(57)【要約】  この発明は、水素アタックから生じ得る延伸の間の金属合金の遅れクラッキングの防止に関する。合金は、白いボディ、車両フレーム、シャーシ又はパネル等の車両において用いられる一部又は部品に用途を見出す。
2019504211.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
金属合金における遅れクラッキングに関する抵抗を改善するための方法であって、
（ａ）少なくとも５０原子％の鉄と、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｂ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ又はＣから選択される少なくとも４以上の元素とを含む金属合金を供給するステップと、前記合金を融解させるステップと、≦２５０Ｋ／秒の速度で冷却するステップ又は≧２．０ｍｍの厚さへ固化するステップと、Ｔｍ及び２から１０，０００μｍのマトリクス粒を有する合金を形成するステップと；
（ｂ）≧６５０℃且つ前記合金のＴｍ未満の温度へ前記合金を加熱し、１０−６から１０４のひずみ速度で前記合金に応力をかけ、周囲温度へ前記合金を冷却することによって、厚さ≦１０ｍｍを有するシートに前記合金を加工するステップと；
（ｃ）１０−６から１０４のひずみ速度で前記合金に応力をかけるステップと、少なくとも６００℃且つＴｍ未満の温度へ前記合金を加熱するステップと、７２０から１４９０ＭＰａの抗張力及び１０．６から９１．６％の伸びを有し０から１０％の磁気相体積％（Ｆｅ％）を備える厚さ≦３ｍｍを有するシート形において前記合金を形成するステップと；を含み、
ステップ（ｃ）において形成された前記合金が、臨界延伸速度（ＳＣＲ）又は臨界延伸比（ＤＣＲ）を示し、ＳＣＲ未満の速度で又はＤＣＲ超の延伸比で前記合金を延伸することが第１の磁気相体積Ｖ１をもたらし、ＳＣＲ以上の速度で又はＤＣＲ以下の延伸比で前記合金を延伸することが磁気相体積Ｖ２をもたらし、Ｖ２＜Ｖ１である、方法。
【請求項２】
Ｖ１が、１０％超から６０％である、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
Ｖ２が、１％から４０％である、請求項１に記載の方法。
【請求項４】
ステップ（ａ）において、厚さが、２．０ｍｍから５００ｍｍまでの範囲である、請求項１に記載の方法。
【請求項５】
ステップ（ｂ）において形成される合金が、１．０ｍｍから１０ｍｍの厚さを有する、請求項１に記載の方法。
【請求項６】
ステップ（ｃ）において形成される合金が、０．４ｍｍから３ｍｍの厚さを有する、請求項１に記載の方法。
【請求項７】
前記合金が、Ｆｅと、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｂ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ又はＣから選択される少なくとも５以上の元素とを含む、請求項１に記載の方法。
【請求項８】
前記合金が、Ｆｅと、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｂ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ又はＣから選択される少なくとも６以上の元素とを含む、請求項１に記載の方法。
【請求項９】
前記合金が、Ｆｅと、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｂ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ又はＣから選択される少なくとも７以上の元素とを含む、請求項１に記載の方法。
【請求項１０】
前記合金が、原子パーセントにおいて、Ｆｅ（６１．３０から８０．１９）、Ｓｉ（０．２０から７．０２）、Ｍｎ（０から１５．８６）、Ｂ（０から６．０９）、Ｃｒ（０から１８．９０）、Ｎｉ（０から６．８０）、Ｃｕ（０から３．６６）、Ｃ（０から３．７２）、Ａｌ（０から５．１２）を含む、請求項１に記載の方法。
【請求項１１】
ＳＣＲ以上の速度での又はＤＣＲ以下の延伸比での延伸が、２４時間の空気への暴露後に及び／又は４５分間の１００％水素への暴露後にクラックを含まない延伸領域を示す合金を提供する、請求項１に記載の方法。
【請求項１２】
ＳＣＲ以上の速度での又はＤＣＲ以下の延伸比での延伸が、２４時間の空気への暴露後に及び／又は４５分間の１００％水素への暴露後にクラックを含まない延伸領域をもたらす、請求項１に記載の方法。
【請求項１３】
前記合金が、車両に配される、請求項１に記載の方法。
【請求項１４】
前記合金は、車両フレーム、車両シャーシ又は車両パネルの一部である、請求項１に記載の方法。
【請求項１５】
金属合金における遅れクラッキングに関する抵抗を改善するための方法であって、
ａ．少なくとも５０原子％の鉄と、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｂ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ又はＣから選択される少なくとも４以上の元素とを含む金属合金を供給するステップと、前記合金を融解させるステップと、≦２５０Ｋ／秒の速度で冷却するステップ又は≧２．０ｍｍの厚さへ固化するステップと、Ｔｍ及び２から１０，０００μｍのマトリクス粒を有する合金を形成するステップと；
ｂ．≧６５０℃且つ前記合金のＴｍ未満の温度へ前記合金を加熱し、１０−６から１０４のひずみ速度で前記合金に応力をかけ、周囲温度へ前記合金を冷却することによって、厚さ≦１０ｍｍを有するシートに前記合金を加工するステップと；
ｃ．１０−６から１０４のひずみ速度で前記合金に応力をかけるステップと、少なくとも６００℃且つＴｍ未満の温度へ前記合金を加熱するステップと、７２０から１４９０ＭＰａの抗張力及び１０．６から９１．６％の伸びを有し０から１０％の磁気相体積％を備える厚さ≦３ｍｍを有するシート形において前記合金を形成するステップと；を含み、
ステップ（ｃ）において形成された前記合金が延伸を受け、延伸後の合金が、１％から４０％の磁気相体積を示す、方法。
【請求項１６】
前記合金における延伸が、進行性ダイスタンピング操作において提供される、請求項１５に記載の方法。
【請求項１７】
前記合金が、車両に配される、請求項１５に記載の方法。
【請求項１８】
前記合金が、車両フレーム、車両シャーシ又は車両パネルの一部である、請求項１５に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
関連出願への相互参照
この出願は、２０１５年１２月２８日に出願された米国仮出願６２／２７１，５１２の利益を請求する。
【０００２】
発明の分野
この発明は、水素アタックから生じ得る延伸の間の金属合金の遅れクラッキングの防止に関する。合金は、白いボディ、車両フレーム、シャーシ又はパネル等の車両において用いられる一部又は部品に用途を見出す。
【背景技術】
【０００３】
鋼を含む鉄合金は、世界中の金属生産の大部分を占める。鉄及び鋼開発は、産業革命の前から人間の技術的開発のバックボーンを形成して以来、人間の進歩を促してきた。特に、鋼は、建物がより高く到達し、橋がより大きな距離をまたがり、且つ人間がより遠くに移動することを可能にすることによって、人間の日常生活を改善してきた。従って、鋼の生産は、７５０億ドルの推定値を有する、年あたり１億トンの現在の米国生産で、時間の経過と共に増加し続ける。これらの鋼合金は、測定された特性、特に破壊前の最大引張ひずみ及び引張応力、に基づいて３つのクラスに分けられ得る。これらの３つのクラスは：低強度鋼（ＬＳＳ）、高強度鋼（ＨＳＳ）及び高性能高強度鋼（ＡＨＳＳ）である。低強度鋼（ＬＳＳ）は一般的に、２７０ＭＰａより小さい抗張力を示すとして分類され、且つ超低炭素（ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ  ｆｒｅｅ）及び軟鋼等のタイプを含む。高強度鋼（ＨＳＳ）は、２７０から７００ＭＰａの抗張力を示すとして分類され、且つ高強度低合金、高強度超低炭素及び焼付硬化性鋼等のタイプを含む。高性能高強度鋼（ＡＨＳＳ）鋼は、７００ＭＰａより大きい抗張力によって分類され、マルテンサイト鋼（ＭＳ）、二相（ＤＰ）鋼、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼、及び複合相（ＣＰ）鋼等のタイプを含む。強度レベルが増加するにつれて、鋼の最大引張伸び（延性）における傾向は負になり、高い抗張力での伸びが低下する。例えば、ＬＳＳ、ＨＳＳ及びＡＨＳＳの引張伸びは、それぞれ、２５％から５５％、１０％から４５％、及び４％から３０％までの範囲である。
【０００４】
車両における鋼利用もまた高く、高性能高強度鋼（ＡＨＳＳ）が現在１７％であり、且つ、今後数年間で３００％の成長が予想される［American Iron and Steel Institute, (2013), Profile 2013, Washington, D.C.］。現在の市場傾向及び車両における、より高い効率を推進する政府の規制によって、ＡＨＳＳは、質量に対する高い強度比率を提供するためのそれらの能力に関してますます追及されている。鋼の成形性は、自動車用途に関して独特に重要である。次世代車両に関する予測される部品は、複雑な形状が得られることになるように、材料が、ときには激しく、塑性的に変形することが可能であることを要求する。高い成形性の鋼は、所望の重量減少を促進する、より複雑な部品形状の設計を可能にすることによって、部品設計者に利益を提供する。
【０００５】
成形性は、２つの異なる形：エッジ成形性及びバルク成形性、にさらに分けられ得る。エッジ成形性は、特定の形状に形成されることになるエッジに関する能力である。自由表面であるエッジは、シートエッジの生成に起因するシートにおけるクラック又は構造的変化等の欠陥によって支配される。これらの欠陥は、成形操作の間のエッジ成形性に悪影響を与え、エッジでの有効延性における低下につながる。他方、バルク成形性は、成形操作の間に金属の本質的な延性、構造、及び関連した応力状態によって支配される。バルク成形性は、転位、双晶及び相変態等の利用可能な変形メカニズムによって主に影響される。バルク成形性は、これらの利用可能な変形メカニズムが材料内で飽和するときに最大化されて、改善されたバルク成形性は、これらのメカニズムの増加数及び利用可能性に由来する。
【０００６】
バルク成形性は、引張試験、バルジ試験、曲げ試験及び延伸試験を含む様々な方法によって測定され得るが、それらに限定されない。ＡＨＳＳ材料における高強度はしばしば、制限されたバルク成形性につながる。特に、カップ延伸による限界延伸比は、無数の鋼材料に関して欠けており、ＤＰ９８０材料は一般的に２未満の延伸比を達成し、それによって、車両用途におけるそれらの潜在的な使用を制限する。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
水素助長遅れクラッキングはまた、多くのＡＨＳＳ材料に関する制限因子である。多くの理論が水素助長遅れクラッキングの仕様に存在するが、鋼においてそれが起こることに関して３つのピースが存在しなくてはならないことが確認されている；８００ＭＰａより大きい抗張力を備える材料、高い連続的応力／負荷、及び水素イオンの濃度。３つすべての部品が存在するときのみ、水素助長遅れクラッキングが生じるであろう。８００ＭＰａより大きい抗張力がＡＨＳＳ材料において望まれるとき、水素助長遅れクラッキングは、近い将来に関してＡＨＳＳ材料にとって問題のままであろう。例えば、白いボディ、車両フレーム、シャーシ又はパネル等の車両において用いられる構造的若しくは非構造的部分若しくは部品は、スタンプされ得る、及び、スタンピングにおいて、特定の目標とされた形状を達成するための延伸操作が存在し得る。延伸が行われた、スタンプされた部分又は部品のこれらの領域において、その後、遅れクラッキングが生じて、結果として得られる部分又は部品の廃棄をもたらし得る。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
金属合金における遅れクラッキングに関する抵抗を改善するための方法であって、
ａ．少なくとも５０原子％の鉄と、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｂ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ又はＣから選択される少なくとも４以上の元素とを含む金属合金を供給するステップと、前記合金を融解させるステップと、≦２５０Ｋ／秒の速度で冷却するステップ又は≧２．０ｍｍの厚さへ固化するステップと、Ｔｍ及び２から１０，０００μｍのマトリクス粒を有する合金を形成するステップと；
ｂ．≧６５０℃の且つ前記合金のＴｍ未満の温度へ前記合金を加熱し、１０−６から１０４のひずみ速度で前記合金に応力をかけ、周囲温度へ前記合金を冷却することによって、厚さ≦１０ｍｍを有するシートに前記合金を加工するステップと；
ｃ．１０−６から１０４のひずみ速度で前記合金に応力をかけるステップと、少なくとも６００℃の且つＴｍ未満の温度へ前記合金を加熱するステップと、７２０から１４９０ＭＰａの抗張力及び１０．６から９１．６％の伸びを有し０から１０％の磁気相体積％を備える厚さ≦３ｍｍを有するシート形において前記合金を形成するステップと；を含み、
ステップ（ｃ）において形成された前記合金が、臨界延伸速度（ＳＣＲ）又は臨界延伸比（ＤＣＲ）を示し、ＳＣＲ未満の速度で又はＤＣＲ超の延伸比で前記合金を延伸することが第１の磁気相体積Ｖ１をもたらし、ＳＣＲ以上の速度で又はＤＣＲ以下の延伸比で前記合金を延伸することが磁気相体積Ｖ２をもたらし、Ｖ２＜Ｖ１である、方法。
【０００９】
加えて、本開示はまた、金属合金における遅れクラッキングに関する抵抗を改善するための方法であって、
ａ．少なくとも５０原子％の鉄と、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｂ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ又はＣから選択される少なくとも４以上の元素とを含む金属合金を供給するステップと、前記合金を融解させるステップと、≦２５０Ｋ／秒の速度で冷却するステップ又は≧２．０ｍｍの厚さへ固化するステップと、Ｔｍ及び２から１０，０００μｍのマトリクス粒を有する合金を形成するステップと；
ｂ．≧６５０℃の且つ前記合金のＴｍ未満の温度へ前記合金を加熱し、１０−６から１０４のひずみ速度で前記合金に応力をかけ、周囲温度へ前記合金を冷却することによって、厚さ≦１０ｍｍを有するシートに前記合金を加工するステップと；
ｃ．１０−６から１０４のひずみ速度で前記合金に応力をかけるステップと、少なくとも６００℃の且つＴｍ未満の温度へ前記合金を加熱するステップと、７２０から１４９０ＭＰａの抗張力及び１０．６から９１．６％の伸びを有し０から１０％の磁気相体積％（Ｆｅ％）を備える厚さ≦３ｍｍを有するシート形において前記合金を形成するステップと；を含み、
ステップ（ｃ）における前記合金が延伸を受けるとき、前記合金が、１％から４０％の磁気相体積を示す、方法、に関連する。
【００１０】
以下の詳細な説明は、例示的目的のために提供される添付の図面を参照してより良く理解され得るが、この発明の任意の態様を限定するものとして考えられるものではない。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１Ａ】スラブ鋳造によるシート生産に関する加工ルート。
【図１Ｂ】スラブ鋳造によるシート生産に関する加工ルート。
【図１Ｃ】スラブ鋳造によるシート生産に関する加工ルート。
【図２】ＳＣＲ未満の及びＳＣＲ以上の速度での本明細書の合金における応力下での構造的発達の２つの経路。
【図３】本明細書の合金における応力下での構造的発達の既知の経路。
【図４】高速変形での構造的発達の新しい経路。［図４Ａ］（ａ）延伸されたカップにおいて、及び、（ｂ）延伸に起因したカップにおける代表的な応力において示す。
【図５】ａ）合金６及びｂ）合金９からの実験用鋳造された５０ｍｍスラブの画像。
【図６】ａ）合金６及びｂ）合金９からの実験用鋳造後の熱間圧延シートの画像。
【図７】ａ）合金６及びｂ）合金９からの、実験用鋳造及び熱間圧延後の冷間圧延シートの画像。
【図８】合金１からの完全に加工され且つアニールされた１．２ｍｍ厚さシートにおける微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。
【図９】合金１からの完全に加工され且つアニールされた１．２ｍｍ厚さシートにおける微細構造の後方散乱ＳＥＭ顕微鏡写真：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。
【図１０】合金６からの完全に加工され且つアニールされた１．２ｍｍ厚さシートにおける微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。
【図１１】合金６からの完全に加工され且つアニールされた１．２ｍｍ厚さシートにおける微細構造の後方散乱ＳＥＭ顕微鏡写真：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。
【図１２】変形後の合金１シートにおける微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。
【図１３】変形後の合金６シートにおける微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。
【図１４】変形前のシートにおける再結晶モーダル構造が主にオーステナイトであり非磁性であるが、材料は磁気相の高い体積分率につながる変形の間の実質的な変態を経験することを示す合金１及び合金６における引張変形前及び後の磁気相の体積比較。
【図１５】１．７８の延伸比による０．８ｍｍ／ｓでの延伸及び４５分間の水素への暴露後の合金１からのカップの写真。
【図１６】４５分間の１００％水素への暴露後の遅れクラッキングによる合金１の破断面。目に見える粒界が無い、脆い（カットされた（ｆａｃｅｔｅｄ））破断面に留意されたい。
【図１７】４５分間の１００％水素への暴露後の遅れクラッキングによる合金６の破断面。目に見える粒界が無い、脆い（カットされた（ｆａｃｅｔｅｄ））破断面に留意されたい。
【図１８】４５分間の１００％水素への暴露後の遅れクラッキングによる合金９の破断面。目に見える粒界が無い、脆い（カットされた（ｆａｃｅｔｅｄ））破断面に留意されたい。
【図１９】構造的解析に関するサンプルの場所；場所１  カップの底、場所２  カップ側壁の中央。
【図２０】合金１からの０．８ｍｍ／ｓで延伸されたカップの底における微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。
【図２１】合金１からの０．８ｍｍ／ｓで延伸されたカップの壁における微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。
【図２２】合金６からの０．８ｍｍ／ｓで延伸されたカップの底における微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。
【図２３】合金６からの０．８ｍｍ／ｓで延伸されたカップの壁における微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。
【図２４】０．８ｍｍ／ｓでのカップ延伸後の合金１及び合金６からのカップ壁及び底における磁気相の体積比較。
【図２５】水素における合金１からの延伸されたカップにおける遅れクラッキングの延伸比依存性。１．４の延伸比では遅れクラッキングが生じず、１．６の延伸比では、非常に最小限のみの遅れクラッキングが生じることに留意されたい。
【図２６】水素における合金６からの延伸されたカップにおける遅れクラッキングの延伸比依存性。１．６の延伸比では遅れクラッキングが生じないことに留意されたい。
【図２７】水素における合金９からの延伸されたカップにおける遅れクラッキングの延伸比依存性。１．６の延伸比では遅れクラッキングが生じないことに留意されたい。
【図２８】水素における合金４２からの延伸されたカップにおける遅れクラッキングの延伸比依存性。１．６の延伸比では遅れクラッキングが生じないことに留意されたい。
【図２９】水素における合金１４からの延伸されたカップにおける遅れクラッキングの延伸比依存性。４５分間の空気又は１００％水素においてのいずれかで試験された任意の延伸比で遅れクラッキングが生じないことに留意されたい。
【図３０】異なる延伸速度での１．７８の延伸比による延伸及び４５分間の水素への暴露後の合金１からのカップの写真。
【図３１】水素における合金１からの延伸されたカップにおける遅れクラッキングの延伸速度依存性。１００％水素雰囲気における４５分後の１９ｍｍ／ｓの延伸速度でクラックがゼロへ減少することに留意されたい。
【図３２】水素における合金６からの延伸されたカップにおける遅れクラッキングの延伸速度依存性。１００％水素雰囲気における４５分後の９．５ｍｍ／ｓの延伸速度でクラックがゼロへ減少することに留意されたい。
【図３３】合金１からの２０３ｍｍ／ｓで延伸されたカップの底における微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。
【図３４】合金１からの２０３ｍｍ／ｓで延伸されたカップの壁における微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。
【図３５】合金６からの２０３ｍｍ／ｓで延伸されたカップの底における微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。
【図３６】２０３ｍｍ／ｓで延伸された合金６からのカップの壁における微細構造の明視野ＴＥＭ顕微鏡写真：ａ）低倍率画像；ｂ）高倍率画像。
【図３７】異なる速度で延伸された合金１及び合金６からの延伸カップの壁及び底の上のフェライトスコープ磁気測定。
【図３８】異なる速度で延伸された商用のＤＰ９８０鋼からの延伸カップの壁及び底の上のフェライトスコープ磁気測定。
【図３９】ａ）０．８５ｍｍ／ｓ；ｂ）２５ｍｍ／ｓで異なる延伸比による延伸後の合金６からのカップの写真。
【図４０】ａ）０．８５ｍｍ／ｓ；ｂ）２５ｍｍ／ｓで異なる延伸比による延伸後の合金１４からのカップの写真。
【図４１】延伸速度が０．８５ｍｍ／ｓから２５ｍｍ／ｓへ増加したときに、合金６カップにおける遅れクラッキングの抑制及び合金１４における延伸限界比率の増加を示すフェライトスコープ測定による延伸試験結果。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本明細書で鋼合金は好ましくは、図１Ａ及び１Ｂに示されるようなメカニズムを通して構造的形成の特有の経路を受ける。初期構造形成は、合金を融解させ、冷却し固化して、モーダル構造（構造＃１、図１Ａ）を有する合金を形成することによって開始する。より厚い鋳放し構造（例えば、２．０ｍｍ以上の厚さ）は、比較的遅い冷却速度（例えば、２５０Ｋ／ｓ以下の冷却速度）及び比較的大きいマトリクス粒径をもたらす。従って、厚さは好ましくは、２．０ｍｍから５００ｍｍの範囲であり得る。
【００１３】
モーダル構造は好ましくは、２μｍから１０，０００μｍの粒径及び／又はデンドライト長を有するオーステナイトマトリクス（ガンマ−Ｆｅ）を示し、且つ、実験用鋳造において０．０１から５．０μｍのサイズで析出する。モーダル構造を有する本明細書の鋼合金は、開始厚さサイズ及び特定の合金の化学的性質に応じて、典型的には以下の引張特性を示す。１４４から５１４ＭＰａの降伏応力、３８４から１１９４ＭＰａの範囲における最大抗張力、及び０．５から４１．８の総延性。
【００１４】
モーダル構造を有する本明細書の鋼合金（構造＃１、図１Ａ）は、鋼合金を一以上の熱及び応力のサイクル（例えば、熱間圧延）にさらすことによってナノ相微細化（メカニズム＃１、図１Ａ）を通して均質化され且つ微細化され得て、最終的にナノモーダル構造（構造＃２、図１Ａ）の形成につながる。より具体的には、モーダル構造は、２．０ｍｍ以上の厚さで形成される及び／又は２５０Ｋ／ｓ以下の冷却速度で形成されるときに、好ましくは、６５０℃の温度へ固相線温度未満の温度へ、より好ましくは固相線温度（Ｔｍ）より５０℃下、且つ好ましくは厚さ減少によって１０−６から１０４のひずみ速度で、加熱される。構造＃２への変態は好ましくは、鋼合金が、温度及び応力の連続的適用の間の機械的変形、並びに、熱間圧延間に生じるように構成され得るもの等の厚さ減少を経験するときに、中間の均質化モーダル構造（構造＃１ａ、図１Ａ）を通して連続的に生じる。
【００１５】
ナノモーダル構造（構造＃２、図１Ａ）は好ましくは、初期オーステナイトマトリクス（ガンマ−Ｆｅ）を有し、且つ、化学的性質に応じて、フェライト粒（アルファ−Ｆｅ）、及び／又は、ホウ化物（ホウ素が存在する場合）及び／又は炭化物（炭素が存在する場合）等の析出物を追加的に含み得る。開始粒径に応じて、ナノモーダル構造は典型的には、１．０から１００μｍの粒径を有する初期オーステナイトマトリクス（ガンマ−Ｆｅ）を示し、及び／又は実験用鋳造においてサイズ１．０から２００ｎｍで析出する。マトリクス粒径及び析出サイズは、合金の化学的性質、開始鋳造厚さ及び特定の処理パラメータに応じて、商業生産で５倍まで大きくなり得る。ナノモーダル構造を有する本明細書の鋼合金は、典型的には以下の引張特性を示す。２６４から１１７４ＭＰａの降伏応力、８２７から１７２１ＭＰａの範囲における最大抗張力、及び５．６から７７．７％の総延性。
【００１６】
従って、構造＃２は好ましくは熱間圧延によって形成され、厚さの減少は好ましくは、１．０ｍｍから１０．０ｍｍの厚さを提供する。加えて、（元々は２．０ｍｍから５００ｍｍの範囲である）モーダル構造へ適用される厚さの減少は、厚さの減少が、１．０ｍｍから１０．０ｍｍの範囲における減少した厚さへつながるようになることが理解され得る。
【００１７】
ナノモーダル構造を有する本明細書の鋼合金（構造＃２、図１Ａ）が好ましくは冷間圧延を介して及び好ましくは１０−６から１０４のひずみ速度で、周囲／近周囲温度（例えば、±５℃で２５℃）で応力を受けるとき、動的ナノ相強化メカニズム（メカニズム＃２、図１Ａ）は、活性化されて、高強度ナノモーダル構造（構造＃３、図１Ａ）の形成につながる。厚さはここで、好ましくは、０．４ｍｍから３．０ｍｍへ減少される。
【００１８】
高強度ナノモーダル構造は典型的には、合金の化学的性質に応じて、オーステナイト粒（ガンマ−Ｆｅ）を追加的に含み得るフェライトマトリクス（アルファ−Ｆｅ）、並びに、ホウ化物（ホウ素が存在する場合）及び／又は炭化物（炭素が存在する場合）を含み得る析出粒を示す。高強度ナノモーダル構造は典型的には、２５ｎｍから５０μｍのマトリクス粒径、及び、実験用鋳造において１．０から２００ｎｍのサイズでの析出粒を示す。
【００１９】
高強度ナノモーダル構造を有する本明細書の鋼合金は、典型的には以下の引張特性を示す。７２０から１６８３ＭＰａの降伏応力、７２０から１９７３ＭＰａの範囲における最大抗張力、及び１．６から３２．８％の総延性。
【００２０】
高強度ナノモーダル構造（構造＃３、図１Ａ及び図１Ｂ）は、合金の融点未満の加熱等のアニーリングを受けるとき、再結晶（メカニズム＃３、図１Ｂ）を経験するための能力を有し、オーステナイトへ戻るフェライト粒の変態が、再結晶モーダル構造（構造＃４、図１Ｂ）の形成につながる。ナノスケール析出物の部分的な溶解もまた起こる。ホウ化物及び／又は炭化物の存在は、合金の化学的性質に応じて材料において可能である。完全な変態に関する好ましい温度範囲は、６５０℃から特定の合金のＴｍ未満で生じる。再結晶化されるとき、構造＃４は、（再結晶化前に見出されるものと比較して）転位又は双晶をほとんど含まず、積層欠陥は、いくつかの再結晶粒において見出され得る。４００から６５０℃のより低い温度で、回復メカニズムが生じ得ることに留意されたい。再結晶モーダル構造（構造＃４、図１Ｂ）は典型的には、０．５から５０μｍの粒径を有する初期オーステナイトマトリクス（ガンマ−Ｆｅ）、及び実験用鋳造において１．０から２００ｎｍのサイズでの析出粒を示す。マトリクス粒径及び析出サイズは、合金の化学的性質、開始鋳造厚さ及び特定の処理パラメータに応じて、商業生産で２倍まで大きくなり得る。従って、粒径は、０．５μｍから１００μｍの範囲であり得る。再結晶モーダル構造を有する本明細書の鋼合金は、典型的には以下の引張特性を示す。１４２ＭＰａから７２３ＭＰａの降伏応力、７２０から１４９０ＭＰａの範囲における最大抗張力、及び１０．６から９１．６％の総延性。
【００２１】
スラブ鋳造によるシート生産
図１Ｃはここで、どのようにスラブ鋳造において図１Ａ及び１Ｂにおけるメカニズム及び構造が好ましくは達成されるかを示す。それは、それらの融点より上の範囲における温度で本明細書の合金を加熱することによって合金を融解させ、且つ、好ましくは構造１、モーダル構造を形成するための１ｘ１０３から１ｘ１０−３Ｋ／ｓの範囲における冷却に相当する合金の融解温度未満で冷却することによる鋳造手順によって始まる。鋳放し厚さは、典型的には２から４０ｍｍの厚さの範囲におけるシングル又はデュアルベルト鋳造による製造方法に依存するであろう。薄スラブ鋳造は典型的には２０から１５０ｍｍの厚さの範囲であり、厚スラブ鋳造は典型的には１５０から５００ｍｍの厚さより大きい範囲である。従って、前述のような全体的な鋳放し厚さは、２から５００ｍｍの範囲に、その中のすべての値で、１ｍｍの増分において、入り得る。従って、鋳放し厚さは、５００ｍｍまで、２ｍｍ、３ｍｍ、４ｍｍ等であり得る。
【００２２】
それによって動的ナノ相微細化を提供する厚スラブプロセスからの凝固スラブの熱間圧延は、好ましくは、鋳造スラブが、ときどき移動バーと呼ばれる中間厚さスラブへ下げられるように行われる。移動バーは好ましくは、５０ｍｍから３００ｍｍの範囲における厚さを有するであろう。移動バーはその後、好ましくは、可変個の熱間圧延ストランド、典型的には鋳造マシン当たり１又は２個、によって熱間圧延されて、典型的には１から１０ｍｍの厚さの範囲における、鋼のコイルである、ナノモーダル構造を有する、ホットバンドコイルを製造する。このような熱間圧延は好ましくは、固相線温度（つまり、融点）より５０℃下の６５０℃までの温度範囲で適用される。
【００２３】
薄スラブ鋳造の場合では、鋳放しスラブは好ましくは、鋳造後に直接熱間圧延されて、典型的には１から１０ｍｍの厚さの範囲におけるホットバンドコイルを製造する。この状況における熱間圧延は再び好ましくは、固相線温度（つまり、融点）より５０℃下から６５０℃までの温度範囲で適用される。動的ナノ相強化に対応する冷間圧延はその後、特定の用途に関する目標厚さを達成するために利用される、より薄いゲージシート生産に関して用いられ得る。ＡＨＳＳに関して、より薄いゲージは通常、０．４ｍｍから３．０ｍｍまでの範囲において目標とされる。このゲージ厚さを達成するために、冷間圧延は、中間アニーリング前に好ましくは１から５０％の総減少によって単一又は複数のパスを通して適用され得る。冷間圧延は、Ｚ−ミル、Ｚ−ハイミル、タンデムミル、リバーシングミル等を含む様々なミルにおいて且つ１から１５までの様々な数の圧延スタンドによって、行われ得る。したがって、熱間圧延コイルにおいて達成された１から１０ｍｍの範囲におけるゲージ厚さはその後、冷間圧延において０．４ｍｍから３．０ｍｍの厚さへ減少され得る。パス当たりの典型的な減少は、材料特性及び設備能力に応じて５から７０％である。好ましくは、パスの数は、１０から５０％の総減少によって１から８の範囲であろう。冷間圧延後、（図１Ｂにおいて再結晶としてメカニズム３として識別される）中間アニーリングが行われ、プロセスは最終的なゲージ目標が達成されるまで１から９サイクル繰り返される。特定のプロセスフロー、特に開始厚さ及び熱間圧延ゲージ減少の量に応じて、アニーリングは好ましくは、追加の冷間圧延ゲージ減少を可能にするための材料の延性を回復するために適用される。これは、例えば、冷間圧延高強度ナノモーダル構造（構造＃３）がＴｍ未満でアニールされて再結晶モーダル構造（構造＃４）を製造する図１ｂにおいて示される。中間コイルは、バッチアニーリング又は連続アニーリングライン等の従来法を利用することによって、且つ好ましくは６００℃からＴｍまでの範囲における温度でアニールされ得る。
【００２４】
本明細書の合金からの最終的な目標ゲージによって０．４ｍｍから３．０ｍｍの本明細書の厚さでの冷間圧延シートの最終的なコイルはその後、バッチアニーリング又は連続アニーリング等の従来法を利用することによって、同様にアニールされ得て、再結晶モーダル構造を提供する。従来のバッチアニーリング炉は、加熱、目標温度への時間、及び０．５から７日の総時間による冷却速度を含む長い総アニーリング時間によって４００から９００℃の好ましい目標範囲において動作する。連続アニーリングは好ましくは、アニール及び酸洗両方のライン又は連続アニーリングラインを含み、２０から５００秒の暴露時間を備える６００から１２５０℃の好ましい温度を含む。従って、アニーリング温度は、６００℃からＴｍまでの範囲に入り得、２０秒から数日の期間の間であり得る。アニーリングの結果は、上記のように、再結晶モーダル構造として本明細書で記載されるもの、又は図１Ｂにおいて示されるような構造＃４を製造する。
【００２５】
加工の各ステップでのスラブからの上記シート生産の実験室シミュレーションが本明細書で記載される。加工による合金特性の進化は、事例＃１において実証される。
【００２６】
最終シート製品（アニールコイル）における微細構造
０．４ｍｍから３．０ｍｍ、好ましくは２ｍｍ以下の厚さを有するアニールシートへの加工後の本明細書の合金は、０．５から１００μｍの粒径を有する初期オーステナイトマトリクス（ガンマ−Ｆｅ）及び実験用鋳造において１．０ｎｍから２００ｎｍのサイズでの析出粒を典型的には示す再結晶モーダル構造として本明細書で識別されるものを形成する。いくつかのフェライト（アルファ−Ｆｅ）は、合金の化学的性質に応じて存在し得、且つ一般的に０から５０％の範囲であり得る。マトリクス粒径及び析出サイズは、合金の化学的性質、開始鋳造厚さ及び特定の処理パラメータに応じて、商業生産で２倍まで大きくなり得る。マトリクス粒は、０．５から１００μｍのサイズの範囲に入るとここでは考えられる。再結晶モーダル構造を有する本明細書の鋼合金は、典型的には以下の引張特性を示す。１４２から７２３ＭＰａの降伏応力、７２０から１４９０ＭＰａの範囲における最大抗張力、及び１０．６から９１．６％の総延性。
【００２７】
０から１０％の磁気相体積を有する、再結晶モーダル構造（構造＃４、図２）を有する本明細書の鋼合金が延伸に起因した変形を経験するとき、延伸は、適用された応力によって合金の伸びへの参照であり、これは２つの条件のいずれかの下で生じ得ることが本明細書では認識されてきた。具体的には、延伸は、臨界速度未満の速度（＜ＳＣＲ）で、又は、このような臨界速度以上の速度（≧ＳＣＲ）で適用され得る。又は、再結晶モーダル構造は、臨界延伸比（ＤＣＲ）より大きい延伸比の下で、又は、臨界延伸比（ＤＣＲ）以下である延伸比で、延伸され得る。再び図２を参照する。延伸比は、完全なカップが形成されるときに（つまり、フランジなし）、パンチの直径によって割られたブランクの直径として本明細書では定義される。
【００２８】
加えて、臨界速度未満の速度（＜ＳＣＲ）で、又は、臨界延伸比より大きい延伸比で（＞ＤＣＲ）、延伸するときに、もともと存在する磁気相体積のレベル（０から１０％）が、量「Ｖ１」へ増加することになることが見出されてきた。ここで、「Ｖ１」は、１０％より大きく６０％までの範囲である。代わりに、臨界速度以上の速度（≧ＳＣＲ）で、又は、臨界延伸比以下の延伸比（≦ＤＣＲ）で、延伸する場合、磁気相体積は、量「Ｖ２」を提供するであろう。ここで、Ｖ２は、１％から４０％の範囲である。
【００２９】
図３は、再結晶モーダル構造を有する本明細書の合金がＳＣＲ未満の、又は、臨界延伸比ＤＣＲより大きい延伸比で、延伸を経験するときに生じるものを示し、２つの微視的成分が形成され、微視的成分１及び微視的成分２として識別される。これらの２つの微視的成分の形成は、オーステナイトの安定性並びに２つのタイプのメカニズム：ナノ相微細化＆強化メカニズム及び転位に基づいたメカニズムに依存する。
【００３０】
再結晶モーダル構造を有する本明細書の合金は、変形の間にフェライト相への変態を利用できないことを意味する比較的安定なオーステナイトを有する領域と、塑性変形時にフェライトへの変態を利用できないことを意味する比較的不安定なオーステナイトを有する領域と、を含むようである。ＳＣＲ未満の延伸速度で又は臨界延伸比（ＤＣＲ）より大きい延伸比での変形時に、比較的安定なオーステナイトを有する領域は、オーステナイトの性質を保持し、且つ、最終的な混合微視的成分構造（構造＃５、図３）における微視的成分１を表す構造＃５ａ（図３）として記載される。微細構造の未変態部分（図３、構造＃５ａ）は、微細化されず典型的には０．５から１００μｍのサイズを有するオーステナイト粒（ガンマ−Ｆｅ）によって表される。構造＃５ａにおける未変態のオーステナイトは、転位の３次元配列の形成による塑性変形によって変形することが考えられることに留意すべきである。転位は、材料が結晶における全体の結合ではなく少量の冶金学的結合を破壊することを可能にしつつ変形プロセスを補助する結晶構造内の結晶学的欠陥又は不規則性である冶金学用語として理解される。これらの高度に変形したオーステナイト粒は、高い割合の転位をもたらす変形の間に生じる既存の既知の転位プロセスに起因して、セルにおいて配される転位の密な絡み合いを形成し得る比較的大きな密度の転位を含む。
【００３１】
比較的不安定なオーステナイトを有する領域は、ＳＣＲ未満の速度で又はＤＣＲより大きい延伸比での変形時にフェライトへの変態を経験して、最終的な混合微視的成分構造（構造＃５、図３）において微視的成分２を表す構造＃５ｂ（図３）を形成する。ナノ相微細化は、これらの領域で起きて、微細化高強度ナノモーダル構造（構造＃５ｂ、図３）の形成につながる。そのため、微細構造（図３、構造＃５ｂ）の変態部分は、ナノ相微細化＆強化（メカニズム＃１、図２）を通して形成された追加の析出物を有する微細化されたフェライト粒（アルファ−Ｆｅ）によって表される。フェライト（アルファ−Ｆｅ）の微細化された粒のサイズは、１００から２０００ｎｍまで変動し、析出物のサイズは、実験用鋳造において１．０から２００ｎｍまでの範囲である。したがって、構造５ａ及び構造５ｂにおけるマトリクス粒の全体サイズは典型的には、０．１μｍから１００μｍまで変動する。好ましくは、この変態を開始するための応力は、＞１４２ＭＰａから７２３ＭＰａの範囲である。したがって、構造＃５ｂ形成につながるナノ相微細化＆強化メカニズム（図３）は、その間に準安定なオーステナイト相が、析出によってフェライトに変態する動的プロセスであり、一般的にマトリクス相の粒微細化（つまり、粒径の減少）をもたらす。それは、前述したようなオーステナイトが比較的不安定である、ランダムに分布した構造領域において生じる。相変態後に、新たに形成されたフェライト粒は、同様に転位メカニズムを通して変形し、且つ、測定される総延性に寄与することに留意されたい。
【００３２】
混合微視的成分構造（構造＃５、図３）における各微視的成分（構造＃５ａ対構造＃５ｂ）の、結果として得られる体積分率は、合金の化学的性質、及び初期再結晶モーダル構造形成に向かう処理パラメータに依存する。典型的には、５体積パーセントから７５体積パーセントの合金構造が、分布した構造領域において変態することになり、微視的成分２を形成し、残部は未変態のままであり微視的成分１を表す。そのため、微視的成分２は、０．１％の増分において５から７５までのすべての個別の体積パーセント値であり得つつ（つまり、５．０％、５．１％、５．２％、…７５．０％まで）、微視的成分１は、０．１％の増分において７５から５までの体積パーセント値であり得る。（ホウ素が存在する場合）ホウ化物及び／又は（炭素が存在する場合）炭化物の存在は、合金の化学的性質に応じて材料において可能である。図２の構造＃４において示される析出物の体積パーセントは、０．１から１５％であると予想される。これらの析出物の磁気特性は個別に測定することは困難である一方で、それらは非磁性であるので測定された磁気相体積％（Ｆｅ％）に寄与しないと考えられる。
【００３３】
上記で触れたように、所与の合金に関して、異なるレベルのオーステナイト安定度に向かって合金の化学的性質を選択し調整することによって変態領域（構造＃５ｂ）対未変態領域（構造＃５ａ）の体積分率を制御し得る。一般的な傾向は、より多くのオーステナイト安定化元素の追加によって、結果として得られる微視的成分１の体積分率は増加するであろうということである。オーステナイト安定化元素の例は、ニッケル、マンガン、銅、アルミニウム及び／又は窒素を含むであろう。窒素は、加工の間の雰囲気からの不純物元素として見出され得ることに留意されたい。
【００３４】
加えて、フェライトが磁性でありオーステナイトが非磁性であるときに、存在する磁気相の体積分率は、構造＃５ａ又は構造＃５ｂの相対的な存在を評価するための便利な方法を提供することに留意されたい。従って、図３において示されるように、構造＃５は、微視的成分２の含有量に対応する磁気相体積Ｖ１を有するように示され、＞１０から６０％までの範囲に入る。磁気相体積は、Ｆｅ％として本明細書でときどき省略され、磁気応答を識別する合金におけるフェライト及び任意の他の成分の存在への参照として理解されるべきである。本明細書で磁気相体積は、フェライトスコープによって都合よく測定される。フェライトスコープは、シートサンプル上に直接配されたプローブによる磁気誘導法を用い、総磁気相体積％（Ｆｅ％）の直接読み取りを提供する。
【００３５】
商業生産でのアニールコイルにおけるシートの状態に対応する完全に加工されアニールされたシートにおける微細構造並びに変形による微細構造の発達は、本明細書の選択された合金に関して事例＃２＆＃３において実証される。
【００３６】
遅れ破壊
本明細書の鋼合金は、それによって鋼ブランクがパンチの動作によって成形ダイに延伸される延伸の後に水素助長遅れ破壊を経験するように示される。本明細書に含まれる鋼合金における変形の間の特有の構造的形成経路は、図３において提供される構造的形成によって混合微視的成分構造の形成を含む経路を経験する。見出されたものは、微視的成分２の体積分率が特定の値に達するときに、磁気相体積によって測定され、遅れクラッキングが生じることである。遅れクラッキングに関する磁気相体積パーセントの量は、＞１０体積％以上、又は典型的には１０％超から６０％の磁気相の体積分率を含む。臨界速度（ＳＣＲ）での又はそれより大きい速度へ増加することによって、磁気相体積パーセントの量は、１％から４０％へ減少し、遅れクラッキングは減少する又は回避される。本明細書で遅れクラッキングへの参照は、合金が、それらが４５分間の１００％水素への暴露で及び／又はその後で、２４時間の間の空気への周囲温度での暴露後に割れないであろうという特徴への参照である。
【００３７】
遅れクラッキングは、それによって変態フェライト粒において特定の冶金学的平面が、それらが分かれる点へ弱められて、クラック開始及びその後、粒を通る伝搬を引き起こす粒内へき開として知られる独特のメカニズムを通して起こることが考えられる。粒内の特定の平面のこの弱体化は、これらの平面内への水素拡散によって助けられることが考えられる。遅れクラッキングをもたらす微視的成分２の体積分率は、本明細書で開示されるように、合金の化学的性質、延伸条件、及び、通常の空気若しくは純粋な水素環境等の周囲環境に依存する。微視的成分２の体積分率は、磁気相体積によって決定され得る。なぜなら、開始粒がオーステナイトであるので非磁性であり、変態粒が大部分はフェライト系（磁性）であるからである（いくらかのアルファ−マルテンサイト又はイプシロンマルテンサイトが存在し得ると考えられるが）。アルファ−鉄及び任意のマルテンサイトを含む変態マトリクス相はすべて磁性であるので、この体積分率は、結果として得られる磁気相体積（Ｖ１）を通してモニタリングされ得る。
【００３８】
鉄鋼業によって現在利用される条件でのカップ延伸の場合に本明細書での鋼合金における遅れ破壊は、事例＃５において記載されるような延伸されたカップにおける水素含有量分析及び事例＃６において示される破壊分析と共に事例＃４における選択された合金に関して示される。延伸されたカップにおける構造的変態は、ＳＥＭ及びＴＥＭによって分析され、事例＃７において説明された。
【００３９】
特有の応力状態が変形の間に形成されるので、延伸は、特有のタイプの変形プロセスである。延伸操作の間、シート金属のブランクは、エッジで拘束され、内部セクションは、パンチによってダイに押し進められて、円形、正方形の矩形、又はダイ設計に依存するちょうど任意の断面を含む様々な形状であり得る延伸された部分へと金属を伸ばす。延伸プロセスは、適用される変形の量及び複雑なスタンプされた部分に望まれるものに応じて、浅い又は深いかのいずれかであり得る。浅い延伸は、延伸の深さが延伸の内部直径未満であるプロセスを説明するために用いられる。内部直径より大きい深さへの延伸は、深い延伸と呼ばれる。
【００４０】
識別された合金の本明細書での延伸は、好ましくは、進行性ダイスタンピング操作の一部として達成され得る。進行性ダイスタンピングは、スタンピングダイの一以上のステーションを通して金属のストリップを押し込んだ金属加工法への参照である。各ステーションは、完成部品が製造されるまで一以上の操作を実行し得る。従って、進行性ダイスタンピング操作は、単一ステップ操作を含み得る、又は複数のステップを含み得る。
【００４１】
延伸の間の延伸比は、完全なカップが形成されるときに（つまり、フランジなし）、パンチの直径によって割られたブランクの直径として定義され得る。延伸プロセスの間に、ブランクの金属は、インピンジング（ｉｍｐｉｎｇｉｎｇ）ダイによって曲げて、その後ダイ壁を流れ落ちる必要がある。これは、縦方向引張応力、輪状引張応力及び横方向圧縮応力を含む３軸応力状態をもたらし得る延伸された部品の側壁領域において特に、特有の応力状態を生成する。（ａ）において側壁に存在する材料のブロック（小さい立方体）の例による延伸されたカップの像を提供し、（ｂ）において縦方向引張応力（Ａ）、横方向圧縮応力（Ｂ）及び輪状引張応力（Ｃ）を含む延伸された材料（引き延ばされた立方体）の側壁において見出される応力を示す図４Ａを参照する。
【００４２】
これらの応力条件はその後、水素拡散及び蓄積に関する好ましいサイトにつながり得て、周囲温度での水素拡散に起因して形成の間又は後ですぐに生じ得るクラッキング（つまり、遅れクラッキング）へ潜在的につながる。そのため、延伸プロセスは、本明細書の鋼合金における、例えば事例＃８及び＃９における遅れ破壊に実質的な効果を有し得る。
【００４３】
本明細書で合金における遅れクラッキングへの感受性（つまり、クラッキングを示す可能性）は、図４に記載されるような変形経路のシフトに起因して、延伸速度を増加すること、又は、延伸比の減少によって減少する。ＳＣＲへの又はそれより上の速度へ増加することによる総磁気相体積（つまり、フェライト、イプシロンマルテンサイト、アルファマルテンサイト又はこれらの相の任意の組み合わせを含み得る磁気相の総体積分率）の減少は、事例＃１０において示される。ＤＰ９８０等の従来の鋼種は、事例＃１１に示されるような構造又は性能への延伸速度依存性を示さない。
【００４４】
遅れクラッキングを防止するための構造的発達の新しい経路
現在の開示の主題である新しい現象は、存在する微視的成分１及び２の量における変化、及び、図３及び図４において記載されるような結果として得られる磁気相体積パーセント（Ｆｅ％）である。速度及び延伸比の両方に依存する延伸の特定の条件下では、構造＃４（再結晶モーダル構造）から構造＃５（混合微視的成分構造）への変態は、図２の概観において提供されるような２つの道の内の１つにおいて起こり得る。これの特徴は、識別された延伸条件が、図３の構造＃５における磁気相体積％（Ｆｅ％）未満である図４の構造＃５において提供される総磁気相体積％（Ｆｅ％）をもたらすことである。
【００４５】
図４で提供されるように、本明細書の合金に関して図４において提供される延伸条件下で双晶がオーステナイトマトリクス粒において生じることが考えられる。双晶は、それによって異なる配向を有する新しい結晶が、双晶境界と呼ばれる鏡面によって分離される母相から生成される、変形の冶金学的モードであることに留意されたい。その後、微視的成分１におけるこれらの双晶の領域は、微視的成分１の体積分率が増加し、微視的成分２の体積分率が対応して減少することを意味する変態を経験しない。図４に提供されるような延伸の好ましい方法に関して結果として得られる総磁気相体積パーセント（Ｆｅ％）は、１から４０Ｆｅ％である。そのため、延伸速度を増加することによって、本明細書の合金における遅れクラッキングは、減少し得る又は回避され得るが、それでもなお、それらは、変形され得、且つ、改善された冷間成形性を示し得る（事例＃９）。
【００４６】
ＤＰ９８０等の商用の鋼種は、事例＃１１に示されるような構造又は性能いずれの延伸速度依存性も示さない。
【００４７】
加えて、本発明の広い文脈では、１％から４０％である最終的な磁気相体積を好ましくは達成すべきことも観察されている。従って、臨界延伸速度、ＳＣＲ未満である速度で、又は、臨界延伸比、ＤＣＲより大きい延伸比で、又は、ＳＣＲ以上で、又は、ＤＣＲ以下で延伸するかどうかにかかわらず、合金は、１％から４０％へ最終的な磁気相体積を制限するものであるべきである。この状況において、再び、本明細書の遅れクラッキングは、減少する及び／又は排除される。これは、例えば、合金１４による事例＃８において提供され図２９において示され、遅れクラッキングは、低い延伸速度（０．８ｍｍ／ｓ）でさえ観測されなかった。追加の例は、図２８における合金４２、及び１．４以下での延伸比で図２７における合金９、及び、延伸比１．２以下での図２５における合金１に関する。
【００４８】
シート合金：化学的性質＆特性
本明細書の合金の化学組成が表１に示され、利用される好ましい原子比率を提供する。
【００４９】
【表１−１】
2019504211.tif 000003
【００５０】
【表１−２】
2019504211.tif 000004
【００５１】
表１からわかり得るように、本明細書の合金は、鉄系金属合金であり、５０原子％Ｆｅ超、より好ましくは６０原子％Ｆｅ超を有する。最も好ましくは、本明細書の合金は、示された原子パーセントで以下の元素：Ｆｅ（６１．３０から８０．１９原子％）；Ｓｉ（０．２から７．０２原子％）；Ｍｎ（０から１５．８６原子％）；Ｂ（０から６．０９原子％）；Ｃｒ（０から１８．９０原子％）；Ｎｉ（０から６．８０原子％）；Ｃｕ（０から３．６６原子％）；Ｃ（０から３．７２原子％）；Ａｌ（０から５．１２原子％）、を含む、それら本質的に成る、又は、それらから成るものとして記載され得る。加えて、本明細書の合金は、それらが、Ｆｅと、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｂ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ又はＣから選択される少なくとも４以上の、又は５以上の、又は６以上の元素とを含むようなものであることが理解され得る。最も好ましくは、本明細書の合金は、それらがＳｉ，Ｍｎ，Ｂ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ及びＣと一緒に、６０原子％以上のレベルでＦｅを含む、それらから本質的に成る、又はそれらから成るようなものである。
【００５２】
本明細書の合金の実験室の加工は、工業生産の、しかしはるかに小さいスケールで、各ステップをモデリングするために行われた。このプロセスにおける重要なステップは、以下を含む：鋳造、トンネル炉加熱、熱間圧延、冷間圧延及びアニーリング。
【００５３】
鋳造
合金は、表１における対応する原子比率に従う既知の化学的性質及び不純物含有量を有する商用的に利用可能な鉄添加物（ｆｅｒｒｏａｄｄｉｔｉｖｅ）粉末を用いて３，０００から３，４００グラムの範囲の充填に検量された。充填物は、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ  ＶＴＣ８００Ｖ真空チルト鋳造機内に配されたジルコニア被覆シリカるつぼ内に充填された。機械はその後、鋳造チャンバ及び融解チャンバを空にし、その後、融液の酸化を防止するために鋳造の前に数回大気圧へとアルゴンによって埋め戻した。融液は、完全に融解されるまで、合金組成及び充填質量に応じておよそ５．２５から６．５分、１４ＫＨｚ  ＲＦ誘導コイルによって加熱された。最後の固形物が融解するのが観測された後で、それは、追加の３０から４５秒間その温度で保持されて、過熱状態を提供し、融液の均質性を確保した。その後、鋳造機は、融解チャンバ及び鋳造チャンバを空にし、るつぼを傾けて、水冷銅ダイにおける５０ｍｍ厚さ、７５から８０ｍｍ幅及び１２５ｍｍカップチャネルに融液を注いだ。融液は、チャンバがアルゴンによって大気圧へ満たされる前に、２００秒間真空下で冷却することが許容された。２つの異なる合金からの実験用鋳造スラブの例の絵は図５に示される。
【００５４】
熱的特性
本明細書の合金の熱的分析は、Ｎｅｔｚｓｃｈ  Ｐｅｇａｓｕｓ  ４０４  示差走査熱量計（ＤＳＣ）を用いて凝固したままの鋳造スラブ上で実行された。合金のサンプルは、その後ＤＳＣ内に充填されたアルミナるつぼ内に充填された。その後ＤＳＣは、チャンバを空にし、アルゴンによって大気圧へ埋め戻した。アルゴンの一定パージがその後開始され、ジルコニウムゲッターがガス流路において設置されて、システムにおける酸素の量をさらに減少させた。サンプルは、完全に融解されるまで加熱されて、完全に凝固されるまで冷却され、その後、融解させることによって１０℃／分で再加熱された。固相線温度、液相線温度及びピーク温度の測定は、平衡状態における材料の代表的な測定を確実にするために第２の融解から取られた。表１に挙げられた合金において、融解は、合金の化学的性質及び１４４０℃までの最終的な融解温度に応じて〜１１１１℃からの初期融解によって１つ又は複数の段階において起こる（表２）。融解挙動における変化は、それらの化学的性質に応じて合金の凝固での相形成を反映する。
【００５５】
【表２−１】
2019504211.tif 000005
【００５６】
【表２−２】
2019504211.tif 000006
【００５７】
熱間圧延
熱間圧延の前に、実験用スラブは、加熱するためにＬｕｃｉｆｅｒ  ＥＨＳ３ＧＴ−Ｂ１８炉内に充填された。炉の設定点は、合金融点Ｔｍに応じて１１００℃から１２５０℃の間で変動し、炉温度はＴｍより〜５０℃下で設定される。スラブは、それらが目標温度に達することを確実にするために熱間圧延の前に４０分間浸ることが許可された。熱間圧延パスの間、スラブは、４分間炉に戻されて、スラブが再加熱することを可能にする。
【００５８】
予熱されたスラブは、Ｆｅｎｎ  Ｍｏｄｅｌ  ０６１  ２高圧延機内にトンネル炉から押し出された。５０ｍｍ厚さスラブは、空気冷却が許容される前にミルを通して５から８回のパスの間熱間圧延された。初期パスの後で、各スラブは、７．５と１０ｍｍとの間の最終厚さへ８０と８５％との間で減少した。冷却後、各結果として得られるシートは分割され、底の１９０ｍｍは、ミルを通して追加の３から４回のパスの間熱間圧延されて、１．６と２．１ｍｍとの間の最終的な厚さへ７２と８４％との間でプレートをさらに減少した。熱間圧延後の２つの異なる合金からの実験用鋳造スラブの例の絵は図６に示される。
【００５９】
密度
合金の密度は、空気及び蒸留水の両方において計量することが可能な特別に構築されたはかり（ｂａｌａｎｃｅ）においてアルキメデス法を用いて熱間圧延された材料からサンプル上で測定された。各合金の密度は、表３で集計され、７．５１から７．８９ｇ／ｃｍ３までの範囲であることが見出された。この技術の精度は０．０１ｇ／ｃｍ３である。
【００６０】
【表３】
2019504211.tif 000007
【００６１】
冷間圧延
熱間圧延後、結果として得られるシートは、ミルスケールを除去するために酸化アルミニウムによってメディアブラストされ、その後、Ｆｅｎｎ  Ｍｏｄｅｌ  ０６１  ２高圧延機上で冷間圧延された。冷間圧延は、典型的には１．２ｍｍの目標厚さへシートの厚さを減少するために複数のパスをとる。熱間圧延シートは、最小ギャップが達成されるまで、着実に減少するロールギャップでミル内に供給された。材料がゲージ目標にいまだに当たらなかった場合は、最小ギャップで追加のパスが、１．２ｍｍ厚さが達成されるまで、用いられた。多数のパスが、実験用ミルの能力の限界に起因して適用された。２つの異なる合金からの冷間圧延シートの例の絵は図７に示される。
【００６２】
アニーリング
冷間圧延後、引張試料は、ワイヤＥＤＭを介して冷間圧延シートから切られた。これらの試料はその後、表４にリスト化された異なるパラメータによってアニールされた。アニーリング１ａ及び１ｂは、Ｌｕｃｉｆｅｒ  ７ＨＴ−Ｋ１２箱形炉において行われた。アニーリング２及び３は、Ｃａｍｃｏ  Ｍｏｄｅｌ  Ｇ−ＡＴＭ−１２ＦＬ炉において行われた。空気標準化された試料は、サイクルの終わりで炉から取り除かれ、空気中で室温へ冷却が許可された。炉冷却された試料に関して、アニーリングの終わりで炉は止められ、サンプルが炉と共に冷却することを可能にする。熱処理は、実証に関して選択されるが、範疇を限定する意図がなかったことに留意されたい。各合金に関して融点のすぐ下までの高温処理が、予想され得る。
【００６３】
【表４】
2019504211.tif 000008
【００６４】
引張特性
引張特性は、表４にリスト化されたパラメータによる冷間圧延及びアニーリング後で、本明細書のシート合金上で測定された。シート厚さは１．２ｍｍであった。引張試験は、Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ  Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御ソフトウェアを用いてＩｎｓｔｒｏｎ  ３３６９機械的試験フレーム上で行われた。すべての試験は室温で行われ、底グリップは固定され且つ上部グリップは０．０１２ｍｍ／ｓの速度で上に進むように設定された。ひずみデータは、Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ  Ａｄｖａｎｃｅｄ  Ｖｉｄｅｏ  Ｅｘｔｅｎｓｏｍｅｔｅｒを用いて集められた。冷間圧延され且つアニールされた状態における表１においてリスト化された合金の引張特性は、表５から表８において以下に示される。最大抗張力値は、１０．６から９１．６％までの引張伸びと共に７２０から１４９０ＭＰａまで変わり得る。降伏応力は、１４２から７２３ＭＰａまでの範囲である。本明細書の鋼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条件に依存するであろう。フェライトスコープ測定は、合金の化学的性質に応じて０．３から３．４Ｆｅ％まで変わる熱処理１ｂの後で本明細書の合金からのシート上で行われた（表６Ａ）。
【００６５】
【表５−１】
2019504211.tif 000009
【００６６】
【表５−２】
2019504211.tif 000010
【００６７】
【表５−３】
2019504211.tif 000011
【００６８】
【表６−１】
2019504211.tif 000012
【００６９】
【表６−２】
2019504211.tif 000013
【００７０】
【表６−３】
2019504211.tif 000014
【００７１】
【表６−４】
2019504211.tif 000015
【００７２】
【表６−５】
2019504211.tif 000016
【００７３】
【表６Ａ−１】
2019504211.tif 000017
【００７４】
【表６Ａ−２】
2019504211.tif 000018
【００７５】
【表７−１】
2019504211.tif 000019
【００７６】
【表７−２】
2019504211.tif 000020
【００７７】
【表７−３】
2019504211.tif 000021
【００７８】
【表７−４】
2019504211.tif 000022
【００７９】
【表７−５】
2019504211.tif 000023
【００８０】
【表７−６】
2019504211.tif 000024
【００８１】
【表８−１】
2019504211.tif 000025
【００８２】
【表８−２】
2019504211.tif 000026
【００８３】
【表８−３】
2019504211.tif 000027
【００８４】
【表８−４】
2019504211.tif 000028
【００８５】
【表８−５】
2019504211.tif 000029
【００８６】
事例
事例＃１：異なる加工のステップでの合金１及び合金６の特性範囲
５０ｍｍの厚さを有する実験用スラブは、合金１及び合金６から鋳造された。合金は、表１における原子比率に従う既知の化学的性質及び不純物含有量を有する商用的に利用可能な鉄添加物（ｆｅｒｒｏａｄｄｉｔｉｖｅ）粉末を用いて３，０００から３，４００グラムの範囲の充填に検量された。充填物は、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ  ＶＴＣ８００Ｖ真空チルト鋳造機内に配されたジルコニア被覆シリカるつぼ内に充填された。機械はその後、鋳造チャンバ及び融解チャンバを空にし、融液の酸化を防止するために鋳造の前に数回大気圧へとアルゴンによって埋め戻した。融液は、完全に融解されるまで、合金組成及び充填質量に応じておよそ５．２５から６．５分、１４ＫＨｚ  ＲＦ誘導コイルによって加熱された。最後の固形物が融解するのが観測された後で、それは、追加の３０から４５秒間過熱することが許されて、過熱状態を提供し、融液の均質性を確保した。その後、鋳造機は、融解チャンバ及び鋳造チャンバを空にし、るつぼを傾けて、水冷銅ダイにおける５０ｍｍ厚さ、７５から８０ｍｍ幅及び１２５ｍｍ深さのチャネルに融液を注いだ。融液は、チャンバがアルゴンによって大気圧へ満たされる前に、２００秒間真空下で冷却することが許容された。引張試料は、ワイヤＥＤＭによって鋳放しスラブから切られ、引張の試験がされた。引張特性は、Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ  Ｂｌｕｅｈｉｌｌ制御ソフトウェアを用いてＩｎｓｔｒｏｎ  ３３６９機械的試験フレーム上で測定された。すべての試験は室温で行われ、底グリップは固定され且つ上部グリップは０．０１２ｍｍ／ｓの速度で上に進むように設定された。ひずみデータは、Ｉｎｓｔｒｏｎ’ｓ  Ａｄｖａｎｃｅｄ  Ｖｉｄｅｏ  Ｅｘｔｅｎｓｏｍｅｔｅｒを用いて集められた。引張試験の結果は、表９に示される。分かるように、鋳放し条件における本明細書の合金は、１６８から１８１ＭＰａの降伏応力、４９４から５５４ＭＰａの極限強度、及び８．４から１８．９％の延性を示す。
【００８７】
【表９】
2019504211.tif 000030
【００８８】
実験用鋳造スラブは、異なる圧下で熱間圧延された。熱間圧延の前に、実験用鋳造スラブは、加熱するためにＬｕｃｉｆｅｒ  ＥＨＳ３ＧＴ−Ｂ１８炉内に充填された。炉の設定点は、合金融点に応じて１０００℃から１２５０℃の間で変動する。スラブは、それらが目標温度に達することを確実にするために熱間圧延の前に４０分間浸ることが許可された。熱間圧延パスの間、スラブは、４分間炉に戻されて、スラブが再加熱することを可能にする。予熱されたスラブは、Ｆｅｎｎ  Ｍｏｄｅｌ  ０６１  ２高圧延機内にトンネル炉から押し出された。パスの数は、目標とされる圧延圧下に依存する。熱間圧延後、結果として得られるシートは、それがいまだに熱いうちに、熱間圧延ミルから、５５０℃へ予熱された炉内へ直接充填されて、商業生産でのコイリング条件をシミュレートする。炉内に充填されるとすぐに、炉は、２０℃／時間の制御された速度で冷却するように設定された。サンプルは、温度が１５０℃未満であるときに取り除かれた。熱間圧延シートは、熱間圧延圧下設定に応じて６ｍｍから１．５ｍｍの範囲の最終的な厚さを有した。２ｍｍ未満の厚さを有するサンプルは、均一性を確保するために表面研削され、引張サンプルはワイヤ−ＥＤＭを用いて切られた。２ｍｍから６ｍｍ厚さの材料に関して、引張サンプルは、まずカットされ、その後、ミルスケールを除去するためにメディアブラストされた。引張試験の結果は、表１０に示される。分かるように、両方の合金は、熱間圧延圧下上の特性の依存性を示さず、４１．３から６８．４％の範囲の延性、１１２６から１２４７ＭＰａの極限強度、及び２７２から３５０ＭＰａの降伏応力である。
【００８９】
【表１０】
2019504211.tif 000031
【００９０】
１．６から１．８ｍｍの最終的な厚さを有する熱間圧延シートは、ミルスケールを除去するために酸化アルミニウムによってメディアブラストされ、その後、Ｆｅｎｎ  Ｍｏｄｅｌ  ０６１  ２高圧延機上で冷間圧延された。冷間圧延は、１ｍｍに下がるまで、目標厚さへシートの厚さを減少するために複数のパスをとる。熱間圧延シートは、最小ギャップが達成されるまで、着実に減少するロールギャップでミル内に供給された。材料がゲージ目標にいまだに当たらない場合は、最小ギャップで追加のパスが、目標厚さに達するまで、用いられた。本明細書の各合金に関するパスの数による冷間圧延条件は、表１１にリスト化される。引張試料は、ワイヤＥＤＭによって冷間圧延シートから切られ、引張の試験がされた。引張試験の結果は表１１に示される。冷間圧延は、１４０４から１７１２ＭＰａまでの範囲における最大抗張力を有する大幅な強化につながる。冷間圧延状態において本明細書における合金の引張伸びは、２０．４から３５．４％まで変わる。降伏応力は、７９３から１１３５ＭＰａまでの範囲において測定される。より高い最大抗張力及び降伏応力は、我々の場合では実験用ミル能力によって制限される、より大きい冷間圧延圧下（＞４０％）によって本明細書の合金において達成され得ることが予想される。
【００９１】
【表１１】
2019504211.tif 000032
【００９２】
引張試料は、ワイヤＥＤＭによって冷間圧延シートサンプルから切られ、Ｌｕｃｉｆｅｒ  ７ＨＴ−Ｋ１２箱形炉において１０分間８５０℃でアニールされた。サンプルは、サイクルの終わりで炉から取り除かれ、空気中で室温へ冷却が許可された。引張試験の結果は、表１２に示される。分かるように、冷間圧延後の本明細書の合金のアニーリングの間の再結晶は、１１６８から１２６９ＭＰａの範囲における最大抗張力及び５２．５から６２．６％の引張伸びによる特性の組み合わせをもたらす。降伏応力は、４６２から５２２ＭＰａまでの範囲において測定される。再結晶モーダル構造（構造＃４、図２）を有するこのシート状態は、本明細書で絞り試験に関して利用される最終的なシート条件に対応する。
【００９３】
【表１２】
2019504211.tif 000033
【００９４】
この事例は、商用のスケールでシート生産をシミュレートする加工ステップ、及び、本明細書で絞り試験に関して利用される再結晶モーダル構造（構造＃４、図１Ｂ）を有する冷間圧延されアニールされたシートの最終的な条件に向かう加工の各ステップでの対応する合金特性範囲を実証する。
【００９５】
事例＃２：アニールシートにおける再結晶モーダル構造
５０ｍｍの厚さを有する実験用スラブは、表１における原子比率に従って合金１及び合金６から鋳造され、その後、本出願の本文に記載されるように熱間圧延し、冷間圧延し、且つ１０分間８５０℃でアニーリングすることによって実験用に加工された。商業生産でのアニールコイルにおけるシートの条件に相当するアニーリング後の１．２ｍｍ厚さを有する加工されたシートの形における合金の微細構造は、ＳＥＭ及びＴＥＭによって調べられた。
【００９６】
ＴＥＭ試料を用意するために、サンプルは、ＥＤＭによって最初に切られ、その後、毎回減少したグリットサイズのパッドによって研削することによって薄くされた。６０から７０μｍ厚さの箔を作製するためにさらに薄くすることは、それぞれ９μｍ、３μｍ及び１μｍのダイヤモンド懸濁溶液によって研磨することによって行われた。直径３ｍｍのディスクは、箔からパンチされ、最終的な研磨は、ツインジェット研磨装置を用いた電解研磨によって実行された。用いられる化学溶液は、メタノール塩基において混合された３０％硝酸であった。ＴＥＭ観察に関する不十分に薄い領域の場合、ＴＥＭ試料は、Ｇａｔａｎ  Ｐｒｅｃｉｓｉｏｎ  Ｉｏｎ  Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ  Ｓｙｓｔｅｍ  （ＰＩＰＳ）を用いてイオンミリングされ得る。イオンミリングは通常、４．５ｋｅＶで行われ、傾斜角度は、４°から２°へ減少されて、薄い領域を広くする。ＴＥＭ調査は、２００ｋＶで動作するＪＥＯＬ２１００高解像度顕微鏡を用いて行われた。ＴＥＭ試料は、ＳＥＭによって調査された。微細構造は、Ｃａｒｌ  Ｚｅｉｓｓ  ＳＭＴ  Ｉｎｃ．によって製造されるＥＶＯ−ＭＡ１０走査型電子顕微鏡を用いてＳＥＭによって調べられた。
【００９７】
合金１からのアニールシートにおける再結晶モーダル構造は、図８に示される。分かるように、鋭くてまっすぐな境界を有する等軸粒が構造において存在し、粒は、再結晶モーダル構造に関して典型的である転位を含まない。双晶をアニーリングすることは、粒においてときどき見出されるが、積層欠陥が一般的に見られる。ＴＥＭ像に示される積層欠陥の形成は、オーステナイト相の面心立方結晶構造に関して典型的である。図９は、ＴＥＭ試料から取られた合金１における再結晶モーダル構造の後方散乱ＳＥＭ像を示す。合金１の場合では、再結晶粒のサイズは、２μｍから２０μｍの範囲である。ＳＥＭ像上でみられる粒の異なるコントラスト（暗い又は明るい）は、この場合におけるコントラストが主に粒配向に由来しているので、粒の結晶配向がランダムであることを示唆する。
【００９８】
合金１と同様に、再結晶モーダル構造は、アニーリング後に合金６シートにおいて形成された。図１０は、冷間圧延及び１０分間８５０℃でのアニーリング後の合金６における微細構造の明視野ＴＥＭ像を示す。合金１の場合では、等軸粒は、鋭くてまっすぐな境界を有し、積層欠陥は粒において存在する。それは、構造が良く再結晶化されたことを示唆する。ＴＥＭ試料からのＳＥＭ像は、再結晶モーダル構造を同様に示す。図１１に示されるように、再結晶粒は、等軸であり、ランダム配向を示す。粒径は、合金１におけるものと同様に、２から２０μｍまでの範囲である。
【００９９】
この事例は、本明細書の鋼合金が、例えば商業生産でのアニールコイルにおけるシートの条件に追加的に対応するアニーリング後の１．２ｍｍ厚さを有する加工されたシートにおいて再結晶モーダル構造を形成することを実証する。
【０１００】
事例＃３：微細化高強度ナノモーダル構造への変態
再結晶モーダル構造は、準静的変形、この場合では引張変形下で混合微視的成分構造に変態する。ＴＥＭ分析が行われ、合金１及び合金６シートサンプルにおける引張変形後の混合微視的成分構造の形成を示した。
【０１０１】
ＴＥＭ試料を用意するために、サンプルは、ＥＤＭによって引張ゲージから最初に切られ、その後、毎回減少したグリットサイズのパッドによって研削することによって薄くされた。６０から７０μｍ厚さの箔を作製するためにさらに薄くすることは、９μｍ、３μｍ及び１μｍまでのダイヤモンド懸濁溶液によって研磨することによって行われた。直径３ｍｍのディスクは、箔からパンチされ、最終的な研磨は、ツインジェット研磨装置を用いた電解研磨によって実行された。用いられる化学溶液は、メタノール塩基において混合された３０％硝酸であった。ＴＥＭ観察に関する不十分な薄い領域の場合、ＴＥＭ試料は、Ｇａｔａｎ  Ｐｒｅｃｉｓｉｏｎ  Ｉｏｎ  Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ  Ｓｙｓｔｅｍ  （ＰＩＰＳ）を用いてイオンミリングされ得る。イオンミリングは通常、４．５ｋｅＶで行われ、傾斜角度は、４°から２°へ減少されて、薄い領域を広くする。ＴＥＭ調査は、２００ｋＶで動作するＪＥＯＬ２１００高解像度顕微鏡を用いて行われた。
【０１０２】
事例＃２において記載されるように、本明細書の合金からの加工されたシートにおいて形成される再結晶モーダル構造は、ランダム配向及び鋭い境界の等軸粒を有するオーステナイト相から主に成る。引張変形時に、微細構造は、オーステナイトからナノ析出物を有するフェライトへ微細構造のランダムに分布した領域における相変態によって劇的に変化している。図１２は、引張変形後の合金１サンプルゲージにおける微細構造の明視野ＴＥＭ像を示す。アニーリング後で再結晶モーダル構造において最初はほとんど転位を含まなかったマトリクス粒と比較して、引張応力の適用は、マトリクスオーステナイト粒内で高密度の転位を生成する（例えば図１２ａの下部での領域）。図１２ａ及び図１２ｂにおける上部は、ナノ相微細化＆強化メカニズムによる微細化高強度ナノモーダル構造への構造的変態に起因した顕著に微細化された微細構造の構造領域を示す。図１２ｂにおける、より高倍率のＴＥＭ像は、いくつかの粒において微細析出物を有する１００から３００ｎｍの微細化された粒を示す。同様に、微細化高強度ナノモーダル構造はまた、引張変形後で合金６シートにおいて形成される。図１３は、試験後の引張ゲージにおける合金６シート微細構造の明視野ＴＥＭ像を示す。合金１におけるように、高密度の転位は、未変態のマトリクス粒において生成され、ランダムに分布した構造領域における実質的な微細化は、変形中の相変態の結果として達成される。相変態は、変形前後でシートサンプルからのＦｉｓｃｈｅｒ  Ｆｅｒｉｔｓｃｏｐｅ  （Ｍｏｄｅｌ  ＦＭＰ３０）測定を用いて検証される。フェライトスコープは、試験されたサンプルにおけるすべての磁気相の誘導を測定するので、測定は一以上の磁気相を含み得ることに留意されたい。図１４に示されるように、合金１及び合金６の両方からの再結晶モーダル構造を有するアニールされた状態におけるシートサンプルは、１から２％のみの磁気相を含み、微細構造が主にオーステナイトであり非磁性であることを示唆している。変形後に、試験されたサンプルの引張ゲージにおいて、磁気相の量は、両方の合金において５０％超へ増加する。引張サンプルゲージにおける磁気相体積の増加は、ＴＥＭによって示される構造領域におけるフェライトへのオーステナイト変態に大部分は対応しており、混合微視的成分構造の形成につながる。
【０１０３】
この事例は、本明細書の合金からの加工されたシートにおける再結晶モーダル構造が、１つの微視的成分を表す未変態のオーステナイト粒における高い転位密度、及び、他の１つの微視的成分を表す変態した微細化高強度ナノモーダル構造のランダムに分布した領域によって、冷間変形の間に混合微視的成分構造へ変態することを実証する。変態した領域のサイズ及び体積分率は、合金の化学的性質及び変形条件に依存する。
【０１０４】
事例＃４  カップ延伸後の遅れ破壊
５０ｍｍの厚さを有する実験用スラブは、表１において提供される原子比率に従って合金１、合金６及び合金９から鋳造され、本出願の本文に記載されるように熱間圧延及び冷間圧延によって実験用に加工された。表１３においてリスト化される直径のブランクは、ワイヤＥＤＭによって冷間圧延シートから切られた。切られた後で、ブランクのエッジは、任意の大きな凹凸を除去するために２４０グリットの炭化ケイ素研磨紙を用いて軽く研削され、その後、ナイロンベルトを用いて研磨された。ブランクはその後、本明細書で記載されるように８５０℃で１０分間アニールされた。１．０ｍｍの最終的な厚さ及び再結晶モーダル構造を有する各合金からの、結果として得られるブランクは、絞り試験のために用いられた。ブランクをダイ及びラムに押し込むことによって生じた延伸は、完全なカップが延伸されるまで（つまり、フランジ材料なし）、ダイ内へ連続的に上向きに移動された。カップは、準静的速度（つまり、非常に遅い／ほぼ静的な）を表す０．８ｍｍ／ｓのラム速度で延伸された。
【０１０５】
【表１３】
2019504211.tif 000034
【０１０６】
延伸後、カップは、調査され、４５分間室内空気において置くことが許容された。カップは、空気暴露の後に調査され、遅れクラックの数が、もしあれば、記録された。延伸されたカップは、４５分間の１００％水素へ追加的にさらされた。４５分間の１００％水素への暴露は、延伸されたピースの寿命に関する最大水素暴露をシミュレートするために選択された。延伸されたカップは、雰囲気制御された筐体において配され、１００％水素ガスへ切り替えられる前に窒素が勢いよく流された。水素における４５分の後で、チャンバは、窒素において１０分間パージされた。延伸されたカップは、筐体から取り除かれ、生じた遅れクラックの数が記録された。１．７８の延伸比による０．８ｍｍ／ｓでの延伸及び４５分間の水素への暴露後の合金１からのカップの例の写真は、図１５に示される。
【０１０７】
空気及び水素暴露後のクラックの数は、表１４に示される。合金１及び合金６は、空気及び水素暴露の後で水素助長遅れクラッキングを有した一方で、合金９からのカップは、空気暴露後にクラックしなかったことに留意されたい。
【０１０８】
【表１４】
2019504211.tif 000035
【０１０９】
この事例は、水素助長遅れクラッキングが、用いられる延伸比での０．８ｍｍ／ｓの遅い速度でのカップ延伸後で本明細書の合金において生じることを実証する。クラックの数は、合金の化学的性質に依存する。
【０１１０】
事例５：延伸後のさらされたカップにおける水素の分析
５０ｍｍの厚さを有するスラブは、表１において提供される原子比率に従って合金１、合金６及び合金１４から実験用鋳造され、本明細書に記載されるように熱間圧延及び冷間圧延によって実験用に加工された。直径８５．８５ｍｍのブランクは、ワイヤＥＤＭによって冷間圧延シートから切られた。切られた後で、ブランクのエッジは、任意の大きな凹凸を除去するために２４０グリットの炭化ケイ素研磨紙を用いて軽く研削され、その後、ナイロンベルトを用いて研磨された。ブランクはその後、本出願の本文部分において記載されるように８５０℃で１０分間アニールされた。１．０ｍｍの最終的な厚さ及び再結晶モーダル構造（構造＃４、図２）を有する各合金からの、結果として得られるシートは、カップ延伸のために用いられた。
【０１１１】
ブランクをダイ及びラムに押し込むことによって生じた延伸は、完全なカップが延伸されるまで（つまり、フランジ材料なし）、ダイ内へ連続的に上向きに移動された。カップは、このタイプの試験に関して典型的に用いられる０．８ｍｍ／ｓのラム速度で延伸された。結果として得られる試験されたブランクに関する延伸比は、１．７８であった。
【０１１２】
延伸されたカップは、４５分間１００％水素へさらされた。４５分間の１００％水素への暴露は、延伸されたピースの寿命に関する最大水素暴露をシミュレートするために選択された。延伸されたカップは、雰囲気制御された筐体において配され、１００％水素ガスへ切り替えられる前に窒素が勢いよく流された。水素における４５分の後で、チャンバは、窒素によって１０分間パージされた。
【０１１３】
延伸されたカップは、筐体から取り除かれ、プラスチックバッグにおいて迅速に密封された。各々がここでは延伸されたカップを含むプラスチックバッグは、ドライアイスと共に梱包された断熱箱内部に素早く配された。延伸されたカップは、カップ底及びカップ壁の両方から水素分析のためにとられることになるサンプルのために簡潔にドライアイスにおける密封されたプラスチックバッグから取り除かれた。カップ及び分析サンプルの両方は、再びプラスチックバッグにおいて密封され、ドライアイス温度で保持された。水素分析サンプルは、試験直前までドライアイス温度で保持され、その時間で各サンプルは、ドライアイス及びプラスチックバッグから取り除かれ、不活性ガス溶融（ＩＧＦ）によって水素含有量に関して分析された。各合金に関してカップ底及び壁における水素含有量は、表１５において提供される。このＩＧＦ分析に関する水素に関する検出限界は、０．０００３重量％水素である。
【０１１４】
【表１５】
2019504211.tif 000036
【０１１５】
カップ延伸プロセスの間に最小の変形を経験したカップ底が、１００％水素への４５分暴露の後で最小の水素含有量を有したことに留意されたい。しかしながら、カップ延伸プロセスの間に大規模な変形を有したカップ壁は、１００％水素への４５分暴露の後でかなり高い水素含有量を有した。
【０１１６】
この事例は、特定の応力状態が達成されるときのみに水素が材料に入っていることを実証する。加えて、これの重要な要素は、水素吸収が、延伸されたカップの大規模に変形した領域において起こるのみであることである。
【０１１７】
事例＃６：水素がさらされたカップの破面解析
本明細書のナノスチール（ＮａｎｏＳｔｅｅｌ）合金は、事例＃４において実証されたように０．８ｍｍ／ｓの延伸速度でのカップ延伸後に遅れクラッキングを経験する。合金１、合金６及び合金９からのカップにおけるクラックの破断面は、二次電子検出モードにおいて走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって分析された。
【０１１８】
図１６から図１８は、それぞれ、合金１、合金６及び合金９の破断面を示す。すべての像において、破断面上の明確な粒子境界の欠如が観測されるが、大きい平坦な粒内ファセットが見出され、破壊が水素助長遅れクラッキングの間に合金における粒内へき開を介して起こることを示す。
【０１１９】
この事例は、水素が、複雑な３軸応力状態においてカップの変態した領域を攻撃していることを実証する。変態した領域（つまり、フェライト）の特定の平面は、水素によって攻撃されており、粒内へき開破壊につながる。
【０１２０】
事例＃７：低速でのカップ延伸の間の構造的変態
冷間塑性変形の形として、カップ延伸は、本明細書の鋼合金における微細構造の変化を引き起こす。この事例において、合金１及び合金６における構造変態は、それらがカップ絞り試験に関して工業において一般的に用いられる０．８ｍｍ／ｓの比較的遅い延伸速度で延伸されるときに、実証される。再結晶モーダル構造及び１ｍｍの厚さを有するアニール状態における合金１及び合金６からの鋼シートは、１．７８の延伸比でのカップ延伸のために用いられた。ＳＥＭ及びＴＥＭ分析は、合金１及び合金６からの延伸されたカップにおける構造変態を調べるために用いられた。比較の目的のために、カップの壁及びカップの底は、図１９に示されるように調査された。
【０１２１】
ＴＥＭ試料を用意するために、カップの壁及び底は、ＥＤＭによって切られ、その後、毎回減少したグリットサイズのパッドによって研削することによって薄くされた。６０から７０μｍ厚さの箔を作製するためにさらに薄くすることは、９μｍ、３μｍ及び１μｍまでのダイヤモンド懸濁溶液によって研磨することによって行われた。直径３ｍｍのディスクは、箔からパンチされ、最終的な研磨は、ツインジェット研磨装置を用いた電解研磨によって実行された。用いられる化学溶液は、メタノール塩基において混合された３０％硝酸であった。ＴＥＭ観察に関する不十分な薄い領域の場合、ＴＥＭ試料は、Ｇａｔａｎ  Ｐｒｅｃｉｓｉｏｎ  Ｉｏｎ  Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ  Ｓｙｓｔｅｍ  （ＰＩＰＳ）を用いてイオンミリングされ得る。イオンミリングは通常、４．５ｋｅＶで行われ、傾斜角度は、４°から２°へ減少されて、薄い領域を広くする。ＴＥＭ調査は、２００ｋＶで動作するＪＥＯＬ２１００高解像度顕微鏡を用いて行われた。
【０１２２】
合金１では、カップの底は、アニールシートにおける初期再結晶モーダル構造と比較して、劇的な構造的変化を示さない。図２０に示されるように、まっすぐな境界を有する粒は、ＴＥＭによって明らかにされ、積層欠陥は目に見える、オーステナイト相の典型的な特性である。つまり、カップの底は、再結晶モーダル構造を維持する。しかしながら、カップ壁における微細構造は、延伸プロセスの間にかなりの変態を示す。図２１に示されるように、サンプルは、高密度の転位を含み、まっすぐな粒子境界は、再結晶構造におけるようにもはや目に見えない。変形の間の劇的な微細構造変化は、準静的引張試験後の混合微視的成分構造に非常に似ているが顕著により高い体積分率の変態した微細化高強度ナノモーダル構造を備える微細構造を達成するナノ析出物を備えるフェライト（アルファ−Ｆｅ）へのオーステナイト相（ガンマ−Ｆｅ）の変態と大きく関連する。
【０１２３】
合金６において同様に、塑性変形及び再結晶モーダル構造をほとんど経験していないカップの底は、図２２に示されるように、存在する。合金６からのカップの壁は、激しく変形されて、図２３に示されるように、粒における高密度の転位を示す。一般的に、変形した構造は、混合微視的成分構造として分類され得る。しかし、合金１と比較すると、オーステナイトは、合金６において、より安定しているように見え、延伸後に少量の微細化高強度ナノモーダル構造をもたらす。転位は両方の合金において豊富であるが、合金６における相変態によって引き起こされる微細化は、合金１と比較して顕著でなく見える。
【０１２４】
微細構造変化は、カップの壁及び底からのフェライトスコープ測定と一致する。図２４に示されるように、カップの底は、少量の磁気相（１から２％）を含み、オーステナイトマトリクスを備える再結晶モーダル構造が支配的であることを示唆する。カップの壁において、磁気相（ほとんどフェライト）は、それぞれ合金１及び合金６カップにおいて５０％及び３８％まで上昇する。磁気相における増加は、相変態及び微細化高強度ナノモーダル構造の形成に対応する。合金６における、より小さい変態は、ＴＥＭ観察と一致して、より安定なオーステナイトを示唆する。
【０１２５】
この事例は、微細化高強度ナノモーダル構造への顕著な相変態が、０．８ｍｍ／ｓの低速でのカップ延伸の間にカップ壁において起こることを実証する。変態した相の体積分率は、合金の化学的性質に依存する。
【０１２６】
事例＃８  カップ延伸後の遅れ破壊への延伸比効果
５０ｍｍの厚さを有する実験用スラブは、表１において提供される原子比率に従って合金１、合金６、合金９、合金１４及び合金４２から鋳造された。鋳造スラブは、本出願の本文に記載されるように熱間圧延及び冷間圧延によって実験用に加工された。表１２おいてリスト化される直径を備えるブランクは、ワイヤＥＤＭによって冷間圧延シートから切られた。切られた後で、ブランクのエッジは、任意の大きな凹凸を除去するために２４０グリットの炭化ケイ素研磨紙を用いて軽く研削され、その後、ナイロンベルトを用いて研磨された。ブランクはその後、本明細書で記載されるように８５０℃で１０分間アニールされた。１．０ｍｍの最終的な厚さ及び再結晶モーダル構造を有する各合金からの、結果として得られるシートブランクは、表１６に特定される比率でのカップ延伸のために用いられた。
【０１２７】
【表１６】
2019504211.tif 000037
【０１２８】
１．０ｍｍの最終的な厚さ及び再結晶モーダル構造を有する各合金からの、結果として得られるブランクは、絞り試験のために用いられた。ブランクをダイ及びラムに押し込むことによって生じた延伸は、完全なカップが延伸されるまで（つまり、フランジ材料なし）、ダイ内へ連続的に上向きに移動された。カップは、このタイプの試験に関して典型的に用いられる０．８ｍｍ／ｓのラム速度で延伸された。異なるサイズのブランクは、同一の延伸パラメータによって延伸された。
【０１２９】
延伸後、カップは、調査され、４５分間室内空気において置くことが許容された。カップは、空気暴露の後に調査され、遅れクラックの数が、もしあれば、記録された。延伸されたカップは、４５分間の１００％水素へ追加的にさらされた。４５分間の１００％水素への暴露は、延伸されたピースの寿命に関する最大水素暴露をシミュレートするために選択された。延伸されたカップは、雰囲気制御された筐体において配され、１００％水素ガスへ切り替えられる前に窒素が勢いよく流された。水素における４５分の後で、チャンバは、窒素において１０分間パージされた。延伸されたカップは、筐体から取り除かれ、生じた遅れクラックの数が記録された。延伸されたカップの空気及び水素暴露の間に生じたクラックの数は、それぞれ表１７及び表１８において示される。
【０１３０】
【表１７】
2019504211.tif 000038
【０１３１】
【表１８】
2019504211.tif 000039
【０１３２】
分かるように、合金１に関して、かなりのクラッキングが、空気及び水素両方への暴露後にカップにおいて１．７８の延伸比で観測されるのに対して、その数は、１．４以下の延伸比でゼロへ迅速に減少する。フェライトスコープ測定は、合金の微細構造が、より高い延伸比と共に増加するカップ壁における顕著な変態を経験することを示す。合金１に関する結果は、図２５に示される。合金６、合金９及び合金４２は同様の挙動を示し、合金の化学的性質の変化に起因した遅れクラッキングへのより高い抵抗を実証する１．６以下の延伸比で測定される遅れクラッキングがない。フェライトスコープ測定はまた、合金の微細構造が、より高い延伸比と共に増加するが、合金１と比較してより小さい程度で、カップ壁における変態を経験することを示す。合金６、合金９及び合金４２に関する結果はまた、図２６、図２７及び図２８にそれぞれ示される。合金１４は、本明細書のすべての試験条件で遅れクラッキングがないことを実証する。フェライトスコープ測定による合金１４に関する結果はまた、図２９に与えられる。分かるように、変態相の量が合金の化学的性質に依存する臨界値未満であるときにカップにおいて遅れクラッキングが起こらない。例えば、合金６に関して、臨界値は、約３０Ｆｅ％であり（図２５）、一方で、合金９に関して、それは約２３Ｆｅ％である（図２７）。変態の総量はまた、合金の化学的性質に依存する。１．７８の同じ延伸比で、変態磁気相の体積分率は、合金１に関してほぼ５０Ｆｅ％で測定され（図２５）、一方で、合金１４においてそれは約１０Ｆｅ％のみである（図２９）。明らかに、変態の臨界値は、合金１４からのカップ壁において達せられず、水素暴露後に遅れクラッキングは観察されなかった。
【０１３３】
この事例は、本明細書の合金に関して、延伸比への遅れクラッキングの明確な依存性が存在することを実証する。遅れクラッキングに関するしきい値に対応する、それより上でクラッキングが起こる延伸比の値は、合金の化学的性質に依存する。
【０１３４】
事例＃９  カップ延伸後の遅れ破壊への延伸速度効果
５０ｍｍの厚さを有する実験用スラブは、表１において提供される原子比率に従って合金１及び合金６から鋳造され、本出願の本文に記載されるように熱間圧延及び冷間圧延によって実験用に加工された。直径８５．８５ｍｍのブランクは、ワイヤＥＤＭによって冷間圧延シートから切られた。切られた後で、ブランクのエッジは、任意の大きな凹凸を除去するために２４０グリットの炭化ケイ素研磨紙を用いて軽く研削され、その後、ナイロンベルトを用いて研磨された。ブランクはその後、本明細書で記載されるように８５０℃で１０分間アニールされた。１．０ｍｍの最終的な厚さ及び再結晶モーダル構造を有する各合金からの、結果として得られるシートブランクは、表１９に特定される８つの異なる速度でのカップ延伸のために用いられた。ブランクをダイ及びラムに押し込むことによって生じた延伸は、完全なカップが延伸されるまで（つまり、フランジ材料なし）、ダイ内へ連続的に上向きに移動された。カップは、表１９に示されるように、様々な延伸速度で延伸された。結果として得られる試験されたブランクに関する延伸比は、１．７８であった。
【０１３５】
【表１９】
2019504211.tif 000040
【０１３６】
延伸後、カップは、調査され、４５分間室内空気において置くことが許容された。カップは、空気暴露の後に調査され、遅れクラックの数が、もしあれば、記録された。延伸されたカップは、４５分間の１００％水素へ追加的にさらされた。４５分間の１００％水素への暴露は、延伸されたピースの寿命に関する最大水素暴露をシミュレートするために選択された。延伸されたカップは、雰囲気制御された筐体において配され、１００％水素ガスへ切り替えられる前に窒素が勢いよく流された。水素における４５分の後で、チャンバは、窒素において１０分間パージされた。延伸されたカップは、筐体から取り除かれ、生じた遅れクラックの数が記録された。合金１及び合金６からの延伸されたカップの空気及び水素暴露の間に生じたクラックの数は、それぞれ表２０及び表２１において示される。４５分間の水素への暴露及び異なる延伸速度での１．７８の延伸比によって延伸された合金１からのカップの例は、図３０において示される。
【０１３７】
【表２０】
2019504211.tif 000041
【０１３８】
【表２１】
2019504211.tif 000042
【０１３９】
分かるように、延伸速度の増加と共に、合金１及び合金６の両方からの延伸されたカップにおけるクラックの数は、減少し、水素及び空気暴露の両方の後にゼロへと行く。合金１及び合金６に関する結果はまた、図３１及び図３２にそれぞれ示される。試験されたすべての合金に関して、１００％水素雰囲気への４５分の暴露後に、１９ｍｍ／ｓ以上の延伸速度で、遅れクラッキングは観測されなかった。
【０１４０】
この事例は、本明細書の合金に関して、延伸速度への遅れクラッキングの明確な依存性が存在し、合金の化学的性質に依存する臨界しきい値（ＳＣＲ）のそれよりも高い延伸速度でクラッキングが観測されないことを実証する。
【０１４１】
事例＃１０  高速でのカップ延伸の間の構造的変態
延伸速度は、水素助長遅れクラッキングの観点から、延伸されたカップの構造的変態及び性能に影響を与えるように示される。この事例において、構造的解析は、高速での合金１及び合金６シートから延伸されたカップに関して実行された。両方の合金からのスラブは、本出願の本文に記載されるように熱間圧延、冷間圧延及び１０分間の８５０℃でのアニーリングによって加工された。１．０ｍｍの最終的な厚さ及び再結晶モーダル構造を有する、結果として得られるシートは、事例＃８に記載されるように異なる速度でのカップ延伸のために用いられた。２０３ｍｍ／ｓで延伸されるカップの壁及び底における微細構造は、ＴＥＭによって分析された。比較の目的のために、カップの壁及びカップの底は、図１９に示されるように調査された。
【０１４２】
ＴＥＭ試料を用意するために、サンプルは、ＥＤＭによって最初に切られ、その後、毎回減少したグリットサイズのパッドによって研削することによって薄くされた。６０から７０μｍ厚さの箔を作製するためにさらに薄くすることは、９μｍ、３μｍ及び１μｍまでのダイヤモンド懸濁溶液によって研磨することによって行われた。直径３ｍｍのディスクは、箔からパンチされ、最終的な研磨は、ツインジェット研磨装置を用いた電解研磨によって実行された。用いられる化学溶液は、メタノール塩基において混合された３０％硝酸であった。ＴＥＭ観察に関する不十分な薄い領域の場合、ＴＥＭ試料は、Ｇａｔａｎ  Ｐｒｅｃｉｓｉｏｎ  Ｉｏｎ  Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ  Ｓｙｓｔｅｍ  （ＰＩＰＳ）を用いてイオンミリングされ得る。イオンミリングは通常、４．５ｋｅＶで行われ、傾斜角度は、４°から２°へ減少されて、薄い領域を広くする。ＴＥＭ調査は、２００ｋＶで動作するＪＥＯＬ２１００高解像度顕微鏡を用いて行われた。
【０１４３】
２０３ｍｍ／ｓの速い延伸速度では、カップの底は、再結晶モーダル構造と類似の微細構造を示す。図３３に示されるように、粒は、わずか数個の転位を有してきれいであり、粒子境界は、まっすぐであり鋭く、再結晶構造に関して典型的である。積層欠陥は、同様に粒において見られ、オーステナイト相（ガンマ−Ｆｅ）を示す。カップ延伸前のシートは、１０分間８５０℃でのアニーリングによって再結晶化されたので、図３３に示される微細構造は、カップの底がカップ延伸の間に非常に制限された塑性変形を経験したことを示唆する。低速（０．８ｍｍ／ｓ）で、合金１からのカップの底の微細構造（図２０）は、一般的に、高速でのものと同様の構造、つまり、最小限の変形がカップ底上で起きたので予想されないことではない、まっすぐな粒子境界及び積層欠陥の存在を示す。
【０１４４】
対称的に、高速で延伸されたカップの壁は、低速で延伸されたカップにおいて見られたような底と比較して、非常に変形される。しかしながら、異なる変形経路が、異なる速度で延伸されるカップにおいて明らかにされる。図３４に示されるように、速く延伸されたカップの壁は、オーステナイトマトリクス粒内の転位に加えて、高い割合の変形双晶を示す。０．８ｍｍ／ｓの低速での延伸の場合では（図２１）、カップ壁における微細構造は、変形双晶の証拠を示さない。構造的外観は、混合微視的成分構造（構造＃２、図２及び図３）のものに関して典型的である。相変態は、両方の場合において高密度の転位の蓄積から生じるが、微細化された構造は、ランダムに分布した構造領域において生成され、転位の活動は、低い程度の相変態につながる双晶による活性な変形に起因してこの速い延伸の場合においてあまり顕著ではない。
【０１４５】
図３５及び図３６は、合金６から２０３ｍｍ／ｓの高速で延伸されたカップの底における及び壁における微細構造を示す。合金１と同様に、カップ底における再結晶モーダル構造が存在し、双晶は、カップ壁の変形を支配している。０．８ｍｍ／ｓの速度での、遅い延伸の後のカップでは、双晶はなくむしろ転位が、合金６からのカップの壁において見出される（図２３）。
【０１４６】
図３７は、合金１及び合金６からのカップ上のフェライトスコープ測定を示す。遅く延伸されたカップ及び速く延伸されたカップの両方の底における微細構造が支配的にはオーステナイトであることが分かり得る。カップ延伸の間にカップの底で応力が非常に少ない又は全くないので、構造的変化は最小限であり、これはその後、開始再結晶モーダル構造（つまり、図２における構造＃４）のベースライン測定（Ｆｅ％）によって表される。カップ底でのフェライトスコープ測定は、本明細書の合金両方における任意の延伸速度での磁気相体積分率における変化がないことを示す図３７におけるオープンシンボルによって表される。しかしながら、対照的に、両方の合金に関するカップの壁は、変形での相変態に関連した磁気相の量が、延伸速度を増加することによって減少していること（図３７におけるソリッドシンボル）を示し、ＴＥＭ調査と一致している。カップ壁は、混合微視的成分構造形成に向かう構造的変化につながる延伸での大規模な変形を経験する。分かるように、微視的成分２を表す磁気相の体積分率は、延伸速度を増加することによって減少する（図３７）。臨界速度（ＳＣＲ）は、クラッキングが直接観察される場所に基づいて各合金に関して提供されることに留意されたい。合金１に関して、それぞれ図３１及び図３２に存在するクラックの数によって示されるように、ＳＣＲは、１９ｍｍ／ｓであるように決定され、合金６に関して、ＳＣＲは、９．５ｍｍ／ｓであるように決定された。
【０１４７】
この事例は、本明細書の合金のカップ延伸の間に延伸速度を増加することは、磁気相体積パーセントの低下及び微細化高強度ナノモーダル構造へのオーステナイト変態の抑制につながる変形双晶による支配による変形経路の変化をもたらすことを実証する。
【０１４８】
事例＃１１  異なる速度での従来のＡＨＳＳカップ延伸
１ｍｍの厚さを有する商業的に製造され加工されるＤｕａｌ  Ｐｈａｓｅ  ９８０（ＤＰ９８０）鋼シートが購入され、受け取った状況としてカップ絞り試験のために用いられた。直径８５．８５ｍｍのブランクは、ワイヤＥＤＭによって冷間圧延シートから切られた。切られた後で、ブランクのエッジは、任意の大きな凹凸を除去するために２４０グリットの炭化ケイ素研磨紙を用いて軽く研削され、その後、ナイロンベルトを用いて研磨された。結果として得られるシートブランクは、表１７において特定される３つの異なる速度でカップ延伸のために用いられた。
【０１４９】
１．０ｍｍの最終的な厚さ及び再結晶モーダル構造を有する各合金からの、結果として得られるブランクは、絞り試験のために用いられた。ブランクをダイ及びラムに押し込むことによって生じた延伸は、完全なカップが延伸されるまで（つまり、フランジ材料なし）、ダイ内へ連続的に上向きに移動された。カップは、表２２に示されるように、様々な延伸速度で延伸された。結果として得られる試験されたブランクに関する延伸比は、１．７８であった。
【０１５０】
【表２２】
2019504211.tif 000043
【０１５１】
延伸後、フェライトスコープ測定が、カップ壁及び底上で行われた。測定の結果は図３８に示される。分かるように、磁気相の体積分率は、延伸速度の増加と共に変化せず、適用される全速度範囲にわたって一定のままである。
【０１５２】
この事例は、従来のＡＨＳＳのカップ延伸での延伸速度を増加することは、構造的な相組成に影響を与えない、又は変形経路を変化させないことを実証する。
【０１５３】
事例＃１２  延伸限界比率
表１において提供される原子比率に従う合金６及び合金１４からのブランクは、ワイヤＥＤＭによって両方の合金からの１．０ｍｍ厚さの冷間圧延シートから表２３にリスト化された直径で切られた。切られた後で、ブランクのエッジは、任意の大きな凹凸を除去するために２４０グリットの炭化ケイ素研磨紙を用いて軽く研削され、その後、ナイロンベルトを用いて研磨された。ブランクはその後、本明細書で記載されるように８５０℃で１０分間アニールされた。１．０ｍｍの最終的な厚さ及び再結晶モーダル構造を有する各合金からの、結果として得られるシートブランクは、表２３に特定される比率でのカップ延伸のために用いられた。初期状態では、フェライトスコープ測定は、合金６に関して０．９４及び合金１４に関して０．６７のＦｅ％を示す。
【０１５４】
【表２３】
2019504211.tif 000044
【０１５５】
試験は、３６．３１ｍｍのダイ直径を備え、小さい直径パンチ（３１．９９ｍｍ）を用いるＩｎｔｅｒｌａｋｅｎ  ＳＰ  ２２５  マシン上で完了された。ブランクをダイ及びラムに押し込むことによって生じた延伸は、完全なカップが延伸されるまで（つまり、フランジ材料なし）、ダイ内へ連続的に上向きに移動された。カップは、このタイプの試験に関して典型的に用いられる０．８５ｍｍ／ｓのラム速度で及び２５ｍｍ／ｓで延伸された。異なるサイズのブランクは、同一の延伸パラメータによって延伸された。
【０１５６】
異なる延伸比によって延伸された合金６及び合金１４からのカップの例は、それぞれ図３９及び図４０に示される。延伸パラメータは、最適化されなかったので、上部でのいくつかの耳発生及び側壁上のくぼみが、カップサンプルにおいて観察されたことに留意されたい。これは、例えば、クランプ力又は潤滑剤が最適化されずいくつかの延伸欠陥が存在するようなときに起こる。延伸後、カップは、遅れクラッキング及び／又は破断に関して調査された。延伸後のカップ壁上のフェライトスコープ測定を含む試験の結果が、図４１に示される。分かるように、０．８５ｍｍ／ｓの遅い延伸速度では、磁気相の量は１．９の延伸比での３４Ｆｅ％から２．４の延伸比での４６％へ合金６からのカップの壁において連続的に増加する。遅れ破壊は、２．４の延伸比でのカップの破断によってすべての延伸比で起こった。２５ｍｍ／ｓへの延伸速度における増加は、２．４の延伸比での最大の２１．５Ｆｅ％によってすべての延伸比でより低いＦｅ％をもたらす。カップ破断は、同じ２．４の延伸比で起こった。合金１４からのカップの壁では、磁気相の量は、ここでのすべての試験条件で比較的、より低い。遅れクラッキングは、この合金からの任意のカップにおいて観察されず、より高速の試験（２５ｍｍ／ｓ）の場合では、破断が、より高い２．５の延伸比で起こった。合金６に関する限界延伸比（ＬＤＲ）は、２．３であるように決定され、合金１４に関して２．４であるように決定された。ＬＤＲは、所与のパンチ直径下でうまく延伸され得るブランクの最大直径の比率として定義される。
【０１５７】
この事例は、本明細書の合金のカップ延伸の間に延伸速度を増加することが、合金６例上で示されるような遅れ破壊の抑制、及び、合金１４例上で示されるような延伸限界比率（ＤＬＲ）を定義した破断前の延伸比の増加をもたらすことを実証する。延伸速度における増加は、水素脆化の影響を受けやすい変形後の磁気相の量を顕著に低下する微細化高強度ナノモーダル構造への相変態を減少させることをもたらす。
【図１Ａ】
2019504211.tif 000045
【図１Ｂ】
2019504211.tif 000046
【図１Ｃ】
2019504211.tif 000047
【図２】
2019504211.tif 000048
【図３】
2019504211.tif 000049
【図４】
2019504211.tif 000050
【図５】
2019504211.tif 000051
【図６】
2019504211.tif 000052
【図７】
2019504211.tif 000053
【図８】
2019504211.tif 000054
【図９】
2019504211.tif 000055
【図１０】
2019504211.tif 000056
【図１１】
2019504211.tif 000057
【図１２】
2019504211.tif 000058
【図１３】
2019504211.tif 000059
【図１４】
2019504211.tif 000060
【図１５】
2019504211.tif 000061
【図１６】
2019504211.tif 000062
【図１７】
2019504211.tif 000063
【図１８】
2019504211.tif 000064
【図１９】
2019504211.tif 000065
【図２０】
2019504211.tif 000066
【図２１】
2019504211.tif 000067
【図２２】
2019504211.tif 000068
【図２３】
2019504211.tif 000069
【図２４】
2019504211.tif 000070
【図２５】
2019504211.tif 000071
【図２６】
2019504211.tif 000072
【図２７】
2019504211.tif 000073
【図２８】
2019504211.tif 000074
【図２９】
2019504211.tif 000075
【図３０】
2019504211.tif 000076
【図３１】
2019504211.tif 000077
【図３２】
2019504211.tif 000078
【図３３】
2019504211.tif 000079
【図３４】
2019504211.tif 000080
【図３５】
2019504211.tif 000081
【図３６】
2019504211.tif 000082
【図３７】
2019504211.tif 000083
【図３８】
2019504211.tif 000084
【図３９】
2019504211.tif 000085
【図４０】
2019504211.tif 000086
【図４１】
2019504211.tif 000087
【国際調査報告】
2019504211.tif 000088