JP6900192B2 - スラブ鋳造による金属鋼製造 - Google Patents

Description

関連出願の相互参照
本出願は、参照により本明細書に完全に組み込まれている、２０１３年１０月２８日出願の米国仮特許出願第６１／８９６，５９４号の利益を主張する。

本出願は、シート製造に向けた後処理工程を含むスラブ鋳造方法への適用を伴う、金属合金及び処理の方法を扱う。これらの金属は特有の構造を実現し、高強度及び／又は高延性の改良された特性の組合せを示す。

鋼は人類によって少なくとも３，０００年間使用されており、工業において広く使用され、工業用途におけるあらゆる金属合金の８０重量％超を占める。既存の鋼技術は共析変態の操作に基づく。第１の工程は、合金を単相領域（オーステナイト）まで加熱し、次いで鋼を様々な冷却速度で冷却又は焼入れして、多くの場合はフェライト、オーステナイト、及びセメンタイトの組合せである多相構造を形成させる。鋼がどのように冷却されるかによって、広範囲の特性を有する多様な特徴的微細構造（すなわちパーライト、ベイナイト、及びマルテンサイト）を得ることができる。この共析変態の操作は現在入手できる多様な鋼をもたらしてきた。

現在、５１の各種鉄合金金属群において２５，０００を超える世界中の等価物が存在する。シートの形態で生産される鋼に関して、引張強度特性に基づいて大まかな分類を採用できる。低強度鋼（ＬＳＳ）は、本明細書において、２７０ＭＰａ未満の引張強度を示すものとして理解することができ、ＩＦ鋼（ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ ｆｒｅｅ ｓｔｅｅｌ）及び軟鋼などのタイプを含む。高強度鋼（ＨＳＳ）は、本明細書において、２７０〜７００ＭＰａの引張強度を示すものとして理解することができ、高強度低合金、高強度ＩＦ鋼及び焼付け硬化性鋼などのタイプを含む。アドバンスド高強度鋼（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ−Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ）（ＡＨＳＳ）は、本明細書において、７００ＭＰａを超える引張強度を有するものとして理解することができ、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）鋼などのタイプを含む。強度レベルが高くなると、鋼の延性は一般に低下する。例えば、ＬＳＳ、ＨＳＳ、及びＡＨＳＳは、それぞれ２５％〜５５％、１０％〜４５％、及び４％〜３０％のレベルの引張り伸びを示し得る。

米国における鋼材料の製造は現在年間約１億トンであり、約７５０億ドルに相当する。米国鉄鋼協会によれば、米国の鋼製品の２４％が自動車産業で使用される。平均の２０１０年の自動車における鋼総量は約６０％であった。新しいアドバンスド高強度鋼（ＡＨＳＳ）は自動車の１７％を占め、これは２０２０年までに３００％まで増加すると予測される。［American Iron and Steel Institute. (2013). Profile 2013. Washington, D.C.］

連続鋳造は、ストランド鋳造とも呼ばれ、溶融金属を凝固させて、仕上げ圧延機においてその後圧延するための「半製品の」ビレット、ブルーム、又はスラブとするプロセスである。１９５０年代に連続鋳造が導入される前には、鋼を固定鋳型へ注ぎ込んでインゴットを形成した。それ以来、「連続鋳造」は改善された収率、品質、生産性、及び費用効率を実現するために発展してきた。これは、製品の連続的な標準化された製造が本質的により低コストであること、並びに自動化によってプロセス全体にわたって向上した制御性が実現されることに起因して、より良好な品質の金属セクションのより低コストな製造を可能にする。このプロセスは鋼の鋳造に（トン規模の鋳造に関して）最も頻繁に使用される。インラインの熱間圧延機又はその後の独立した熱間圧延のいずれかを伴うスラブの連続鋳造は、シートのコイルを生産するのに重要な後処理工程である。厚スラブは典型的には１５０〜５００ｍｍの厚さで鋳造され、次いで室温まで冷却される。トンネル炉内で予熱後、その後のスラブの熱間圧延は、典型的には厚さ２〜１０ｍｍの厚さまで薄くするように粗圧延機及び熱間圧延機の両方を通るいくつかの段階で行われる。薄スラブ鋳造は２０〜１５０ｍｍの鋳放し厚さから始まり、次いで通常はいくつかの工程のインライン熱間圧延が順にその後に続き、典型的には２〜１０ｍｍの厚さまで薄くなる。この技術には多くの変形形態があり、例えば１００〜３００ｍｍの厚さで鋳造して中厚スラブを作製し、それをその後熱間圧延するものなどである。加えて、シングル及びダブルベルト鋳造プロセスを含む他の鋳造プロセスが知られており、これは厚さが５〜１００ｍｍの範囲の鋳放し厚さをもたらし、通常はコイル製造の目標レベルまでゲージ厚を下げるようにインラインで熱間圧延される。自動車産業において、コイルのシート材料からの部品の形成は、曲げ加工、熱間及び冷間プレス成形、絞り加工、又はさらなる形材圧延を含む多くのプロセスによって実現される。

American Iron and Steel Institute. (2013). Profile 2013. Washington, D.C.

本開示は、合金及びそれらの関連する製造の方法に向けられている。この方法は、
ａ． ６１．０〜８８．０原子パーセントのレベルのＦｅ、０．５〜９．０原子パーセントのレベルのＳｉ；０．９〜１９．０原子パーセントのレベルのＭｎ、及び場合により８．０原子パーセントまでのレベルのＢを含む金属合金を供給する工程と；
ｂ． 前記合金を溶融し、冷却し、凝固させ、以下：
ｉ． ≦２５０Ｋ／秒の速度で冷却すること；又は
ｉｉ． ≧２．０ｍｍの厚さまで凝固させること
のうちの１つに従う厚さを有する合金を形成させる工程と、
ｃ． 前記合金が融点（Ｔｍ）を有し、前記合金を７００℃から前記合金のＴｍ未満の温度に加熱し、前記合金の前記厚さを減少させる工程と
を含む。

場合により、工程（ｃ）の合金に以下の追加工程のうち１つを施しても良い：（１）２００ＭＰａ〜１０００ＭＰａの合金の降伏強度を超える応力を与え、その結果生じる２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度、４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの引張強度、及び２．４％〜７８．１％の伸びを示す合金を提供する工程；又は（２）合金を７００℃〜１２００℃の温度まで熱処理して、５０ｎｍ〜５００００ｎｍのマトリクス結晶粒；２０ｎｍ〜１００００ｎｍのホウ化物結晶粒（任意−必要ではない）；若しくはサイズが１ｎｍ〜２００ｎｍである析出結晶粒のうちの１つを有する合金を形成させる工程。熱処理後のそのようなモルフォロジーを有するそのような合金は、次いでその降伏強度を超える応力を与えて、２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度、４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの引張強度、及び２．４％〜７８．１％の伸びを有する合金を形成することができる。

したがって、本開示の合金は、ベルト鋳造、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に適用される。合金は車両、例えば車両フレームなど、ドリルカラー、ドリルパイプ、パイプ鋳造物、ツールジョイント、坑口、圧縮ガス貯蔵槽、又は液化天然ガスボンベに特に応用される。

以下の詳細な説明は添付の図面を参照してさらに理解することができ、添付の図面は例示的な目的のために提供され、本発明のいかなる態様も制限するものと見なされるべきではない。

連続スラブ鋳造プロセスの流れを示す図である。 例となる薄スラブ鋳造プロセスの流れ図であり、鋼シート製造工程を示す。 熱間（冷間）圧延プロセスを示す図である。 クラス１鋼合金の形成を示す図である。 クラス１合金の挙動に対応する応力歪み曲線のモデルを示す図である。 クラス２鋼合金の形成を示す図である。 クラス２合金の挙動に対応する応力歪み曲線のモデルを示す図である。 ２．０ｍｍ以上の厚さで又は２５０Ｋ／秒以下の冷却速度で形成されるモーダル構造（構造番号１）に好ましくは適用可能なメカニズム番号０（動的ナノ相微細化）の識別を伴う、本明細書においてシート製造に適用可能な合金における構造及びメカニズムを示す図である。 厚さがの５０ｍｍ合金２の鋳放しプレートを示す図である。 鋳放し及び熱処理済みの状態における合金１、合金８、及び合金１６のプレートの引張り特性を示す図である。 １１５０℃で１２０分間熱処理する前（ａ）及び熱処理後（ｂ）の、５０ｍｍ厚さで鋳造された合金１プレートにおける微細構造のＳＥＭ反射電子像を示す図である。 １１００℃で１２０分間熱処理する前（ａ）及び熱処理後（ｂ）の、５０ｍｍ厚さで鋳造された合金８プレートにおける微細構造のＳＥＭ反射電子像を示す図である。 １１５０℃で１２０分間熱処理する前（ａ）及び熱処理後（ｂ）の、５０ｍｍ厚さで鋳造された合金１６プレートにおける微細構造のＳＥＭ反射電子像を示す図である。 ＨＩＰ済みのままの状態における（ａ）合金５８及び（ｂ）合金５９の引張り特性を、鋳造プレートの厚さの関数として示す図である。 １．８ｍｍ厚さで鋳造された合金５９プレートにおける、（ａ）鋳放し及び（ｂ）ＨＩＰ後の微細構造のＳＥＭ反射電子像を示す図である。 １０ｍｍ厚さで鋳造された合金５９プレートにおける、（ａ）鋳放し及び（ｂ）ＨＩＰ後の微細構造のＳＥＭ反射電子像を示す図である。 ２０ｍｍ厚さで鋳造された合金５９プレートにおける、（ａ）鋳放し及び（ｂ）ＨＩＰ後の微細構造のＳＥＭ反射電子像を示す図である。 ＨＩＰサイクル及び熱処理後の（ａ）合金５８及び（ｂ）合金５９の引張り特性を、鋳造厚さの関数として示す図である。 熱間圧延前（下）及び熱間圧延後（上）における合金１の２０ｍｍ厚さのプレートを示す図である。 熱間圧延前及び後における（ａ）合金１及び（ｂ）合金２の引張り特性を、鋳造厚さの関数として示す図である。 （ａ）外層領域及び（ｂ）中心層領域における、７５．７％の圧下を伴う熱間圧延後の鋳放し厚さが５ｍｍである合金１プレートにおける微細構造の反射電子ＳＥＭ像を示す図である。 （ａ）外層領域及び（ｂ）中心層領域における、８８．５％の圧下を伴う熱間圧延後の鋳放し厚さが１０ｍｍである合金１プレートにおける微細構造の反射電子ＳＥＭ像を示す図である。 （ａ）外層領域及び（ｂ）中心層領域における、８３．３％の圧下を伴う熱間圧延後の鋳放し厚さが２０ｍｍである合金１プレートにおける微細構造の反射電子ＳＥＭ像を示す図である。 熱間圧延後、冷間圧延後、及び各種パラメーターによる熱処理後の、（ａ）合金１及び（ｂ）合金２のシートの引張り特性を示す図である。 （ａ）外層領域及び（ｂ）中心層領域における、９６％の圧下を伴う熱間圧延後の鋳放し厚さが５０ｍｍである合金１プレートにおける微細構造の反射電子ＳＥＭ像を示す図である。 （ａ）外層領域及び（ｂ）中心層領域における、９６％の圧下を伴う熱間圧延後の鋳放し厚さが５０ｍｍである合金２プレートにおける微細構造の反射電子ＳＥＭ像を示す図である。 後処理の各種工程における、（ａ）合金１及び（ｂ）合金２の後処理済みシートの引張り特性を示す図である。 最初に各種厚さで鋳造された（ａ）合金１及び（ｂ）合金２の後処理済みシートの引張り特性を示す図である。 ８８％の圧下を伴う熱間圧延後の鋳放し厚さが２０ｍｍである合金２の反射電子ＳＥＭ像を示す図である：（ａ）外層領域；（ｂ）中心層領域。 熱間圧延され９５０℃で６時間熱処理された合金２の２０ｍｍ厚さのプレート試料の反射電子ＳＥＭ像を示す図である：（ａ）外層領域；（ｂ）中心層領域。 各種条件で熱処理された、熱間圧延により５０ｍｍ厚さのプレートから生産された合金８シートの引張り特性を、代表的な応力歪み曲線と共に示す図である。 各種条件で熱処理された、熱間圧延により５０ｍｍ厚さのプレートから生産された合金１６シートの引張り特性を示す図である。 各種条件で熱処理された、熱間圧延により５０ｍｍ厚さのプレートから生産された合金２４シートの引張り特性を、代表的な応力歪み曲線と共に示す図である。 最初に５０ｍｍ厚さで鋳造された、熱間圧延及び熱処理後の合金１プレートにおける微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真を示す図である。 引張り変形後の、熱間圧延及び熱処理済み合金１プレートにおける微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真を示す図である。 熱間圧延及び熱処理後の５０ｍｍ厚さの合金８プレートにおける微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真を示す図である：（ａ）引張り変形前及び（ｂ）後。 熱間圧延及び熱処理後の５０ｍｍ厚さの合金８プレートにおける微細構造のより高倍率での明視野ＴＥＭ顕微鏡写真を示す図である：（ａ）引張り変形前及び（ｂ）後。 熱間圧延及び熱処理後の５０ｍｍ厚さの合金８プレートにおける微細構造の高分解能ＴＥＭ顕微鏡写真を示す図である：（ａ）引張り変形前及び（ｂ）後。 熱間圧延及び熱処理後の５０ｍｍ厚さの合金１６プレートにおける微細構造の明視野及び暗視野ＴＥＭ顕微鏡写真を示す図である。 引張り変形後の、熱間圧延及び熱処理済み合金１６プレートにおける微細構造の明視野及び暗視野ＴＥＭ顕微鏡写真を示す図である。 最初に５０ｍｍ厚さのプレート状に鋳造された合金３２及び合金４２の後処理済みシートの引張り特性を示す図である。 合金２４の５０ｍｍ厚さの鋳放しプレートにおける微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真を示す図である。 ５０から２ｍｍ厚さへ熱間圧延後の合金２４プレートにおける微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真を示す図である。 収縮ろうと状部（ｓｈｒｉｎｋａｇｅ ｆｕｎｎｅｌ）及び化学分析のための試料を採取する場所を示す、鋳造プレートの中心を通る断面の概略図である。 特定された４つの合金の鋳造プレートの上部（エリアＡ）及び底部（エリアＢ）における試験された場所の合金化元素含量を示す図である。 新しい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。 新しい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。 新しい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。 新しい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。 ３．３ｍｍ厚さで鋳造された同じ合金の引張り特性と比較した、５０ｍｍ厚さで鋳造された選択された合金の引張り特性を示す図である。 熱間圧延された状態のホウ素を含まない合金６３の例となる応力歪み曲線を示す図である。 ５０ｍｍ厚さで鋳造された合金６５における微細構造の反射電子像の図である：（ａ）鋳放し；（ｂ）１２５０℃での熱間圧延後；（ｃ）１．２ｍｍ厚さまで冷間圧延した後。

連続スラブ鋳造
スラブは、断面が長方形である、ある長さの金属である。スラブは連続鋳造により直接生産することができ、通常は各種プロセス（熱間／冷間圧延、スキン圧延、バッチ熱処理、連続熱処理など）によってさらに処理される。一般的な最終製品としては、シート金属、プレート、ストリップ金属、パイプ、及び管が挙げられる。

厚スラブ鋳造の説明
厚スラブ鋳造は、溶融金属を凝固させて、仕上げ圧延機においてその後圧延するための「半製品の」スラブとするプロセスである。図１に図示される連続鋳造プロセスでは、溶融鋼が取鍋からタンディッシュを通って鋳型へ流れる。鋳型に入ると、溶融鋼は水冷された銅鋳型の壁に接触して凍結し、固体シェルを形成する。装置下側の駆動ロールは、入ってくる金属の流れに適合した速度又は「鋳造スピード」でシェルを連続的に鋳型から引き出し、そのためプロセスは理想的に定常状態で稼働する。鋳型出口の下で、凝固しつつある鋼シェルは残っている液体を支持する容器として働く。ロールは溶鋼静圧（ｆｅｒｒｏｓｔａｔｉｃ ｐｒｅｓｓｕｒｅ）に起因する膨らみを最小限にするように鋼を支える。水及び空気ミスト噴霧器はロール間のストランドの表面を冷却して、溶融コアが固体になるまでその表面温度を維持する。（「凝固完了長さ（ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ｌｅｎｇｔｈ）」において）中心が完全に固体になった後、ストランドを典型的な厚さが１５０〜５００ｍｍであるスラブ状にトーチ切断することができる。薄シートをスラブから生産するために、それらは相当な圧下を伴う熱間圧延を施さなければならず、これは後処理の一部である。熱間圧延は、多くの場合両方向であり複数回通すことが可能である粗圧延機、及び典型的には５〜７本のスタンドが連なる仕上げ圧延機の両方で行ってもよい。熱間圧延後、得られるシート厚さは典型的には２〜５ｍｍの範囲である。さらなるゲージ低下は通常はその後の冷間圧延によって行われることになる。

薄スラブ鋳造の説明
薄スラブ鋳造プロセスの概略を図２に示す。薄スラブ鋳造プロセスは３段階に分けることができる。段階１において、液体鋼は鋳造及び圧延の両方がほぼ同時に行われる。凝固プロセスは液体溶融物を銅又は銅合金鋳型に押し通すことによって開始し、典型的には５０〜１１０ｍｍの初期厚さが得られるが、これは液体金属加工性及び製造スピードに基づいて変動し得る（すなわち２０〜１５０ｍｍ）。鋳型を出たほとんど直後で鋼シートの内部コアがまだ液体である間、最終シート厚さ目標に応じて１０ｍｍまで厚さを大幅に減少させる多段階圧延スタンドを使用して、シートの圧下を行う。段階２において、鋼シートは１つ又は２つの誘導炉を通ることによって加熱され、この段階の間、温度プロファイル及び冶金構造が均一化される。段階３において、シートは最終ゲージ厚目標までさらに圧延され、これは０．５〜１５ｍｍ厚さの範囲であってもよい。典型的には、熱間圧延プロセスの間、シートは５〜７の圧延機によって連続的に圧下されるので、ゲージ低下は５〜７工程で行われることになる。圧延直後、ストリップをランアウトテーブル上で冷却して、鋼ロールに巻く前にシートの最終微細構造の発達を制御する。

薄スラブ鋳造においてシートを形成する３段階プロセスはプロセスの一部であるが、本明細書に記載のメカニズム及び構造タイプ並びに得られる特性の新規の組合せに基づき、これらの段階に対する本明細書における合金の応答は特有なものである。

後処理方法
熱間圧延
熱間圧延鋼は赤熱している間に成形され、次いで冷却される。平圧延は圧延の最も基本的な形態であり、始まり及び終わりの材料が長方形の断面を有する。金属シートの圧延プロセスの概略図を図３に示す。熱間圧延は、高温におけるシート金属の増大した延性を利用してシート厚さを目標値に向かって薄くするためのシート製造の一部であり、このとき高レベルの圧延圧下が実現できる。１つの（薄ストリップ鋳造）又は複数の（薄スラブ鋳造）スタンドがインラインで組み込まれている場合、熱間圧延は鋳造プロセスの一部であってもよい。厚（従来の）スラブ鋳造の場合、スラブは最初にトンネル炉内で再加熱され、次いで一連の圧延機スタンドを通って移動する（図３）。目標厚さを有するシートを生産するために、別の熱間圧延機製造ライン上の後処理の一部である熱間圧延も適用される。赤熱している鋼は冷えると収縮するため、金属の表面はわずかに粗く、厚さは千分の数インチ変動する場合がある。一般に、冷間圧延は最終シート製品の品質を改善するための以下の工程である。

冷間圧延
冷間圧延鋼は、金属をその最終的な形状及び寸法まで圧縮する重いローラーに低温の鋼材料を通すことによって作られる。材料特性、冷間圧延の目的、及び目標のパラメーターに応じて異なる冷間圧延機を利用できる場合、これはシート製造の間の後処理の共通する工程である。シート材料が冷間圧延を受ける際、その強度、硬度、並びに弾性限界は増大する。しかし、金属シートの延性は歪み硬化のために低下し、そのため金属をよりもろくする。そのため、冷間変形の望ましくない効果を除去し金属の成形性を高めるために、圧延操作におけるパスとパスの間で時々金属を焼鈍／加熱しなければならない。したがって大きな厚さ減少を得るには時間とコストがかかる場合がある。多くの場合、インラインの焼鈍を含む複数スタンド冷間圧延機が利用され、シートが圧延ラインに沿って移動する間、シートは誘導加熱により短時間（通常は２〜５分）高温の影響を受ける。冷間圧延は熱間圧延よりもはるかに正確な寸法精度を可能にし、最終シート製品はより滑らかな表面（より良好な表面仕上がり）を有する。

熱処理
目標の機械的特性を得るために、シート材料の後処理焼鈍が通常実施される。典型的には、鋼シート製品の焼鈍は工業的規模において２つの方法：バッチ焼鈍又は連続焼鈍で行われる。バッチ焼鈍プロセスの間、シートの大型コイルは制御雰囲気を有する炉内でゆっくりと加熱及び冷却される。焼鈍時間は数時間〜数日間であってもよい。典型的にはサイズが５〜２５トンである場合がある、大きな塊のコイルであるため、コイルの内側部分及び外側部分はバッチ焼鈍炉内で異なる熱履歴を経ることになり、このことは得られる特性の違いにつながる場合がある。連続焼鈍プロセスの場合、非コイル状鋼シートが加熱及び冷却装置を数分間通過する。加熱装置は通常は２段階炉である。第１の段階は高温熱処理であり、これは微細構造の再結晶をもたらす。第２の段階は低温熱処理であり、これは微細構造の人工的なエージングを提供する。連続焼鈍における全体の熱処理の２つの段階の適切な組合せは、目標の機械的特性をもたらす。従来のバッチ焼鈍を超える連続焼鈍の利点は、製品の均一性の改善；表面の清浄度及び形状；幅広い範囲の鋼グレードを生産できることである。

構造及びメカニズム
本明細書における鋼合金は、識別可能な結晶粒サイズ及びモルフォロジーを有し、好ましくは結晶性（非ガラス質）であるクラス１鋼又はクラス２鋼として本明細書に記載されるものを、初期に形成することが可能であるようなものである。本開示はクラス２鋼の改善に注目し、クラス１に関する以下の議論は初期的な背景を提供することを意図している。

クラス１鋼
本明細書におけるクラス１鋼の形成は図４に示される。そこに示されるように、モーダル構造（ｍｏｄａｌ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）が最初に形成され、このモーダル構造は、合金の液体溶融物から出発し冷却により凝固させた結果であり、これは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をもたらす。本明細書においてモーダルを指すものは、したがって少なくとも２つの結晶粒サイズ分布を有する構造と理解できる。本明細書における結晶粒サイズは、好ましくは走査電子顕微鏡法又は透過電子顕微鏡法などの方法により識別可能な、具体的な特定の相の単結晶のサイズと理解できる。したがって、クラス１鋼の構造番号１は好ましくは、示されるような実験室スケールの手順、及び／又は双ロール処理などの低温表面処理法、薄スラブ鋳造、又は厚スラブ鋳造を含む工業規模の方法のいずれかによる処理によって実現してもよい。

したがって、クラス１鋼のモーダル構造は、溶融物から冷却されると、以下の結晶粒サイズ：（１）オーステナイト及び／又はフェライトを含有する５００ｎｍ〜２０，０００ｎｍのマトリクス結晶粒サイズ；（２）２５ｎｍ〜５０００ｎｍのホウ化物結晶粒サイズ（すなわち、Ｍが金属でありＢに共有結合しているＭ_２Ｂなどの非金属性結晶粒）を初期に示すことになる。ホウ化物結晶粒は好ましくは、マトリクス結晶粒がピニング相によって効果的に安定化されることになるという特徴を指している「ピニング」タイプ相であってもよく、これは高温で結晶粒粗大化に耐える。金属ホウ化物の結晶粒はＭ_２Ｂの化学量論を示すことが確認されているが、他の化学量論が可能であり、Ｍ_３Ｂ、ＭＢ（Ｍ_１Ｂ_１）、Ｍ_２３Ｂ_６、及びＭ_７Ｂ_３を含むピニングをもたらし得ることに注意する。

クラス１鋼のモーダル構造は、熱機械的プロセスによって変形させ、様々な熱処理を施してもよく、それにより特性の何らかの変化が得られるが、モーダル構造は維持され得る。

上記のクラス１鋼に引張り応力を与える場合、観測される応力対歪み図を図５に示す。したがって、モーダル構造は動的ナノ相析出（Ｄｙｎａｍｉｃ Ｎａｎｏｐｈａｓｅ Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ）と特定されるものを経て、クラス１鋼の第２タイプの構造に至ることが観測される。したがってそのような動的ナノ相析出は、合金が応力下で降伏を経験すると引き起こされ、動的ナノ相析出を経たクラス１鋼の降伏強度は好ましくは３００ＭＰａ〜８４０ＭＰａで生じ得ることが分かっている。したがって、動的ナノ相析出はそのような示される降伏強度を超える機械的応力を加えることに起因して生じることが理解できる。動的ナノ相析出自体は、付随する結晶粒サイズを有する析出相と呼ばれる、クラス１鋼におけるさらなる識別可能な相の形成と理解できる。すなわち、そのような動的ナノ相析出の結果は、サイズが１．０ｎｍ〜２００ｎｍである六方相の析出結晶粒の形成と共に、５００ｎｍ〜２０，０００ｎｍの識別可能なマトリクス結晶粒サイズ、２０ｎｍ〜１００００ｎｍのホウ化物ピニング結晶粒サイズを依然として示す合金が形成されることである。上記のように、したがって合金が応力を受けた場合に結晶粒サイズは粗大化しないが、述べたような析出結晶粒の生成をもたらす。

六方相が指すものは、Ｐ６_３ｍｃ空間群（１８６番）を有する六方両錐体クラスの六方相、及び／又は六方Ｐ６ｂａｒ２Ｃ空間群（１９０番）を有するジトリゴナル（ｄｉｔｒｉｇｏｎａｌ）両錐体クラスと理解できる。加えて、クラス１鋼のそのような第２タイプの構造の機械的特性は、引張強度が６３０ＭＰａ〜１１５０ＭＰａの範囲に入ることが観測され、伸びが１０〜４０％であるようなものである。さらに、クラス１鋼の第２タイプの構造は、示される降伏を受けた後にほぼ平坦である、０．１〜０．４の歪み硬化係数を示すようなものである。歪み硬化係数は、式σ＝Ｋε^ｎの式においてｎの値を指すものであり、式中σは材料に加えられる応力を表し、εは歪みであり、Ｋは強度係数である。歪み硬化指数ｎの値は０〜１の間にある。０の値は合金が完全に塑性固体である（すなわち加えられる力に対して材料が不可逆変化をする）ことを意味するが、一方で１の値は１００％弾性固体を示す（すなわち加えられる力に対して材料が可逆変化をする）。以下のＴａｂｌｅ１（表１）は、本明細書におけるクラス１鋼の比較及び性能のまとめを示す。

クラス２鋼
本明細書におけるクラス２鋼の形成を図６に示す。本明細書におけるクラス２鋼もまた、特定される合金から形成されてもよく、構造番号１、モーダル構造から出発した後、静的ナノ相微細化及び動的ナノ相強化として本明細書において特定される２つの新しいメカニズムが続く、２つの新しい構造タイプを含む。クラス２鋼の構造タイプはナノモーダル構造及び高強度ナノモーダル構造として本明細書に記載される。したがって、本明細書におけるクラス２鋼は、以下のように特徴づけることができる：構造番号１−モーダル構造（ステップ番号１）、メカニズム番号１−静的ナノ相微細化（ステップ番号２）、構造番号２−ナノモーダル構造（ステップ番号３）、メカニズム番号２−動的ナノ相強化（ステップ番号４）、及び構造番号３−高強度ナノモーダル構造（ステップ番号５）。

そこで示されるように、構造番号１が最初に形成され、ここでモーダル構造は合金の液体溶融物から出発し冷却により凝固させた結果であり、これは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をもたらす。本明細書における結晶粒サイズはやはり、好ましくは走査電子顕微鏡法又は透過電子顕微鏡法などの方法により識別可能な、具体的な特定の相の単結晶のサイズと理解できる。したがって、クラス２鋼の構造番号１は好ましくは、示されるような実験室スケールの手順、及び／又は双ロール処理などの低温表面処理法、又は薄スラブ鋳造を含む工業規模の方法のいずれかによる処理によって実現されてもよい。

したがってクラス２鋼のモーダル構造は、溶融物から冷却されると、以下の結晶粒サイズを初期に示すことになる：（１）オーステナイト及び／又はフェライトを含有する２００ｎｍ〜２００，０００ｎｍのマトリクス結晶粒サイズ；（２）存在する場合、１０ｎｍ〜５０００ｎｍのホウ化物結晶粒サイズ（すなわち、Ｍが金属でありＢに共有結合しているＭ_２Ｂなどの非金属性結晶粒）。ホウ化物結晶粒は好ましくは、マトリクス結晶粒がピニング相によって効果的に安定化されることになるという特徴を指している「ピニング」タイプ相であってもよく、これは高温で結晶粒粗大化に耐える。金属ホウ化物の結晶粒はＭ_２Ｂの化学量論を示すことが確認されているが、他の化学量論が可能であり、Ｍ_３Ｂ、ＭＢ（Ｍ_１Ｂ_１）、Ｍ_２３Ｂ_６、及びＭ_７Ｂ_３を含むピニングをもたらすことができ、上記のメカニズム番号１又は番号２によって影響を受けないことに注意する。結晶粒サイズはやはり、好ましくは走査電子顕微鏡法又は透過電子顕微鏡法などの方法により識別可能な、具体的な特定の相の単結晶のサイズと理解されるべきである。さらに、本明細書におけるクラス２鋼の構造番号１は、そのようなホウ化物相と共にオーステナイト及び／又はフェライトを含む。

図７において、応力歪み曲線が示され、クラス２鋼の変形挙動を経た本明細書における鋼合金を表す。モーダル構造が好ましくは最初に作られ（構造番号１）、次いで生成後に今度はモーダル構造が、静的ナノ相微細化メカニズムであり構造番号２を生じるメカニズム番号１によって独特に微細化され得る。静的ナノ相微細化は、初期には２００ｎｍ〜２００，０００ｎｍの範囲に入っている構造番号１のマトリクス結晶粒サイズが小さくなり、典型的には５０ｎｍ〜５０００ｎｍの範囲に入るマトリクス結晶粒サイズを有する構造２をもたらすという特徴を指す。ホウ化物ピニング相は、存在する場合、いくつかの合金においてサイズを大幅に変化させることができるが、熱処理中のマトリクス結晶粒の粗大化に耐えるように設計されていることに注意する。これらのホウ化物ピニング部位の存在に起因して、粗大化につながる粒界の動きはＺｅｎｅｒピニング又はＺｅｎｅｒドラッグと呼ばれるプロセスによって遅らされると予測されることになる。したがって、全界面面積の減少のため、マトリクスの結晶粒成長がエネルギー的に好ましいことがあるが、ホウ化物ピニング相の存在は、これらの相の高い界面エネルギーに起因して、この粗大化の推進力に対抗することになる。

クラス２鋼における静的ナノ相微細化（メカニズム番号１）の特徴は、ホウ化物が存在する場合、２００ｎｍ〜２００，０００ｎｍの範囲に入ると述べたミクロンスケールのオーステナイト相（ガンマＦｅ）が高温で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）へ変態しているというものである。クラス２鋼のモーダル構造（構造１）中に初期に存在するフェライト（アルファ鉄）の体積分率は０〜４５％である。静的ナノ相微細化（メカニズム番号２）の結果としての構造番号２におけるフェライト（アルファ鉄）の体積分率は、典型的には高温で２０〜８０％であり、次いで冷却するとオーステナイト（ガンマ鉄）に戻って典型的には２０〜８０％のオーステナイトが室温で得られる。静的変態は高温熱処理の間に好ましくは生じ、そのため特有の微細化メカニズムを伴うが、なぜなら結晶粒微細化よりもむしろ結晶粒粗大化が高温での従来の材料応答であるからである。

したがって、ホウ化物が存在する場合、静的ナノ相微細化メカニズムの間に本明細書におけるクラス２鋼の合金に関して結晶粒粗大化は生じない。構造番号２は動的ナノ相強化の間に特異的に構造番号３へ変態することが可能であり、その結果として構造番号３が形成され２．４〜７８．１％の全伸びにおいて４００〜１８２５ＭＰａの範囲の引張強度値を示す。

合金化学組成に応じて、非ステンレス高強度鋼の一部において静的ナノ相微細化及びその後の熱的プロセス間にナノスケール析出物が形成し得る。ナノ析出物は１ｎｍ〜２００ｎｍの範囲であり、これらの相の大部分（＞５０％）は１０〜２０ｎｍのサイズであり、これはマトリクス結晶粒よりも、又は存在する場合はマトリクス結晶粒粗大化を遅らせるための構造番号１において形成されるホウ化物ピニング相よりも、はるかに小さい。また、静的ナノ相微細化の間、ホウ化物結晶粒は、存在する場合、サイズが２０〜１００００ｎｍの範囲であることが分かっている。

上記について詳しく述べると、クラス２鋼をもたらす本明細書における合金の場合、そのような合金がそれらの降伏点を超えると、一定の応力における塑性変形が生じ、構造番号３の生成につながる動的相変態が後に続く。より詳細には、十分な歪みが誘起された後、応力対歪み曲線の傾きが変化し増加する変曲点が生じ（図７）、歪みと共に強度が増加し、メカニズム番号２（動的ナノ相強化）の活性化を示している。

動的ナノ相強化の間のさらなる歪み負荷によって、強度は増加し続けるが、歪み硬化係数値が破壊近くまで徐々に減少する。いくらかの歪み軟化が生じるが、破壊点の付近においてのみであり、これはネッキングにおける局所的な断面積の減少に起因する場合がある。応力下の材料歪み負荷において生じる強化変態は一般に動的プロセスとしてメカニズム番号２を規定し、構造番号３に至るに注意する。動的とは、材料の降伏点を超える応力を加えることによってプロセスが起こり得ることを意味する。構造３を実現する合金について得ることができる引張り特性は、４００〜１８２５ＭＰａの範囲の引張強度値及び２．４％〜７８．１％の全伸びを含む。得られる引張り特性のレベルも、クラス２鋼についての特徴的な応力歪み曲線に対応して歪みが増加すると生じる変態の量によって決まる。

したがって、変態のレベルに応じて、今度は調節可能な降伏強度も変形のレベルに応じて本明細書におけるクラス２鋼において作り出すことができ、構造番号３において降伏強度は最終的に２００ＭＰａから１６５０ＭＰａまで変動し得る。すなわち、ここでの合金の範囲外の従来の鋼は比較的低いレベルの歪み硬化しか示さず、そのためそれらの降伏強度は、それまでの変形履歴に応じて狭い範囲（例えば１００〜２００ＭＰａ）のみにわたって変動し得る。本明細書におけるクラス２鋼において、構造番号３への変態を構造番号２に加えると降伏強度は広い範囲（例えば２００〜１６５０ＭＰａ）にわたって変動し得、調節可能な変動を可能にして、様々な用途において、設計者及び末端利用者の両方が自動車の車体構造における衝突管理などの様々な用途で構造番号３を利用することを可能にする。

図６に示すこの動的メカニズムに関して、１ｎｍ〜２００ｎｍの識別可能な結晶粒サイズを示す新たな及び／又はさらなる析出相（１つ又は複数）が観察される。加えて、前記析出相において、Ｐ６_３ｍｃ空間群（１８６番）を有する六方両錐体クラスの六方相、六方Ｐ６ｂａｒ２Ｃ空間群（１９０番）を有するジトリゴナル（ｄｉｔｒｉｇｏｎａｌ）両錐体クラス、及び／又はＦｍ３ｍ空間群（２２５番）を有するＭ_３Ｓ_１立方相というさらなる識別がある。したがって、動的変態は部分的に又は完全に起こることがあり、新規のナノスケール／近ナノスケール相を有する微細構造の形成を生じ、材料の比較的高い強度をもたらす。構造番号３は、２０ｎｍ〜１００００ｎｍの範囲であるホウ化物相によってピニングされた、一般に２５ｎｍ〜２５００ｎｍのサイズのマトリクス結晶粒を有し、１ｎｍ〜２００ｎｍの範囲である析出物相を有する、微細構造として理解することができる。ホウ化物ピニング相の非存在下では、微細化がやや少なくなる場合がある、及び／又はいくらかのマトリクス粗大化が生じて２５ｎｍ〜２５０００ｎｍのサイズであるマトリクス結晶粒をもたらす場合があることに注意する。１ｎｍ〜２００ｎｍの結晶粒サイズを有する上記の析出相の初期の形成は、静的ナノ相微細化から始まり、動的ナノ相強化の間継続し、構造番号３の形成に至る。サイズが１ｎｍ〜２００ｎｍである析出結晶粒の体積分率は構造番号２と比較して構造番号３において増加し、特定された強化メカニズムを支援する。構造番号３において、ガンマ鉄のレベルは任意的であり、特有の合金化学組成及びオーステナイト安定性に応じて除外されてもよいことにも注意すべきである。以下のＴａｂｌｅ２（表２）は本明細書におけるクラス２鋼の構造及び性能の比較を示す。

モーダル構造の新しい経路
高強度ナノモーダル構造形成の進展の経路は図６に記載される通りである。新しい経路は図８に示すように本明細書で開示される。この図は、ホウ化物ピニング相が存在してもよい又は存在しなくてもよい合金に関す。これは構造番号１、モーダル構造から出発するが、さらなるメカニズム番号０、すなわち構造番号１ａである均質化モーダル構造の形成につながる動的ナノ相微細化を含む（図８）。より詳細には、動的ナノ相微細化は、金属の厚さ減少を引き起こすのに十分な応力（１０^−６〜１０^−４秒^−１の歪み速度によりもたらされる）と共に高温（７００℃から融点直下の温度まで）を施すことであり、これは熱間圧延、熱間鍛造、ホットプレス、熱間穿孔、及び熱間押出を含む様々なプロセスによって生じ得る。これは以下でさらに完全に論じるように、金属合金のモルフォロジーの微細化にもつながる。

均質化モーダル構造につながる動的ナノ相微細化は、たった１回のサイクル（厚さ減少を伴う加熱）で又は複数回の厚さのサイクル後（例えば２５回まで）に生じることが観察される。均質化モーダル構造（図８の構造１ａ）は、図８の構造１のように規定される関連した特性及び特徴を有する出発モーダル構造と、図８の構造２のように規定される完全に変態したナノモーダル構造との間の、中間構造を表す。特有の化学組成、出発厚さ、及び加熱のレベル、及び厚さ減少（加えられる力の総量に関連する）の量に応じて、変態はたった１回のサイクルで完了する場合があり、又は変態を完了するのに多数のサイクル（例えば２５回まで）を必要とする場合がある。部分的に変態した中間構造は、構造１ａ又は均質化モーダル構造であり、モーダル構造からナノモーダル構造への完全な変態後、ナノモーダル構造（すなわち構造２）が形成される。進行するサイクルは構造番号２（ナノモーダル構造）の生成に至る。特定のモーダル構造における特定の合金化学組成において実現される微細化及び均質化のレベルに応じて、構造番号１ａ（均質化モーダル構造）はしたがって直接構造番号２（ナノモーダル構造）になり得るか、又はメカニズム番号１（静的ナノ相微細化）によって熱処理及びさらに微細化して同様に構造番号２（ナノモーダル構造）を生産させてもよい。示されるように、構造番号２、ナノモーダル構造は、次いで構造番号３（高強度ナノモーダル構造）の形成につながるメカニズム番号２（動的ナノ相強化）を経てもよい。

注目に値するのは、動的ナノ相微細化（メカニズム番号０）が、好ましくは全体の体積／厚さにわたって鋳造合金における均質化モーダル構造（構造番号１ａ）をもたらすメカニズムであり、これは液体状態からの初期の凝固の間、合金を効果的に冷却速度非感受性（並びに厚さ非感受性）にし、このことはシート製造のための薄スラブ又は厚スラブ鋳造のような製造方法の利用を可能にするということである。言い換えれば、２．０ｍｍ以上の厚さでモーダル構造を形成する、又はモーダル構造の形成中に２５０Ｋ／秒以下である冷却速度を施す場合、後に続くステップである静的ナノ相微細化は容易に起こらない場合があることが観察された。したがってナノモーダル構造（構造番号２）を生産する能力、ひいては動的ナノ相強化（メカニズム番号２）を受け高強度ナノモーダル構造（構造番号３）を形成する能力が損なわれることになる。すなわち構造の微細化が起きずモーダル構造から得られる特性と同等である特性に至るか、又は構造の微細化が有効ではなくモーダル及びナノモーダル構造の特性の間にある特性に至る。

しかし、今度はナノモーダル構造（構造番号２）を形成する能力及びその後の高強度ナノモーダル構造の発達を好ましくは確実にすることができる。より詳細には、２．０ｍｍ以上の厚さで溶融物から凝固させたモーダル構造又は２５０Ｋ／秒以下の速度で冷却したモーダル構造から出発する場合、今度は好ましくは動的ナノ相微細化（メカニズム番号０）を進行させて均質化モーダル構造とし、次いで図８に示した工程を進行させて高強度ナノモーダル構造を形成させることができる。加えて、２ｍｍ未満の厚さで又は２５０Ｋ／秒を超える冷却速度でモーダル構造を調製するべきであり、好ましくは図８に示すように静的ナノ相微細化（メカニズム番号１）を直接進行させてもよい。

したがって述べたように、動的ナノ相微細化は合金が高温で変形を受けた後に起こり、好ましくは７００℃から融点直下の温度までの範囲及び１０^−６〜１０^−４秒^−１の歪み速度の範囲にわたって起こる。そのような変形の一例は厚スラブ又は薄スラブ鋳造後の熱間圧延によって生じる場合があり、これは１回若しくは複数回の熱間粗圧延ステップ又は１回若しくは複数回の仕上げ熱間圧延工程において生じ得る。あるいはこれは多様な熱間処理工程による後処理で生じる場合があり、限定はされないが、ホットスタンプ、鍛造、ホットプレス、熱間押出などが挙げられる。

シート製造の間のメカニズム
本明細書における鋼合金におけるモーダル構造（構造番号１）の形成は、厚スラブ（図１）又は薄スラブ鋳造（段階１、図２）における合金凝固の間に生じ得る。モーダル構造は好ましくは、本明細書における合金をそれらの融点を超える範囲及び１１００℃〜２０００℃の範囲の温度で加熱し、合金の融点未満で冷却することにより形成することができ、これは好ましくは１×１０^３〜１×１０^−３Ｋ／秒の範囲の冷却に対応する。

合金の厚スラブ（図１）又は薄スラブ鋳造（段階２、図２）の一体化された熱間圧延は、厚スラブ鋳造の場合は典型的には１５０〜５００ｍｍの厚さであり薄スラブ鋳造の場合は２０〜１５０ｍｍの厚さである鋳造スラブにおいて、動的ナノ相微細化（メカニズム番号０）による均質化モーダル構造（構造番号１ａ、図８）の形成に至ることになる。均質化モーダル構造（Ｔａｂｌｅ１）（表１）のタイプは合金化学組成及び熱間圧延パラメーターによって決まることになる。

ナノモーダル構造形成（構造番号２）を伴う静的ナノ相微細化であるメカニズム番号１は、後処理の間、均質化モーダル構造（構造番号１ａ、図８）を有する生産されたスラブに高温（７００℃から合金の融点まで）を施した場合に生じる。静的ナノ相微細化（メカニズム番号１）を実現するための可能な方法としては、限定はされないが、インライン焼鈍、バッチ焼鈍、目標厚さに向けた熱間圧延に続く焼鈍などが挙げられる。熱間圧延は、様々な用途におけるシート鋼を生産するためにスラブ厚さを数ミリメートルの範囲まで減少させるのに利用される典型的な方法である。典型的な厚さ減少は、初期シートの製造方法によって幅広く変動し得る。出発厚さは３から５００ｍｍまで様々であってもよく、最終厚さは１ｍｍから２０ｍｍまで様々となる。

冷間圧延は、特定の用途のために目標厚さを得るのに利用される、シート製造のための広く使用される方法である。例えば、自動車産業で使用される大部分のシート鋼は０．４〜４ｍｍの範囲の厚さを有する。目標厚さを得るために、冷間圧延はパス間に中間焼鈍を含む複数回のパスによって施される。典型的な１回パス当たりの減少は、材料特性に応じて５〜７０％である。中間焼鈍前のパスの回数もまた、材料特性及び冷間変形におけるその歪み硬化のレベルによって決まる。冷間圧延は、スキンパスとして知られる表面品質のための最終工程としても使用される。本明細書における鋼合金において、及び図８に示すようなナノモーダル構造を形成する方法によって、冷間圧延は動的ナノ相強化及び高強度ナノモーダル構造の形成を引き起こすことになる。

好ましい合金化学組成及び試料調製
調べた合金の化学組成をＴａｂｌｅ４（表３）に示し、これは利用される好ましい原子比率を示す。初期の研究は銅ダイにおけるプレート鋳造によって行われた。

合金１から合金５９を鋳造して３．３ｍｍの厚さを有するプレートとした。商用純度の原料を使用して、Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従って目標の合金の合金原料を３５ｇ量り分けた。次いで原料材料をアーク融解システムの銅炉床へ置いた。高純度アルゴンをシールドガスとして使用して、原料をアーク融解してインゴットとした。均質性を確実にするように、インゴットを数回ひっくり返し再溶融させた。およそ３０ｍｍの直径及び最も厚い場所でおよそ９．５ｍｍの厚さで、個々にインゴットをディスク状に成形した。次いで得られるインゴットを圧力真空鋳造機（ｐｒｅｓｓｕｒｅ ｖａｃｕｕｍ ｃａｓｔｅｒ）（ＰＶＣ）チャンバー中に置き、ＲＦ誘導を使用して溶融させ、次いで３．３ｍｍの厚さを有する３×４インチシートを鋳造するように設計された銅ダイ上に排出した。

合金６０から合金６２を鋳造して５０ｍｍの厚さを有するプレートとした。これらの化学組成は、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機におけるスラブ鋳造による材料加工に使用された。各合金についてＴａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従い、既知の組成及び不純物含量の指定の量の市販の鉄添加剤（ｆｅｒｒｏａｄｄｉｔｉｖｅ）粉末及び必要に応じてさらなる合金化元素を使用して、指定された組成の合金を３キログラムの装入量に量り分けた。合金装入物をジルコニア被覆したシリカ系るつぼ中に置き、鋳造機中に投入した。真空下で１４ｋＨｚ ＲＦ誘導コイルを使用して溶融を行った。過熱を実現し溶融物の均質性を確実にするために、固体構成成分が観察された最後の時点の後４５秒〜６０秒の時間で、装入物を完全に溶融するまで加熱した。次いで溶融物を水冷した銅ダイへ注ぎ入れて、薄スラブ鋳造プロセス（図２）における厚さ範囲にあるおよそ５０ｍｍ厚さ及び７５ｍｍ×１００ｍｍのサイズである実験室鋳造スラブを形成させた。

上記から、図８に示される変態が起こりやすい、本明細書における合金は、以下のグループ分けで分類されることが理解できる：（１）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃｕ（合金１、２、１５〜１８、２７〜２８、３５、４０、５０〜５７、５９、６２）；（２）Ｆｅ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃｕ（合金３〜６、１９、２９〜３０）；（３）Ｆｅ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ（合金７〜１０、２０、２５〜２６）；（４）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ（合金１１〜１４、２１〜２４、３７〜３９）；Ｆｅ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃｕ／Ｃ（合金３１、３６、４６〜４７、６１）；（５）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃｕ／Ｃ（合金３２〜３４、４１〜４５、４９、６０）；（６）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ／Ｃ（合金４８）；（７）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｂ／Ｓｉ（合金５８）；（８）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｓｉ／Ｃｕ／Ｃ（合金６３〜７０）；（９）Ｆｅ／Ｃｒ／Ｎｉ／Ｍｎ／Ｓｉ／Ｃ（合金７１〜７４）。

上記から、当業者であれば本明細書における合金組成物が以下の４つの元素を以下の示される原子パーセント：Ｆｅ（６１．０〜８８．０原子％）；Ｓｉ（０．５〜９．０原子％）；Ｍｎ（０．９〜１９．０原子％）、及び場合によりＢ（０．０原子％〜８．０原子％）で含むことを理解するであろう。加えて、以下の元素は任意であり、示される原子パーセント：Ｎｉ（０．１〜９．０原子％）；Ｃｒ（０．１〜１９．０原子％）；Ｃｕ（０．１〜４．０原子％）；Ｃ（０．１〜４．０原子％）で存在してもよいことが理解できる。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、Ｔｉ、Ｐｄ、及びＶが挙げられ、これは１０原子パーセントまで存在してもよい。

したがって、合金はまた本明細書においてＦｅ系合金（６０．０原子パーセントを超える）としてより広く記載されてもよく、Ｂ、Ｓｉ、及びＭｎをさらに含む。合金は２．０ｍｍ以上の厚さの場合に溶融物から凝固させてモーダル構造（構造番号１、図８）を形成させることが可能であるか、又はこのモーダル構造は２５０Ｋ／秒以下の冷却速度で形成される場合に好ましくは動的ナノ相微細化を経ることができ、次いでこれは均質化モーダル構造（構造番号１ａ、図８）をもたらす。図８に示すように、次いでそのような均質化モーダル構造から最終的に示されるモルフォロジー及び機械的特性を有する高強度ナノモーダル構造（構造番号３）を形成させることができる。

合金特性
凝固したままの鋳造シート試料についてＮＥＴＺＳＣＨ ＤＳＣ ４０４Ｆ３ ＰＥＧＡＳＵＳ Ｖ５システムにおいて熱分析を行った。室温から１４２５℃までの温度の範囲で１０℃／分の加熱速度において示差熱分析（ＤＴＡ）及び示差走査熱量測定法（ＤＳＣ）を行い、超高純度アルゴン流の使用によって試料を酸化から保護した。Ｔａｂｌｅ５（表４）において、高温ＤＴＡの結果が示され、合金の溶融挙動を示している。低温側結晶化ピークがなく、そのため金属ガラスは初期鋳造物中に存在することが見いだされなかったことに注意する。Ｔａｂｌｅ５（表４）で表にされた結果から分かるように、溶融は１〜４段階で起こり、初期溶融物は合金化学組成に応じて約１１００℃から観察される。最終的な融点は選択された合金では＞１４２５℃である。これらの合金の液相線温度は測定可能な範囲外であり該当なしである［Ｔａｂｌｅ５（表４）において「ＮＡ」とマークされる］。溶融挙動のばらつきは、それらの化学組成に応じた合金の低温表面処理中の複相の形成を反映している場合がある。

合金の密度を、空気中及び蒸留水中の両方での秤量を可能にする特別に作られた秤で、アーク融解したインゴットについてアルキメデス法を使用して測定した。各合金の密度はＴａｂｌｅ６（表５）で表にされ、７．５５ｇ／ｃｍ^３から７．８９ｇ／ｃｍ^３まで変動することが分かった。この技術の精度は±０．０１ｇ／ｃｍ^３である。

２５℃の範囲内の固相線温度を一般に５０℃下回った温度で、３．３ｍｍの初期厚さを有するすべての鋳造プレート（合金１から合金５９）を熱間圧延した。熱間圧延工程の間、動的ナノ相微細化（メカニズム番号０、図８）がＴａｂｌｅ４（表３）の目標の化学組成において生じることが予測される。ロールが最小の力で接するように、圧延機のロールは圧延されたすべての試料について一定間隔で維持された。プロセスの間、試料は３２％から４５％までの間で変動する熱間圧下率を経た。熱間圧延後、Ｔａｂｌｅ７（表６）に記載のパラメーターに従って試料を熱処理した。一部の合金は構造番号１ａ（均質化モーダル構造）から直接構造番号２（ナノモーダル構造）を形成しなかったため、熱処理が用いられ、これらの場合、さらなる熱処理がメカニズム番号１（静的ナノ相微細化）を活性化した。

引張り試験片を、熱間圧延済み及び熱処理済みのシートからワイヤ放電加工（ＥＤＭ）を使用して切断した。Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、引張り特性をＩｎｓｔｒｏｎ機械的試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において測定した。すべての試験は室温で変位制御において行われ、下部の治具は固く保持され、上部の治具が動いた；ロードセルは上部の治具に取り付けられる。Ｔａｂｌｅ８（表７）において、降伏応力、極限引張強度、及び全伸びを含む引張試験結果のまとめを熱処理後の熱間圧延済みシートについて示す。機械的特性値は、本明細書において論じることになるように、合金化学組成及び処理条件に依存する。見られるように、極限引張強度値は４３１から１６１２ＭＰａまで変動する。引張り伸びは２．４から６４．７％まで変動する。降伏応力は２１２ＭＰａ〜９６６ＭＰａの範囲で測定される。引張試験の間、構造番号２（ナノモーダル構造）を示す試料はメカニズム番号２（動的ナノ相強化）を経て、構造番号３（高強度ナノモーダル構造）を形成する。

５０ｍｍの初期厚さを有するすべての鋳造プレート（合金６０〜６２）に、合金固相線温度に応じて１０７５〜１１００℃の温度で熱間圧延を施した。インラインのＬｕｃｉｆｅｒ ＥＨＳ３ＧＴ−Ｂ１８トンネル炉を採用しているＦｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１ １段階圧延機において圧延を行った。均質な温度を確実にするように、材料を熱間圧延温度において４０分の初期滞留時間で維持した。圧延機における各パスの後、試料をトンネル炉に戻し、熱間圧延パスの間に低下した温度を補正するための４分の温度回復滞留を行った。２回のキャンペーンにおいて熱間圧延を行い、第１のキャンペーンは６ｍｍの厚さまでおよそ８５％の総圧下率を得た。熱間圧延の第１のキャンペーンに続いて、１５０ｍｍ〜２００ｍｍ長さ１区間のシートを熱間圧延済み材料の中央から切り出した。次いでこの切断した区間を熱間圧延の第２のキャンペーンに使用して、両キャンペーンの間で９６％〜９７％の総圧下率となるようにした。すべての合金において使用される特定の熱間圧延パラメーターのリストはＴａｂｌｅ９（表８）で得られる。

次いで各合金の熱間圧延済みシートに、１．２ｍｍの厚さまで多数回パスでのさらなる冷間圧延を施した。圧延はＦｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１ １段階圧延機において行った。合金に使用される特定の冷間圧延パラメーターの例をＴａｂｌｅ１０（表９）に示す。

熱間及び冷間圧延後、引張り試験片をＥＤＭにより切断した。各合金の試料の一部を引張りについて試験した。熱間圧延及びその後の冷間圧延の後の合金の引張り特性をＴａｂｌｅ１１（表１０）に記載する。極限引張強度値は１４３８から１７８７ＭＰａまで変動し、引張り伸びは１．０〜２０．８％である。降伏応力は８０９〜１６４２ＭＰａの範囲である。これは図８の構造３に相当する。本明細書における鋼合金の機械的特性値は合金化学組成及び処理条件に依存することになる。冷間圧延圧下率はオーステナイト変態の量に影響し、合金における異なるレベルの強度をもたらす。

冷間圧延済み試料の一部をＴａｂｌｅ１２（表１１）に指定されるパラメーターで熱処理した。アルゴンガスパージ下でＬｕｃｉｆｅｒ ７ＧＴ−Ｋ１２密封ボックス炉において、又はＴｈｅｒｍＣｒａｆｔ ＸＳＬ−３−０−２４−１Ｃ管状炉において、熱処理を行った。空冷の場合、試験片を目標温度で目標の時間維持し、炉から取り出し、空気中で冷却する。制御冷却の場合、投入される試料について指定される速度で炉の温度を低下させる。

Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、引張り特性をＩｎｓｔｒｏｎ機械的試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において測定した。すべての試験は室温で変位制御において行われ、下部の治具は固く保持され、上部の治具が動いた； ロードセルは上部の治具に取り付けられる。

熱間圧延とその後の冷間圧延及び各種パラメーター［Ｔａｂｌｅ１２（表１１）］における熱処理後の、選択された合金の引張り特性をＴａｂｌｅ１３（表１２）に記載する。極限引張強度値は８１３ＭＰａから１３１６ＭＰａまで変動し得、引張り伸びは６．６〜３５．９である。降伏応力は２７４ＭＰａ〜８１５ＭＰａの範囲である。これは図８の構造２に相当する。本明細書における鋼合金の機械的特性値は、合金化学組成及び処理条件に依存することになる。

事例
事例番号１：実験室スケールにおける３段階の薄スラブ鋳造のモデリング
Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ鋳造機を使用した５〜５０ｍｍの範囲の各種厚さでのプレート鋳造を、薄スラブプロセス（図２）の段階１を模倣するのに使用した。商用純度の原料を使用して、Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従って特定の合金について各種質量の装入物を量り分けた。次いで装入物をＩｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機のるつぼ中に置いた。ＲＦ誘導を使用して原料を溶融させ、次いでＴａｂｌｅ１４（表１３）に記載の寸法を有するプレートを鋳造するために設計された銅ダイの中へ注ぎ入れた。５０ｍｍの厚さを有する合金２の鋳造プレートの例を図９に示す。

薄スラブプロセスの段階３（図２）を模倣する空気中での冷却を伴う、薄スラブプロセスの段階２を再現するＦｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機及びＬｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４雰囲気制御ボックス炉を使用して、すべての鋳造プレートに熱間圧延を施す。圧延の開始前に１１４０℃まで６０分間余熱された炉の中にプレートを置いた。次いでプレートを１回のパスあたり１０％〜２５％の圧下率で繰り返し圧延した。圧延ステップ間でプレートを１〜２分間炉内に置いて、それらの温度が戻るようにした。プレートが長くなりすぎてそれらを冷却させる炉内に収まらない場合は、より短い長さに切断し、次いで目標ゲージ厚さに向けて再度圧延する前に炉内で６０分再加熱した。薄スラブプロセスの段階２又は熱間圧延による厚スラブの最初の後処理ステップを模倣するために熱間圧延を適用した。熱間圧延後の空冷は、薄スラブプロセスの段階３又はインラインの熱間圧延後の厚スラブの冷却条件に相当する。

各種用途における特性及び性能の要件に応じて、鋳造プレートの多数回パスの熱間圧延によって生産されるシート試料に、薄スラブ製造後のシート後処理を模倣する本明細書における事例に記載されるようなさらなる処理（熱処理、冷間圧延、など）を施した。スラブ鋳造プロセス及び後処理方法の忠実なモデリングは、処理の各工程での本明細書における鋼合金の構造発達の予測を可能にし、改良された特性の組合せを有するシート鋼の製造につながるメカニズムを特定する。

事例番号２：鋳造プレート特性に対する熱処理効果
商用純度の原料を使用して、Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従って合金１、合金８、及び合金１６について各種質量の装入物を量り分けた。次いで装入物をＩｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機のるつぼ中に置いた。ＲＦ誘導を使用して原料を溶融させ、次いで薄スラブ鋳造プロセスの範囲内（典型的には２０〜１５０ｍｍ）である５０ｍｍの厚さを有するプレートを鋳造するために設計された銅ダイの中へ注ぎ入れた。各合金の鋳造プレートを、Ｔａｂｌｅ１５（表１４）に記載される各種パラメーターにより熱処理した。

鋳放し及び熱処理済みのプレートからＢｒｏｔｈｅｒ ＨＳ−３１００ワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して引張り試験片を切断した。Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、引張り特性をＩｎｓｔｒｏｎ機械的試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において試験した。すべての試験は室温で変位制御において行われ、下部の治具は固く保持され、上部の治具が動き、ロードセルは上部の治具に取り付けられた。ビデオ伸び計を歪み測定に使用した。

鋳放し及び熱処理済み条件の合金の引張り特性を図１０にプロットする。すべての３種の合金について、鋳放し状態と比較して熱処理済み試料においてわずかな特性の改善が見られた。しかし、特性はＴａｂｌｅ８（表７）に各合金について表された潜在能力をはるかに下回る。これは、合金が５０ｍｍで鋳造された（すなわち厚さが２ｍｍを超え、＜２５０Ｋ／秒で冷却された）ためと予測され、熱処理のみでは図８のメカニズムによって構造が微細化されないことになる。

熱処理によって生じた微細構造の変化を比較するため、鋳放し状態及び熱処理済み状態の試料をＳＥＭにより調べた。ＳＥＭ試験片を作るために、プレート試料の断面を切断し、ＳｉＣ紙により研磨し、次いで１μｍグリットまでのダイヤモンドメディアペーストで徐々に磨いた。仕上げ磨きは０．０２μｍグリットのＳｉＯ_２溶液で行った。鋳放し状態及び熱処理済み状態の合金１、合金８、及び合金１６からのプレート試料の微細構造を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃ．社製のＥＶＯ−ＭＡ１０走査電子顕微鏡を使用して走査電子顕微鏡法（ＳＥＭ）により調べた。

図１２〜１４は、熱処理前及び後のすべての３種の合金における微細構造のＳＥＭ像を示す。見られるように、すべての３種の合金からの鋳放しプレートにおいて、モーダル構造（構造番号１）が存在し、マトリクス結晶粒間に及びマトリクス粒界に沿ってホウ化物相が位置している。熱処理は、静的ナノ相微細化（メカニズム番号１、図８）によるマトリクス相内の結晶粒微細化を含むことがあるが、微細構造は粗いままであるように見え、加えて境界ホウ化物相の部分的な球状化のみが、熱処理後に以前の樹枝状境界に沿って局在して見られる。したがって、凝固直後のプレートの熱処理は、合金が大きい厚さで鋳造される場合に特性を実現するのに必要な微細化及び構造の均質化をもたらさず、比較的劣った特性を生じさせる。

したがって、高温熱処理によって生じる静的ナノ相微細化は大きい厚さ／小さい冷却速度で鋳造される試料において比較的効果がないことがわかる。静的ナノ相微細化が効果的とならない範囲は、特定の合金化学組成及びモーダル構造中の樹枝状晶のサイズによって決まることになるが、一般に２．０ｍｍ以上の鋳造厚さ及び２５０Ｋ／秒以下の冷却速度で生じる。

事例番号３：各種厚さを有するプレートの特性に対するＨＩＰサイクルの効果
Ｔａｂｌｅ４（表３）に記載される合金５８及び合金５９について１．８ｍｍ〜２０ｍｍの範囲の各種厚さでプレート鋳造を行った。１．８ｍｍの鋳放し厚さを有する薄いプレートを圧力真空鋳造機（ＰＶＣ）で鋳造した。商用純度の原料を使用して、Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従って３５ｇの装入物を量り分けた。次いで原料材料をアーク融解システムの銅炉床へ置いた。高純度アルゴンをシールドガスとして使用して、原料をアーク融解してインゴットとした。均質性を確実にするように、インゴットを数回ひっくり返し再溶融させた。約３０ｍｍの直径及び最も厚い場所で約９．５ｍｍの厚さで、個々にインゴットをディスク状に成形した。次いで得られるインゴットをＰＶＣチャンバー中に置き、ＲＦ誘導を使用して溶融させ、次いで１．８ｍｍの厚さを有する３×４インチのプレートを鋳造するように設計された銅ダイに排出した。

Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機を使用して、５〜２０ｍｍの厚さを有するプレートの鋳造を行った。商用純度の原料を使用して、Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従って特定の合金について各種質量の装入物を量り分けた。次いで装入物を鋳造機のるつぼ中に置いた。ＲＦ誘導を使用して原料を溶融させ、次いでＴａｂｌｅ１６（表１５）に記載の寸法を有するプレートを鋳造するために設計された銅ダイの中へ注ぎ入れた。

モリブデン炉を有し炉のチャンバーサイズが直径４インチ×高さ５インチであるＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５装置を使用して、各合金からの各プレートに熱間静水圧プレス（Ｈｏｔ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）（ＨＩＰ）を施した。プレートを目標温度に達するまで１０℃／分で加熱し、これらの研究における１時間の指定時間でガス圧力にさらした。スラブ鋳造での熱間圧延工程を模倣するために、ｉｎ−ｓｉｔｕの熱処理として及び鋳造の欠陥の一部を除去するための方法としてＨＩＰサイクルを使用したことに注意する。ＨＩＰサイクルパラメーターをＴａｂｌｅ１７（表１６）に記載する。ＨＩＰサイクル後、両方の合金からのプレートをボックス炉内で９００℃にて１時間熱処理した。

ＨＩＰ済みのままの状態並びにＨＩＰサイクル及び熱処理後のプレートからワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して引張り試験片を切断した。Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、引張り特性をＩｎｓｔｒｏｎ機械的試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において測定した。すべての試験は室温で変位制御において行われ、下部の治具は固く保持され、上部の治具が動き、ロードセルは上部の治具に取り付けられた。ＨＩＰサイクル及び熱処理による微細構造変化を比較するため、鋳放し、ＨＩＰ済み、及び熱処理済みの状態の試料を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃ．社製のＥＶＯ−ＭＡ１０ 走査電子顕微鏡を使用してＳＥＭにより調べた。ＳＥＭ試験片を作るために、プレート試料の断面を切断し、ＳｉＣ紙により研磨し、次いで１μｍグリットまでのダイヤモンドメディアペーストで徐々に磨いた。仕上げ磨きは０．０２μｍグリットのＳｉＯ_２溶液で行った。

ＨＩＰサイクル後の両方の合金からのプレートの引張り特性をプレート厚さの関数として図１４に示す。鋳放し厚さの増加と共に特性の著しい低下が両方の合金で見られた。両方の合金が１．８ｍｍで鋳造された場合に最良の特性が得られた。

合金５９についての鋳放し状態及びＨＩＰサイクル後のプレートにおける微細構造の例を、図１５〜図１７に示す。鋳放し条件のプレートにおいてモーダル構造（構造番号１）を観察することができ（図１５ａ、図１６ａ、図１７ａ）、鋳造プレート厚さの関数として樹枝状晶サイズが増加する。ＨＩＰサイクル後、モーダル構造は静的ナノ相微細化（メカニズム番号１）によってナノモーダル構造（構造番号２）へ部分的に変態し得るが、構造は粗いように見える（個々の結晶粒サイズはＳＥＭ分解能を超えることに注意する）。しかし、すべての場合で見られるように（図１５ｂ、図１６ｂ、図１７ｂ）、ホウ化物相は好ましくは、凝固の際に形成される第１樹枝状晶に沿って並んでいる。著しく小さい樹枝状晶（１．８ｍｍ厚さでの鋳造の場合）が、ホウ化物のより均質な分布をもたらし、より大きい厚さを有する鋳造プレート（図１５ｂ）の特性と比較してより良好な特性につながる。ＨＩＰサイクル後のさらなる熱処理は、すべてのプレートにおいて特性の改善をもたらし、両方の合金からの１．８ｍｍ厚さのプレートでより顕著な効果がある（図１８）。より大きい厚さ（すなわち５〜２０ｍｍ）で鋳造された試料では、特性の改善は最小である。

この事例は、高温でのＨＩＰサイクル及びさらなる熱処理がマトリクス相内のある程度のレベルの結晶粒微細化を含む場合があるが、静的ナノ相微細化は一般に効果がないことを実証している。加えて境界ホウ化物相の部分的な球状化のみがＨＩＰサイクル後に見られ、複雑なホウ化物相がマトリクス粒界に沿って局在化している。

事例番号４：各種厚さを有するプレートの特性に対する熱間圧延の効果
Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機を使用して、５ｍｍ〜２０ｍｍの範囲の各種厚さを有するプレートを合金１及び 合金２から鋳造した。商用純度の原料を使用して、Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従って特定の合金について各種質量の装入物を量り分けた。次いで装入物を鋳造機のるつぼ中に置いた。ＲＦ誘導を使用して原料を溶融させ、次いでＴａｂｌｅ１５（表１４）に記載の寸法を有するプレートを鋳造するために設計された銅ダイの中へ注ぎ入れた。Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機及びＬｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４雰囲気制御ボックス炉を使用して、各合金の各プレートに熱間圧延を施した。圧延の開始前に１１４０℃まで６０分間余熱された炉の中にプレートを置いた。次いでプレートを１０％〜２５％の圧下率の多数回パスにより熱間圧延し、薄スラブプロセスの段階２における複数スタンドの熱間圧延（図２）又は厚スラブ鋳造における熱間圧延プロセス（図１）を模倣した。熱間圧延の総圧下率は、プレートの鋳造厚さに応じて７５〜８８％であった。合金１の熱間圧延プレートの例を図１９に示す。両方の合金についての各プレートの熱間圧延の圧下率値をＴａｂｌｅ１８（表１７）に示す。

熱間圧延後のプレートからワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して引張り試験片を切断した。Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、引張り特性をＩｎｓｔｒｏｎ機械的試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において測定した。すべての試験は室温で変位制御において行われ、下部の治具は固く保持され、上部の治具が動き、ロードセルは上部の治具に取り付けられた。熱間圧延の前及び後における、初期の各種厚さを有するプレートの微細構造を比較するために、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃ．社製のＥＶＯ−ＭＡ１０走査電子顕微鏡を使用して、選択された試料についてＳＥＭ分析を行った。ＳＥＭ試験片を作るために、合金１のプレート試料の断面を切断し、ＳｉＣ紙により研磨し、次いで１μｍグリットまでのダイヤモンドメディアペーストで徐々に磨いた。仕上げ磨きは０．０２μｍグリットのＳｉＯ_２溶液で行った。

各種厚さで鋳造され熱間圧延された合金１及び合金２のプレートの引張り特性を図２０に示す。見られるように、熱間圧延前では、鋳放し常態における両方の合金はより低い強度及び延性を示し、より高い度合いの試料間の特性のばらつきがあった。熱間圧延後、すべての厚さにおける両方の合金からの試料は、引張り特性及び試料どうしの特性のばらつきの減少において著しい改善を示した。５ｍｍ厚さで鋳造されたプレートはわずかに低い特性を有し、これは、いくつかの鋳造物内の欠陥がまだ存在し得る場合の、より低い熱間圧延圧下率によって説明できる。熱間圧延後の合金１のプレート試料のＳＥＭ分析は、初期の鋳造厚さとは関係なく、熱間圧延済みシートの体積全体にわたって同様の構造を示した（図２１〜図２３）。熱処理（図１１〜図１３）及びＨＩＰサイクル（図１５〜１８）とは対照的に、熱間圧延は動的ナノ相微細化（メカニズム番号０、図８）による構造の均質化をもたらし、本明細書において調べたいかなる鋳造厚さにおいても均質化モーダル構造（構造番号１ａ、図８）が形成される。均質化モーダル構造の形成は、いくつかの熱間圧延サイクル後に鋳放し試料を超える著しい特性の改善をもたらす。

この事例は、動的ナノ相微細化（メカニズム番号０、図８）による均質化モーダル構造（構造番号１ａ、図８）の形成が、完了時に目標のナノモーダル構造（構造番号２、図８）への変態をもたらすことを実証し、これは大きい厚さで鋳造された合金における比較的均一な構造及び特性を得るのに好ましいプロセス経路である。

事例番号５：合金１及び合金２の熱間圧延済みシートに対する熱処理の効果
薄スラブプロセスの段階１（図２）を模倣するために、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機を使用して、合金１及び合金２から５０ｍｍ厚さを有するプレート鋳造を行った。商用純度の原料を使用して、Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従って合金１及び合金２について各種質量の装入物を量り分けた。次いで装入物を鋳造機のるつぼ中に置いた。ＲＦ誘導を使用して原料を溶融させ、次いで５０ｍｍ厚さを有するプレートを鋳造するために設計された銅ダイの中へ注ぎ入れた。Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機及びＬｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４雰囲気制御ボックス炉を使用して、各合金のプレートに熱間圧延を施した。圧延の開始前に１１４０℃まで６０分間余熱された炉の中にプレートを置いた。次いでプレートを１回のパスあたり１０％〜２５％の圧下率で３．５ｍｍ厚さまで繰り返し圧延し、薄スラブプロセスの段階２における複数スタンドの熱間圧延（図２）又は厚スラブ鋳造における熱間圧延工程（図１）を模倣した。圧延ステップ間でプレートを１〜２分間炉内に置いて、次の圧延パスのための温度までそれらが部分的に戻るようにした。プレートが長くなりすぎてそれらを冷却させる炉内に収まらない場合は、より短い長さに切断し、次いで目標ゲージ厚さに向けて再度圧延する前に炉内で６０分再加熱した。両方の合金について９３％の総圧下率が得られた。熱間圧延シートをＴａｂｌｅ１９（表１８）に記載される各種パラメーターで熱処理した。

合金１及び合金２の熱間圧延済み及び熱処理済みのシートから、Ｂｒｏｔｈｅｒ ＨＳ−３１００ワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して引張り試験片を切断した。Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、引張り特性をＩｎｓｔｒｏｎ機械的試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において試験した。すべての試験は室温で変位制御において行われ、下部の治具は固く保持され、上部の治具が動き、ロードセルは上部の治具に取り付けられた。非接触ビデオ伸び計を歪み測定に使用した。

各種パラメーターで熱間圧延及び熱処理した後の合金１及び合金２のシートの引張り特性を図２４にプロットする。熱処理温度の増加と共に特性が改善する一般的な傾向がある。

この事例は、５０ｍｍ厚さで鋳造され熱間圧延において動的ナノ相微細化（メカニズム番号０、図８）を経て均質化モーダル構造（構造番号１ａ、図８）の形成をもたらす場合に、本明細書における合金において改良された特性の組合せを得ることができることを実証している。その後の熱処理は、合金化学組成、熱間圧延パラメーター、及び施される熱処理に応じて、静的ナノ相微細化（メカニズム番号１、図８）によるナノモーダル構造（構造番号２、図８）への部分的又は完全な変態をもたらす。

事例番号６：各種条件における５０ｍｍ厚さの鋳造プレートの引張り特性
薄スラブプロセスの段階１（図２）を模倣するために、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機を使用して、合金１及び合金２から５０ｍｍ厚さを有するプレート鋳造を行った。商用純度の原料を使用して、Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従って合金１及び合金２について各種質量の装入物を量り分けた。次いで装入物を鋳造機のるつぼ中に置いた。ＲＦ誘導を使用して原料を溶融させ、次いで５０ｍｍ厚さを有するプレートを鋳造するために設計された銅ダイの中へ注ぎ入れた。Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機及びＬｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４雰囲気制御ボックス炉を使用して、各合金のプレートに熱間圧延を施した。圧延の開始前に１１４０℃まで６０分間余熱された炉の中にプレートを置いた。次いでプレートを１回のパスあたり１０％〜２５％の圧下率で３．５ｍｍ厚さまで繰り返し圧延し、薄スラブプロセスの段階２における複数スタンドの熱間圧延（図２）又は厚スラブ鋳造における熱間圧延工程（図１）を模倣した。圧延工程間でプレートを１〜２分間炉内に置いて、それらの温度が戻るようにした。プレートが長くなりすぎてそれらを冷却させる炉内に収まらない場合は、より短い長さに切断し、次いで目標ゲージ厚さに向けて再度圧延する前に炉内で６０分再加熱した。両方の合金について９６％の総圧下率が得られた。

熱間圧後のプレートの微細構造を評価するために、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃ．社製のＥＶＯ−ＭＡ１０走査電子顕微鏡を使用して、両方の合金からのプレート試料についてＳＥＭ分析を行った。ＳＥＭ試験片を作るために、合金１のプレート試料の断面を切断し、ＳｉＣ紙により研磨し、次いで１μｍグリットまでのダイヤモンドメディアペーストで徐々に磨いた。仕上げ磨きは０．０２μｍグリットのＳｉＯ_２溶液で行った。５０ｍｍの鋳放し厚さを有する合金１及び合金２のプレートの、圧下率９６％の熱間圧延後における微細構造のＳＥＭ像を図２５及び図２６にそれぞれ示す。見られるように、両方の合金についてプレート厚さ全体にわたって均質な構造が見られ、熱間圧延の間に動的ナノ相微細化（メカニズム番号０、図８）の結果として均質化モーダル構造（構造番号１ａ、図８）が形成されることを裏付けた。

厚スラブ又は薄スラブプロセスにより生産されるシートの可能な後処理を模倣するために、３９％の圧下率でさらなる冷間圧延を、その後の熱処理と共に施した。合金１の圧延済みシートを９５０℃で６時間熱処理し、合金２の圧延済みシートを１１５０℃で２時間熱処理した。合金１及び合金２のシートからＢｒｏｔｈｅｒ ＨＳ−３１００ワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して引張り試験片を切断した。Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、引張り特性をＩｎｓｔｒｏｎ機械的試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において試験した。すべての試験は室温で変位制御において行われ、下部の治具は固く保持され、上部の治具が動き、ロードセルは上部の治具に取り付けられた。非接触のビデオ伸び計を歪み測定に使用した。

熱間圧延済み、熱間圧延されその後冷間圧延される、並びに熱間圧延されその後冷間圧延及び熱処理される条件における、合金１及び合金２の引張り特性を図２７にプロットする。熱間圧延済みのデータは、凝固、熱間圧延、及びコイリングを含む薄スラブ製造の場合の、製造されたままの状態に相当するシートの特性を表す。冷間圧延は、シート厚さを２ｍｍまで減少させるために熱間圧延済みシートに施され、動的ナノ相強化メカニズムによるシート材料の著しい強化をもたらす。熱間圧延及び冷間圧延済みシートのその後の熱処理は、１０００〜１２００ＭＰａの強度及び１７〜２４％の範囲の延性を含む特性をもたらす。最終的な特性は、合金化学組成並びに鋳造及び後処理パラメーターに応じて変動し得る。

この事例は、５０ｍｍ厚さで鋳造され熱間圧延における動的ナノ相微細化（メカニズム番号０、図８）を経て均質化モーダル構造（構造番号１ａ、図８）の形成に至る場合に、本明細書における合金において改良された特性の組合せを得ることができることを実証している。ナノモーダル構造（構造番号２、図８）への部分的又は完全な変態も、合金化学組成及び熱間圧延パラメーターに応じて熱間圧延時に生じ得る。主な違いは、構造番号１ａ（均質化モーダル構造）がメカニズム番号０（動的ナノ相微細化）の特定数のサイクルの後に構造番号２（ナノモーダル構造）へ直接変態するか、又はメカニズム番号１（静的ナノ相微細化）を活性化させて構造番号２（ナノモーダル構造）を形成するのにさらなる熱処理が必要であるかという点である。その後の冷間圧延による後処理は、動的ナノ相強化（メカニズム番号２、図８）による高強度ナノモーダル構造（構造番号３、図８）の形成につながる。

事例番号７：合金１及び合金２のシート特性に対する鋳放し厚さの効果
Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ鋳造機を使用して、５〜５０ｍｍの範囲の各種厚さを有するプレートを鋳造した。商用純度の原料を使用して、Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従って特定の合金について各種質量の装入物を量り分けた。次いでＴａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従う合金１及び合金２についての装入物をＩｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機のるつぼ中に置いた。ＲＦ誘導を使用して原料を溶融させ、次いでＴａｂｌｅ１３（表１２）に記載の寸法を有するプレートを鋳造するために設計された銅ダイの中へ注ぎ入れた。Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機及びＬｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４雰囲気制御ボックス炉を使用して、各合金のすべてのプレートに熱間圧延を施した。圧延の開始前に１１４０℃まで６０分間余熱された炉の中にプレートを置いた。次いでプレートを１．２〜１．４ｍｍの厚さまで繰り返し圧延した。薄スラブプロセスにより製造されるシートの可能な後処理を模倣するために、３９％の圧下率でさらなる冷間圧延を、その後の１１５０℃で２時間の熱処理と共に熱間圧延済みプレートに施した。

合金１及び合金２の熱間圧延済み及び熱処理済みのシートから、Ｂｒｏｔｈｅｒ ＨＳ−３１００ワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して引張り試験片を切断した。Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、引張り特性をＩｎｓｔｒｏｎ機械的試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において試験した。すべての試験は室温で変位制御において行われ、下部の治具は固く保持され、上部の治具が動き、ロードセルは上部の治具に取り付けられた。ビデオ伸び計を歪み測定に使用した。両方の合金の引張りデータを図２８にプロットする。同様の強度、並びに合金１については２０〜２９％及び合金２については１９〜２６％の範囲の延性を含む一貫した特性が、鋳放し厚さに関係なく後処理済みシートにおいて測定された。

この事例は、熱間圧延の間に動的ナノ相微細化（メカニズム番号０、図８）によって合金１及び合金２プレートに均質化モーダル構造（構造番号１ａ、図８）が形成され、初期の鋳造厚さとは関係なく一貫した特性が得られることを実証している。すなわち、モーダル構造から出発し、動的ナノ相微細化を経て均質化モーダル構造となるならば、構造１に存在する初期の鋳造厚さ（すなわちモーダル構造の厚さが２．０ｍｍ以上である場合、例えば２．０ｍｍ以上の厚さから５００ｍｍの厚さまでなど）に関係なく、図８に示す手順を続けて有用な機械的特性を得ることができる。

事例番号８：熱間圧延後のシート微細構造に対する熱処理の効果
Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機を使用して、合金２から２０ｍｍの厚さを有するプレートを鋳造した。商用純度の原料を使用して、Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従って特定の合金について各種質量の装入物を量り分けた。次いで装入物を鋳造機のるつぼ中に置いた。ＲＦ誘導を使用して原料を溶融させ、次いで２０ｍｍ厚さを有するプレートを鋳造するために設計された銅ダイの中へ注ぎ入れた。Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機及びＬｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４雰囲気制御ボックス炉を使用して、鋳造プレートに熱間圧延を施した。圧延の開始前に１１４０℃まで６０分間余熱された炉の中にプレートを置いた。次いでプレートを１０％〜２５％の圧下率の複数回パスで熱間圧延し、薄スラブプロセスの段階２における複数スタンドの熱間圧延（図２）又は厚スラブ鋳造における熱間圧延プロセス（図１）を模倣した。熱間圧延の総圧下率は８８％であった。熱間圧延後、得られたシートを９５０℃で６時間熱処理した。

熱処理による微細構造変化を比較するために、熱間圧延後の試料及びさらなる熱処理後の試料をＳＥＭにより調べた。ＳＥＭ試験片を作るために、シート試料の断面を切断し、ＳｉＣ紙により研磨し、次いで１μｍグリットまでのダイヤモンドメディアペーストで徐々に磨いた。仕上げ磨きは０．０２μｍグリットのＳｉＯ_２溶液で行った。Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃ．社製のＥＶＯ−ＭＡ１０走査電子顕微鏡を使用して、熱間圧延及び熱処理後の合金２のシート試料の微細構造を走査電子顕微鏡法（ＳＥＭ）により調べた。

図２９は８８％の圧下率での熱間圧延後のシートの微細構造を示す。熱間圧延が構造の均質化をもたらし、動的ナノ相微細化（メカニズム番号０、図８）による均質化モーダル構造（構造番号１ａ、図８）の形成に至ったことが分かる。しかし、外層領域では、微細ホウ化物相はサイズが比較的均一でありマトリクス中に均質に分布しいているが、一方で中心層領域では、ホウ化物相が熱間圧延により効果的に破壊されているにもかかわらず、ホウ化物相の分布は外層ほど均質ではない。ホウ化物分布は均質ではないことが分かる。９５０℃で６時間のさらなる熱処理後、図３０に示すように、ホウ化物相は外層及び中心層領域の両方で均質に分布している。加えて、ホウ化物はよりサイズが均一になる。図２９と図３０との比較もまた、ホウ化物相のアスペクト比が熱処理後により小さく、そのモルフォロジーが球状形状に近く、熱処理後にホウ化物サイズがシート体積の全体にわたってより均一であることを示唆している。さらなる熱処理後の微細構造は、ナノモーダル構造（構造番号２、図８）の典型である。ナノモーダル構造の形成により、熱処理済みシート試料は引張試験の間に高強度ナノモーダル構造へ変態し、熱処理前の１１９３ＭＰａの極限引張強度（ＵＴＳ）、及び１７．９％の伸びと比較して、１２２２ＭＰａのＵＴＳ及び２６．２％の引張り伸びが得られ、構造の最適化に対する熱処理の効果を明確に示している。

この事例は、均質化モーダル構造（構造番号１ａ、図８）を有するシート材料において生じる、熱間圧延後、熱処理中の静的ナノ相微細化（メカニズム番号１、図８）による本明細書における合金のナノモーダル構造形成（構造番号２、図８）の重要性を実証しており、その後に続くシートの変形中の動的ナノ相強化（メカニズム番号２）の有効性に必要な構造の最適化につながる。

事例番号９：熱処理後の合金８の特性に対する熱処理の効果
商用純度の原料を使用して、Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従って合金８について各種質量の装入物を量り分けた。元素構成成分を秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機を使用して装入物を５０ｍｍ厚さで鋳造した。ＲＦ誘導を使用して原料を溶融させ、水冷された銅ダイの中へ注ぎ入れた。Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機及びＬｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４雰囲気制御ボックス炉を使用して、鋳造プレートに熱間圧延を施した。各合金の固相線温度を５０℃下回る温度での４０分のソークに続いて、数回の圧延パスによって、厚さがおよそ９６％減少するまで試料を熱間圧延して、薄スラブ製造の段階２を模倣した。圧延パス間で、スラブ内の熱間圧延温度を維持するためにおよそ３分の滞留を用いた。熱間圧延済みシートを、不活性雰囲気中でＴａｂｌｅ２０（表１９）の熱処理スケジュールに従って熱処理した。

合金８の圧延及び熱処理済みのシートから、Ｂｒｏｔｈｅｒ ＨＳ−３１００ワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して引張り試験片を切断した。Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、引張り特性をＩｎｓｔｒｏｎ機械的試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において試験した。すべての試験は室温で変位制御において行われ、下部の治具は固く保持され、上部の治具が動き、ロードセルは上部の治具に取り付けられた。ビデオ伸び計を歪み測定に使用した。各種条件で熱処理した後の合金８の引張りデータを図３１ａにプロットする。合金８の引張り特性は、さらなる熱間圧延及び熱処理により改善することが示されている。熱間圧延による９６％の厚さ減少の後、引張り伸びは＞１０％であり引張強度はおよそ１３００ＭＰａである。ＨＴ３条件［Ｔａｂｌｅ１９（表１８）］で熱処理された合金８は、およそ１３００ＭＰａの引張強度と共に＞１５％の引張り伸びを有する。図３１ｂは、熱間圧延圧下率の増加とその後の熱処理により合金挙動の改善を示す、代表的な応力歪み曲線を示す。

この事例は、ナノモーダル構造（構造番号２、図８）へのより完全な変態が起こる場合、さらなる熱間圧延サイクル及びより長時間［ＨＴ１、Ｔａｂｌｅ１９（表１８）］又はより高温［ＨＴ３、Ｔａｂｌｅ１９（表１８）］での熱処理の後で、合金８シートのより良好な特性が得られることを実証している。

事例番号１０： ５０ｍｍ厚さで鋳造された合金１６の特性に対する熱処理の効果
商用純度の原料を使用して、Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従って合金１６について各種質量の装入物を量り分けた。元素構成成分を秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機を使用して装入物を５０ｍｍ厚さで鋳造した。ＲＦ誘導を使用して原料を溶融させ、水冷された銅ダイの中へ注ぎ入れた。スラブ鋳造は薄スラブ製造の段階１に相当する。Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機及びＬｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４雰囲気制御ボックス炉を使用して、鋳造プレートに熱間圧延を施した。合金１６の固相線温度を５０℃下回る温度での４０分のソークに続いて、数回の圧延パス（全１０回）によって、厚さがおよそ９６％減少するまで試料を熱間圧延して、薄スラブ製造の段階２を模倣した。圧延パス間で、スラブ内の熱間圧延温度を維持するためにおよそ３分の滞留を用いた。熱間圧延工程の間、動的ナノ相微細化（メカニズム番号０）が活性化された。熱間圧延済みシートを、不活性雰囲気中でＴａｂｌｅ２１（表２０）の熱処理スケジュールに従って熱処理した。

合金１６の圧延及び熱処理済みのシートから、Ｂｒｏｔｈｅｒ ＨＳ−３１００ワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して引張り試験片を切断した。Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、引張り特性をＩｎｓｔｒｏｎ機械的試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において試験した。すべての試験は室温で変位制御において行われ、下部の治具は固く保持され、上部の治具が動き、ロードセルは上部の治具に取り付けられた。ビデオ伸び計を歪み測定に使用した。各種条件で熱処理した後の合金１６の引張りデータを図３２にプロットする。合金１６の引張り特性は、さらなる熱間圧延及び熱処理により改善することが示されている。熱間圧延による９６％の厚さ減少の後、引張り伸びは＞２５％であり引張強度はおよそ１１００ＭＰａである。ＨＴ６条件［Ｔａｂｌｅ２０（表１９）］で熱処理された合金１６は、およそ１０５０ＭＰａの引張強度と共に＞３５％の引張り伸びを有する。

この事例は、最高温度［ＨＴ６、Ｔａｂｌｅ２１（表２０）］で熱処理した後の合金１６熱間圧延済みシートにおいてより良好な特性を得ることができることを実証しており、これはこの合金における、静的ナノ相微細化（メカニズム番号１、図８）によるナノモーダル構造（構造番号２、図８）への完全な変態のための最適な条件に相当すると思われる。

事例番号１１： ５０ｍｍ厚さで鋳造された合金２４の特性に対する熱処理の効果
商用純度の原料を使用して、Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従って合金２４について各種質量の装入物を量り分けた。元素構成成分を秤量し、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機を使用して装入物を５０ｍｍ厚さで鋳造した。ＲＦ誘導を使用して原料を溶融させ、次いで水冷された銅ダイの中へ注ぎ入れた。スラブ鋳造は薄スラブ製造の段階１に相当する。Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機及びＬｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４雰囲気制御ボックス炉を使用して、鋳造プレートに熱間圧延を施した。合金の固相線温度を５０℃下回る温度での４０分のソークに続いて、数回の圧延パスによって、厚さがおよそ９６％減少するまで試料を熱間圧延して、薄スラブ製造の段階２を模倣した。圧延パス間で、スラブ内の熱間圧延温度を維持するためにおよそ３分の炉の滞留を用いた。熱間圧延済みシートを、不活性雰囲気中でＴａｂｌｅ２２（表２１）の熱処理スケジュールに従って熱処理した。

合金２４の圧延済み及び熱処理済みのシートから、Ｂｒｏｔｈｅｒ ＨＳ−３１００ワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して引張り試験片を切断した。Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、引張り特性をＩｎｓｔｒｏｎ機械的試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において試験した。すべての試験は室温で変位制御において行われ、下部の治具は固く保持され、上部の治具が動き、ロードセルは上部の治具に取り付けられた。ビデオ伸び計を歪み測定に使用した。各種条件で熱処理した後の合金２４の引張りデータを図３３ａにプロットする。合金２４の引張り特性は、さらなる熱間圧延及び熱処理により改善することが示されている。熱間圧延による９６％の厚さ減少の後、引張り伸びは＞２０％であり引張強度はおよそ１３００ＭＰａである。ＨＴ３条件で熱処理された合金２４は、およそ１２００ＭＰａの引張強度と共に＞２１％の引張り伸びを有する。図３３ｂは、延性の減少を伴う熱間圧延後の熱処理の温度を増加させることにより合金延性の改善を示す、代表的な応力歪み曲線を示す。

この事例は、すべての３つの条件での熱処理が延性の増加と共に強度の減少をもたらしたことを実証しており、動的ナノ相微細化（メカニズム番号０、図８）及び静的ナノ相微細化（メカニズム番号１、図８）の両方が活性化され得る熱間圧延の間に、この合金においてナノモーダル構造（構造番号２、図８）の形成が起こり得ることを示唆している。さらなる熱処理はある程度の構造の粗大化につながる場合があり、それにより強度が減少する。

事例番号１２：合金１シートの微細構造に対する塑性変形の効果
５０ｍｍ厚さの合金１プレートを、それぞれ８５．２％及び７３．９％の２ステップの圧下により、１１５０℃で熱間圧延し、次いで９５０℃で６時間熱処理した。熱処理後の試料について引張試験を行った。単軸変形の前及び後の試料の微細構造を透過電子顕微鏡法（ＴＥＭ）により調べた。引張り変形の前及び後の状態をそれぞれ表す、試験片のつかみ部及び引張りゲージから、ＴＥＭ試験片を切断した。ＴＥＭ試料の調製手順は、切断、薄膜化加工、電解研磨を含む。最初に、試料を放電加工機で切断し、次いで毎回グリットサイズを下げたパッドで研削することにより薄膜化加工した。９μｍ、３μｍ、及び１μｍのダイヤモンド懸濁液溶液でそれぞれ研磨することにより、６０〜７０μｍ厚さまでさらに薄膜化する。直径が３ｍｍのディスクを箔から打ち抜き、ツインジェット研磨機を使用して電解研磨により仕上げ研磨を終えた。使用された化学溶液はメタノール基剤中に混合された３０％硝酸であった。薄い領域がＴＥＭ観察に不十分である場合、Ｇａｔａｎ Ｐｒｅｃｉｓｉｏｎ Ｉｏｎ Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ Ｓｙｓｔｅｍ（ＰＩＰＳ）を使用してＴＥＭ試験片をイオンミリングした。イオンミリングは通常４．５ｋｅＶで行われ、傾き角を４°から２°へ下げて薄い領域を広げた。

ＴＥＭ調査は２００ｋＶで操作されるＪＥＯＬ ２１００高分解能顕微鏡を使用して行った。熱間圧延及び熱処理後で変形前の合金１プレートにおける微細構造のＴＥＭ像を図３４に示す。合金１スラブ試料は熱間圧延に起因するテクスチャーのある微細構造を示すことが分かる。微細構造の微細化も試料において見られる。試料は引張り変形前に熱処理されたので、微細構造の微細化は、熱処理の間に静的ナノ相微細化（メカニズム番号、図８）が起こりナノモーダル構造（構造番号２、図８）の形成につながることを示している。熱処理前の熱間圧延は、マトリクス中のホウ化物相の均質な分布をもたらし、このとき均質化モーダル構造（構造番号１ａ、図８）が形成された。この合金中の均質化モーダル構造はタイプ２（Ｔａｂｌｅ３）に相当する。図３４に示すように、サイズが２００〜５００ｎｍのマトリクス結晶粒を熱処理後の試料中に見つけることができる。マトリクス結晶粒内で、積層欠陥も見つけることができ、オーステナイト相の形成を示唆している。

図３５は、引張り試験片のゲージ断面から採取した試料の明視野ＴＥＭ像を示す。見られるように、高強度ナノモーダル構造（構造番号３、図８）の形成を伴う動的ナノ相強化（メカニズム番号２、図８）によって、さらなる構造の微細化が変形の間に生じる。サイズが２００〜３００ｎｍである結晶粒が一般にマトリクス中で観察され、六方相の非常に微細な析出物を見いだすことができる。加えて、変形前の試料中に示された積層欠陥は引張り変形後に消滅し、引張り変形の間にオーステナイトがフェライトへ変態しマトリクス結晶粒中で転位が生じることを示唆している。

この事例は、最初に５０ｍｍ厚さで鋳造されその後熱間圧延及び熱処理された合金１における、高強度ナノモーダル構造のの形成（構造番号３、図８）を示している。可能なメカニズムによる構造の発達は図８に示される経路をたどる。

事例番号１３：合金８シートの微細構造に対する塑性変形の効果
５０ｍｍ厚さの合金８プレートの試料を、１１５０℃で熱間圧延し９５０℃で６時間熱処理した。熱処理後の試料について引張試験を行った。引張り変形の前及び後の試料の微細構造を透過電子顕微鏡法（ＴＥＭ）により調べた。引張り変形の前及び後の状態をそれぞれ表す、試験片のつかみ部及び引張りゲージから、ＴＥＭ試験片を切断した。ＴＥＭ試料の調製手順は、切断、薄膜化加工、電解研磨を含む。最初に、試料を放電加工機（ＥＤＭ）で切断し、次いで毎回グリットサイズを下げたパッドで研削することにより薄膜化加工した。９μｍ、３μｍ、及び１μｍのダイヤモンド懸濁液溶液でそれぞれ研磨することにより、６０〜７０μｍ厚さまでさらに薄膜化した。直径が３ｍｍのディスクを箔から打ち抜き、ツインジェット研磨機を使用して電解研磨により仕上げ研磨を終えた。使用された化学溶液はメタノール基剤中に混合された３０％硝酸であった。薄い領域がＴＥＭ観察に不十分である場合、Ｇａｔａｎ Ｐｒｅｃｉｓｉｏｎ Ｉｏｎ Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ Ｓｙｓｔｅｍ（ＰＩＰＳ）を使用してＴＥＭ試験片をイオンミリングした。イオンミリングは通常４．５ｋｅＶで行われ、傾き角を４°から２°へ下げて薄い領域を広げた。ＴＥＭ調査は２００ｋＶで操作されるＪＥＯＬ ２１００高分解能顕微鏡を使用して行った。

熱間圧延及び熱処理後で変形前の合金８プレートにおける微細構造のＴＥＭ像を図３６ａに示す。見られるように、変形前の合金８試料は微細化された微細構造を示し、これは数百ナノメートルの結晶粒が試料中で見いだされためであり、均質化モーダル構造（構造番号１ａ、図８）が形成され、熱処理の間にナノモーダル構造（構造番号２、図８）の形成を伴う静的ナノ相微細化（メカニズム番号１、図８）の活性化が後に続くことを裏付けている。さらに、層状タイプの構造と同様、マトリクス結晶粒において明暗コントラストの変調が示されている。層様の構造的特徴の存在は、この合金における均質化モーダル構造がタイプ３である（Ｔａｂｌｅ３）ことを示している。均質化モーダル構造（構造番号１ａ、図８）が形成される熱間圧延の間、ホウ化物相が効果的に破壊された。

引張り変形後、さらなる微細構造の微細化が試料において見られ、ナノサイズ析出物の形成が合金８において見いだされた。図３６ｂに示すように、初期のナノサイズ析出物を示すわずかに暗いコントラストは、変形前のマトリクス中ではほとんど見ることができない。変形後、ナノサイズ析出物は図３６ｂに示すようにより強いコントラストを作り出すように見える。ナノサイズ析出物の変化は高倍率の像によってさらに明らかになる。図３７は、より高倍率での変形前及び後のマトリクス構造を示す。変形前のナノサイズ析出物によって示される弱いコントラストとは対照的に、図３７で見ることができるように、析出物は変形後により多く生成されている。析出物領域の詳細な図は、それらがいくつかのより小さい析出物で構成されていることを示唆している（図３７ｂ）。高分解能ＴＥＭによる研究は、ナノサイズ析出物の構造をさらに明らかにしている。図３８に示すように、ナノサイズ析出物の格子はマトリクスとは区別されるが、それらの形状は明確に規定されず、それらは辛うじて形成されおそらくマトリクスと干渉していた可能性があることを示唆している。変形後、析出物は一般に５ｎｍ以下のサイズでよく識別できる。

この事例は、最初に５０ｍｍ厚さで鋳造されその後熱間圧延及び熱処理された合金８における高強度ナノモーダル構造の形成（構造番号３、図８）を示す。メカニズムによる構造の発達は図８に示される経路をたどる。

事例番号１４：合金１６シートの微細構造に対する塑性変形の効果
５０ｍｍ厚さの合金１６プレートの試料を、１１５０℃で熱間圧延し１１５０℃で２時間熱処理した。熱処理後の試料について引張試験を行った。引張り変形の前及び後の試料の微細構造を透過電子顕微鏡法（ＴＥＭ）により調べた。引張り変形の前及び後の状態をそれぞれ表す、試験片のつかみ部及び引張りゲージから、ＴＥＭ試験片を切断した。ＴＥＭ試料の調製手順は、切断、薄膜化加工、電解研磨を含む。最初に、試料を放電加工機で切断し、次いで毎回グリットサイズを下げたパッドで研削することにより薄膜化加工した。９μｍ、３μｍ、及び１μｍのダイヤモンド懸濁液溶液でそれぞれ研磨することにより、６０〜７０μｍ厚さまでさらに薄膜化する。直径が３ｍｍのディスクを箔から打ち抜き、ツインジェット研磨機を使用して電解研磨により仕上げ研磨を終えた。使用された化学溶液はメタノール基剤中に混合された３０％硝酸であった。薄い領域がＴＥＭ観察に不十分である場合、Ｇａｔａｎ Ｐｒｅｃｉｓｉｏｎ Ｉｏｎ Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ Ｓｙｓｔｅｍ（ＰＩＰＳ）を使用してＴＥＭ試験片をイオンミリングした。イオンミリングは通常４．５ｋｅＶで行われ、傾き角を４°から２°へ下げて薄い領域を広げた。ＴＥＭ調査は２００ｋＶで操作されるＪＥＯＬ ２１００高分解能顕微鏡を使用して行った。

変形前の合金１６スラブ試料のＴＥＭ像を図３９ａに示す。合金１６スラブ試料は熱間圧延に起因するテクスチャーのある微細構造を示すことが分かる。圧延のテクスチャーは図３９ｂに示される暗視野ＴＥＭ像によりさらに明らかにされる。しかし、微細構造の微細化が試料において見られる。明視野及び暗視野像の両方により示されるように、数百ナノメートルの微細化結晶粒を試料において見ることができ、静的ナノ相微細化（メカニズム番号１、図８）が熱処理の間に起こりナノモーダル構造（構造番号２、図８）の形成につながることを示している。図３９ｂに示すように、サイズが２００〜５００ｎｍのマトリクス結晶粒を熱処理後の試料中に見つけることができる。大きいホウ化物相の破壊及び最分布に起因して、熱間圧延中に小さいホウ化物相がマトリクス中に形成される。熱間圧延後、均質化モーダル構造（構造番号１ａ）が形成された際にホウ化物相がマトリクス中に均質に分布した。この合金中の均質化モーダル構造は合金１に類似し、タイプ２（Ｔａｂｌｅ３）に相当する。

引張り変形後、試料中で相当な微細構造の微細化が観察される。図４０は、引張り試料のゲージ部から作られる試料の明視野及び暗視野ＴＥＭ像を示す。変形前の微細構造とは対照的に、図４０で見られるように、サイズが２００〜３００ｎｍである結晶粒が一般に観察され、新しい六方相の非常に微細な析出物を見いだすことができ、高強度ナノモーダル構造（構造番号３）の形成を伴う動的ナノ相強化（メカニズム番号２）が変形の間に起きたことを裏付けている。加えて、引張り変形の間にマトリクス結晶粒中で転位が生じる。

この事例は、最初に５０ｍｍ厚さで鋳造されその後熱間圧延及び熱処理された合金１６における高強度ナノモーダル構造の形成（構造番号３、図８）を示す。メカニズムによる構造の生成は図８に示される経路をたどる。

事例番号１５：合金３２及び合金４２の特性
薄スラブプロセスの段階１（図２）を模倣するために、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機を使用して合金３２及び合金４２の５０ｍｍ厚さを有するプレートを鋳造した。Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機及びＬｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４雰囲気制御ボックス炉を使用して、各合金のプレートに熱間圧延を施す。圧延の開始前に１１４０℃まで６０分予熱された炉内にプレートを置いた。次いでプレートを１回のパスあたり１０％〜２５％の圧下率で２ｍｍ厚さまで繰り返し圧延し、薄スラブプロセス中の段階２（図２）における複数スタンド熱間圧延を模倣した。圧延ステップ間でプレートを１〜２分間炉内に置いて、それらの温度が戻るようにした。プレートが長くなりすぎてそれらを冷却させる炉内に収まらない場合は、より短い長さに切断し、次いで目標ゲージ厚さに向けて再度圧延する前に炉内で６０分再加熱した。熱間圧延における総圧下率は９６％であった。両方の合金の熱間圧延済みシートを８５０℃で６時間熱処理し、炉で５００℃までゆっくり（０．７５℃／分）冷却しその後空冷した。

合金３２及び合金４２の圧延及び熱処理済みのシートから、Ｂｒｏｔｈｅｒ ＨＳ−３１００ワイヤ放電加工（ＥＤＭ）を使用して引張り試験片を切断した。Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、引張り特性をＩｎｓｔｒｏｎ機械的試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において試験した。すべての試験は室温で変位制御において行われ、下部の治具は固く保持され、上部の治具が動き、ロードセルは上部の治具に取り付けられた。ビデオ伸び計を歪み測定に使用した。

両方の合金の引張り特性を図４１にプロットする。熱間圧延済みのデータは、凝固、熱間圧延、及びコイリングを含む薄スラブ製造の場合の、生産されたままの状態に相当するシートの特性を表す（図４１の白抜き記号）。両方の合金は、熱間圧延済みの状態で同様の特性を示し、４５〜４８％の範囲の高い延性を有する。合金４２シートの熱処理は特性をわずかに変化させたが、一方合金３２は熱処理済み状態（図４１の黒塗り記号）で延性の顕著な増加（最大で６６．５６％）を示し、これは欠陥の除去及びさらなるマトリクス結晶粒粗大化に起因し得る。

この事例は、５０ｍｍ厚さで鋳造され熱間圧延された合金３２及び合金４２プレートの特性を実証した。これらの合金の高い延性は、タイプ１（Ｔａｂｌｅ３）の均質化モーダル構造が熱間圧延の間に形成されたことを示唆している。

事例番号１６：熱間圧延の間の合金２４の構造進化
最初に５０ｍｍ厚さで鋳造された合金２４プレートの構造進化を、ＴＥＭにより調べた。Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機を使用して鋳造を行い、次いでスラブを２ｍｍ厚さのシートまで１１００℃で熱間圧延した。構造進化を調べるために、鋳放し及び熱間圧延済みの条件における合金２４の試料をＴＥＭにより調べた。

ＴＥＭ試料の調製手順は、切断、薄膜化加工、電解研磨を含む。最初に、試料を放電加工機で切断し、次いで毎回グリットサイズを下げたパッドで研削することにより薄膜化加工した。９μｍ、３μｍ、及び１μｍのダイヤモンド懸濁液溶液でそれぞれ研磨することにより、６０〜７０μｍ厚さまでさらに薄膜化した。直径が３ｍｍのディスクを箔から打ち抜き、ツインジェット研磨機を使用して電解研磨により仕上げ研磨を終えた。使用された化学溶液はメタノール基剤中に混合された３０％硝酸であった。薄い領域がＴＥＭ観察に不十分である場合、Ｇａｔａｎ Ｐｒｅｃｉｓｉｏｎ Ｉｏｎ Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ Ｓｙｓｔｅｍ（ＰＩＰＳ）を使用してＴＥＭ試験片をイオンミリングした。イオンミリングは４．５ｋｅＶで行われ、傾き角を４°から２°へ下げて薄い領域を広げた。ＴＥＭ調査は２００ｋＶで操作されるＪＥＯＬ ２１００高分解能顕微鏡を使用して行った。

鋳放しプレートの微細構造が図４２に示され、これはモーダル構造である（構造番号１、図８）。図４２ａで見られるように、ホウ化物相は長細く、マトリクスの粒界に沿って並んでいる。ホウ化物相のサイズは１μｍから１０μｍまでの範囲であってもよいが、その間にあるマトリクスのサイズは典型的には５〜１０μｍである。一般に、ホウ化物相はマトリクスの粒界に存在することがわかり、これはモーダル構造の基本的特性に一致する。マトリクス結晶粒が微細化を経た図４２ｂに示されるように、一部の領域におけるナノモーダル構造（構造番号２、図８）への部分的変態がこの合金においても観察できる。部分的変態は、合金が高温で長時間につながる大きい厚さで鋳造されて一部の領域の限定された静的ナノ相微細化（メカニズム番号１、図８）を可能にする場合の、ゆっくりした冷却速度に関連する可能性がある。

熱間圧延後、ホウ化物相は小さい粒子に破壊され、マトリクス中にうまく分散され、均質化モーダル構造形成（構造番号１ａ、図８）につながる動的ナノ相微細化（メカニズム番号０、図８）による構造の均質化を示している。図４３に示すように、ホウ化物相のサイズおよそ１μｍ〜５μｍであってもよいが、細い形状は大きく減少してより小さいアスペクト比となる。マトリクス結晶粒は、鋳放し状態と比較して大幅に微細化され、マトリクスの結晶粒サイズは２００〜５００ｎｍまで小さくなる。マトリクス結晶粒は細長くなり、圧延後に圧延方向に沿って並ぶ。

この事例は、５０ｍｍ厚さで鋳造され熱間圧延を経た合金２４プレートにおける構造発達を実証した。微細構造の進化は図８に示される所望の構造の形成に向かう経路をたどり、対応するメカニズムの活性化を伴う。

事例番号１７：選択された合金の弾性率
Ｔａｂｌｅ２２（表２１）に記載される選択された合金について、弾性率を測定した。使用された各合金を鋳造して厚さ５０ｍｍの厚さを有するプレートとした。高温不活性ガス炉を使用して、熱間圧延前に合金の固相線温度に応じて材料を所望の温度にした。最初の熱間圧延は材料厚さをおよそ８５％減少させた。研磨剤メディアを使用して熱間圧延された材料から酸化物層を除去した。得られるスラブから中央部を切り出し、さらにおよそ７５％熱間圧延した。最終的な酸化物層を除去した後、ワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して、得られる材料の中央からＡＳＴＭ Ｅ８サブサイズ引張り試料を切断した。Ｉｎｓｔｒｏｎ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを使用して、引張試験をＩｎｓｔｒｏｎ Ｍｏｄｅｌ ３３６９機械的試験フレームにおいて行った。室温で変位制御下において毎秒１ｘ１０^−３の歪み速度で試料を試験した。試料を固定された下部の治具に取り付け、上部の治具を移動クロスヘッドに取り付けた。５０ｋＮのロードセルを上部の治具に取り付けて負荷を測定した。材料の引張試験であらかじめ観測された降伏点を下回る負荷まで引張り載荷を行い、この荷重曲線を使用して弾性率値を得た。測定に対するグリップの定着の影響を最小にするために、予測される降伏荷重を下回る引張り荷重下で試料にプレサイクルを行った。Ｔａｂｌｅ２３（表２２）の弾性率データは５回の別々の測定の平均値として報告される。弾性率値は市販の鋼において典型的な１９０〜２１０ＧＰａの範囲で変動し、合金化学組成及び熱機械的処理によって決まる。

この事例は、本明細書における合金の弾性率値が１９０〜２１０ＧＰａの範囲で変動することを実証し、これは市販の鋼に典型的であり合金化学組成及び熱機械的処理によって決まる。

事例番号１８： ５０ｍｍ厚さを有する鋳造プレートの分離比分析
商用純度の原料を使用して、Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従って選択された合金について各種質量の装入物を量り分けた。元素構成成分を化学天秤で量り分け、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機を使用して装入物を５０ｍｍ厚さで鋳造した。ＲＦ誘導を使用して原料を溶融させ、水冷された銅ダイの中へ注ぎ入れ、鋳造プレートを得た。プレート鋳造は薄スラブ製造の段階１に相当する（図２）。

鋳造プレートの中央には、液体金属の最後の量の凝固によって作り出された収縮ろうと状部があった。プレートの中央を通る断面の略図が図４４に示され、これは図の上部にある収縮ろうと状部を示している。

ワイヤ放電加工機（ＥＤＭ）を使用して、１枚は鋳造プレートの上部から、他方は下部から、約４ｍｍ厚さである２枚の薄片を切断した。下部の薄片の中央（図４４で「Ｂ」と示される）から及び収縮ろうと状部（図４４で「Ａ」と示される）の内側縁部からの小さい試料を、各々の選択された合金についての化学分析に使用した。個々の元素の濃度を正確に測定することが可能である誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）法によって化学分析を行った。

化学分析の結果を図４５に示す。特定される４種の合金における鋳造プレートの上部（Ａ）及び下部（Ｂ）の試験される場所について、各々の個々の元素の含量（ｗｔ％）を示す。上部（Ａ）と下部（Ｂ）との差は０．００ｗｔ％〜０．１９ｗｔ％の範囲であり、マクロ偏析の証拠はない。

この事例は、５０ｍｍの鋳造プレート厚さにもかかわらず、本明細書における合金からの鋳造プレートにおいてマクロ偏析が検出されなかったことを実証している。

事例番号１９：既存の鋼グレードとの引張り特性の比較
Ｔａｂｌｅ４（表３）から選択された合金の引張り特性を、既存の鋼グレードの引張り特性と比較した。選択された合金及び対応するパラメーターをＴａｂｌｅ２４（表２３）に記載する。引張り応力−歪み曲線を、既存の二相（ＤＰ）鋼（図４６）；複相（ＣＰ）鋼（図４７）；変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼（図４８）；及びマルテンサイト（ＭＳ）鋼（図４９）のものと比較する。二相鋼は、島状の硬質マルテンサイトの第２の相を含有する、フェライトマトリクスを含有する鋼タイプと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成るマトリクスを含有する鋼タイプと理解することができ、変態誘起塑性鋼は、フェライトマトリクス中に埋め込まれたオーステナイトから成り、硬質ベンナイト及びマルテンサイトの第２の相をさらに含有する鋼タイプと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する場合があるマルテンサイトマトリクスから成る鋼タイプと理解することができる。

この事例は、ここで開示される合金が、既存のアドバンスド高強度（ＡＨＳＳ）鋼グレードと比較して、比較的優れた機械的特性を有することを実証している。選択された合金により実証される２０％以上の延性は、シート材料の冷間成形性をもたらし、例えば比較的複雑な部品の冷間スタンピングなどの多くのプロセスに適用可能なものにする。

事例番号２０：薄スラブ鋳造に対応する鋳造厚さにおける選択された合金の引張り特性
薄スラブプロセスの段階１（図２）を模倣するために、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ ８００ Ｖ傾斜真空鋳造機を使用して、合金１、合金８、合金１６、合金２４、合金２６、合金３２、及び合金４２から５０ｍｍ厚さでプレート鋳造を行った。商用純度の原料を使用して、Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従って各種質量の装入物を量り分けた。次いで装入物を鋳造機のるつぼ中に置いた。ＲＦ誘導を使用して原料を溶融させ、次いでを５０ｍｍ厚さ有する鋳造プレートのために設計された銅ダイの中へ注ぎ入れた。Ｆｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１圧延機及びＬｕｃｉｆｅｒ ７−Ｒ２４雰囲気制御ボックス炉を使用して、各合金のプレートに熱間圧延を施した。圧延の開始前に１１４０℃まで６０分予熱された炉内にプレートを置いた。次いでプレートを１回のパスあたり１０％〜２５％の圧下率で３．５ｍｍ厚さまで繰り返し圧延し、薄スラブプロセスの段階２における複数スタンドの熱間圧延（図２）又は厚スラブ鋳造における熱間圧延プロセス（図１）を模倣した。圧延工程間でプレートを１〜２分間炉内に置いて、それらの温度が戻るようにした。プレートが長くなりすぎてそれらを冷却させる炉内に収まらない場合は、より短い長さに切断し、次いで目標ゲージ厚さに向けて再度圧延する前に炉内で６０分再加熱した。すべての合金について９６％の総圧下率が得られた。

各合金の圧延済みシートを、Ｔａｂｌｅ７（表６）で指定される各種条件で熱処理した。Ｂｒｏｔｈｅｒ ＨＳ−３１００ワイヤ放電加工（ＥＤＭ）を使用して引張り試験片を切断した。Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、引張り特性をＩｎｓｔｒｏｎ機械的試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において試験した。すべての試験は室温で変位制御において行われ、下部の治具は固く保持され、上部の治具が動き、ロードセルは上部の治具に取り付けられた。非接触ビデオ伸び計を歪み測定に使用した。

熱間圧延及びその後の熱処理［Ｔａｂｌｅ２５（表２４）］後の合金１、合金８、合金１６、合金２４、合金２６、合金３２、及び合金４２についての引張り特性を図５１にプロットする。３．３ｍｍで鋳造されその後熱間圧延及び熱処理［Ｔａｂｌｅ８（表７）］された同じ合金の特性も、比較のために示す。

この事例は、鋳造厚さが３．３ｍｍから５０ｍｍへ増加した場合に同じレベルの特性が本明細書における合金において得られることを実証し、本明細書における合金のメカニズムが薄スラブ鋳造プロセスに相当する厚さで図８に示す経路をたどることを裏付ける。

事例番号２１：ホウ素を含まない合金
本明細書におけるホウ素を含まない合金（合金６３〜合金７４）の化学組成はＴａｂｌｅ４（表３）に記載され、利用される好ましい原子比率を示す。これらの化学組成は、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機でのスラブ鋳造による材料の処理に使用された。各合金についてＴａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従い、既知の組成及び不純物含量の指定の量の市販の鉄添加剤（ｆｅｒｒｏａｄｄｉｔｉｖｅ）粉末及び必要に応じてさらなる合金化元素を使用して、指定された組成の合金を３キログラムの装入量に量り分けた。量り分けた合金装入物をジルコニア被覆したシリカ系るつぼ中に置き、鋳造機中に投入した。真空下で１４ｋＨｚ ＲＦ誘導コイルを使用して溶融を行った。過熱を実現し溶融物の均質性を確実にするために、固体構成成分が観察された最後の時点の後４５秒〜６０秒の時間で、装入物を完全に溶融するまで加熱した。次いで溶融物を水冷した銅ダイへ注ぎ入れて、薄スラブ鋳造プロセス（図２）における厚さ範囲にあるおよそ５０ｍｍ厚さ及び７５ｍｍ×１００ｍｍのサイズである実験室鋳造スラブを形成させた。

Ｎｅｔｚｓｃｈ Ｐｅｇａｓｕｓ ４０４示差走査熱量計（ＤＳＣ）において、凝固したままの鋳造スラブ試料について本明細書における合金の熱分析を行った。測定プロファイルは、９００℃までの急速な上昇、その後に続く１０℃／分の速度で１４２５℃までの制御昇温、１０℃／分の速度で１４２５℃から９００℃までの制御冷却、及び１０℃／分の速度で１４２５℃までの第２の加熱から成る。可能な最良の測定のコンタクトによって平衡状態での材料の代表的な測定を確実にするために、固相線、液相線、及びピーク温度の測定は最終の加熱段階から行われた。Ｔａｂｌｅ２６（表２５）に記載される合金では、２段階で溶融する合金６５を除いて、１段階で溶融が起こる。初期の溶融は約１２７８℃の最小値から記録され、合金化学組成に依存する。最大の最終的な融点は１４５０℃で記録された。

１２００℃で熱間圧延された合金６８からのスラブを除いて、各合金からの５０ｍｍ厚さの実験室スラブに１２５０℃の温度で熱間圧延を施した。インラインのＬｕｃｉｆｅｒ ＥＨＳ３ＧＴ−Ｂ１８トンネル炉を採用しているＦｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１ １段階圧延機において圧延を行った。均質な温度を確実にするように、材料を熱間圧延温度において４０分の初期滞留時間で維持した。圧延機における各パスの後、試料をトンネル炉に戻し、熱間圧延パスの間に低下した温度を補正するための４分の温度回復滞留を行った。２回のキャンペーンにおいて熱間圧延を行い、第１のキャンペーンは６ｍｍ〜９．５ｍｍの厚さまでおよそ８０％〜８８％の総圧下率を得た。熱間圧延の第１のキャンペーンに続いて、１３０ｍｍ〜２００ｍｍ長さの１区間のシートを熱間圧延済み材料の中央から切り出した。次いでこの切断した区間を熱間圧延の第２のキャンペーンに使用して、両キャンペーンの間で９６％〜９７％の総圧下率となるようにした。すべての合金において使用される指定の熱間圧延パラメーターのリストはＴａｂｌｅ２７（表２６）で得られる。

６ｍｍ〜９．５ｍｍまで熱間圧延された鋳造材料の断面において合金の密度を測定した。２５ｍｍ×２５ｍｍの寸法に切片を切断し、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を研磨した。合金の密度を、空気中及び蒸留水中の両方での秤量を可能にする特別に作られた秤で、アルキメデス法を使用して、これらの研磨済み試料からバルク密度の測定を行った。各合金の密度はＴａｂｌｅ２８（表２７）で表にされ、７．６４〜７．８０ｇ／ｃｍ^３まで変動することが分かった。実験結果は、この技術の精度は±０．０１ｇ／ｃｍ^３であることを明らかにした。

次いで完全に熱間圧延されたシートに、多数回パスでの冷間圧延を施した。圧延はＦｅｎｎ Ｍｏｄｅｌ ０６１ １段階圧延機において行った。合金に使用される指定の冷間圧延パラメーターのリストをＴａｂｌｅ２９（表２８）に示す。

熱間及び冷間圧延後、引張り試験片をＥＤＭにより切断した。得られる試料をＴａｂｌｅ３０（表２９）に指定されるパラメーターで熱処理した。ＣＡＭＣｏ Ｇ１２００−ＡＴＭ密封雰囲気炉内で水素熱処理を行った。試料を室温で投入し、目標滞留温度まで１２００℃／時間で加熱した。Ｔａｂｌｅ３０（表２９）に記載される雰囲気下で滞留を行った。炉制御下、アルゴン雰囲気中で試料を冷却した。アルゴンガスパージ下でＬｕｃｉｆｅｒ ７ＧＴ−Ｋ１２密封ボックス炉において、又はＴｈｅｒｍＣｒａｆｔ ＸＳＬ−３−０−２４−１Ｃ管状炉において、水素フリーの熱処理を行った。空冷の場合、試験片を目標温度で目標の時間維持し、炉から取り出し、空気中で冷却した。制御冷却の場合、投入される試料について指定される速度で炉の温度を低下させた。

熱間圧延済み、冷間圧延済み、及び熱処理済みの条件で、引張り試験片を試験した。Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを利用して、引張り特性をＩｎｓｔｒｏｎ機械的試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ ３３６９）において測定した。すべての試験は室温で変位制御において行われ、下部の治具は固く保持され、上部の治具が動き、ロードセルは上部の治具に取り付けられた。

熱間圧延されたままの条件における合金の引張り特性をＴａｂｌｅ３１（表３０）に記載する。極限引張強度値は９４７〜１３２９ＭＰａ、引張り伸びは２０．５〜５５．４％まで変動する。降伏応力は２６７〜５２０ＭＰａの範囲内である。本明細書における鋼合金の機械的特性値は合金化学組成及び熱間圧延条件によって決まることになる。熱間圧延されたままの状態の合金６３について、例となる応力歪み曲線が図５２に示され、典型的なクラス２の挙動を実証している（図７）。

熱間圧延及びその後の冷間圧延後の選択された合金の引張り特性がＴａｂｌｅ３２（表３１）に示され、構造番号３又は高強度ナノモーダル構造を表している。極限引張強度値は１４０２〜１７６６ＭＰａまで、引張り伸びは９．７〜２９．１％まで変動し得る。降伏応力は９１３〜１２７８ＭＰａの範囲内である。本明細書における鋼合金の機械的特性値は合金化学特性及び処理条件によって決まることになる。

熱間圧延及びその後の様々なパラメーター［Ｔａｂｌｅ３０（表２９）］における熱処理後の、熱間圧延済みシートの引張り特性を［Ｔａｂｌｅ３３（表３２）］に記載する。極限引張強度値は６６９〜１３５２ＭＰａまで、引張り伸びは１５．９％〜７８．１％まで変動し得る。降伏応力は２１７〜６２１ＭＰａの範囲内である。本明細書における鋼合金の機械的特性値は合金化学特性及び処理条件によって決まることになる。

この事例は、ホウ素を含まない合金におけるメカニズムが、高強度と高延性の特性の組合せもたらすホウ化物の形成を伴わずに、図８に示される経路をたどることを実証している。

事例２２：ホウ素を含まない合金における構造発達
Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機において、５０ｍｍ厚さを有する合金６５からのプレートを鋳造した。Ｔａｂｌｅ４（表３）に示す原子比率に従い、既知の組成及び不純物含量の指定された量の市販の鉄添加剤粉末及び必要に応じてさらなる合金化元素を使用して、指定された組成の合金を３キログラムの装入量に量り分けた。量り分けた合金装入物をジルコニア被覆したシリカ系るつぼ中に置き、鋳造機中に投入した。真空下で１４ｋＨｚ ＲＦ誘導コイルを使用して溶融を行った。過熱を実現し溶融物の均質性を確実にするために、固体構成成分が観察された最後の時点の後４５秒〜６０秒の時間で、合金装入物を完全に溶融するまで加熱した。次いで溶融物を水冷した銅ダイへ注ぎ入れて、薄スラブ鋳造プロセス（図２）における厚さ範囲にあるおよそ５０ｍｍ厚さ及び７５ｍｍ×１００ｍｍのサイズである実験室鋳造スラブを形成させた。

合金６５からの５０ｍｍ厚さの実験室スラブに、１２５０℃の温度にて９７％の総圧下率で熱間圧延を施した。次いで完全に熱間圧延されたシートに、１．２ｍｍの厚さになるまで多数回パスでの冷間圧延を施した。冷間圧延済みシートを８５０℃で５分間熱処理し、これは商業用シート製造におけるインライン焼鈍を模倣している。ＳＥＭ試験片を作るために、鋳放し状態、熱間圧延後、及び冷間圧延とその後の熱処理後のシート試料の断面を切断し、ＳｉＣ紙により研磨し、次いで１μｍグリットまでのダイヤモンドメディアペーストで徐々に磨いた。仕上げ磨きは０．０２μｍグリットのＳｉＯ_２溶液で行った。合金６５からの試料の微細構造を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ ＳＭＴ Ｉｎｃ．社製のＥＶＯ−ＭＡ１０走査電子顕微鏡を使用して走査電子顕微鏡法（ＳＥＭ）により調べた。

図５３は、鋳放し状態、熱間圧延後、及び冷間圧延とその後の熱処理後の合金６５における微細構造のＳＥＭ像を示し、鋳放し状態のモーダル構造（図５３ａ）から、熱間圧延された状態のナノモーダル構造（図５３ｂ）、及び冷間圧延後の高強度ナノモーダル構造（図５３ｃ）の構造発達を実証している。

この事例は、マトリクス結晶粒サイズがホウ化物ピニング相の非存在下ではより大きくなる場合があるにもかかわらず、ホウ素を含まない合金における構造発達がホウ素を含有する合金におけるもの（図８）と同様であることを実証している。

Claims (23)

1. ａ． ６１．０〜８８．０原子パーセントのレベルのＦｅ、０．５〜９．０原子パーセントのレベルのＳｉ、０．９０〜１９．０原子パーセントのレベルのＭｎ、及び３．０原子パーセント以下のレベルのＢ、並びに、不可避の不純物から成る金属合金を供給する工程と、
   ｂ． 前記合金を溶融し、冷却し、凝固させ、以下、
   ｉ． ≦２５０Ｋ／秒の速度で冷却すること、又は
   ｉｉ． ≧２．０ｍｍの厚さまで凝固させること
   のうちの１つに従う厚さを有する合金を形成する工程と、
   ｃ． 前記凝固した合金が融点（Ｔｍ）を有し、前記合金を７００℃から前記合金のＴｍ未満の温度に加熱し、前記合金の前記厚さを減少させる工程と
   を含み、
   工程（ｃ）における前記凝固した合金が降伏強度を示し、本方法が、前記凝固した合金に前記降伏強度超の応力を与えて、２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度、４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの引張強度、及び２．４％〜７８．１％の伸びを有する、得られる合金を提供する工程をさらに含む、方法。
2. ａ． ６１．０〜８８．０原子パーセントのレベルのＦｅ、０．５〜９．０原子パーセントのレベルのＳｉ、０．９０〜１９．０原子パーセントのレベルのＭｎ、３．０原子パーセント以下のレベルのＢ、及び、０．１〜９．０原子パーセントのレベルのＮｉ、０．１〜１９．０原子パーセントのレベルのＣｒ、０．１〜４．０原子パーセントのレベルのＣｕのうち、１つ又は複数、並びに、不可避の不純物から成る金属合金を供給する工程と、
   ｂ． 前記合金を溶融し、冷却し、凝固させ、以下、
   ｉ． ≦２５０Ｋ／秒の速度で冷却すること、又は
   ｉｉ． ≧２．０ｍｍの厚さまで凝固させること
   のうちの１つに従う厚さを有する合金を形成する工程と、
   ｃ． 前記凝固した合金が融点（Ｔｍ）を有し、前記合金を７００℃から前記合金のＴｍ未満の温度に加熱し、前記合金の前記厚さを減少させる工程と
   を含み、
   工程（ｃ）における前記凝固した合金が降伏強度を示し、本方法が、前記凝固した合金に前記降伏強度超の応力を与えて、２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度、４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの引張強度、及び２．４％〜７８．１％の伸びを有する、得られる合金を提供する工程をさらに含む、方法。
3. ａ． ６１．０〜８８．０原子パーセントのレベルのＦｅ、０．５〜９．０原子パーセントのレベルのＳｉ、０．９０〜１９．０原子パーセントのレベルのＭｎ、３．０原子パーセント以下のレベルのＢ、０．１〜４．０原子パーセントのレベルのＣ、及び、０．１〜９．０原子パーセントのレベルのＮｉ、０．１〜１９．０原子パーセントのレベルのＣｒ、０．１〜４．０原子パーセントのレベルのＣｕのうち、１つ又は複数、並びに、不可避の不純物から成る金属合金を供給する工程と、
   ｂ． 前記合金を溶融し、冷却し、凝固させ、以下、
   ｉ． ≦２５０Ｋ／秒の速度で冷却すること、又は
   ｉｉ． ≧２．０ｍｍの厚さまで凝固させること
   のうちの１つに従う厚さを有する合金を形成する工程と、
   ｃ． 前記凝固した合金が融点（Ｔｍ）を有し、前記合金を７００℃から前記合金のＴｍ未満の温度に加熱し、前記合金の前記厚さを減少させる工程と
   を含み、
   工程（ｃ）における前記凝固した合金が降伏強度を示し、本方法が、前記凝固した合金に前記降伏強度超の応力を与えて、２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度、４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの引張強度、及び２．４％〜７８．１％の伸びを有する、得られる合金を提供する工程をさらに含む、方法。
4. ａ． ６１．０〜８８．０原子パーセントのレベルのＦｅ、０．５〜９．０原子パーセントのレベルのＳｉ、０．９０〜１９．０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、０．１〜９．０原子パーセントのレベルのＮｉ、０．１〜１９．０原子パーセントのレベルのＣｒ、０．１〜４．０原子パーセントのレベルのＣｕのうち、１つ又は複数、並びに、不可避の不純物から成る金属合金を供給する工程と、
   ｂ． 前記合金を溶融し、冷却し、凝固させ、以下、
   ｉ． ≦２５０Ｋ／秒の速度で冷却すること、又は
   ｉｉ． ≧２．０ｍｍの厚さまで凝固させること
   のうちの１つに従う厚さを有する合金を形成する工程と、
   ｃ． 前記凝固した合金が融点（Ｔｍ）を有し、前記合金を７００℃から前記合金のＴｍ未満の温度に加熱し、前記合金の前記厚さを減少させる工程と
   を含み、
   工程（ｃ）における前記凝固した合金が降伏強度を示し、本方法が、前記凝固した合金に前記降伏強度超の応力を与えて、２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度、４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの引張強度、及び２．４％〜７８．１％の伸びを有する、得られる合金を提供する工程をさらに含む、方法。
5. １０^−６ｓ^−１〜１０^４ｓ^−１で加えられる歪み速度において、工程（ｃ）における前記合金の厚さを減少させる、請求項１から４の何れか一項に記載の方法。
6. 工程（ｃ）の後の前記合金を７００℃〜１２００℃の温度で熱処理して、２００ＭＰａ〜１０００ＭＰａの降伏強度を有する合金を形成する、請求項１から４の何れか一項に記載の方法。
7. ２００ＭＰａ〜１０００ＭＰａの降伏強度を有する前記合金が
   ａ． ５０ｎｍ〜５００００ｎｍの結晶粒と
   ｂ． 存在する場合、２０ｎｍ〜１００００ｎｍのホウ化物結晶粒と
   ｃ． １ｎｍ〜２００ｎｍの析出結晶粒と
   を有する、請求項６に記載の方法。
8. 工程（ｃ）における前記合金を、７００℃から前記合金のＴｍ未満の前記温度まで繰り返し熱処理し、前記合金の厚さを前記熱処理の各々の間に減少させる、請求項１から４の何れか一項に記載の方法。
9. 前記得られる合金が、以下、
   ａ． ２５ｎｍ〜２５０００ｎｍの結晶粒
   ｂ． 存在する場合、２０ｎｍ〜１００００ｎｍのホウ化物結晶粒
   ｃ． １ｎｍ〜２００ｎｍの析出結晶粒
   のうち１つ又は複数を有する、請求項１から４の何れか一項に記載の方法。
10. 工程（ｂ）における前記凝固した合金が２．０ｍｍ以上５００ｍｍまでの厚さを有する、請求項１から４の何れか一項に記載の方法。
11. 前記得られる合金が０．１ｍｍ〜２５．０ｍｍの厚さを有する、請求項１から４の何れか一項に記載の方法。
12. 前記得られる合金を車両に配置する、請求項１から４の何れか一項に記載の方法。
13. 前記得られる合金を車両に配置する、請求項９に記載の方法。
14. 前記合金が、ドリルカラー、ドリルパイプ、パイプ鋳造物、ツールジョイント、坑口、圧縮ガス貯蔵槽、又は液化天然ガスボンベのうちの１つに配置される、請求項１から４の何れか一項に記載の方法。
15. 前記合金が、ドリルカラー、ドリルパイプ、パイプ鋳造物、ツールジョイント、坑口、圧縮ガス貯蔵槽、又は液化天然ガスボンベのうちの１つに配置される、請求項９に記載の方法。
16. 工程（ｂ）において前記合金が２．０ｍｍを超え５００ｍｍまでの厚さへ凝固される、請求項１から４の何れか一項に記載の方法。
17. 前記得られる合金が０．１ｍｍ〜２５．０ｍｍの厚さを有する、請求項１６に記載の方法。
18. ａ． ６１．０〜８８．０原子パーセントのレベルのＦｅ、０．５〜９．０原子パーセントのレベルのＳｉ、０．９０〜１９．０原子パーセントのレベルのＭｎ、及び３．０原子パーセント以下のレベルのＢ、並びに、不可避の不純物から成る金属合金を供給する工程と、
    ｂ． 前記合金を溶融し、冷却し、凝固させ、≧２．０ｍｍ、５００ｍｍまでの厚さを有する合金を形成する工程と、を含み、
    ｃ． 前記凝固した合金が融点（Ｔｍ）を有し、前記合金を７００℃から前記合金のＴｍ未満の温度に加熱し、前記合金の前記厚さを０．１ｍｍ〜２５．０ｍｍの厚さまで減少させ、前記合金が降伏強度を示し、本方法が、前記凝固した合金に前記降伏強度超の応力を与えて、２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度、４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの引張強度、及び２．４％〜７８．１％の伸びを有する、得られる合金を提供する工程をさらに含む、方法。
19. ａ． ６１．０〜８８．０原子パーセントのレベルのＦｅ、０．５〜９．０原子パーセントのレベルのＳｉ、０．９０〜１９．０原子パーセントのレベルのＭｎ、３．０原子パーセント以下のレベルのＢ、及び、０．１〜９．０原子パーセントのレベルのＮｉ、０．１〜１９．０原子パーセントのレベルのＣｒ、０．１〜４．０原子パーセントのレベルのＣｕのうち、１つ又は複数、並びに、不可避の不純物から成る金属合金を供給する工程と、
    ｂ． 前記合金を溶融し、冷却し、凝固させ、≧２．０ｍｍ、５００ｍｍまでの厚さを有する合金を形成する工程と、を含み、
    ｃ． 前記凝固した合金が融点（Ｔｍ）を有し、前記合金を７００℃から前記合金のＴｍ未満の温度に加熱し、前記合金の前記厚さを０．１ｍｍ〜２５．０ｍｍの厚さまで減少させ、前記合金が降伏強度を示し、本方法が、前記凝固した合金に前記降伏強度超の応力を与えて、２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度、４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの引張強度、及び２．４％〜７８．１％の伸びを有する、得られる合金を提供する工程をさらに含む、方法。
20. ａ． ６１．０〜８８．０原子パーセントのレベルのＦｅ、０．５〜９．０原子パーセントのレベルのＳｉ、０．９０〜１９．０原子パーセントのレベルのＭｎ、３．０原子パーセント以下のレベルのＢ、０．１〜４．０原子パーセントのレベルのＣ、及び、０．１〜９．０原子パーセントのレベルのＮｉ、０．１〜１９．０原子パーセントのレベルのＣｒ、０．１〜４．０原子パーセントのレベルのＣｕのうち、１つ又は複数、並びに、不可避の不純物から成る金属合金を供給する工程と、
    ｂ． 前記合金を溶融し、冷却し、凝固させ、≧２．０ｍｍ、５００ｍｍまでの厚さを有する合金を形成する工程と、を含み、
    ｃ． 前記凝固した合金が融点（Ｔｍ）を有し、前記合金を７００℃から前記合金のＴｍ未満の温度に加熱し、前記合金の前記厚さを０．１ｍｍ〜２５．０ｍｍの厚さまで減少させ、前記合金が降伏強度を示し、本方法が、前記凝固した合金に前記降伏強度超の応力を与えて、２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度、４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの引張強度、及び２．４％〜７８．１％の伸びを有する、得られる合金を提供する工程をさらに含む、方法。
21. ａ． ６１．０〜８８．０原子パーセントのレベルのＦｅ、０．５〜９．０原子パーセントのレベルのＳｉ、０．９０〜１９．０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、０．１〜９．０原子パーセントのレベルのＮｉ、０．１〜１９．０原子パーセントのレベルのＣｒ、０．１〜４．０原子パーセントのレベルのＣｕのうち、１つ又は複数、並びに、不可避の不純物から成る金属合金を供給する工程と、
    ｂ． 前記合金を溶融し、冷却し、凝固させ、≧２．０ｍｍ、５００ｍｍまでの厚さを有する合金を形成する工程と、を含み、
    ｃ． 前記凝固した合金が融点（Ｔｍ）を有し、前記合金を７００℃から前記合金のＴｍ未満の温度に加熱し、前記合金の前記厚さを０．１ｍｍ〜２５．０ｍｍの厚さまで減少させ、前記合金が降伏強度を示し、本方法が、前記凝固した合金に前記降伏強度超の応力を与えて、２００ＭＰａ〜１６５０ＭＰａの降伏強度、４００ＭＰａ〜１８２５ＭＰａの引張強度、及び２．４％〜７８．１％の伸びを有する、得られる合金を提供する工程をさらに含む、方法。
22. 前記得られる合金が車両に配置される、請求項１８から２１の何れか一項に記載の方法。
23. 前記得られる合金が、ドリルカラー、ドリルパイプ、パイプ鋳造物、ツールジョイント、坑口、圧縮ガス貯蔵槽、又は液化天然ガスボンベのうちの１つに配置される、請求項１８から２１の何れか一項に記載の方法。

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