き、圧延を開始する前に４０分間保持した。次いで、これらのプレートを、連続スラブ鋳造プロセス（図１、図２）におけるマルチスタンド熱間圧延を模した、１０％〜２５％の圧延率の複数回パスで熱間圧延した。熱間圧延の総圧延率は９７％であった。

熱間圧延中及び熱処理後のミクロ組織の変化を分析するために、鋳造後、熱間圧延後、及び熱処理後のサンプルをＳＥＭで調べた。ＳＥＭ試験片を作製するために、シートサンプルの断面を切り出し、ＳｉＣ紙で研磨して、次いでダイヤモンドメディアペーストを用いて１μｍのグリットまで徐々に磨いた。仕上研磨は、０．０２μｍのグリットのＳｉＯ_２溶液で行った。熱間圧延及び熱処理後の合金８からのシートサンプルのミクロ組織を、走査型電子顕微鏡法（ＳＥＭ）で、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃ．社製のＥＶＯ−ＭＡ１０走査型電子顕微鏡を用いて調べた。

図５９は、スラブ中心における、並びにスラブの表面に近い、５０ｍｍの鋳造インゴットの、異なる倍率のミクロ組織を実証している。両方の領域とも、樹枝状晶境界に位置する粗いホウ化物相を伴う樹枝状晶組織を示す。中心領域は、表面に近い領域のミクロ組織と比較して、僅かにより粗い全体的なミクロ組織を例証している。図６０は、９７％の圧延率を伴う熱間圧延後の合金８シートのミクロ組織を表示している。熱間圧延が組織的均質化をもたらし、シートの厚さにわたる、均一で微細で球状のホウ化物相の形成につながることが確認できる。スラブ中心及びスラブ表面に近い位置の両方において、シートの厚さを通して類似するミクロ組織が観察された。８５０℃での６時間の追加的な熱処理の後、図６１に示されるように、同じ形態のホウ化物相が、スラブ中心及びスラブ表面に近い位置の両方において均一に分散されている。ミクロ組織はシートの厚さにわたって均質であり、ナノ相微細化を通じてスケールは低減される。

この実施例は、高延性鋼合金の鋳放しミクロ組織を、シート体積にわたる均一な均質化ナノモーダル組織（組織＃２、図４）の形成を伴って、熱間圧延によって均質化できることを実証している。これにより、マルチスタンド熱間圧延を伴う連続スラブ生産（図１、図２）によるシート生産における、組織的最適化の能力及び均一な特性が可能となる。シート体積を通じた均質な組織は、シートの変形中の動的ナノ相強化（機序＃２、図４）を含む後続の工程の有効性にとって必要である重要な因子であり、最適な特性及び材料の性能をもたらす。

（実施例１２：合金２０合金における組織的均質性に対する熱間圧延の効果）
商業的純度の供給原料を用いて、合金２０の３ｋｇの装入物を、Ｔａｂｌｅ ４（表２）の合金の化学量論に従って秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機において、５０ｍｍの厚さの実験室スラブへと鋳造した。鋳造実験室スラブを、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機及びＬｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４雰囲気制御箱型炉を用いて熱間圧延に供した。これらのスラブは、１１００℃に予熱した高温炉内に置き、圧延を開始する前に４０分間保持した。次いで、これらのプレートを、連続スラブ鋳造プロセス（図１、図２）におけるマルチスタンド熱間圧延を模した、１０％〜２５％の圧延率の複数回パスで熱間圧延した。熱間圧延の総圧延率は９７％であった。

熱間圧延中及び熱処理後のミクロ組織の変化を分析するために、鋳造後、熱間圧延後、及び熱処理後のサンプルをＳＥＭで調べた。ＳＥＭ試験片を作製するために、シートサンプルの断面を切り出し、ＳｉＣ紙で研磨して、次いでダイヤモンドメディアペーストを用いて１μｍのグリットまで徐々に磨いた。仕上研磨は、０．０２μｍのグリットのＳｉＯ_２溶液で行った。熱間圧延及び熱処理後の合金８からのシートサンプルのミクロ組織を、走査型電子顕微鏡法（ＳＥＭ）で、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃ．社製のＥＶＯ−ＭＡ１０走査型電子顕微鏡を用いて調べた。

図６２は、スラブ中心における、並びにスラブ表面に近い、鋳放しの厚さ５０ｍｍのスラブの、異なる倍率のミクロ組織を実証している。両方の領域とも、樹枝状晶境界に位置する粗いホウ化物相を伴う樹枝状晶組織を示す。スラブの中心領域は、スラブ表面に近い領域のミクロ組織と比較して、僅かにより粗い全体的なミクロ組織を例証している。図６３は、９７％の圧延率を伴う熱間圧延後の合金８シートのミクロ組織を表示している。熱間圧延がナノ相微細化による微細化を、組織的均質化と共にもたらし、シートの厚さにわたる、均一で微細で球状のホウ化物相の形成につながることが確認できる。中心領域及びスラブ表面に近い位置の両方において、類似するミクロ組織が観察された。１０７５℃での６時間の追加的な熱処理の後、図６４に示されるように、同じ形態のホウ化物相が、中心領域及び縁部領域の両方において均一に分散されている。中心領域のマトリックス結晶粒が僅かに大きいが、シートの厚さにわたって、類似する組織が観察された。

この実施例は、高延性鋼合金の鋳放しミクロ組織を、シート体積にわたる均一な均質化ナノモーダル組織（組織＃２、図４）の形成を伴って、熱間圧延によって均質化できることを実証している。これにより、マルチスタンド熱間圧延を伴う連続スラブ生産（図１、図２）によるシート生産中の、組織的最適化及び均一な特性が可能となる。シート体積を通じた均質な組織は、シートの冷間変形中の後続の動的ナノ相強化（機序＃２、図４）の有効性にとって必要である重要な因子であり、最適な特性及び材料の性能をもたらす。

（実施例１３：合金の特性に対する熱処理タイプの効果）
商業的純度の供給原料を用いて、合金４４を鋳造し、１１００℃で熱間圧延して、その後１．２ｍｍの最終厚さまで冷間圧延した。圧延は、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１一段圧延機において行った。熱間圧延には、インラインのＬｕｃｉｆｅｒ ＥＨＳ３ＧＴ−Ｂ１８トンネル炉を使用した。均質な温度を確保するために、４０分間の初期滞留時間で、圧延される材料を１０７５°Ｃに加熱し、各熱間圧延のパスの間に、４分間の温度回復のための保持を行った。冷間圧延も同じ圧延機を採用したが、インライントンネル炉は使用しなかった。２種類の熱処理：商業的シート生産におけるコイルのバッチアニーリングを模した、８５０℃での６時間の熱処理、及び商業的シート生産における連続ラインでのコイルのインラインアニーリングを模した、８５０℃での１０分間の熱処理を、冷間圧延されたシートに対して適用した。両方の熱処理とも、８５０℃の炉温を使用した。熱処理は、アルゴンガスパージ下において、Ｌｕｃｉｆｅｒ ７ＧＴ−Ｋ１２密封式箱型炉において実行した。引張試験片は、ＥＤＭを介して切り出し、Ｔａｂｌｅ ２０（表１８）に概説される処理に従って熱処理した。熱処理した試験片を、試験片表面から酸化物を除去するためにベルト式研磨機において研磨して、その後引張試験を行った。引張試験は、Ｉｎｓｔｒｏｎ Ｍｏｄｅｌ ３３６９機械式試験フレームにおいて、Ｉｎｓｔｒｏｎ社のＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを用いて行った。サンプルは、毎秒１×１０^−３の歪み速度で変位を制御して、室温で試験した。サンプルは静止した底部固定具に据え付け、頂部固定具を移動するクロスヘッドに取り付けた。５０ＫＮのロードセルを頂部固定具に取り付けて、荷重を測定した。

熱間圧延、冷間圧延、及び両方のタイプのアニーリングの後の合金４４の引張特性をＴａｂｌｅ ２０（表１８）に示し、図６５に例証する。実験結果から、熱間圧延後の特性は、１１６１〜１１８２ＭＰａ及びおよそ３７％の延性で非常に一貫していることが実証される。冷間圧延は、合金の著しい強化（最大１８１９ＭＰａ）と、延性の減少とをもたらす。後のアニーリングにより、延性のレベルが復元する。２つの熱処理タイプ間で、強度のレベルは一貫したままであることに留意されたい。引張伸び率及び降伏応力の値は変動し、商業的シート生産での連続ラインにおけるコイルのインラインアニーリングを模した、８５０℃での５分間のアニーリング後のサンプルにおいて、より高い伸び率及びより高い降伏点が観察された。代表的応力−歪み曲線を、図６６に示す。

この実施例は、高延性鋼合金の特性が、バッチアニーリング又は連続ラインにおけるアニーリングのいずれかによる、商業生産されたシートコイルに対して適用可能な熱処理で制御し得ることを例証している。

（実施例１４：異なる条件における選択した合金の弾性率）
弾性率を、選択した合金について測定した。商業的純度の供給原料を用いて、３ｋｇの装入物を、Ｔａｂｌｅ ４（表２）の合金の化学量論に従って秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機において、５０ｍｍの厚さの実験室スラブへと鋳造した。次いでこのスラブを、Ｔａｂｌｅ ６（表４）に特定される対応するパラメーターを用いて、二工程熱間圧延で処理した。次いで、熱間圧延したシートを、およそ２５％の総圧延率を伴う複数回パスでの更なる冷間圧延に供した。圧延は、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１一段圧延機において行った。合金について使用した、特定の冷間圧延パラメーターのリストは、Ｔａｂｌｅ ７（表５）に示されている。結果として得られた全てのシートを、アルゴンガスパージ下において、Ｌｕｃｉｆｅｒ ７ＧＴ−Ｋ１２密封式箱型炉において１０５０℃で５分間熱処理した。標準的弾性率測定を、Ｔａｂｌｅ ２１（表１９）に列挙される、熱間圧延、冷間圧延、及びフラッシュアニーリング条件で行った。

引張試験片を、ＥＤＭを介して、ＡＳＴＭ Ｅ８のサブサイズ標準幾何学形状に切り出した。引張試験は、Ｉｎｓｔｒｏｎ Ｍｏｄｅｌ ３３６９機械式試験フレームにおいて、Ｉｎｓｔｒｏｎ社のＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを用いて行った。サンプルは、毎秒１×１０^−３の歪み速度で変位を制御して、室温で試験した。サンプルは静止した底部固定具に据え付け、頂部固定具を移動するクロスヘッドに取り付けた。５０ｋＮのロードセルを頂部固定具に取り付けて、荷重を測定した。引張荷重を、材料の引張試験において先に観察した降伏点よりも少ない荷重まで行い、この荷重曲線を、弾性率の値を得るために使用した。サンプルは、測定に対するグリップのへたり（ｇｒｉｐ ｓｅｔｔｌｉｎｇ）の影響を最小限にするために、予測される降伏荷重のものよりも低い引張荷重の下でプレサイクルした。測定結果をＴａｂｌｅ ２２（表２０）に示す。

合金の弾性率の測定値は、合金の化学的性質及びサンプル条件に応じて、１６０〜２０４ＧＰａで変動する。熱間圧延したままの状態における弾性率測定は、わずかな度合いで反ったサンプルで実行したため、これが測定値を低下させた可能性はある。

この実施例は、高延性鋼合金の弾性率は、合金の化学的性質及び生産されたシートの条件に左右され、１６０ＧＰａ〜２０４ＧＰａの範囲内で変動することを例証している。

（実施例１５：歪み硬化挙動）
商業的純度の供給原料を用いて、合金４４の３ｋｇの装入物を、Ｔａｂｌｅ ４（表２）の合金の化学量論に従って秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機において、５０ｍｍの厚さの実験室スラブへと鋳造した。次いでこのスラブを、Ｔａｂｌｅ ６（表４）に特定される対応するパラメーターを用いて、二工程熱間圧延で処理した。次いで、熱間圧延したシートを、およそ２５％の総圧延率を伴う複数回パスでの更なる冷間圧延に供した。圧延は、Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１一段圧延機において行った。合金について使用した、特定の冷間圧延パラメーターのリストは、Ｔａｂｌｅ ７（表５）に示されている。この研究において試験する引張試験片を、８５０℃で５分間アニーリングし、その後続いて室温まで空冷した。引張試験は、Ｉｎｓｔｒｏｎ ３３６９ Ｍｏｄｅｌ試験フレームにおいて実行した。サンプルは静止した底部固定具に据え付け、頂部固定具を移動するクロスヘッドに取り付けた。ロードセルを頂部固定具に取り付けて、荷重を測定した。ロードセルの荷重制限は５０ｋＮであった。歪みは、非接触ビデオ伸び計を用いることで測定した。結果として得られた応力−歪み曲線を、図２７に示す。歪み硬化指数の計算は、手動で選択した歪み値によって定義される範囲にわたって、Ｉｎｓｔｒｏｎ社のＢｌｕｅｈｉｌｌソフトウェアで行った。選択された範囲はそれぞれ、順次、サンプルの５％の伸び率を網羅し、かかる範囲が合計で９つあることで、０％〜４５％の変形レジームを網羅した。これらの範囲の各々について、歪み硬化指数を計算し、その指数が計算された歪み範囲のエンドポイントに対してプロットした。０〜５％の歪み範囲については、降伏点以前の全てのデータは、歪み硬化係数の計算から除外した。歪みの関数としての指数の値を、図２８に示している。確認できるように、１０％の歪みの後、合金の大規模な歪み硬化が起こり、歪み硬化指数は０．８よりも上の値まで到達し、破断するまでずっと０．４よりも高いままである。動的ナノ相強化を通じた歪み硬化の能力は、冷間変形中のネッキングを伴わないか、又は制限されたネッキングしか伴わずに、高く均一な延性をもたらす。

この実施例は、高延性鋼合金における大規模な歪み硬化が、高く均一な延性につながることを実証している。

（実施例１６：ホウ素を含まない合金におけるミクロ組織）
商業的純度の供給原料を用いて、合金１４１、合金１４２、及び合金１４３の３ｋｇの装入物を、Ｔａｂｌｅ ４（表２）の合金の化学量論に従って秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機において、５０ｍｍの厚さの実験室スラブへと鋳造した。次いでこのスラブを、１２７５℃での二工程熱間圧延で処理した。合金１４１、合金１４２、及び合金１４３に由来する熱間圧延シートを更に、１．１８ｍｍの厚さまで冷間圧延した。両方の合金からの冷間圧延シートを、８５０℃で５分間熱処理した。

ＳＥＭ試験片を作製するために、シートの断面サンプルを切り出し、ＳｉＣ紙で研磨して、次いでダイヤモンドメディアペーストを用いて１μｍのグリットまで徐々に磨いた。仕上研磨は、０．０２μｍのグリットのＳｉＯ_２溶液で行った。シートの断面の中心層におけるミクロ組織を、観察、画像化、及び評価した。ＳＥＭ顕微鏡分析を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃ．社製のＥＶＯ−ＭＡ１０走査型電子顕微鏡を用いて行った。図６８〜７０は、熱間圧延後、熱間圧延及び冷間圧延後、並びに熱間圧延、冷間圧延、及び熱処理後の、合金１４１、合金１４２、及び合金１４３のシートの、後方散乱ＳＥＭ画像を示している。

この実施例は、ホウ化物相が不在であっても、図４において記載される経路に従って合金が組織的に発達することを実証している。

（実施例１７：潜在的生産経路）
本明細書における高延性鋼合金の高温における変形中に組織的均質化を受ける能力と、冷間圧延／アニーリングサイクル中でのこれらの合金の組織及び特性の可逆性と、先進的特性の組合せにつながる、動的ナノ相強化（機序＃２、図４）を通じた混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）の形成における能力とによって、異なる用途のための様々な生成物に向けて、多様な商業的生産方法を使用することができる。連続スラブ鋳造を通じたシート生産に加えて、潜在的な商業的プロセス及び生産方法の例が、Ｔａｂｌｅ ２３（表２１）に列挙されている。このリストは包括的なものではなく、様々な商業的プロセス及び産業生成物において可能である機序及び組織の使用法の非限定的例を提供するために供給されるものであることに留意されたい。

化学的偏析を伴わない高延性鋼合金の凝固は、様々な鋳造方法の活用を可能にし、それらの方法としては、限定されるものではないが、型鋳造、ダイ鋳造、半溶融金属鋳造、遠心鋳造が挙げられる。モーダル組織（組織＃１、図４）が、鋳造生成物において形成されることが予期される。

モーダル組織（組織＃１、図４）を有する鋳造生成物の熱機械的処理は、動的ナノ相微細化（機序＃１、図４）を通じた組織的均質化及び／又は再結晶化につながることになり、均質化ナノモーダル組織（組織＃２、図４）の形成に向かう。潜在的な熱機械的処理としては、限定されるものではないが、様々なタイプの熱間圧延、熱間押出、熱間伸線、熱間鍛造、熱間プレス等が挙げられる。結果として得られる生成物は、後続の冷間加工及び／又は熱処理によって仕上又は半仕上することができる。

均質化ナノモーダル組織（組織＃２、図４）を有する生成物の冷間加工は、動的ナノ相強化（機序＃２、図４）を通じて、高延性鋼合金の強化につながり、混合型ミクロ構成成分組織の形成（組織＃３、図４）に向かう。冷間加工としては、限定されるものではないが、様々な冷間圧延プロセス、冷間鍛造、冷間プレス、冷間箔押し、冷間スウェージ加工、冷間伸線等を挙げることができる。結果として得られる生成物の最終的特性は、合金の化学的性質及び冷間加工のレベルに左右されることになる。特性は更に、再結晶化モーダル組織（組織＃２ａ、図４）の形成につながる、後続の熱処理によって調整することができる。結果として得られる生成物の最終的特性は、合金の化学的性質、及び材料が特定の熱処理パラメーターにおいて受ける再結晶化の度合いに左右されることになる。

この実施例は、本明細書における高延性鋼合金のための、その能力に基づく様々な用途用の最終生成物へと向かう潜在的処理経路について予期している。これらの能力とは、高温における変形中の組織的均質化の能力、冷間圧延／アニーリングサイクル中での組織及び特性の可逆性、先進的特性の組合せにつながる、動的ナノ相強化（機序＃２、図４）を通じた混合型ミクロ構成成分組織（組織＃３、図４）を形成する能力である。

Claims (12)

1. ａ．６１．０〜８１．０原子パーセントのレベルのＦｅ、０．６〜９．０原子パーセントのレベルのＳｉ、１．０〜１７．０原子パーセントのレベルのＭｎ、０．１〜４．０原子パーセントのレベルのＣ、及び、１０原子パーセントまでの不純物、並びに、
   ａ．０．１〜１３．０原子パーセントのレベルのＮｉと、
   ｂ．０．１〜１１．０原子パーセントのレベルのＣｒと、
   ｃ．０．１〜４．０原子パーセントのレベルのＣｕと、
   ｄ．任意選択で、０．１〜６．０原子パーセントのレベルのＢと、
   のうちの１つ又は複数から成る金属合金を供給する工程と、
   ｂ．前記合金を溶融させ、冷却及び凝固させ、５．０μｍ〜１０００μｍのマトリックス結晶粒サイズと、存在する場合には１．０μｍ〜５０．０μｍのサイズのホウ化物結晶粒とを有する合金を形成する工程と、
   ｃ．工程（ｂ）において形成された前記合金を熱及び応力に曝露し、
   １．０μｍ〜１００μｍのサイズのマトリックス結晶粒と、存在する場合には０．２μｍ〜１０．０μｍのサイズのホウ化物結晶粒と、１．０ｎｍ〜２００ｎｍのサイズの析出結晶粒と
   を有する合金を形成する工程と、
   を含み、
   工程（ｃ）において形成された前記合金が、機械的応力に曝露されて、９００ＭＰａ以上の引張強度と、２．５％以上の伸び率とを有する合金が提供され、
   前記機械的応力に曝露した後の、工程（ｃ）において形成された前記合金が、５０〜１００体積％のオーステナイトを含有する、０．５μｍ〜５０．０μｍのサイズのマトリックス結晶粒の一群と、５０〜１００体積％のフェライトを含有する、１００ｎｍ〜３００ｎｍのサイズのマトリックス結晶粒の別の群とから成る混合型ミクロ構成成分組織から成り、
   前記機械的応力に曝露した後の前記合金が、ある温度に曝露されて、前記合金を再結晶させ、前記再結晶された合金が、１．０μｍ〜５０．０μｍのサイズのマトリックス結晶粒を有する、方法。
2. 工程（ｃ）における前記熱及び応力が、７００℃から最大で前記合金の固相線温度まで加熱することを含み、前記合金が、ある降伏強度を有し、前記応力が、前記降伏強度を上回る、請求項１に記載の方法。
3. 前記応力が、５ＭＰａ〜１０００ＭＰａの範囲内にある、請求項２に記載の方法。
4. 工程（ｃ）において形成された前記合金が、１４０ＭＰａ〜８１５ＭＰａの降伏強度を有する、請求項１に記載の方法。
5. 前記合金が、９００ＭＰａ〜１８２０ＭＰａの引張強度と、２．５％〜７６．０％の伸び率とを有する、請求項１に記載の方法。
6. 工程（ｃ）において形成された前記合金が、機械的応力に曝露されて、１００ｎｍ〜５０．０μｍのマトリックス結晶粒サイズと、０．２μｍ〜１０．０μｍのホウ化物結晶粒サイズとを有する合金が提供される、請求項１に記載の方法。
7. 前記合金が、１ｎｍ〜２００ｎｍのサイズを有する析出結晶粒を有する、請求項６に記載の方法。
8. 前記再結晶された合金が、ある降伏強度を有し、前記降伏強度を上回る機械的応力に曝露されて、９００ＭＰａ以上の引張強度と、２．５％以上の伸び率とを有する合金が提供される、請求項１に記載の方法。
9. ａ．６１．０〜８１．０原子パーセントのレベルのＦｅ、０．６〜９．０原子パーセントのレベルのＳｉ、１．０〜１７．０原子パーセントのレベルのＭｎ、０．１〜４．０原子パーセントのレベルのＣ、及び、１０原子パーセントまでの不純物、並びに
   ａ．０．１〜１３．０原子パーセントのレベルのＮｉと、
   ｂ．０．１〜１１．０原子パーセントのレベルのＣｒと、
   ｃ．０．１〜４．０原子パーセントのレベルのＣｕと、
   ｄ．任意選択で、０．１〜６．０原子パーセントのレベルのＢと、
   のうちの１つ又は複数から成る金属合金を供給する工程と、
   ｂ．前記合金を溶融させ、冷却及び凝固させ、５．０μｍ〜１０００μｍのマトリックス結晶粒サイズと、存在する場合には１．０μｍ〜５０．０μｍのサイズのホウ化物結晶粒とを有する合金を形成する工程と、
   ｃ．工程（ｂ）において形成された前記合金を熱及び応力に曝露し、
   １．０μｍ〜１００μｍのサイズのマトリックス結晶粒と、存在する場合には０．２μｍ〜１０．０μｍのサイズのホウ化物結晶粒と、１．０ｎｍ〜２００ｎｍのサイズの析出結晶粒と
   を有する合金を形成する工程と、
   ｄ．工程（ｃ）において形成された前記合金を、機械的応力に曝露して、９００ＭＰａ以上の引張強度と、２．５％以上の伸び率とを有する合金を提供する工程であって、前記機械的応力に任意選択で曝露した後に、工程（ｃ）において形成された前記合金が、５０〜１００体積％のオーステナイトを含有する、０．５μｍ〜５０．０μｍのサイズのマトリックス結晶粒の一群と、５０〜１００体積％のフェライトを含有する、１００ｎｍ〜３００ｎｍのサイズのマトリックス結晶粒の別の群とから成る混合型ミクロ構成成分組織から成り、
   工程（ｄ）において形成された前記合金が、ある温度に曝露されて、前記合金を再結晶させ、前記再結晶された合金が、１．０μｍ〜５０．０μｍのサイズのマトリックス結晶粒を有する、工程と、
   を含む、方法。
10. 工程（ｄ）において形成された前記合金が、９００ＭＰａ〜１８２０ＭＰａの引張強度と、２．５％〜７６．０％の伸び率とを有する、請求項９に記載の方法。
11. ６１．０〜８１．０原子パーセントのレベルのＦｅ、０．６〜９．０原子パーセントのレベルのＳｉ、１．０〜１７．０原子パーセントのレベルのＭｎ、０．１〜４．０原子パーセントのレベルのＣ、及び、１０原子パーセントまでの不純物、並びに、
    ａ．０．１〜１３．０原子パーセントのレベルのＮｉと、
    ｂ．０．１〜１１．０原子パーセントのレベルのＣｒと、
    ｃ．０．１〜４．０原子パーセントのレベルのＣｕと、
    ｄ．任意選択で、０．１〜６．０原子パーセントのレベルのＢと、
    のうちの１つ又は複数から成る合金であって、
    （ａ）０．５μｍ〜５０．０μｍのマトリックス結晶粒と、存在する場合には０．２μｍ〜１０．０μｍのホウ化物結晶粒と、１．０ｎｍ〜２００ｎｍの析出結晶粒との第１の群と、
    （ｂ）１００ｎｍ〜３００ｎｍのマトリックス結晶粒と、存在する場合には０．２μｍ〜１０．０μｍのホウ化物結晶粒と、１ｎｍ〜２００ｎｍの析出結晶粒との第２の群と
    から成る混合型ミクロ構成成分組織から成り、
    ９００ＭＰａ以上の引張強度と、２．５％以上の伸び率とを有する、合金。
12. ９００ＭＰａ〜１８２０ＭＰａの引張強度と、２．５％〜７６．０％の伸び率とを有する、請求項１１に記載の合金。

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