【誤訳訂正書】
【提出日】平成20年2月12日(2008.2.12)
【誤訳訂正１】
【訂正対象書類名】特許請求の範囲
【訂正対象項目名】全文
【訂正方法】変更
【訂正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
残留オーステナイトの皮膜と交互になったマルテンサイトのラスを含むミクロ組織を有する炭素鋼合金から高強度の高延性の炭素鋼を製造するためのプロセスであって、
該炭素鋼合金を冷間加工に供して、パスの間での熱処理なしで一連のパス中の１パスあたり少なくとも２０％の断面積の減少まで、少なくとも１５０ｋｓｉ（１０３４ＭＰａ）の引張り強度を達成するために十分に縮小させることを特徴とする、プロセス。
【請求項２】
前記冷間加工が、前記炭素鋼合金を、１５０ｋｓｉ（１０３４ＭＰａ）〜５００ｋｓｉ（３４４８ＭＰａ）の引張り強度を達成するために、１パスあたり少なくとも２０％の断面積の減少に供する、請求項１に記載のプロセス。
【請求項３】
前記冷間加工が、前記炭素鋼合金を、１パスあたり少なくとも２５％の断面積の減少に供する、請求項１に記載のプロセス。
【請求項４】
前記冷間加工が、前記炭素鋼合金を、１パスあたり２５％〜５０％の断面積の減少に供する、請求項１に記載のプロセス。
【請求項５】
前記冷間加工が、前記炭素鋼合金を、パスの間での熱処理なしで一連のパスに供する、請求項１に記載のプロセス。
【請求項６】
前記冷間加工が、１００℃以下の温度で実施される、請求項１に記載のプロセス。
【請求項７】
前記冷間加工が、周囲温度から２５℃以内で実施される、請求項１に記載のプロセス。
【請求項８】
前記炭素鋼合金が、棒またはワイヤの形態であり、そして前記冷間加工が、該炭素鋼合金を、ダイに通して引抜く工程を包含する、請求項１に記載のプロセス。
【請求項９】
前記炭素鋼合金が、シートの形態であり、そして前記冷間加工が、該炭素鋼合金を圧延する工程を包含する、請求項１に記載のプロセス。
【請求項１０】
前記炭素鋼合金が、以下：
（ｉ）少なくとも３００℃のマルテンサイト開始温度を有する炭素鋼合金組成物を形成する工程、
（ｉｉ）該炭素鋼合金組成物を、該組成物のオーステナイト化を引き起こすために十分に高い温度まで加熱して、全ての合金化元素が溶体である均質なオーステナイト相を生じる工程；および
（ｉｉｉ）該均質なオーステナイト相を、該マルテンサイト転移範囲を介して、前記ミクロ組織を達成するために充分に速い冷却速度で冷却し、該マルテンサイトのラスと該残留オーステナイトの皮膜との間の境界での炭化物の形成を回避する工程、
により形成される、請求項１に記載のプロセス。
【請求項１１】
前記炭素鋼合金組成物が、少なくとも３５０℃のマルテンサイト開始温度を有する、請求項１０に記載のプロセス。
【請求項１２】
前記残留オーステナイト皮膜が、均一な配向の皮膜である、請求項１０に記載のプロセス。
【請求項１３】
前記炭素鋼合金組成物が、鉄、０．０４質量％〜０．１２質量％の炭素、０質量％〜１１質量％のクロム、０質量％〜２．０質量％のマンガン、および０質量％〜２．０質量％のケイ素からなる、請求項１０に記載のプロセス。
【請求項１４】
工程（ｉｉ）の前記温度が、８００℃〜１１５０℃である、請求項１０に記載のプロセス。
【請求項１５】
前記炭素鋼合金が、以下：
（ｉ）少なくとも３００℃のマルテンサイト開始温度を有する炭素鋼合金組成物を形成する工程、
（ｉｉ）該炭素鋼合金組成物を、該組成物のオーステナイト化を引き起こすために十分に高い温度まで加熱して、全ての合金化元素が溶体である均質なオーステナイト相を生じる工程、
（ｉｉｉ）該均一なオーステナイト相を冷却して、該オーステナイト相の一部分をフェライト結晶に変態させる工程であって、これによって、オーステナイト結晶に融合したフェライト結晶を含む２相ミクロ組織を形成する、工程、および
（ｉｖ）該２相ミクロ組織を、該マルテンサイト転移範囲を介して、残留オーステナイトの皮膜と交互になったマルテンサイトのラスを含むミクロ組織への、該オーステナイト結晶の転換を引き起こす条件下で冷却する工程、
により形成される、請求項１に記載のプロセス。
【請求項１６】
前記工程（ｉｉｉ）が、前記均質なオーステナイト相を、８００℃〜１，０００℃の温度まで冷却する工程を包含する、請求項１５に記載のプロセス。
【請求項１７】
工程（ｉｉ）が、前記炭素鋼合金組成物を、１，０５０℃〜１，１７０℃の温度まで加熱する工程を包含し、そして工程（ｉｉｉ）が、前記均質なオーステナイト相を、８００℃〜１，０００℃の温度まで冷却する工程を包含する、請求項１５に記載のプロセス。
【請求項１８】
前記炭素鋼合金組成物が、鉄、０．０２質量％〜０．１４質量％の炭素、０質量％〜３．０質量％のケイ素、０質量％〜１．５質量％のマンガン、および０質量％〜１．５質量％のアルミニウムからなる、請求項１５に記載のプロセス。
【誤訳訂正２】
【訂正対象書類名】明細書
【訂正対象項目名】全文
【訂正方法】変更
【訂正の内容】
【発明の詳細な説明】
【発明の名称】パケット−ラスのマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織を有する冷間加工された鋼
【技術分野】
【０００１】
（関連出願の引用）
本特許出願は、２００２年１１月１９日に出願された、米国仮特許出願番号６０／４２７，８３０号（全ての目的で、法律的に要件を満たし得る）から優先権を主張する。仮特許出願番号６０／４２７，８３０号の内容は、全ての文献の引用が本明細書中にあるかのように、その全体が本明細書中に参考として援用される。
【０００２】
（発明の背景）
（１．発明の分野）
本発明は、低炭素および中炭素の鋼合金の技術に関し、具体的には、高強度かつ高い靭性の合金、ならびにこのような合金の冷間成形性に関する。
【背景技術】
【０００３】
（２．先行技術の説明）
高性能鋼のプロセシングにおける重要な工程は、冷間加工であり、これは代表的に、引抜、押し出し、冷間圧造、または圧延のようなプロセスによって達成される、一連の圧縮および／または膨張からなる。冷間加工は、鋼の可塑性変形を引き起こし、これは、ひずみ硬化を生じ、一方で、この鋼を、最終的に使用される形状に形成する。冷間加工は、鋼ワイヤが引抜によって実施される場合に、代表的に、中間の熱処理を伴って、連続した段階で実施され、これは、鋼ワイヤの場合には、「パテンティング」と称される。
【０００４】
高強度の鋼ワイヤは、高性能鋼の一例であり、そして種々の工学適用（タイヤコード、ワイヤロープ、および予め応力を与えられたコンクリート強化材のためのストランドが挙げられる）において有用である。高強度鋼ワイヤにおいて最も通常使用される鋼は、中炭素鋼または高炭素鋼である。ワイヤを形成するための代表的な手順において、パーライトのミクロ組織を有する熱間圧延された棒が、連続した冷間引抜のためにパーライトを軟化するための中間パテンティング処理を伴って、数段階で冷間引抜される。例えば、熱間引抜された、約５．５ｍｍの直径の棒は、約３ｍｍの直径まで数段階で粗く引抜され得る。次いで、パテンティングが、８５０〜９００℃で実施され得、鋼のオーステナイト化を引き起こし、引き続いて、５００〜５５０℃でこの鋼を変態させて、微細なパーライトラメラにする。次いで、この鋼は、例えば塩酸中で、酸洗いされ、パテンティングの間に形成したスケールを除去する。この酸洗いに引き続いて、さらに数段階の引抜が行われ、その直径を約１ｍｍまで減少させ、次いで、さらにパテンティングおよび酸洗いが行われる。次いで、最後の引抜が最終の所望の直径（これは、例えば、約０．４ｍｍである）まで数段階行われ、所望の特性（特に、強度）を達成する。これに続いて、最終的な用途に依存して、さらなるプロセシング（例えば、ストランド化）が行われ得る。
【０００５】
最初のパテンティング処理の目的は、微細なラメラパーライト組織を有するワイヤロッドを生じることであり、これは、低い変態温度を必要とする。所望の温度制御を達成するために、このプロセスは、代表的に、融解鉛の浴中で実施される。引き続く引抜段階において、このワイヤは、６〜７の真のひずみ（以下で定義される）まで引抜されて、約３，０００ＭＰａの高い強度レベルを得る。従来のパーライトワイヤについては、これらの高いひずみおよび強度は、一連のパテンティング処理を適用することによってのみ得ることが可能である。これらのパテンティング処理なしでは、冷間引抜は、パーライトラメラのせん断亀裂を引き起こす。融解鉛浴に対する必要性に起因して、このプロセス全体は費用がかかり、そして環境問題を引き起こす傾向がある。
【０００６】
冷間加工はまた、膨張可能な鋼チュービング（すなわち、現場で、およびある場合には地下で膨張させるチュービング）の製造において使用される。
【０００７】
鋼合金における最近の開発は、マルテンサイト相とオーステナイト相との両方を、交互の構成で含むミクロ組織の形成であり、ここで、このマルテンサイトは、ラスとして存在し、これらのラスは、オーステナイトの薄い皮膜によって隔離されている。これらのミクロ組織は、融合した粒子であり、ここで、個々の粒子が、オーステナイトの薄い皮膜によって隔離されたいくつかのマルテンサイトのラスを含み、そしてある場合には、オーステナイトシェルが各粒子を囲んでいる。これらの組織は、「転位したラスマルテンサイト」組織または「パケット−ラス（ｐａｃｋｅｔ−ｌａｔｈ）」マルテンサイト／オーステナイト組織と称される。これらのミクロ組織を開示する特許は、以下のとおりであり、これらの各々は、その全体が本明細書中に参考として援用される：
４，１７０，４９７（Ｇａｒｅｔｈ  ＴｈｏｍａｓおよびＢａｎｇａｒｕ  Ｖ．Ｎ．Ｒａｏ）、１９７９年１０月９日発行、１９７７年８月２４日出願
４，１７０，４９９（Ｇａｒｅｔｈ  ＴｈｏｍａｓおよびＢａｎｇａｒｕ  Ｖ．Ｎ．Ｒａｏ）、１９７９年１０月９日発行、上記１９７７年８月２４日に出願された出願の一部継続出願として１９７８年９月１４日出願
４，６７１，８２７（Ｇａｒｅｔｈ  Ｔｈｏｍａｓ，Ｎａｃｋ  Ｊ．Ｋｉｍ，およびＲａｍａｍｏｏｒｔｈｙ  Ｒａｍｅｓｈ）、１９８７年６月９日発行、１９８５年１０月１１日出願
６，２７３，９６８  Ｂ１（Ｇａｒｅｔｈ  Ｔｈｏｍａｓ）、２００１年８月１４日発行、２０００年３月２８日出願。
【０００８】
これらのミクロ組織は、特定の性能の利点（特に、高い耐腐食性）を提供するが、現在まで、鋼合金のために代表的に使用されるプロセシング工程が、これらのミクロ組織が存在する場合に単純化または排除され得ることは、公知ではなかった。
【０００９】
２つの米国特許が、本発明にさらに潜在的に関連し、これらの米国特許は、パテンティングなしでの、鋼の棒およびワイヤの冷間加工を開示する。これらの特許は、以下である：
４，６１３，３８５（Ｇａｒｅｔｈ  ＴｈｏｍａｓおよびＡｌｖｉｎ  Ｈ．Ｎａｋａｇａｗａ）、１９８６年９月２３日発行、１９８２年１２月９日出願
４，６１９，７１４（Ｇａｒｅｔｈ  Ｔｈｏｍａｓ，Ｊａｅ−Ｈｗａｎ  Ａｈｎ，およびＮａｃｋ−Ｊｏｏｎ  Ｋｉｍ）、１９８６年１０月２８日発行、上記１９８４年８月６日に出願された出願の一部継続出願として、１９８４年１１月２９日出願。
【００１０】
これらの特許は、同様に、その全体が本明細書中に参考として援用される。これらの特許における鋼のミクロ組織は、上に列挙された最初の４つの特許の組織とはかなり異なる。
【発明の開示】
【課題を解決するための手段】
【００１１】
（発明の要旨）
ここで、パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織が、その結晶学的特徴が独特であること、およびこれらの特徴がどのように、冷間加工への応答を引き起こすかが発見された。このミクロ組織の高い転位密度およびこの組織におけるひずみがマルテンサイト相とオーステナイト相との間で移動し得る容易さに起因して、冷間加工は、このミクロ組織に、独特の機械的特性（高い引っ張り強度が挙げられる）を提供する。その結果、これらの合金は、中間の熱処理なしで冷間加工され得、一方で依然として、従来の、中間の熱処理を伴う冷間加工によってプロセシングされた鋼合金の引張り強度に匹敵する引張り強度を達成する。パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織を有する鋼ワイヤの場合、本発明は、冷間引抜が中間のパテンティング処理なしで実施され得るという発見にある。従って、本発明に従って、パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織を有する炭素鋼合金（すなわち、そのミクロ組織が、残留オーステナイトの薄い皮膜と交互によったマルテンサイトのラスを含む合金）が、好ましくは、中間の熱処理なしで、約１５０ｋｓｉ以上（「ｋｓｉ」は、１インチあたりのキロポンド力を表す）の引張り強度（約１，０８５ＭＰａ以上（「ＭＰａ」は、メガパスカル（すなわち、１平方ミリメートルあたりのニュートン）を表す）に等価）を達成するために充分な縮小まで冷間形成される。２，０００ＭＰａ（２９０ｋｓｉ）以上の引張り強度までの冷間加工が特に興味深く、そして実際に、３，０００ＭＰａ（４３５ｋｓｉ）および４，０００ＭＰａ（５８０ｋｓｉ）程度の高さの引張り強度が、本発明の実施によって達成され得る。これらの値は、近似である；最も近い千分の１に対する換算係数は、６．８９５ＭＰａ＝１ｋｓｉである。
【００１２】
本発明の利点は、フェライトを含まないか、または有意でない量のフェライトを含む、単純なパケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織、およびまた、フェライト粒子と融合したパケット−ラス粒子を含むミクロ組織、ならびにこれらの組織のバリエーション（そのパケット−ラス粒子がオーステナイトシェルによって包まれた組織、相間の炭化物析出物が存在しない組織、およびオーステナイト皮膜が均一な配向である組織が挙げられる）に及ぶ。パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織がこの様式で冷間加工に応答する能力の発見は、上で引用される特許番号４，６１３，３８５および４，６１９，７１４における開示と比較して、驚くべきものである。なぜなら、これらの特許のミクロ組織におけるフェライトは、マルテンサイトより低い降伏強度を有するからである。その結果、フェライトは、冷間加工によって導入されるひずみを優先的に吸収し、一方で、マルテンサイトは、フェライト相がマルテンサイトの降伏強度より高いレベルまで加工硬化されるまで、冷間加工に応答しない。本発明によって取り組まれるミクロ組織において、比較的低レベルのフェライト、またはフェライトが存在しない場合のフェライトの非存在は、マルテンサイトに、冷間加工プロセスの初期段階においてひずみを吸収させる。マルテンサイトおよびフェライトは、結晶構造および硬化挙動が互いと明らかに異なる。
【００１３】
本発明のこれらおよび他の特徴、目的、利点、および実施形態は、以下の説明からよりよく理解される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
（本発明および好ましい実施形態の詳細な説明）
本発明の実施における冷間加工は、他の鋼合金およびミクロ組織に対して先行技術において冷間加工のために使用されている技術および設備の使用によって、実施され得る。ブルーム、ビレット、バー、スラブおよびシートの形態の合金について、冷間加工は、ローラの間での鋼の圧延、または鋼の厚さを減少させ、そしてこの鋼を伸張させるための圧縮の他の手段からなり得る。冷間加工が圧延によって実施される場合、複数の縮小が、圧延機を通しての複数のパスによって達成される。棒形状またはワイヤ形状の加工片については、冷間加工は、ダイを通しての冷間引抜または押し出しからなり得る。複数回の縮小のために、この加工片は、一連の連続的に小さくなるダイを通して押し出される。チュービングは、鋼を、ダイの内側にマンドレルを有するリング形状のダイを通して引抜くことによって達成される。複数のパスのために、すでに引抜かれたチュービングが、マンドレルがこのチュービングの内側に配置された状態で、より小さいリング形状のダイを通してさらに引抜かれる。
【００１５】
冷間加工は、再結晶が起こる最低温度より低い温度で実施される。従って、適切な温度は、鋼におけるいかなる相変化をも誘導しない温度である。炭素鋼については、再結晶は、代表的に、約１，０００℃（１，８３２°Ｆ）で起こり、従って、本発明に従う冷間加工は、この温度より十分に低い温度で実施される。好ましくは、冷間加工は、約５００℃（９３２°Ｆ）以下の温度で、より好ましくは、約１００℃（２１２°Ｆ）以下で、そして最も好ましくは、周囲温度から約２５℃以内の温度で実施される。
【００１６】
冷間加工は、単一のパスまたはパスの連続で実施され得る。いずれの場合においても、中間の熱処理（これは、鋼ワイヤの場合には、「パテンティング」と称される）が、特性のさらなる改善のために実施され得るが、冷間加工単独から生じる特性は、十分に高く、中間の熱処理は必要ではなく、そして好ましくは、実施されない。１パスあたりの縮小の程度は、本発明に対して重要ではなく、そして広範に変動し得るが、この縮小は、この鋼鉄が小さい縮小全体の後に破壊に対して感受性になるほどこの鋼鉄を硬化することを回避するために十分に大きいべきである。ほとんどの場合において、好ましい縮小は、１パスあたり少なくとも約２０％でありより好ましくは、１パス当たり少なくとも約２５％であり、そしてもっとも好ましくは、１パスあたり約２５％〜約５０％である。１パスあたりの縮小は、少なくとも部分的に、ダイの角度および引抜の効率係数のような要因によって支配される。ダイの角度がより大きいほど、中心の破裂による亀裂を回避するために必要とされる最小の縮小が大きくなる。しかし、引抜効率係数がより低いほど、鋼についての最大縮小は、所定のひずみ硬化指数で低くなる。代表的に、これらの２つの競合する考慮の間で、妥協が求められる。最終製品の引張り強度の観点で、冷間加工は、好ましくは、約１５０ｋｓｉ〜約５００ｋｓｉの範囲内の引張り強度に実施される。
【００１７】
本発明のプロセスは、パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織を有する炭素鋼合金（例えば、上で引用された特許に記載されるもの、ならびに同時係属中の米国特許出願番号１０／０１７，８４７（２００１年１２月１５日出願、発明の名称「Ｔｒｉｐｌｅ−Ｐｈａｓｅ  Ｎａｎｏ−Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ  Ｓｔｅｅｌｓ」、発明者Ｋｕｓｉｎｓｋｉ，Ｇ．Ｊ．，Ｐｏｌｌａｃｋ，Ｄ．，およびＴｈｏｍａｓ，Ｇ．）および１０／０１７，８７９（２００１年１２月１４日出願、発明の名称「Ｎａｎｏ−Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ  Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ  Ｓｔｅｅｌｓ」、発明者Ｋｕｓｉｎｓｋｉ，Ｇ．Ｊ．，Ｐｏｌｌａｃｋ，Ｄ．，およびＴｈｏｍａｓ，Ｇ．）に記載されるもの、これらの両方は、その全体が本明細書中に参考として援用される）に対して適用可能である。パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織の形成を可能にするために、この合金組成物は、代表的に、約３００℃以上、そして好ましくは、３５０℃以上のマルテンサイト開始温度Ｔｓを有する。合金化元素は、一般に、Ｍｓに影響を与えるが、Ｍｓに対して最も強い影響を有する合金化元素は、炭素であり、そして３００℃より高いＭｓを有する合金の達成は、この合金の炭素含有量を、最大で０．３５重量％に制限することによって、達成され得る。本発明の好ましい実施形態において、炭素含有量は、約０．０３重量％〜約０．３５重量％の範囲であり、そしてより好ましい実施形態において、この範囲は、約０．０５重量％〜約０．３３重量％である。さらなる合金化元素（例えば、モリブデン、チタン、ニオブ、およびアルミニウム）もまた、微細な粒子形成のために、核形成部位として働くために充分な量であるが、これらの存在による、仕上げられた合金の特性への影響を回避するために充分な低い濃度で存在し得る。この濃度はまた、介在物および他の大きい析出物（これらは、鋼を初期の破壊に対して感受性にし得る）の形成を回避するために十分に低いべきである。本発明の特定の実施形態において、１種以上のオーステナイト安定化元素を含めることが有利であり、これらの元素の例は、窒素、マンガン、ニッケル、銅、および亜鉛である。これらのうちでも特に好ましいものは、マンガンおよびニッケルである。ニッケルが存在する場合、このニッケルの濃度は、好ましくは、約０．２５％〜約５％の範囲内であり、そしてマンガンが存在する場合、このマンガンの濃度は、好ましくは、約０．２５％〜約６％の範囲内である。クロムもまた、本発明の多くの実施形態において含有され、そして存在する場合、このクロムの濃度は、好ましくは、約０．５％〜約１２％である。本明細書中の全ての濃度は、重量基準である。
【００１８】
本発明の特定の実施形態は、パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイト粒子に加えて、フェライト相を含む合金（三相合金）を包含し、一方で、他の実施形態は、パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイト粒子のみを含み、そしてフェライト相を含まない（二相合金）。一般に、フェライト相の存在または非存在は、初期オーステナイト化段階における熱処理の型によって決定される。温度の適切な選択によって、鋼は、単一のオーステナイト相に、またはオーステナイトとフェライトとの両方を含む２相組織に変態し得る。さらに、合金組成物は、オーステナイト相からの合金の最初の冷却の間に、フェライト形成を引き起こすようにか、または冷却の間にフェライト形成を回避するように（すなわち、オーステナイトをさらに冷却してパケット−ラスミクロ組織を形成する前のフェライト粒子の形成を回避するように）かのいずれかに、選択または調節され得る。
【００１９】
上記のように、特定の場合において、単一のパケット−ラス粒子中のオーステナイト皮膜がすべておよそ同じ配向であるが、結晶学的配向が変動し得るパケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織、または単一のパケット−ラス粒子におけるオーステナイト皮膜が、全て同じ結晶面配向であるミクロ組織を有する合金を使用することが有利である。後者は、粒子サイズを１０ミクロン以下に制限することによって、達成され得る。好ましくは、これらの場合における粒子サイズは、約１ミクロン〜約１０ミクロンの範囲内、最も好ましくは、約５ミクロン〜約９ミクロンの範囲内である。
【００２０】
フェライトを含まない−相パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織（すなわち、「２相」ミクロ組織）の調製は、合金成分の選択、および上に示されるような適切な割合でのこれらの成分の混合で開始する。次いで、これらの混合された成分は、充分な時間にわたって充分な温度で均質化（「均熱」）され、全ての元素および成分が固溶体である均一なオーステナイト組織を達成する。この温度は、オーステナイト再結晶温度より高いが、好ましくは、非常に微細な粒子が形成するレベルである。オーステナイトの再結晶温度は、代表的に、合金の組成とともに変動するが、一般に、当業者に容易に明らかである。ほとんどの場合、最良の結果は、８００℃〜１１５０℃の範囲内の温度で均熱することによって達成される。圧延、鍛造、またはこれらの両方が、この温度で、この合金に対して必要に応じて実施される。
【００２１】
一旦、均質化が完了すると、この合金は、冷却および結晶粒微細化の組み合わせに供されて、所望の粒子サイズ（これは、上記のように、変動し得る）にされる。結晶粒微細化は、複数の段階で実施され得るが、最後の結晶粒微細化は、一般に、オーステナイト再結晶温度より高温であるがこの温度の近くの、中間の温度で達成される。この合金は、最初に、均質化温度で圧延されて、動的再結晶を達成し得、次いで、中間の温度に冷却され得、そしてさらなる動的再結晶のために、再度圧延され得る。この中間温度は、オーステナイト再結晶温度と、オーステナイト再結晶温度の約５０℃高温との間である。オーステナイト再結晶温度が約９００℃である合金組成物については、この合金が冷却される中間の温度は、好ましくは、約９００℃〜約９５０℃であり、そして最も好ましくは、約９００℃〜約９２５℃の間である。オーステナイト再結晶温度が約８２０℃である合金組成物については、好ましい中間の温度は、約８５０℃である。動的再結晶もまた、鍛造または当業者に公知の他の手段によって、達成され得る。動的再結晶は、１０％以上の粒子サイズ縮小、そして多くの場合には、約３０％〜約９０％の粒子サイズ縮小を生じる。
【００２２】
一旦、所望の粒子サイズが達成されると、この合金は、オーステナイト再結晶温度より高い温度から、マルテンサイト開始温度Ｍｓまで、次いで、マルテンサイト転移範囲を通ってオーステナイト結晶をパケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織に転換させるまで冷却されることによって、急冷される。フェライト結晶がオーステナイト結晶の間に存在する場合、この転換は、オーステナイト結晶においてのみ起こる。最適な冷却速度は、この合金の化学的組成、および、それゆえの硬化性によって変動する。得られるパケットは、圧延段階の間に生成されるオーステナイト粒子とおよそ同じ小さいサイズのものであるが、これらの粒子中に残るオーステナイトのみが、薄い皮膜内にあり、そしていくつかの場合には、各パケット−ラス粒子を囲むシェル内にある。薄いオーステナイトの皮膜が結晶配向の単一の改変物である場合、これは、５０ミクロン未満の粒子サイズを達成するように、このプロセスを制御することによって、達成される。
【００２３】
動的再結晶の代替として、所望の粒子サイズへの結晶粒微細化は、熱処理単独によって達成され得る。この方法を使用するために、合金は、前述の段落に記載されるように急冷され、次いで、オーステナイト再結晶温度におよそ等しい温度またはわずかに低い温度まで再加熱され、次いで、再度急冷されて、パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織を達成するか、またはこのミクロ組織に戻る。この再加熱温度は、好ましくは、オーステナイト再結晶温度の約５０℃以内であり、例えば、約８７０℃である。
【００２４】
プロセシング工程（例えば、合金組成物をオーステナイト相に加熱する工程、この合金を制御された圧延または鍛造で冷却して所望の縮小および粒子サイズを達成する工程、およびオーステナイト粒子をマルテンサイト転移領域を通して急冷してパケット−ラス組織を達成する工程）は、当該分野において公知の方法によって実施される。これらの方法としては、鋳造、熱処理、および、例えば、鍛造または圧延による合金の熱間加工、最適な結晶粒微細化のための制御された温度での引き続く仕上げが挙げられる。制御された圧延は、種々の機能を果たし、合金化元素を拡散させて均質なオーステナイト結晶相を補助すること、および粒子におけるひずみエネルギーの保存を補助することが挙げられる。このプロセスの急冷段階において、制御された圧延は、新たに形成するマルテンサイト相を、残留オーステナイトの薄い皮膜によって隔離されたマルテンサイトのラスのパケット−ラス配置に導く。圧延縮小の程度は変動し得、そして当業者に容易に明らかである。急冷は、好ましくは、有害なミクロ組織（パーライト、ベイナイト、および粒子または析出物が挙げられる）の形成、特に、相間での析出物および粒子の形成（所望でない炭化物および炭化窒化物の形成が挙げられる）を回避するために十分に迅速になされる。パケット−ラスマルテンサイト−オーステナイト粒子において、残留オーステナイト皮膜は、ミクロ組織の約０．５体積％〜約１５体積％、好ましくは、約３体積％〜約１０体積％、そして最も好ましくは、最大約５体積％を構成する。
【００２５】
三相合金は、連続的な塊として一緒に融合した、２つの型の粒子（フェライト粒子およびパケット−ラスマルテンサイト／オーステナイト粒子）からなるミクロ組織を有する。二相合金においてと同様に、個々の粒子のサイズは重要ではなく、そして広範に変動し得る。最良の結果のためには、この粒子のサイズは、一般に、約２ミクロン〜約１００ミクロンの範囲内、好ましくは約５ミクロン〜約３０ミクロンの範囲内である直径（または他の適切に特徴的な線状寸法）を有する。マルテンサイト−オーステナイト相に対するフェライト相の量は、変動し得る。しかし、ほとんどの場合において、最良の結果は、マルテンサイト／オーステナイト粒子が、三相ミクロ組織の約５重量％〜約９５重量％、好ましくは、約１５重量％〜約６０重量％、そして最も好ましくは、約２０重量％〜約４０重量％を構成する場合に、得られる。
【００２６】
三相合金は、上記二相合金の調製においてと同様に、最初に所望の組成の合金を形成するために必要とされる適切な成分を混合し、次いで、均熱して全ての元素および成分が固溶体である均一なオーステナイト組織を達成することによって、調製され得る。好ましい均熱温度範囲は、約９００℃〜約１，１７０℃の範囲である。一旦、オーステナイト相が形成されると、この合金組成物は、臨界間（ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ）の温度まで冷却される。この臨界間の温度は、オーステナイト相とフェライト相とが平衡状態で共存する領域として定義される。従って、この冷却は、オーステナイトの一部分をフェライト粒子に変態させ、残りの部分をオーステナイトとして残す。平衡におけるこれらの２つの相の各々の相対量は、この組成物がこの段階で冷却される温度によって、そしてまた、合金化元素のレベルによって、変動する。これらの２つの相（再度平衡において）の間の炭素の分布もまた、温度によって変動する。２つの相の相対量は、本発明にとって重要ではなく、そして変動し得る。二相のフェライト−オーステナイト組織を達成するためにこの組成物が冷却される温度は、好ましくは、約８００℃〜約１，０００℃の範囲内である。
【００２７】
一旦、フェライト結晶およびオーステナイト結晶が形成されると（すなわち、一旦、臨界間の相における選択された温度での平衡が達せられると）、この合金は、マルテンサイト転移範囲を通して冷却されることによって急激に急冷され、オーステナイト結晶を、パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織に転換する。この転換の間に使用される冷却速度は、フェライト相へのあらゆる変化を実質的に回避するため、および所望でないオーステナイト分解を回避するために十分に大きい。合金の組成およびその硬化性に依存して、所望の冷却速度を達成するために、水冷が必要とされ得るが、特定の合金については、空冷で十分である。いくつかの合金（特に、６％のＣｒを含有する三相）において、所望の冷却速度は、空冷が使用され得るほど十分にゆっくりである。二相合金に関して上で記載された問題が、ここで同様に適用される。
【００２８】
好ましい二相合金組成物は、約０．０４重量％〜約０．１２重量％の炭素、０〜約１１．０重量％のクロム、０〜約２．０重量％のマンガン、および０〜約２．０重量％のケイ素を含有し、残りが鉄である組成物である。好ましい三相合金組成物は、約０．０２重量％〜約０．１４重量％の炭素、０〜約３．０重量％のケイ素、０〜約１．５重量％のマンガン、および０〜約１．５重量％のアルミニウムを含有し、残りが鉄である組成物である。
【００２９】
冷却の際のミクロ組織内での析出物または他の小さい粒子の形成は、包括して、「自己焼き戻し」と称される。本発明の特定の用途において、二相合金であっても三相合金であっても、自己焼き戻しは、比較的速い冷却速度を使用することによって、故意に回避される。自己焼き戻しを回避する最小の冷却速度は、その合金についての変態−温度−時間図から明らかである。代表的な図において、垂直軸は、温度を表し、そして水平軸は、時間を表し、一方で、この図上の曲線は、各相が単独でかまたは別の相との組み合わせでかのいずれかで存在する領域を示す。代表的なこのような図は、上で参照されたＴｈｏｍａｓの米国特許第６，２７３，６９８号Ｂ１に示されている。このような図において、最小冷却速度は、経時的に低下する温度の線であり、これは、Ｃ字型の曲線の左側に当たる。この曲線の右側の領域は、炭化物の存在を表し、従って、炭化物の形成を回避する冷却速度は、この曲線の左側に残る線によって表される。この曲線の接線である線は、最小の傾きを有し、従って、使用され得、なお炭化物の形成を回避する、最も遅い速度である。
【００３０】
用語「相間析出」および「相間析出物」は、マルテンサイト相とオーステナイト相との間、すなわち、ラスと、これらのラスを隔離する薄い皮膜との間の位置における、小さい合金粒子の形成をいうために、本明細書中で使用される。「相間析出物」とは、オーステナイト皮膜自体をいわない。相間析出物は、「相内析出物」（これは、マルテンサイトラスとオーステナイト皮膜との間の界面に沿ってではなく、マルテンサイトラス内に位置する析出物である）から区別されるべきである。直径が約５００Å以下の相内析出物は、強靭さにとって有害ではなく、そして実際に、強靭さを増強し得る。従って、自己焼き戻しは、この自己焼き戻しが相内析出物に限定され、そして相間析出物を生じない限り、必ずしも有害ではない。用語「実質的に炭化物がない」とは、何らかの炭化物が存在する場合に、これらの炭化物の分布および量が、仕上げられた合金の性能特性（特に、腐食特徴）に対する無視できる影響を有するようなものであることを示すように、本明細書中で使用される。
【００３１】
合金の組成に依存して、炭化物形成または自己焼き戻しを防止するために十分に高い冷却速度は、一般に、空冷によって達成される速度であってもよく、または水冷を必要とする速度であり得る。自己焼き戻しが空冷によって回避され得る合金組成物において、空冷は、特定の合金化元素のレベルが減少されるが但し他の合金化元素のレベルが上昇する場合に、依然としてなされ得る。例えば、炭素、クロム、またはケイ素の量の減少は、マンガンのレベルを上昇させることによって、補償され得る。
【００３２】
上で参照された米国特許に記載されるプロセスおよび条件（特に、熱処理、結晶粒微細化、オンライン鍛造、ならびに丸い形状、平坦な形状、および他の形状のための圧延機の使用）は、合金組成物のオーステナイト相への加熱、三相合金の場合におけるオーステナイト相から臨界間相への合金の冷却、次いで、マルテンサイト転移領域を通しての冷却に、本発明の実施において使用され得る。圧延は、制御された様式で、１段階以上で、オーステナイト化および第一段階の冷却手順の間に、例えば、合金化元素を拡散させて均質なオーステナイト結晶相を形成し、次いで結晶粒子を変形させて粒子内にひずみエネルギーを貯蔵することを補助するために実施され、一方で、第二段階の冷却において、圧延は、新たに形成するマルテンサイト相を、残留オーステナイトの薄い皮膜によって隔離されたマルテンサイトのパケット−ラス配置に導くように働き得る。圧延縮小の程度は変動し得、そして当業者に容易に明らかである。パケット−ラスマルテンサイト−オーステナイト結晶において、残留オーステナイト皮膜は、ミクロ組織の約０．５体積％〜約１５体積％、好ましくは、約３体積％〜約１０体積％、そして最も好ましくは、最大で約５体積％を構成する。三相ミクロ組織全体に対するオーステナイトの割合は、最大で約５％である。単一の残留オーステナイト皮膜の実際の幅は、好ましくは、約５０Å〜約２５０Åの範囲であり、そして好ましくは、約１００Åである。三相ミクロ組織全体に対するオーステナイトの割合は、一般に、最大で約５％である。この段落において議論される圧延は、パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織（二相組織または三相組織の一部分）が形成された後に、本発明に従ってなされる冷間加工とは区別されるべきである。
【００３３】
以下の実施例は、例示としてのみ与えられる。
【実施例】
【００３４】
（実施例１）
この実施例は、パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織を有する炭素鋼棒の、本発明に従う９９％までの面積縮小のための冷間引抜プロセスによる変形を示す。
【００３５】
この実施例において報告される実験を、直径６ｍｍであり、そして０．１重量％の炭素、２．０重量％のケイ素、０．５重量％のクロム、０．５重量％のマンガン、および残りが鉄である、約５０ミクロンの直径の粒子からなるミクロ組織を有する鋼棒に対して実施した。各粒子は、約１０ｎｍの厚さのオーステナイトの薄い皮膜と交互になった約１００ｎｍの厚さのマルテンサイトから構成され、フェライト相を含まず、そして各粒子は、約１０ｎｍの厚さのオーステナイトシェルによって囲まれている。この棒を、２００１年１２月１４日に出願された、上で引用された、同時係属中の米国特許出願番号１０／０１７，８７９に記載される方法によって調製した。
【００３６】
コーティングされていない鋼棒の表面を洗浄し、そして潤滑し、次いで、２５℃の温度で１５パスで、潤滑されたダイに通して、０．００９５インチ（０．０２４ｃｍ）の直径まで冷間引抜した。最後のワイヤ直径０．０１０５インチ（０．０２７ｃｍ）（９９％の全面積縮小に相当する）において、このワイヤは、３９０ｋｓｉ（２，６９０ＭＰａ）の引張り強度を有した。
【００３７】
（実施例２）
この実施例は、本発明に従うパケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織を有する炭素鋼棒の冷間加工の、別の例示である。この実施例において、２つの異なる合金ワイヤ（Ｆｅ／８Ｃｒ／０．０５ＣおよびＦｅ／２Ｓｉ／０．１Ｃ）を使用した。これらの合金は、約５０ミクロンの直径の粒子からなるミクロ組織を有し、各粒子は、約１０ｎｍの厚さのオーステナイトの皮膜と交互になった、約１５０ｎｍの厚さのマルテンサイトのラスを含み、有意なフェライト相を含まず、各粒子が、約１０ｎｍの厚さのオーステナイトシェルによって囲まれている。
【００３８】
これらの鋼棒は、直径が６ｍｍであり、そして表面を洗浄し、そして潤滑し、次いで、潤滑したダイを通して、２５℃の温度で一連のパスで冷間引抜した。表Ｉに示される引抜スケジュールを、Ｆｅ／８Ｃｒ／０．０５Ｃ合金に対して使用し、そして類似の引抜スケジュールを、Ｆｅ／２Ｓｉ／０．１Ｃ合金に対して使用した。この表において、Ａ０は、初期の棒の直径を表し、そしてＡは、特定のパスの後の棒の直径である。
【００３９】
【表１】
2006506534.tif 000001
引張り強度を、開始時の鋼棒に対して、および各パスの後に測定し、そしてその結果を、図１において、真の全ひずみに対してプロットした。図１において、正方形は、Ｆｅ／８Ｃｒ／０．０５Ｃ合金を表し、そして菱形は、Ｆｅ／２Ｓｉ／０．１Ｃ合金を表す。この図は、両方の合金の引張り強度が、引抜の連続の全体の終了までに、９７％の全面積縮小において、約２，０００ＭＰａに達することを示す。
【００４０】
（実施例３）
この実施例は、（マルテンサイトのラスおよびオーステナイトの薄い皮膜に加えて）第三相としてフェライト結晶を含有するパケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織（すなわち、三相ミクロ組織）を有する、炭素鋼棒を使用する、本発明に従う冷間加工を示す。
【００４１】
この実施例において、合金は、実施例１および２において上に記載されたものと類似の、オーステナイトの薄い皮膜と交互になったマルテンサイトラスを含み、そしてオーステナイトシェルで囲まれた、パケット−ラス粒子と融合したフェライトからなるミクロ組織を有する、Ｆｅ／２Ｓｉ／０．１Ｃであった。この棒を、上で引用された、２００１年１２月１４日に出願された、米国特許出願番号１０／０１７，８４７に記載される方法によって、ミクロ組織の７０体積％のフェライト含有量を達成するために９５０℃の再加熱温度を使用して、調製した。初期の棒の直径は、０．２２０インチ（５，５９ｍｍ）であり、そして冷間加工は、２５℃の温度で１５パスで、１パス当り約３６％の縮小で、０．０３７インチ（０．９４ｍｍ）の最終直径までの、潤滑剤を塗った円錐形のダイを通した棒の引抜からなった。
【００４２】
引抜スケジュールは、表ＩＩに示され、ここで、Ａ０は、初期の棒の直径を表し、そしてＡは、特定のパスの後の棒の直径である。
【００４３】
【表２】
2006506534.tif 000002
最終的なワイヤの引張り強度は、２７６０ＭＰａ（４００ｋｓｉ）であった。
【００４４】
（実施例４）
この実施例は、本発明に従う、ミクロ組織がパケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトおよびフェライト結晶からなる炭素鋼棒の冷間加工のさらなる説明である。
【００４５】
この実施例において、合金は、実施例３においてと同様に、Ｆｅ／２Ｓｉ／０．１Ｃであり、実施例１および２において上で記載されたものと類似のパケット−ラス粒子に融合したフェライトから構成され、そしてオーステナイトの薄い皮膜と交互になったマルテンサイトラスを含み、そしてオーステナイトシェルで囲まれているミクロ組織を有する。この組成の棒を、上で援用された、２００１年１２月１４日に出願された米国特許出願番号１０／０１７，８４７に記載される一般的方法によって調製した。この場合には、この棒を、０．２５インチ（６．３５ｍｍ）の直径まで熱間圧延し、次いで、１，１５０℃まで約３０分間加熱して、この組成物をオーステナイト化し、次いで、氷冷ブライン中で急冷して、このオーステナイトを、実質的に１００％マルテンサイトに変態させ、次いで、急速に再加熱して、この組織を約７０％のフェライトおよび３０％のオーステナイトに転換させた。次いで、この棒を、氷冷ブライン中で急冷して、そのオーステナイトを、パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイト組織に転換させた。次いで、この棒を、１パスあたり３５％の縮小で、７パスで冷間引抜し、０．０５５インチ（１．４０ｍｍ）の最終直径にし、１，８７５ＭＰａ（２７２ｋｓｉ）の引張り強度を生じた。並行実験において、同じ組成の、同じ様式で処理された棒を、１パスあたり３５％の縮小で、１３パスで、０．０１５インチ（０．３７ｍｍ）の最終直径まで冷間引抜し、２，４８０ＭＰａ（３６０ｋｓｉ）の引張り強度を得た。
【００４６】
（実施例５）
この実施例は、本発明に従う、ミクロ組織が、パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトおよびフェライト結晶からなる、炭素鋼棒の冷間加工をなおさらに説明し、パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトとフェライトとの相対量を変化させることの効果を実証する。
【００４７】
鋼合金は、実施例３および４においてと同様に、Ｆｅ／２Ｓｉ／０．１Ｃであり、そして棒を、実施例４に記載されるように、０％、５６％、６６％、および７５％のフェライト含有量（それぞれ、１００体積％、４４体積％、３５体積％、および２５体積％のパケット−ラスマルテンサイト／オーステナイト含有量に対応する）を達成するために異なる再加熱温度を使用して、調製した。表ＩＩに示されるものと類似の引抜スケジュールを、４つ全てのミクロ組織に対して使用し、そして得られた引張り強度を、図２において、真の全ひずみに対してプロットした。図２において、正方形は、１００％パケット−ラス合金を表し、三角形は、４４％パケット−ラス合金を表し、円は、３４％パケット−ラス合金を表し、そして菱形は、２５％パケット−ラス合金を表す。このプロットは、４つ全てのミクロ組織が、２，０００ＭＰａを超える充分な引張り強度を達成し、そしてパケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトの割合が２５％を越える合金が、パケット−ラスの割合が２５％であるミクロ組織より高い引張り強度を生じたことを示す。
【００４８】
上記は、説明の目的で主として与えられる。合金組成物ならびにプロセシング手順およびプロセシング条件のさらなる改変およびバリエーションがなされ得、これは、本発明の基本的かつ新規な概念をなお実施する。これらは、当業者に容易に想到され、そして本発明の範囲内に含まれる。
【図面の簡単な説明】
【００４９】
【図１】図１は、中間の熱処理の非存在下での、本発明に従う冷間加工の際の二相パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織の２つの鋼合金についての、引張り強度対真の全ひずみのプロットである。
【図２】図２は、中間の熱処理の非存在下での、本発明に従う冷間加工の際の三相パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイト／フェライトミクロ組織の３つの鋼合金および二相パケット−ラスマルテンサイト／オーステナイトミクロ組織の１つの鋼合金についての、引張り強度対真の全ひずみのプロットである。