JP2017509802A - 温間成形可能な新たなクラスの高性能高強度鋼 - Google Patents

温間成形可能な新たなクラスの高性能高強度鋼 Download PDF

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Abstract

Ｆｅを４８．０原子％から８１．０原子％、Ｂを２．０原子％から８．０原子％、Ｓｉを４．０原子％から１４．０原子％、及び、Ｃｕ、Ｍｎ又はＮｉの内の少なくとも一つ以上を含み、Ｃｕが０．１原子％から６．０原子％で存在し、Ｍｎが０．１原子％から２１．０原子％で存在し、Ｎｉが０．１原子％から１６．０原子％で存在する、金属合金が開示される。合金は、１時間までの時間の間２００℃から８５０℃までの温度で加熱され得て、冷却時に共析変態が存在しない。その後、合金は、選択された形状へ成形され得る。

Description

関連出願の相互参照
本出願は、２０１３年２月２２日に出願された米国仮出願第６１／７６８，１３１号の優先権を主張する。
本発明の分野
本開示は、温間成形可能な新たなタイプの高性能高強度鋼（ＡＨＳＳ）に向けたものである。この鋼は、固有の構造に起因して温間成形され得、オーステナイト化及び焼き入れに関する必要性無しで、それが比較的高強度に発達することを可能にする。
既存の熱間成形鋼は、ＵＳＩＢＯＲ（登録商標）、ＤＵＸＴＩＢＯＲ（登録商標）等を含む様々な商品名によって製造されるマルテンサイトグレートの変形である。このクラスの材料は、制限された５〜８％の延性によって一般的に１２００から１６００ＭＰａにおける強度を発現し得る。製造されたままの状態では、これらのグレードの鋼は、それらのアニールされた柔らかい状態であり、主にフェライトとセメンタイトから構成されるので、低い引張強度を示す。高強度部品を製造するために、鋼はその後、化学的性質に応じて典型的には８５０から１０００度の範囲である、そのオーステナイト化温度（つまりＡ３）まで加熱されなくてはならない。オーステナイトの単相固溶体を形成するための適切な保持時間の後、鋼は、その後変形されて、多種多様な構造成分及び非構造成分であり得る部品を製造する。変形後、部品は、形状が維持されることを確実にするために保持され、その後、形成される部品の厚さ及び鋼合金の固有の焼入性に応じて油又は水において焼き入れされる。しばしば、典型的には０．０５ｗｔ％までのホウ素の少量添加が用いられて、鋼の焼き入れ性を向上させ、それは、マルテンサイト形成に関するプロセスウィンドウを広げることを意味する。適切な焼き入れにより、鋼部品はその後、強くて壊れやすいマルテンサイト組織を形成する。後続の熱処理が、一般的には行われ、いくらかの強度レベルを犠牲にすることによって、延性の改善をもたらす焼き戻しマルテンサイトを製造する。
本開示は、（直接加熱又は誘導加熱のいずれかによって、１．０秒から１時間の時間の間、２００℃から８５０℃の温度で処理された）温間成形され得る鋼合金を対象とする。元素組成範囲（原子％）は：４８．０から８１．０で存在するＦｅ、２．０〜８．０でＢ、４．０から１４．０でＳｉ、並びに、Ｃｕ、Ｍｎ及びＮｉの内の一以上を含む少なくとも一つのオーステナイト安定剤（オーステナイト形成を安定化させる元素）を含み、Ｃｕは０．１〜６．０原子％で存在し、Ｍｎは０．１〜２１．０原子％で存在し、Ｎｉは０．１〜１６．０原子％で存在する。必要に応じて、３２．０原子％までのレベルでＣｒを含み得る。Ｃ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｗ及びＰｄ等の他の任意の元素が、１０．０原子％までで存在し得る。存在すると予想される／知られる不純物は、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｓ，Ｏ，Ｎ，Ｐ，Ｗ，Ｃｏ，Ｓｎを含み、１０．０原子％までのレベルで存在し得る。温間成形に適した本明細書の合金は、本明細書で記載されるクラス１、クラス２及びクラス３鋼を含む。遠心鋳造への用途を有する本開示の鋼合金は、新たな有効なメカニズムによって促進された新たな有効な構造タイプに起因して、鋼の上述のクラスに応じて、延性及び強度の幅広い範囲における固有の特性の組み合わせを提供する。
鉄炭素二成分系の鉄に富む領域に関する二元相図である。 新たなグレードの温間成形鋼（上部吹き出し）と従来の鋼（底部吹き出し）との間の違いを示す二成分Ｆｅ−Ｃ相図である。 新たな温間成形鋼種の、予想される相平衡を示すモデル相図である。 本明細書のクラス１鋼の形成に関する構造及びメカニズムを示す。 モーダル構造を有する材料の代表的な応力−歪み曲線を示す。 本明細書のクラス２鋼合金の形成に関する構造及びメカニズムを示す。 クラス２合金における関連したメカニズム及び示された構造に関する応力−歪み曲線を示す。 本明細書のクラス３鋼合金の形成に関する構造及びメカニズムを示す。 クラス３合金における関連したメカニズム及び示された構造に関する応力−歪み曲線を示す。 鋳放しされた状態におけるプレートの写真である。 １／８”グリップピンホールに適合するために、つかみ部を９．５ｍｍへ増加させるように修正されたナノ鋼（ＮａｎｏＳｔｅｅｌ）サイズのＲ＆Ｄ標本形状。 合金２１３における引張伸び及び降伏応力の温度依存性。 ５７．５％への変形前後での、熱処理及びＨＩＰサイクル後のクラス３合金３６標本の写真。 合金８２からの商業用シートにおける試験温度の関数としての、引張強度、降伏応力及び引張伸び。
新たなクラスの温間成形鋼
新たなクラスの温間成形鋼は、非常に異なる冶金に起因して、オーステナイト化される必要が無く、冶金学の変態を可能にする（つまり、オーステナイトからマルテンサイトへではない）。図１では、二成分Ｆｅ−Ｃ相図の鉄に富む二成分部分が示される。この図は、〜３０，０００の既知の世界中の同等の鉄及び鋼合金における基本的な相平衡を説明するために用いられる。図２では、Ｆｅ−Ｃ二元相図は、新たなクラスの温間成形鋼と従来の鋼との間の差異を示すために利用される。オーステナイトステンレス及びＴＷＩＰ（双晶誘起塑性）鋼を除いて、ほぼ全ての従来の鋼は、共析変態に基づく構造発達及び熱処理に主に着目することによって発展した。熱処理温度、時間及び戦略は幅広く変わり得る一方で、一般的に、第１のステップは、単相オーステナイト領域まで鋼を加熱することである。鋼の焼入性は、材料の平均粒径に敏感であるので、目標温度への加熱速度、及び温度での時間は重要である。どのように鋼がオーステナイト化温度から冷却される又は焼き入れされるかに応じることは、パーライト、上部及び下部ベイナイト、スフェロダイト（ｓｐｈｅｒｏｄｉｔｅ）、並びにマルテンサイトを含む、幅広い範囲の製造された特徴的構造をもたらすであろう。加えて、複雑な又は二相微細構造は、フェライト、残留オーステナイト及びセメンタイト相と併せて、全てのこれらの特徴的な微細構造の異なる分率によって製造され得る。
図２に示されるように、相及び構造発達上の着目が、共析領域ではなく包晶領域上であるので、新たなクラスの温間成形鋼は本質的に異なる。包晶不変反応は、オーステナイトを製造するデルタフェライト＋固有の変態液体を備える液体を含むことに留意すべきである。これは、フェライトとセメンタイトを製造するオーステナイトを含む固体状態共析変態とは非常に異なる。
これらの違いをさらに説明するために、温間成形合金に関するモデル相図が図３に提供される。（原子％合金化としてラベル付けされた）ｘ軸は、上述のように、Ｆｅ、Ｂ及びＳｉ、並びに、Ｃｕ、Ｍｎ又はＮｉの内の少なくとも一つを含む合金への参照である。そして、ｙ軸上の温度は、選択された合金に応じて変化することになるであろう。分かるように、既存の鋼に極めて重要である共析変態は、本明細書の鋼に関する複雑な多成分系の相図が欠けている。遷移は、ガンマ／オーステナイト安定性ループに関連した、高温部分のオーステナイトからフェライトへの変態、及び、包晶変態を介した初期の固化を含む。
本明細書で製造される新たなタイプの鋼は、温間成形される本明細書で上述されたクラス１、クラス２又はクラス３鋼合金の内の任意のものを含み得るが、好ましくは、クラス２又はクラス３鋼合金の内の温間成形を含む。これらのクラス１、クラス２及びクラス３鋼構造は、高温に対して安定であり、３０から１２０％の典型的な熱間成形の延性によって熱間成形プロセスに関して知られる従来の温度で熱間成形され得る。しかしながら、本明細書のクラス１、クラス２及びクラス３鋼は、室温で比較的高い強度及び延性を示し、温かい温度（つまり、２００から８５０°）でその高い延性を維持する。そのため、冷間圧延、スタンピング、ロール成形、ハイドロフォーミング等を含む様々な方法を介して冷間変形に関して適用可能である。さらに、クラス１、クラス２及びクラス３鋼は今や、温間成形プロセスによって処理され得る。温間成形では、上述の鋼は今や、直接加熱（例えば、炉加熱）及び／又は誘導加熱を介して１秒から１時間の時間の期間の間、熱間成形未満である温度範囲、典型的には２００から８５０℃まで加熱される。この温度範囲は、後で記載されることになる多数の主要な要因に関して製造することを可能にする。要するに、温間成形は今や、冷間成形鋼において見いだされるスプリングバック問題を最小化する又は避けることを介して新たな機能性を生成しつつ、コストを低減し得る。
温間成形鋼の可能な優位点／新たな機能性
亜鉛コーティング
鋼は、腐食から鋼の表面を保護するためのアノード犠牲コーティングを提供する、一般的に亜鉛メッキ（ｇａｌｖａｎｉｚａｔｉｏｎ）と呼ばれるプロセスを介して腐食から保護される。表面へ亜鉛又は亜鉛合金を適用する様々な方法が存在し、従来の亜鉛メッキ、ホットディップ亜鉛メッキ、合金化溶融亜鉛メッキ（ｇａｌｖａｎｎｅａｌｉｎｇ）等を含む。これらのプロセスの全ては、鋼の表面へ異なる度合いへ結合している亜鉛によって同様の特徴を共有する。熱間成形に関してこれは問題である。なぜなら、亜鉛は、４１９℃の低い融点を示すからである。そのため、従来のマルテンサイト／プレス成形可能な鋼の熱間成形の間、亜鉛コーティングは溶けて蒸発するので、腐食攻撃に脆弱な、結果として得られる鋼部品を残す。亜鉛のより厚い初期層を製造するために、及び／又は、高温曝露を制限するために熱間成形のサイクル時間を短くするために努力が行われている一方で、結果は効果のないものであり、アノード表面を復元するための、コストがかかるポスト（ｐｏｓｔ）部品形成コーティングステップをもたらす。亜鉛の融点より下の温度（つまり〜２００〜４１９℃）での温間成形を介して、亜鉛損失の問題は、最小化され得る、又は完全に回避され得る。そのため、温間成形を介して処理された新たなナノモーダル鋼は、従来の亜鉛メッキプロセスによってプリコートするための能力を介して新たな機能性を生成し、その後、完成した温間変形部品においてこの保護コーティングを維持する。
サイクル時間
従来の熱間成形ラインは、熱間成形部品が、熱間変形前にそれらの目標のオーステナイト化温度に到達する連続的な方式において供給されることを可能にするコンベヤータイプの連続オーブンを利用する。これらの連続的なガス燃焼によるオーブンの長さは５０メートル以上であり得、任意の問題が熱間成形操作の間に生じる場合、長い炉を通って動いている全ての部品は一般的には廃棄される。なぜなら、後続の再加熱の間、それらの冶金構造は、有害に回復不可能に影響されることになるからである。温間成形に関する、より低い温度まで加熱することによって、使用されるこの連続的なオーブンの長さは、非常に短くなることが必要とされることになるので、より少ないインフラ、より低い量の廃棄部品、及び特により低いエネルギーコストを要求する。これは、最終的には、より低いコストの部品をもたらすので、幅広い範囲の用途に関して技術を有効にする。
酸化／ポスト処理
熱間成形を制限するコスト要因は、高温曝露の間に形成し、その後、既存のショット／グリットブラスト処理によって除去される必要がある、スケール／酸化物の除去である。酸化は、既存の材料をオーステナイト化するために必要不可欠な高温曝露に起因して生じる。さらに、プロセスは、それ自身に不活性ガス雰囲気を与えない。なぜなら、熱間成形後、部品はマルテンサイトを形成するために液体媒体において焼き入れされなくてはならず、追加の酸化を生成するからである。新たなクラスの温間成形鋼によって、変形の温度は、より非常に低くなり、高温曝露に関して典型的な酸化を制限する／防止するであろう。加えて、温間成形鋼は、焼き入れされる必要がなく、それらは、固体状態における冷却速度に無反応の応答を示すので、温間成形部品は、不活性雰囲気において維持されつつ処理されることが可能であり得、酸化を防止する又は最小化する。そして、スケール形成が回避されるので、これは、高価なグリット／ショットブラスト処理を経る必要がない部品をもたらすことが予想される。
冷却／水焼き入れ
既存の熱間成形鋼は、高強度を提供するマルテンサイト組織を形成するために、それらの高温のオーステナイト化温度から焼き入れされる必要がある。油、水、塩水ブライン等の中への焼き入れの間、部品の歪み及び／又は亀裂が生じ得、より高い廃棄率を生成し得る。加えて、マルテンサイト組織の形成は、冷却速度に非常に依存するので、例えば蒸気バリアが液体媒体から生成されるとき、不十分な冷却のいくつかの領域が生じ得る。これは、特定の領域における、より低い強度レベルをもたらし、局所的な強度変動を克服するために、部品設計において考慮されつつ、必要不可欠よりも高いゲージ厚さ及び高い重量部をしばしばもたらす、制限された強度負債（ｄｅｂｉｔ）を生成する。新たなクラスのナノモーダル温間成形鋼は、水焼き入れされる必要がなく、従来のオーステナイト化において見いだされる高温まで加熱される必要が無い。そのため、焼き入れ変形の欠如に起因して、厳密な寸法制御が可能である。これは、より低い廃棄率、及び低減されたコストをもたらし、技術を有効にする。
予成形／最終仕上げ
既存のマルテンサイト系鋼は、高温でオーステナイト化され、熱間変形され、その後液体媒体において焼き入れされる必要があるという事実に起因して、結果として得られる部品は、元々のブランク寸法から歪む。歪みの存在に起因して、特に焼き入れの間、部品における最終的な細部（つまり、最終トリミング、ホール（ｈｏｌｅ）組み込み等）は、開始のブランクにおいて予成形（ｐｒｅ−ｓｈａｐｅｄ）され得る。そのため、ポスト（ｐｏｓｔ）スタンピング操作における機械的な再打撃、又は高価なレーザートリミングが必要とされて、最終的な部品の寸法へトリムするための、最終的なホールを挿入するための最終的なポスト仕上げプロセスとして必要とされる熱間成形から得られる極めて強い材料を取り扱うための、規則的なメンテナンスを必要とする高価な金型を必要とする。温間成形を介して、かなり少ない熱膨張をもたらすかなり低い温度範囲が存在し、これは、焼き入れする必要性の欠如と併せて、温間成形鋼が、これまで知られていなかった設計及びプロセス能力を提示することを意味する。そのため、開始のブランクは、温間成形の前に適切にトリムされ、ホールによって完全に又は部分的に予成形され得るので、新たな機能性を生成し、既存の熱間成形プロセスに固有の最終的なコストのかかるレーザートリミング処理を排除する。
新たなクラスの鋼合金
本明細書の非ステンレス鋼合金は、それらが、識別可能な結晶粒径形態を有する好ましくは結晶（非ガラス）であるクラス１鋼、クラス２鋼又はクラス３鋼として本明細書で記載されるものの形成を可能にするようなものである。本明細書のクラス１、クラス２又はクラス３鋼を形成するための合金の能力は、本明細書で詳細に説明される。しかしながら、これから以下に提供される、クラス１、クラス２及びクラス３鋼の一般的な特徴の説明を最初に考量することが有用である。
クラス１鋼
本明細書のクラス１鋼の形成は、図４に示される。そこに示されるように、モーダル構造が最初に形成され、モーダル構造は、合金の液体融液によって開始すること、及び冷却によって固化することの結果であり、核生成、及び特定の粒径を有する特定の相の成長を提供する。従って、モーダルへの本明細書での参照は、少なくとも二つの粒径分布を有する構造として理解され得る。本明細書での粒径は、走査電子顕微鏡法又は透過電子顕微鏡法等の方法によって好ましくは識別可能な固有の特定の相の単結晶のサイズとして理解され得る。従って、クラス１鋼の構造＃１は、実験室規模の手順、及び／又は、粉末微粒子化又は合金鋳造等の工業規模の方法のいずれかを介して処理することによって好ましくは達成され得る。
従って、クラス１鋼のモーダル構造は最初に、融液から冷却されるときに、以下の粒径を示すことになるであろう：（１）オーステナイト及び／又はフェライトを含む５００ｎｍから２０，０００ｎｍのマトリクス粒径；（２）２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物粒径（つまり、Ｍ２Ｂ等の非金属粒であり、Ｍは金属であり、Ｂに共有結合している）。ホウ化物粒はまた好ましくは、高温での粗大化に抵抗するピニング相によってマトリクス粒が効果的に安定化されることになる特徴への参照である“ピニング”タイプの相であり得る。金属ホウ化物粒は、Ｍ２Ｂ化学量論を示すとして識別されているが、他の化学量論が可能であり、Ｍ３Ｂ，ＭＢ（Ｍ１Ｂ１），Ｍ２３Ｂ６及びＭ７Ｂ３を含むピニングを提供し得ることに留意すべきである。
クラス１鋼のモーダル構造は、熱機械的変形、及び／又は熱処理を受けることがあり、特性におけるいくつかの変化をもたらすが、モーダル構造は維持され得る。
上述のクラス１鋼が、機械的応力に曝されるとき、観測された応力対歪み図は図５に示される。従って、モーダル構造は、動的ナノ相析出として識別されるものを受けて、モーダルナノ相構造である、クラス１鋼に関する第２のタイプの構造につながることが観測される。従って、このような動的ナノ相析出は、合金が応力下で降伏を経験するときに引き起こされ、動的ナノ相析出を受けるクラス１鋼の降伏強度が好ましくは４００ＭＰａから１３００ＭＰａで生じ得ることが見い出されている。従って、動的ナノ相析出は、このような示された降伏強度を超える機械的応力の適用に起因して生じることが理解され得る。動的ナノ相析出それ自身は、関連した粒径を有する析出相で呼ばれる、クラス１鋼におけるさらなる識別可能な相の形成として理解され得る。つまり、このような動的ナノ相析出の結果は、１．０ｎｍから２００ｎｍの六方晶相及び粒を含む析出粒の形成と併せて、５００ｎｍから２０，０００ｎｍの識別可能なマトリクス粒径、２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物ピニング粒径をいまだに示す合金を形成することである。従って、上述のように、粒径は、合金が圧力をかけられるときに粗大化せず、述べられるように析出粒の発達につながる。
六方晶相への参照は、Ｐ６３ｍｃ空間群（＃１８６）を有するジヘキサゴナルピラミダルクラス（ｄｉｈｅｘａｇｏｎａｌ ｐｙｒａｍｉｄａｌ ｃｌａｓｓ）六方晶相、及び／又は、六方晶のＰ６ｂａｒ２Ｃ空間群（＃１９０）を有するジトリゴナルジピラミダルクラス（ｄｉｔｒｉｇｏｎａｌ ｄｉｐｙｒａｍｉｄａｌ ｃｌａｓｓ）として理解され得る。加えて、クラス１鋼のこのような第２のタイプの構造の機械的特性は、引張強度が、１０〜５０％の伸びによって、７００ＭＰａから１４００ＭＰａの範囲の中に落ちることが観測されるようなものである。さらに、クラス１鋼の第２のタイプの構造は、示された降伏を受ける後でほぼ平坦である０．１から０．４の歪み硬化係数をそれが示すようなものである。歪み硬化係数は、式σ＝Ｋεｎにおけるｎ値への参照であり、ここでσは材料上の適用された応力を表し、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と１との間にある。０の値は、合金が完全に塑性固体である（つまり、適用された力に対して材料が非可逆変化を受ける）ことを意味する一方で、１の値は、１００％弾性固体（つまり、適用された力に対して材料が可逆変化を受ける）を表す。
以下の表１Ａは、本明細書のクラス１鋼に関する比較及び性能のまとめを提供する。
クラス２鋼
本明細書のクラス２鋼の形成は、図６に示される。クラス２鋼はまた、識別された合金から本明細書で形成されることがあり、構造タイプ＃１、モーダル構造によって開始した後、静的ナノ相微細化及び動的ナノ相強化として本明細書で識別される二つの新たなメカニズムが続いた、二つの新たな構造タイプを含む。クラス２鋼に関する新たな構造タイプは、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で記載される。従って、本明細書のクラス２鋼は、以下のように特徴づけられ得る：構造＃１−モーダル構造（ステップ＃１）、メカニズム＃１−静的ナノ相微細化（ステップ＃２）、構造＃２−ナノモーダル構造（ステップ＃３）、メカニズム＃２−動的ナノ相強化（ステップ＃４）、及び構造＃３−高強度ナノモーダル構造（ステップ＃５）。
そこに示されるように、構造＃１が最初に形成され、モーダル構造は、合金の液体融液によって開始すること、及び冷却によって固化することの結果であり、核生成、及び特定の粒径を有する特定の相の成長を提供する。本明細書の粒径は、走査電子顕微鏡法又は透過電子顕微鏡法等の方法によって好ましくは識別可能である固有の特定の相の単結晶のサイズとして再び理解され得る。従って、クラス２鋼の構造＃１は、実験室規模の手順を介した、及び／又は粉末微粒化若しくは合金鋳造等の工業規模の方法を介したいずれかの処理によって好ましくは達成され得る。
従って、クラス２鋼のモーダル構造は、融液から冷却されるときに、以下の粒径を最初に示すであろう：（１）オーステナイト及び／又はフェライトを含む５００ｎｍから２０，０００ｎｍのマトリクス粒径；（２）２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物粒径（つまり、Ｍ２Ｂ等の非金属粒、ここでＭは金属であり、Ｂへ共有結合している）。ホウ化物粒はまた好ましくは、高温での粗大化に抵抗するピニング相によってマトリクス粒が効果的に安定化されるであろうという特徴を参照する“ピニング”タイプの相であり得る。金属ホウ化物粒は、Ｍ２Ｂ化学量論を示すとして識別されているが、他の化学量論が可能であり、Ｍ３Ｂ，ＭＢ（Ｍ１Ｂ１），Ｍ２３Ｂ６及びＭ７Ｂ３を含むピニングを提供し得、上述のメカニズム＃１又は＃２による影響を受けないことに留意すべきである。粒径への参照は、走査電子顕微鏡法又は透過電子顕微鏡法等の方法によって好ましくは識別可能な固有の特定の相の単結晶のサイズとして再び理解されることになる。さらに、本明細書のクラス２鋼の構造＃１は、このようなホウ化物相と併せて、オーステナイト及び／又はフェライトを含む。
図７では、応力歪み曲線が示され、クラス２鋼の変形挙動を受ける本明細書の非ステンレス鋼合金を表す。モーダル構造は好ましくは最初に生成され（構造＃１）、その後、生成の後で、モーダル構造は今や、構造＃２へつながる、静的ナノ相微細化メカニズムであるメカニズム＃１を通して独自に微細化され得る。静的ナノ相微細化は、５００ｎｍから２０，０００ｎｍの範囲の中に最初に落ちる構造１のマトリクス粒径が、サイズが減少して、１００ｎｍから２０００ｎｍの範囲の中に典型的には落ちるマトリクス粒径を有する構造２を提供するという特徴を参照する。ホウ化物ピニング相はいくつかの合金において著しくサイズが変化し得る一方で、それは熱処理の間にマトリクス粒の肥大化に抵抗するように設計されることに留意すべきである。これらのホウ化物ピニングサイトの存在に起因して、粗大化につながる粒界の動きは、ツェナー（Ｚｅｎｅｒ）ピニング又はツェナードラッグと呼ばれるプロセスによって遅らされることが予想されるであろう。そのため、マトリクスの粒成長は、総界面面積の減少に起因してエネルギー的に好ましいことがあり得る一方で、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粗大化のこの駆動力に対抗するであろう。
クラス２鋼における静的ナノ相微細化メカニズムの特徴、５００ｎｍから２０，０００ｎｍの範囲の中に落ちることとして述べられたミクロンスケールのオーステナイト相（ガンマ−Ｆｅ）は、新たな相（例えば、フェライト又はアルファ−Ｆｅ）へと部分的に又は完全に変態する。クラス２鋼のモーダル構造（構造１）において最初に存在するフェライト（アルファ−鉄）の体積分率は、０から４５％である。静的ナノ相微細化メカニズム＃２の結果としての構造＃２におけるフェライト（アルファ−鉄）の体積分率は典型的には２０から８０％である。静的変態は好ましくは、高温熱処理の間に生じるので固有の微細化メカニズムを含む。なぜなら、粒微細化よりも粒粗大化が、高温での従来の材料応答であるからである。
従って、粒粗大化は、静的ナノ相微細化メカニズムの間に本明細書のクラス２鋼の合金によって生じない。構造＃２は、動的ナノ相強化の間に構造＃３へ変態することが独自に可能であり、結果として、構造＃３が形成され、５から４０％の全伸びによって８００から１８００ＭＰａの範囲における引張強度値を示す。
合金の化学的性質に応じて、ナノスケール析出物は、静的ナノ相微細化、及び、非ステンレス高強度鋼の内のいくつかにおける後続の熱プロセスの間に形成し得る。ナノ析出物は、１ｎｍから２００ｎｍの範囲であり、これらの相の大部分（＞５０％）は１０〜２０ｎｍのサイズであり、マトリクス粒の粗大化を遅らせることに関する、構造＃１において形成されたホウ化物ピニング相よりも非常に小さい。また、静的ナノ相微細化の間に、ホウ化物粒径は、２００から２５００ｎｍの範囲のサイズへ、より大きく成長する。
上記をさらに詳しく述べると、クラス２鋼を提供する本明細書の合金の場合、このような合金がそれらの降伏点を超えるとき、一定の応力での塑性変形が生じ、その後、構造＃３の生成へつながる動的相変態が続く。より具体的には、十分な応力が誘起された後、応力対歪み曲線の傾きが変化して増加する変曲点が生じ（図７）、歪みと共に強度が増加して、メカニズム＃２（動的ナノ相強化）の活性化を示す。
動的ナノ相強化の間のさらなる歪みと共に、強度は増加し続けるが、ほとんど破断まで歪み硬化係数は徐々に減少する。いくらかの歪み軟化が生じるが、ネッキングでの局所的な断面積における減少に起因し得る破断点の近くのみである。応力下での材料歪みで生じる強化変態は一般的には、構造＃３へつながる、動的プロセスとしてのメカニズム＃２を定義することに留意すべきである。動的によって、プロセスは、材料の降伏点を超える応力の適用によって生じ得ることが意味される。構造３を達成する合金に関して達成され得る引張特性は、８００から１８００ＭＰａの範囲における引張強度値、及び５から４０％の全伸びを含む。達成される引張特性のレベルは、クラス２鋼に関する特徴的な応力歪み曲線に対応して歪みが増加するときに生じる変態の量にも依存する。
そのため、変態のレベルに応じて、調節可能な降伏強度もまた、変形のレベルに応じて本明細書のクラス２鋼において今や発展し得、構造＃３では、降伏強度は最終的には４００ＭＰａから１７００ＭＰａまで変化し得る。つまり、本明細書の合金の範疇の外側の従来の鋼は、比較的低いレベルの歪み硬化のみを示すので、それらの降伏強度は、事前の変形履歴に応じて小さな範囲（例えば、１００から２００ＭＰａ）にわたってのみ変化され得る。本明細書のクラス２鋼では降伏強度は、構造＃３への構造＃２の変態へ適用されるとき、幅広い範囲（例えば、４００から１７００ＭＰａ）にわたって変化し得、調節可能な変形が、様々な用途における設計者及びエンドユーザーの両方に可能性を与え、車体構造における衝突管理等の様々な用途において構造＃３を利用できるようにする。
この動的メカニズムに関して、新たな及び／又は追加の析出相若しくは複数の析出相が観測され、１ｎｍから２００ｎｍの識別可能な粒径を示す。加えて、上記析出相におけるさらなる識別が存在し、Ｐ６３ｍｃ空間群（＃１８６）を有するジヘキサゴナルピラミダルクラス六方晶相、六方晶のＰ６ｂａｒ２Ｃ空間群（＃１９０）を有するジトリゴナルジピラミダルクラス、及び／又はＦｍ３ｍ空間群（＃２２５）を有するＭ３Ｓｉ立方晶相である。従って、動的変態は、部分的又は完全に生じ得て、材料において比較的高い強度を提供する、新規なナノスケール／近ナノスケール相を有する微細構造の形成をもたらす。つまり、構造＃３は、２００から２５００ｎｍの範囲であるホウ化物相によってピン止めされる一般的には１００ｎｍから２０００ｎｍのサイズのマトリクス粒を有し、１ｎｍから２００ｎｍの範囲である析出相を有する、微細構造として理解され得る。１ｎｍから２００ｎｍの粒径を有する上記で参照した析出相の初期形成は、静的ナノ相微細化で開始し、動的ナノ相強化の間で続き、構造３の形成につながる。構造２における１ｎｍから２００ｎｍの粒径を有する析出相の体積分率は、構造３において増加し、識別された強化メカニズムによって補助される。構造３では、ガンマ−鉄のレベルは任意であり、特定の合金の化学的性質及びオーステナイト安定性に応じて排除され得ることにも留意すべきである。
動的再結晶化は、既知のプロセスであるが、メカニズム＃２とは異なることに留意すべきである。なぜなら、それは、小さな粒から大きな粒の形成を含み、それが微細化メカニズムではなく粗大化メカニズムであるからである。加えて、新たな変形していない粒が変形した粒によって置換されるとき、本明細書で与えられるメカニズムとは対照的に相変化は生じず、これはまた、本明細書の強化メカニズムとは対照的に強度における対応する減少をもたらす。鋼における準安定性のオーステナイトは、機械的応力下でマルテンサイトへ変態することが知られているが、好ましくは、マルテンサイト又は体心正方鉄相に関する証拠が、この用途において記載される新たな鋼合金において見いだされないこともまた留意すべきである。
以下の表１Ｂは、本明細書のクラス２鋼の構造及び性能特性の比較を提供する。
クラス３鋼
クラス３鋼は、本明細書でこれから説明されるようなマルチステッププロセスを介した高強度ラメラナノモーダル構造の形成と関連する。
非ステンレスのカーボンフリー鋼合金において十分な延性を備え高強度を含む引張応答を達成するために、好ましくは７ステップのプロセスが、これから開示され、図８に示される。構造発達は、構造＃１−モーダル構造（ステップ＃１）から始まる。しかしながら、クラス３鋼におけるメカニズム＃１は、構造＃２−モーダルラス相構造（ステップ＃３）につながるラス相生成（ステップ＃２）に今や関連しており、メカニズム＃２−ラメラナノ相生成（ステップ＃４）を介して、構造＃３−ラメラナノモーダル構造へ変態する（ステップ＃５）。構造＃３の変形は、メカニズム＃３−動的ナノ相強化の活性化（ステップ＃６）をもたらし、構造＃４−高強度ラメラナノモーダル構造の形成につながる（ステップ＃７）。参照はまた、以下の表１Ｃに為される。
モーダル構造（つまり、バイ、トリ及びより高次）の形成を含む構造＃１は、示されるような実験室規模を介した、及び／又は、双ロール鋳造若しくは薄スラブ鋳造等のチル表面処理を含む工業規模の方法を介した処理によってこの用途における参照された化学的性質を備える合金において達成され得る。従って、クラス３鋼のモーダル構造は、融液から冷却されるときに、最初に以下の粒径を示す：（１）フェライト又はアルファ−Ｆｅ（必須の）、及び、必要に応じてオーステナイト又はガンマ−Ｆｅを含む、５００ｎｍから２０，０００ｎｍのマトリクス粒径；並びに、（２）１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒径（つまり、Ｍ２Ｂ等の非金属粒、ここで、Ｍは金属であり、Ｂに共有結合している）；（３）３５０から１０００ＭＰａの降伏強度；（４）４００から１２００ＭＰａの引張強度及び０〜３．０％の全伸び。それはまた、マトリクス粒の樹状成長形態を示すであろう。また、ホウ化物粒は好ましくは、高温での粗大化に抵抗するピニング相によってマトリクス粒が効果的に安定化されるであろう特徴を参照する“ピニング”タイプの相であり得る。金属ホウ化物粒は、Ｍ２Ｂ化学量論を示すものとして識別されているが、他の化学量論が可能であり、Ｍ３Ｂ，ＭＢ（Ｍ１Ｂ１），Ｍ２３Ｂ６及びＭ７Ｂ３を含むピニングを提供し得、上述のメカニズム＃１、＃２又は＃３によって影響されないことに留意すべきである。粒径への参照は、走査電子顕微鏡法又は透過電子顕微鏡法等の方法によって好ましくは識別可能な固有の特定の相の単結晶のサイズとして再び理解されることになる。従って、本明細書のクラス３鋼の構造＃１は、このようなホウ化物相と併せてフェライトを含む。
構造＃２は、メカニズム＃１を通して樹状形態を備えるモーダル構造（構造１）から、均一に分布した析出物を備えるモーダルラス相構造の形成を含む。ラス相構造は、プレート形状の結晶粒から構成された構造として一般的に理解され得る。“樹状形態”への参照は、木のようなものとして理解され得、“プレート形状の”への参照は、シートのようなものとして理解され得る。ラス構造形成は好ましくは、プレートのような結晶粒形成を介して、高温で（例えば、７００℃から１２００℃の温度で）生じて、（１）典型的には１００から１０，０００ｎｍであるラス構造粒径；（２）１００ｎｍから２，５００ｎｍのホウ化物粒径；（３）３５０ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度；（４）３５０ＭＰａから１６００ＭＰａの引張強度；（５）０〜１２％の伸び、を有する。構造＃２はまた、アルファ−Ｆｅを含み、ガンマ−Ｆｅは必要に応じて残る。
典型的には１００から１０００ｎｍのサイズを有するホウ化物析出物の第２の相は、孤立した粒子としてのラスマトリクスにおいて分散されて見出され得る。ホウ化物析出物の第２の相は、異なる化学量論（Ｍ２Ｂ，Ｍ３Ｂ，ＭＢ（Ｍ１Ｂ１），Ｍ２３Ｂ６及びＭ７Ｂ３）の非金属粒として理解され得て、ここでＭは金属であり、ホウ素に共有結合している。これらのホウ化物析出物は、ほとんど変化しない又は変化がないサイズを有する構造＃１におけるホウ化物粒から区別される。
構造＃３（ラメラナノモーダル構造）は、ラメラナノ相生成として識別されるメカニズム＃２を介した、一つ又はいくつかの相へのフェライトの静的変態の結果としてラメラ形態の形成を含む。静的変態は、高温熱処理の間の拡散による合金化元素の分配に起因した、新たな相又はいくつかの新たな相への母相の分解であり、好ましくは７００℃から１２００℃の温度範囲において生じ得る。ラメラ（又は層状）構造は、二つの相の交互の層から構成され、それによって個別のラメラは、三次元において接続されたコロニー内に存在する。クラス３合金では、ラメラナノモーダル構造は、：（１）１００ｎｍから１０，０００ｎｍの範囲における厚さを備え、且つ０．１から５ミクロンの長さを備える、１００ｎｍから１０００ｎｍ幅のラメラ；（２）異なる化学量論（Ｍ２Ｂ，Ｍ３Ｂ，ＭＢ（Ｍ１Ｂ１），Ｍ２３Ｂ６及びＭ７Ｂ３）の１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒であって、Ｍが金属であり、ホウ素に共有結合している；（３）１ｎｍから１００ｎｍの析出粒；（４）３５０ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、を含む。ラメラナノモーダル構造は、アルファ−Ｆｅを含み続け、ガンマ−Ｆｅは任意のままである。
ラメラナノモーダル構造（構造＃３）は、１０００ＭＰａから２０００ＭＰａの範囲における比較的高い引張強度を示す塑性変形（つまり、材料に関する降伏応力を超える）の間に動的ナノ相強化（メカニズム＃３、機械適応力への曝露）を介して構造＃４へ変態する。図９では、応力−歪み曲線が示され、クラス２のそれと比較してクラス３鋼の変形挙動を受ける本明細書での構造＃３を有する合金を表す。図９に示されるように、構造＃３は、応力の適用時に、示された曲線を提供し、クラス３鋼の構造＃４をもたらす。
変形の間の強化は、材料が応力下で歪むときに生じ、動的プロセスとしてのメカニズム＃３を定義する相変態に関連する。本出願において記載されるレベルで高強度を示すための合金に関して、ラメラ構造は好ましくは、変形前に形成される。このメカニズムで固有なことは、ミクロンスケールのオーステナイト相が、一般的にナノスケールの形態までの微細構造的特徴のスケールにおける減少によって新たな相へ変態することである。いくらかの割合のオーステナイトは、鋳造の間にいくらかのクラス３合金において最初に形成し得、その後、構造＃１及び構造＃２において存在したままであり得る。応力が適用されるときの歪みの間、新たな又は追加の相が形成され、典型的には１から１００ｎｍの範囲におけるナノ粒を有する。
変形後（ｐｏｓｔ−ｄｅｆｏｒｍｅｄ）の構造＃４（高強度ラメラナノモーダル構造）では、フェライト粒は、変形の間に形成された新たな相から構成されたナノ構造を有する交互の層を含む。特定の化学的性質及びオーステナイトの安定性に応じて、いくらかのオーステナイトが、追加で存在し得る。各層が単一の又は単にいくつかの粒を表す、構造＃３における層とは対照的に、構造＃４では、異なる相の多量のナノ粒が、動的ナノ相強化の結果として存在する。ナノスケール相形成が合金変形の間に生じるので、それは、応力誘起変態を表し、動的プロセスとして定義する。変形の間のナノスケール相析出は、合金の大きな歪み硬化の原因となる。動的変態は部分的に又は完全に生じ得、材料における高強度を提供する高強度ラメラナノモーダル構造（構造＃４）として特定される新規なナノスケール／近ナノスケール相を有する微細構造の形成をもたらす。そのため、構造＃４は、メカニズム＃３によって達成された強化の量、及び特定の化学的性質に応じた様々なレベルの強化によって形成され得る。
以下の表１Ｃは、本明細書のクラス３鋼の構造及び性能特性の比較を提供する。
合金特性
新たな合金では、融解は一つ又は多数の段階において生じ、初期の融解は合金の化学的性質に応じて〜１０００℃からであり、最終的な融解温度は、〜１５００℃までであり得る。融解挙動における変動は、それらの化学的性質に応じた、合金のチル表面加工での複雑な相形成を反映する。合金の密度は、７．２ｇ／ｃｍ３から８．２ｇ／ｃｍ３まで変動する。各クラスからの合金における機械的特性値は、合金の化学的性質、及び加工／処理条件に依存するであろう。クラス１鋼に関して、極限引張強度値は、５から４０％の引張伸びによって７００から１５００ＭＰａまで変わり得る。降伏応力は、４００から１３００ＭＰａまでの範囲である。クラス２鋼に関して、極限引張強度値は、５から４０％の引張伸びによって８００から１８００ＭＰａまで変わり得る。降伏応力は、４００から１７００ＭＰａまでの範囲である。クラス３鋼に関して、極限引張強度値は、０．５から１５％の引張伸びによって１０００から２０００ＭＰａまで変わり得る。降伏応力は、５００から１８００ＭＰａまでの範囲である。鋼の追加のクラスは、上記で挙げられた限界の外側の、可能な降伏強度、引張強度及び伸び値を有すると予想される。
実施例
好ましい合金の化学的性質及びサンプル調製
調査される合金の化学組成は、利用される好ましい原子比率を提供する表２に示される。これらの化学的性質は、圧力真空鋳造機（ＰＶＣ）におけるシート鋳造を介した材料加工を用いることによって調査されてきた。高純度元素又は鉄添加物及び他の容易に商業的に入手可能な成分を用いて、目標の合金の３５ｇの合金原料が、表２において提供された原子比率に従って秤量された。原料材料はその後、アーク融解システムの銅ハース内に置かれた。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク融解された。インゴットは数回反転され、均一性を確保するために再融解された。混合後、インドットはその後およそ１２ｍｍ幅、３０ｍｍ長さ及び８ｍｍ厚さの指の形状に鋳造された。結果として得られた指はその後、ＰＶＣチャンバーに置かれ、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、１．８ｍｍの厚さを有する３×４インチシートを鋳造するために設計された銅金型上へ放出された。鋳造されたプレートの例は図１０に示される。利用された合金のダイカストは、双ロール、薄ストリップ及び薄スラブ鋳造でのチル表面上のシート固化を含むがそれらに限定されない異なるシート製造法での金属固化に相関し得る比較的高い冷却速度での溶融固化に関連する。
従って、存在するＦｅの原子％は、４８．０，４８．１，４８．２，４８．３，４８．４，４８．５，４８．６，４８．７，４８．８，４８．９，４９．０，４９．１，４９．２，４９．３，４９．４，４９．５，４９．６，４９．７，４９．８，４９．９，５０．０，５０．１，５０．２，５０．３，５０．４，５０．５，５０．６，５０．７，５０．８，５０．９，５１．０，５１．１，５１．２，５１．３，５１．４，５１．５，５１．６，５１．７，５１．８，５１．９，５２．０，５２．１，５２．２，５２．３，５２．４，５２．５，５２．６，５２．７，５２．８，５２．９，５３．０，５３．１，５３．２，５３．３，５３．４，５３．５，５３．６，５３．７，５４．８，５３．９，５３．０，５３．１，５３．２，５３．３，５３．４，５３．５，５３．６，５３．７，５３．８，５３．９，５４．０，５４．１，５４．２，５４．３，５４．４，５４．５，５４．６，５４．７，５４．８，５４．９，５５．０，５５．１，５５．２，５５．３，５５．４，５５．５，５５．６，５５．７，５５．８，５５．９，５６．０，５６．１，５６．２，５６．３，５６．４，５６．５，５６．６，５６．７，５６．８，５６．９，５７．０，５７．１，５７．２，５７．３，５７．４，５７．５，５７．６，５７．７，５７．８，５７．９，５８．０，５８．１，５８．２，５８．３，５８．４，５８．５，５８．６，５８．７，５８．８，５８．９，５９．０，５９．１，５９．２，５９．３，５９．４，５９．５，５９．６，５９．７，５９．８，５９．９，６０．０，６０．１，６０．２，６０．３，６０．４，６０．５，６０．６，６０．７，６０．８，６０．９，６１．０，６１．１，６１．２，６１．３，６１．４，６１．５，６１．６，６１．７，６１．８，６１．９，６２．０，６２．１，６２．２，６２．３，６２．４，６２．５，６２．６，６２．７，６２．８，６２．９，６３．０，６３．１，６３．２，６３．３，６３．４，６３．５，６３．６，６３．７，６３．８，６３．９，６４．０，６４．１，６４．２，６４．３，６４．４，６４．５，６４．６，６４．７，６４．８，６４．９，６５．０，６５．１，６５．２，６５．３，６５．４，６５．５，６５．６，６５．７，６５．８，６５．９，６６．０，６６．１，６６．２，６６．３，６６．４，６６．５，６６．６，６６．７，６６．８，６６．９，６７．０，６７．１，６７．２，６７．３，６７．４，６７．５，６７．６，６７．７，６７．８，６７．９，６８．０，６８．１，６８．２，６８．３，６８．４，６８．５，６８．６，６８．７，６８．８，６８．９，６９．０，６９．１，６９．２，６９．３，６９．４，６９．５，６９．６，６９．７，６９．８，６９．９，７０．０，７０．１，７０．２，７０．３，７０．４，７０．５，７０．６，７０．７，７０．８，７０．９，７１．０，７１．１，７１．２，７１．３，７１．４，７１．５，７１．６，７１．７，７１．８，７１．９，７２．０，７２．１，７２．２，７２．３，７２．４，７２．５，７２．６，７２．７，７２．８，７２．９，７３．０，７３．１，７３．２，７３．３，７３．４，７３．５，７３．６，７３．７，７３．８，７３．９，７４．０，７４．１，７４．２，７４．３，７４．４，７４．５，７４．６，７４．７，７４．８，７４．９，７５．０，７５．１，７５．２，７５．３，７５．４，７５．５，７５．６，７５．７，７５．８，７５．９，７６．０，７６．１，７６．２，７６．３，７６．４，７６．５，７６．６，７６．７，７６．８，７６．９，７７．０，７７．１，７７．２，７７．３，７７．４，７７．５，７７．６，７７．７，７７．８，７７．９，７８．０，７８．１，７８．２，７８．３，７８．４，７８．５，７８．６，７８．７，７８．８，７８．９，７９，７９．１，７９．２，７９．３，７９．４，７９．５，７９．６，７９．７，７９．８，７９．９，８０．０，８０．１，８０．２，８０．３，８０．４，８０．５，８０．６，８０．７，８０．８，８０．９，８１．０であり得る。
従って、Ｂの原子％は、２．０，２．１，２．２，２．３，２．４，２．５，２．６，２．７，２．８，２．９，３．０，３．１，３．２，３．３，３．４，３．５，３．６，３．７，３．８，３．９，４．０，４．１，４．２，４．３，４．４，４．５，４．６，４．７，４．８，４．９，５．０，５．１，５．２，５．３，５．４，５．５，５．６，５．７，５．８，５．９，６．０，６．１，６．２，６．３，６．４，６．５，６．６，６．７，６．８，６．９，７．０，７．１，７．２，７．３，７．４，７．５，７．６，７．７，７．８，７．９，８．０であり得る。
従って、Ｓｉの原子％は、４．０，４．１，４．２，４．３，４．４，４．５，４．６，４．７，４．８，４．９，５．０，５．１，５．２，５．３，５．４，５．５，５．６，５．７，５．８，５．９，６．０，６．１，６．２，６．３，６．４，６．５，６．６，６．７，６．８，６．９，７．０，７．１，７．２，７．３，７．４，７．５，７．６，７．７，７．８，７．９，８．０，８．１，８．２，８．３，８．４，８．５，８．６，８．７，８．８，８．９，９．０，９．１，９．２，９．３，９．４，９．５，９．６，９．７，９．８，９．９，１０．０，１０．１，１０．２，１０．３，１０．４，１０．５，１０．６，１０．７，１０．８，１０．９，１１．０，１１．１，１１．２，１１．３，１１．４，１１．５，１１．６，１１．７，１１．８，１１．９，１２．０，１２．１，１２．２，１２．３，１２．４，１２．５，１２．６，１２．７，１２．８，１２．９，１３．０，１３．１，１３．２，１３．３，１３．４，１３．５，１３．６，１３．７，１３．８，１３．９，１４．０であり得る。
従って、Ｃｕの原子％は、０．１，０．２，０．３，０．４，０．５，０．６，０．７，０．８，０．９，１．０，１．１，１．２，１．３，１．４，１．５，１．６，１．７，１．８，１．９，２．０，２．１，２．２，２．３，２．４，２．５，２．６，２．７，２．８，２．９，３．０，３．１，３．２，３．３，３．４，３．５，３．６，３．７，３．８，３．９，４．０，４．１，４．２，４．３，４．４，４．５，４．６，４．７，４．８，４．９，５．０，５．１，５．２，５．３，５．４，５．５，５．６，５．７，５．８，５．９，６．０であり得る。
従って、Ｍｎの原子比率は、０．１，０．２，０．３，０．４，０．５，０．６，０．７，０．８，０．９，１．０，１．１，１．２，１．３，１．４，１．５，１．６，１．７，１．８，１．９，２．０，２．１，２．２，２．３，２．４，２．５，２．６，２．７，２．８，２．９，３．０，３．１，３．２，３．３，３．４，３．５，３．６，３．７，３．８，３．９，４．０，４．１，４．２，４．３，４．４，４．５，４．６，４．７，４．８，４．９，５．０，５．１，５．２，５．３，５．４，５．５，５．６，５．７，５．８，５．９，６．０，６．１，６．２，６．３，６．４，６．５，６．６，６．７，６．８，６．９，７．０，７．１，７．２，７．３，７．４，７．５，７．６，７．７，７．８，７．９，８．０，８．１，８．２，８．３，８．４，８．５，８．６，８．７，８．８，８．９，９．０，９．１，９．２，９．３，９．４，９．５，９．６，９．７，９．８，９．９，１０．０，１０．１，１０．２，１０．３，１０．４，１０．５，１０．６，１０．７，１０．８，１０．９，１１．０，１１．１，１１．２，１１．３，１１．４，１１．５，１１．６，１１．７，１１．８，１１．９，１２．０，１２．１，１２．２，１２．３，１２．４，１２．５，１２．６，１２．７，１２．８，１２．９，１３．０，１３．１，１３．２，１３．３，１３．４，１３．５，１３．６，１３．７，１３．８，１３．９，１４．０，１４．１，１４．２，１４．３，１４．４，１４．５，１４．６，１４．７，１４．８，１４．９，１５．０，１５．１，１５．２，１５．３，１５．４，１５．５，１５．６，１５．７，１５．８，１５．９，１６．０，１６．１，１６．２，１６．３，１６．４，１６．５，１６．６，１６．７，１６．８，１６．９，１７．０，１７．１，１７．２，１７．３，１７．４，１７．５，１７．６，１７．７，１７．８，１７．９，１８．０，１８．１，１８．２，１８．３，１８．４，１８．５，１８．６，１８．７，１８．８，１８．９，１９．０，１９．１，１９．２，１９．３，１９．４，１９．５，１９．６，１９．７，１９．８，１９．９，２０．０，２０．１，２０．２，２０．３，２０．４，２０．５，２０．６，２０．７，２０．８，２０．９，２１．０であり得る。
従って、Ｎｉの原子比率は、０．１，０．２，０．３，０．４，０．５，０．６，０．７，０．８，０．９，１．０，１．１，１．２，１．３，１．４，１．５，１．６，１．７，１．８，１．９，２．０，２．１，２．２，２．３，２．４，２．５，２．６，２．７，２．８，２．９，３．０，３．１，３．２，３．３，３．４，３．５，３．６，３．７，３．８，３．９，４．０，４．１，４．２，４．３，４．４，４．５，４．６，４．７，４．８，４．９，５．０，５．１，５．２，５．３，５．４，５．５，５．６，５．７，５．８，５．９，６．０，６．１，６．２，６．３，６．４，６．５，６．６，６．７，６．８，６．９，７．０，７．１，７．２，７．３，７．４，７．５，７．６，７．７，７．８，７．９，８．０，８．１，８．２，８．３，８．４，８．５，８．６，８．７，８．８，８．９，９．０，９．１，９．２，９．３，９．４，９．５，９．６，９．７，９．８，９．９，１０．０，１０．１，１０．２，１０．３，１０．４，１０．５，１０．６，１０．７，１０．８，１０．９，１１．０，１１．１，１１．２，１１．３，１１．４，１１．５，１１．６，１１．７，１１．８，１１．９，１２．０，１２．１，１２．２，１２．３，１２．４，１２．５，１２．６，１２．７，１２．８，１２．９，１３．０，１３．１，１３．２，１３．３，１３．４，１３．５，１３．６，１３．７，１３．８，１３．９，１４．０，１４．１，１４．２，１４．３，１４．４，１４．５，１４．６，１４．７，１４．８，１４．９，１５．０，１５．１，１５．２，１５．３，１５．４，１５．５，１５．６，１５．７，１５．８，１５．９，１６．０であり得る。
従って、任意の元素としてのＣｒの原子比率は、存在するならば、０．１，０．２，０．３，０．４，０．５，０．６，０．７，０．８，０．９，１．０，１．１，１．２，１．３，１．４，１．５，１．６，１．７，１．８，１．９，２．０，２．１，２．２，２．３，２．４，２．５，２．６，２．７，２．８，２．９，３．０，３．１，３．２，３．３，３．４，３．５，３．６，３．７，３．８，３．９，４．０，４．１，４．２，４．３，４．４，４．５，４．６，４．７，４．８，４．９，５．０，５．１，５．２，５．３，５．４，５．５，５．６，５．７，５．８，５．９，６．０，６．１，６．２，６．３，６．４，６．５，６．６，６．７，６．８，６．９，７．０，７．１，７．２，７．３，７．４，７．５，７．６，７．７，７．８，７．９，８．０，８．１，８．２，８．３，８．４，８．５，８．６，８．７，８．８，８．９，９．０，９．１，９．２，９．３，９．４，９．５，９．６，９．７，９．８，９．９，１０．０，１０．１，１０．２，１０．３，１０．４，１０．５，１０．６，１０．７，１０．８，１０．９，１１．０，１１．１，１１．２，１１．３，１１．４，１１．５，１１．６，１１．７，１１．８，１１．９，１２．０，１２．１，１２．２，１２．３，１２．４，１２．５，１２．６，１２．７，１２．８，１２．９，１３．０，１３．１，１３．２，１３．３，１３．４，１３．５，１３．６，１３．７，１３．８，１３．９，１４．０，１４．１，１４．２，１４．３，１４．４，１４．５，１４．６，１４．７，１４．８，１４．９，１５．０，１５．１，１５．２，１５．３，１５．４，１５．５，１５．６，１５．７，１５．８，１５．９，１６．０，１６．１，１６．２，１６．３，１６．４，１６．５，１６．６，１６．７，１６．８，１６．９，１７．０，１７．１，１７．２，１７．３，１７．４，１７．５，１７．６，１７．７，１７．８，１７．９，１８．０，１８．１，１８．２，１８．３，１８．４，１８．５，１８．６，１８．７，１８．８，１８．９，１９．０，１９．１，１９．２，１９．３，１９．４，１９．５，１９．６，１９．７，１９．８，１９．９，２０．０，２０．１，２０．２，２０．３，２０．４，２０．５，２０．６，２０．７，２０．８，２０．９，２１．０，２１．１，２１．２，２１．３，２１．４，２１．５，２１．６，２１．７，２１．８，２１．９，２２．０，２２．１，２２．２，２２．３，２２．４，２２．５，２２．６，２２．７，２２．８，２２．９，２３．０，２３．１，２３．２，２３．３，２３．４，２３．５，２３．６，２３．７，２３．８，２３．９，２４．０，２４．１，２４．２，２４．３，２４．４，２４．５，２４．６，２４．７，２４．８，２４．９，２５．０，２５．１，２５．２，２５．３，２５．４，２５．５，２５．６，２５．７，２５．８，２５．９，２６．０，２６．１，２６．２，２６．３，２６．４，２６．５，２６．６，２６．７，２６．８，２６．９，２７，２７．１，２７．２，２７．３，２７．４，２７．５，２７．６，２７．７，２７．８，２７．９，２８．０，２８．１，２８．２，２８．３，２８．４，２８．５，２８．６，２８．７，２８．８，２８．９，２９．０，２９．１，２９．２，２９．３，２９．４，２９．５，２９．６，２９．７，２９．８，２９．９，３０．０，３０．１，３０．２，３０．３，３０．４，３０．５，３０．６，３０．７，３０．８，３０．９，３１．０，３１．１，３１．２，３１．３，３１．４，３１．５，３１．６，３１．７，３１．８，３１．９，３２．０であり得る。
事例（Ｃａｓｅ Ｅｘａｍｐｌｅ）＃１：クラス２ステンレス合金の温間成形性
調査は、高温での本明細書に記載された合金の温間成形性を評価するために実施された。双ロール鋳造又は薄スラブ鋳造によるプレート製造の場合には、利用された合金は、優れた成形性を有するべきであり、製造プロセスでのステップとして熱間圧延によって加工されることになる。さらに、熱間成形能は、ホットプレス、ホットスタンピング等の方法によって異なる形状を備える部品製造に関するそれらの使用に関して高強度合金の重要な特徴である。
鉄添加物及び他の容易に商業的に入手可能な成分を用いて、クラス２鋼を表す合金８２に関する３５ｇの商用純度（ＣＰ）原料が、表２において提供された原子比率に従って秤量された。その後、原料材料は、アーク融解システムの銅ハース内に置かれた。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク融解された。インゴットは数回反転され、均一性を確保するために再融解された。その後、結果として得られたインゴットはＰＶＣチャンバーに置かれ、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、１．８ｍｍの厚さを有する３×４インチプレートを鋳造するために設計された銅金型上へ放出された。
合金８２からの、結果として得られるプレートは、５インチ高さと４インチ直径の炉チャンバーサイズを有するモリブデン炉を有するＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５機器を用いて１１５０℃でＨＩＰサイクルを受けた。プレートは、目標温度まで１０℃／分で加熱され、１時間の間３０ｋｓｉの等静圧へ曝露された。１時間の間の８５０℃での熱処理が、ＨＩＰサイクル後に適用された。１２ｍｍのゲージ長さ及び３ｍｍの幅を有する引張標本は、処理されたプレートから切られた。
引張測定は、表４において特定された温度で表３において挙げられた試験パラメーターによって行われた。（図１１に示される）ナノ鋼Ｒ＆Ｄ標本形状は、高温引張試験に関して要求されたピンホールに適合するためにつかみ部を大きくすることによって修正された。サンプルの修正されたつかみ部は、９．５ｍｍ（３／８”）である。表５では、総引張伸び（歪み）、降伏応力及び極限引張強度を含む引張試験結果のまとめが、合金８２からの、処理されたプレートに関して示される。同一処理後の同一合金に関する室温の引張特性範囲は、比較のために挙げられる。分かるように、高強度合金における延性は、７００℃で２倍高く、８００℃で試験されたとき９２％までに達し、合金の高い温間成形能を実証する。合金の温かい温度の延性は、合金の化学的性質、熱機械的処理パラメーター及び試験温度に強く依存する。
事例＃２：クラス２非ステンレス合金の温間成形性
鉄添加物及び他の容易に商業的に入手可能な成分を用いて、クラス２鋼を表す合金２１３に関する３５ｇの商用純度（ＣＰ）原料が、表２において提供される原子比率に従って秤量された。その後、原料材料は、アーク融解システムの銅ハース内に置かれた。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク融解された。インゴットは数回反転され、均一性を確保するために再融解された。結果として得られたインゴットはその後、ＰＶＣチャンバーに置かれ、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、１．８ｍｍの厚さを有する３×４インチプレートを鋳造するために設計された銅金型上へ放出された。
合金２１３からの、結果として得られるプレートは、５インチ高さと４インチ直径の炉チャンバーサイズを有するモリブデン炉を有するＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５機器を用いて１１２５℃でＨＩＰサイクルを受けた。プレートは、目標温度まで１０℃／分で加熱され、１時間の間３０ｋｓｉの等静圧へ曝露された。ナノ鋼Ｒ＆Ｄ標本形状を有する引張標本（図１１）は、処理されたプレートから切られた。
引張測定は、表７において特定された温度で表６において挙げられた試験パラメーターによって行われた。表８では、総引張伸び（歪み）、降伏応力及び極限引張強度を含む引張試験結果のまとめが、合金２１３からの処理されたプレートに関して示される。同一処理後の同一合金に関する室温の引張特性範囲が、比較のために挙げられる。分かるように、この合金は、７００℃で処理されたときに７４％までの高い延性を示し、高い温間成形能を実証する。引張伸び及び降伏応力の温度依存性は、図１２上に示される。合金の温かい温度の延性は、合金の化学的性質、熱機械的処理パラメーター及び試験温度に強く依存する。
事例＃３：クラス３合金の温間成形性
調査は、高温で本明細書において記載された合金の温間成形性を評価するために実施された。双ロール鋳造又は薄スラブ鋳造によるプレート製造の場合には、利用された合金は、優れた成形性を有するべきであり、製造プロセスでのステップとして熱間圧延によって加工されることになる。さらに、熱間成形能は、ホットプレス、ホットスタンピング等の方法によって異なる形状を備える部品製造に関するそれらの使用に関して高強度合金の重要な特徴である。
高純度元素を用いて、クラス３鋼を表す合金３６の、３５ｇの合金原料が、表２において提供される原子比率に従って秤量された。原料はその後、アーク融解システムの銅ハース内に置かれた。原料は、シールドガスとしての高純度アルゴンを用いてインゴットへとアーク融解された。インゴットは数回反転され、均一性を確保するために再融解された。結果として得られたインゴットはその後、ＰＶＣチャンバーに置かれ、ＲＦ誘導を用いて融解され、その後、１．８ｍｍの厚さを有する３×４インチプレートを鋳造するために設計された銅金型上へ放出された。
合金３６からの、結果として得られるプレートは、５インチ高さと４インチ直径の炉チャンバーサイズを有するモリブデン炉を有するＡｍｅｒｉｃａｎ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｍｏｄｅｌ ６４５機器を用いて１１００℃でＨＩＰサイクルを受けた。プレートは、目標温度まで１０℃／分で加熱され、１時間の間３０ｋｓｉの等静圧へ曝露された。１時間の間の８５０℃での熱処理は、ＨＩＰサイクル後に適用された。ナノ鋼Ｒ＆Ｄ標本形状を有する引張標本（図１１）は、処理されたプレートから切られた。
引張測定は、７００℃で０．００１ｓ−１の歪み速度で行われた。表９では、総引張伸び（歪み）、降伏応力及び極限引張強度を含む引張試験結果のまとめが、合金３６からの処理されたプレートに関して示される。同一の処理後の同一の合金に関して室温の引張特性範囲が、比較のために挙げられる。分かるように、室温で１６５０ＭＰａまでの極限強度を有する高強度合金は、７００℃で試験されたときに８８．５％までの高い延性を示し、高い温間成形能を実証する。合金の温かい温度の延性は、合金の化学的性質、熱機械的処理パラメーター及び試験温度に強く依存する。試験された標本の実施例が、図１３に示される。
事例＃４：クラス２合金からの商業用シートの温間成形性
合金８２は、〜９％の圧下（ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ）へ〜１０５０℃で行われたインライン熱間圧延による薄ストリップ（Ｔｈｉｎ Ｓｔｒｉｐ）鋳造による商業用シートの製造に関して利用された。シート材料の条件は最適化されていない（インライン圧延での圧下、及び低温に起因したナノモーダル構造への部分的変態）。ナノ鋼Ｒ＆Ｄ標本形状を備える引張標本（図１１）は、製造されたシートから切られた。引張測定は、表１１において特定された温度で表１０において挙げられた試験パラメーターによって行われた。表１２では、総引張伸び（歪み）、降伏応力及び極限引張強度を含む引張試験結果のまとめが、合金８２からの製造されたシートに関して示される。引張伸び及び強度特性の温度依存性が、図１４に示される。分かるように、インライン熱間圧延でのナノモーダル構造への部分的な変態のみにも関わらず、３０％までの延性が７００℃で達成され得る。さらに高い温間成形能が、完全変態を有するシートにおいて予想される。

Claims (16)

  1. Ｆｅを４８．０原子％から８１．０原子％、Ｂを２．０原子％から８．０原子％、Ｓｉを４．０原子％から１４．０原子％、及び、Ｃｕ、Ｍｎ又はＮｉの内の少なくとも一つ以上を含む金属合金を供給する段階であって、Ｃｕが０．１原子％から６．０原子％で存在し、Ｍｎが０．１原子％から２１．０原子％で存在し、Ｎｉが０．１原子％から１６．０原子％で存在する段階と；
    前記合金を融解して、固化して、５００ｎｍから２０，０００ｎｍのマトリクス粒径及び２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物粒径を形成する段階と；
    前記合金に機械的応力をかけて、及び／又は、加熱して、以下の少なくとも一つを形成する段階と、を含む方法であって、
    （ａ）５００ｎｍから２０，０００ｎｍのマトリクス粒径、２５ｎｍから５００ｎｍのホウ化物粒、１ｎｍから２００ｎｍの析出粒径、ただし、前記合金は、４００ＭＰａから１３００ＭＰａの降伏強度、７００ＭＰａから１４００ＭＰａの引張強度及び１０％から５０％の引張伸びを示す；
    （ｂ）１００ｎｍから２０００ｎｍの微細マトリクス粒径、１ｎｍから２００ｎｍの析出粒径、２００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒径、ただし、合金は、３００ＭＰａから８００ＭＰａの降伏強度を有する、方法。
  2. （ａ）の前記合金が、１時間までの時間の間、２００℃から８５０℃の温度で加熱され、冷却時に共析変態が存在しない、請求項１に記載の方法。
  3. （ｂ）の前記合金が、１時間までの時間の間、２００℃から８５０℃の温度で加熱され、冷却時に共析変態が存在しない、請求項１に記載の方法。
  4. 前記合金が、選択された形状へ成形される、請求項２に記載の方法。
  5. 前記合金が、選択された形状へ成形される、請求項３に記載の方法。
  6. 前記微細マトリクス粒径（ｂ）を有する前記合金が、３００ＭＰａから８００ＭＰａの前記降伏強度を超える応力に曝露され、前記微細マトリクス粒径は１００ｎｍから２０００ｎｍのままであり、前記ホウ化物粒径は２００ｎｍから２５００ｎｍのままであり、前記析出粒径は１ｎｍから２００ｎｍのままであり、前記合金が、４００ＭＰａから１７００ＭＰａの降伏強度、８００ＭＰａから１８００ＭＰａの引張強度及び５％から４０％の伸びを示す、請求項１に記載の方法。
  7. 前記合金が、１時間の時間の間、２００℃から８５０℃の温度で加熱され、冷却時に共析変態が存在しない、請求項６に記載の方法。
  8. 前記合金が、選択された形状へ成形される、請求項７に記載の方法。
  9. ３２原子％までのレベルでＣｒを含む、請求項１に記載の方法。
  10. １０原子％までのレベルでＣ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｗ又はＰｄを含む、請求項１に記載の方法。
  11. （ａ）Ｆｅを４８．０原子％から８１．０原子％、Ｂを２．０原子％から８．０原子％、Ｓｉを４．０原子％から１４．０原子％、及び、Ｃｕ、Ｍｎ又はＮｉの内の少なくとも一つ以上を含む金属合金を供給する段階であって、Ｃｕが０．１原子％から６．０原子％で存在し、Ｍｎが０．１原子％から２１．０原子％で存在し、Ｎｉが０．１原子％から１６．０原子％で存在する段階と；
    （ｂ）前記合金を融解して、固化して、樹状形態、並びに５００ｎｍから２０，０００ｎｍのマトリクス粒径、及び１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒径を提供する段階と；
    （ｃ）前記合金を熱処理して、１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒、１００ｎｍから１０，０００ｎｍの粒を含むラス構造を形成する段階であって、前記合金が３００ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度、３５０ＭＰａから１６００ＭＰａの引張強度及び０％〜１２％の伸びを有する段階と；
    （ｄ）段階（ｃ）の後に前記合金を熱処理して、１００ｎｍから２５０００ｎｍのホウ化物粒及び１．０ｎｍから１００ｎｍの析出粒と併せて、１００ｎｍから１０，０００ｎｍの厚さ、０．１マイクロメートルから５．０マイクロメートルの長さ及び１００ｎｍから１０００ｎｍの幅のラメラ粒を形成する段階であって、前記合金が３５０ＭＰａから１４００ＭＰａの降伏強度を示す段階と、を含む方法であって、
    （ｅ）前記合金が、１時間までの時間の間、２００℃から８５０℃の温度で加熱され、冷却時に共析変態が存在しない、方法。
  12. 段階（ｄ）において形成された合金が、段階（ｅ）の前に圧力をかけられ、１００ｎｍから５０００ｎｍの粒、１００ｎｍから２５００ｎｍのホウ化物粒、１ｎｍから１００ｎｍの析出粒を有する合金を形成し、前記合金が、５００ＭＰａから１８００ＭＰａの降伏強度、１０００ＭＰａから２０００ＭＰａの引張強度及び０．５％から１５％の伸びを有する、請求項１１に記載の方法。
  13. 前記合金が、選択された形状に成形される、請求項１１に記載の方法。
  14. 前記合金が、選択された形状に成形される、請求項１２に記載の方法。
  15. ３２原子％までのレベルでＣｒを含む、請求項１１に記載の方法。
  16. １０原子％までのレベルでＣ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｗ又はＰｄを含む、請求項１１に記載の方法。
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