(57)【要約】  本発明は、減少した厚さでの高強度鋼における機械的特性の保持に関するものであり、機械的特性性能もまた比較的高い歪み速度で保持される。これらの新しい鋼は、減少したシート厚さが望ましい多数の用途のために優位点を提供し得る。加えて、本明細書の合金は、幾何学的不連続及び付随する応力集中の導入の後に有用な機械的特性を保持するものである。
2020526666.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ａ．少なくとも７０原子％の鉄、及び、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣから選択される少なくとも４つ以上の元素を含む金属合金を供給し、前記合金を融解し、＜２５０Ｋ／ｓの速度で冷却し、且つ２５．０ｍｍから５００ｍｍまでの厚さへ固化するステップと；
ｂ．厚さＴ１を有するシート形に前記合金を加工するステップであって、前記シートが、Ｘ１（％）の全伸び、Ｙ１（ＭＰａ）の最大引張強度、及びＺ１（ＭＰａ）の降伏強度を有する、ステップと；
ｃ．厚さにおける減少Ｔ２＜Ｔ１によって第２のシートに前記合金をさらに加工するステップであって、前記第２のシートが、Ｘ２＝Ｘ１±１０％の全伸び、Ｙ２＝Ｙ１±５０ＭＰａの最大引張強度、及びＺ２＝Ｚ１±１００ＭＰａの降伏強度を有する、ステップと；
を含む、減少した厚さでの金属シート合金における機械的特性を保持するための方法。
【請求項２】
前記少なくとも７０原子％パーセントの鉄が、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣから選択される５つ以上の元素と組み合わされる、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記少なくとも７０原子％パーセントの鉄が、全部で６つの元素：Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＣと組み合わされる、請求項１に記載の方法。
【請求項４】
選択される４つの元素のレベルが以下の通りである、請求項１に記載の方法：Ｓｉ（１．１４から６．１３原子パーセント）、Ｍｎ（３．１９から１５．１７原子パーセント）、Ｃｒ（０．７８から８．６４原子パーセント）；Ｎｉ（０．９から１１．４４原子パーセント）、Ｃｕ（０．３７から１．８７原子パーセント）。
【請求項５】
ステップ（ｂ）において形成された前記合金が、Ｘ１（１２％から８０％）、Ｙ１（７００ＭＰａから２１００ＭＰａ）、及びＺ１（２５０ＭＰａから１５００ＭＰａ）を示す、請求項１に記載の方法。
【請求項６】
ステップ（ｂ）において形成された前記合金が、１．２ｍｍから１０．０ｍｍの厚さを示す、請求項１に記載の方法。
【請求項７】
ステップ（ｃ）において形成された前記合金が、Ｘ２（２から９０％）、Ｙ２（６５０ＭＰａから２１５０ＭＰａ）、及びＺ２（１５０ＭＰａから１６００ＭＰａ）を示す、請求項１に記載の方法。
【請求項８】
ステップ（ｃ）において形成された前記合金が、０．２ｍｍから＜１．２ｍｍの厚さを示す、請求項１に記載の方法。
【請求項９】
ステップ（ｃ）において形成された前記合金が、車両フレーム、車両シャーシ又は車両パネルにおいて位置付けられる、請求項１に記載の方法。
【請求項１０】
ステップ（ｃ）において形成された前記合金が、貯蔵タンク、貨物車又は鉄道タンク車において位置付けられる、請求項１に記載の方法。
【請求項１１】
ａ．少なくとも７０原子％の鉄、及び、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣから選択される少なくとも４つ以上の元素を含む金属合金を供給し、前記合金を融解し、＜２５０Ｋ／ｓの速度で冷却し、且つ２５．０ｍｍから５００ｍｍまでの厚さへ固化するステップと；
ｂ．１．２ｍｍから１０．０ｍｍの厚さを有するシート形に前記合金を加工するステップであって、前記シートが、歪み速度Ｓ１で試験されたときにＸ１（％）の全伸び、Ｙ１（ＭＰａ）の最大引張強度、及びＺ１（ＭＰａ）の降伏強度を有する、ステップと；
ｃ．歪み速度Ｓ２＞Ｓ１で前記合金からのシートを変形するステップであって、前記シートが、Ｘ３＝Ｘ１±７％の全伸び、最大引張強度Ｙ３＝Ｙ１±２００ＭＰａ、及び降伏強度Ｚ３＝Ｚ１±５０ＭＰａを有する、ステップと；
を含む、比較的高い歪み速度で金属シート合金における機械的特性を保持するための方法。
【請求項１２】
前記少なくとも７０原子％パーセントの鉄が、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣから選択される５つ以上の元素と組み合わされる、請求項１１に記載の方法。
【請求項１３】
前記少なくとも７０原子％パーセントの鉄が、全部で６つの元素：Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＣと組み合わされる、請求項１１に記載の方法。
【請求項１４】
選択される４つの元素のレベルが以下の通りである、請求項１１に記載の方法：Ｓｉ（１．１４から６．１３原子パーセント）、Ｍｎ（３．１９から１５．１７原子パーセント）、Ｃｒ（０．７８から８．６４原子パーセント）；Ｎｉ（０．９から１１．４４原子パーセント）、Ｃｕ（０．３７から１．８７原子パーセント）。
【請求項１５】
ステップ（ｂ）において形成された前記合金が、Ｘ１（１２％から８０％）、Ｙ１（７００ＭＰａから２１００ＭＰａ）、及びＺ１（２５０ＭＰａから１５００ＭＰａ）を示す、請求項１１に記載の方法。
【請求項１６】
歪み速度Ｓ１が、０．００７ｓ−１から０．０００１ｓ−１である、請求項１１に記載の方法。
【請求項１７】
ステップ（ｃ）において形成された前記合金が、Ｘ３（５％から８７％）、Ｙ３（５００ＭＰａから２３００ＭＰａ）、及びＺ３（２００ＭＰａから１５５０ＭＰａ）を示す、請求項１１に記載の方法。
【請求項１８】
歪み速度Ｓ２が、＞０．００７ｓ−１から１２００ｓ−１である、請求項１１に記載の方法。
【請求項１９】
ステップ（ｃ）における前記加工が、ロール成形、金属スタンピング又はハイドロフォーミングを含む、請求項１１に記載の方法。
【請求項２０】
ステップ（ｃ）において形成された前記合金が、車両フレーム、車両シャーシ又は車両パネルにおいて位置付けられる、請求項１１に記載の方法。
【請求項２１】
ステップ（ｃ）において形成された前記合金が、貯蔵タンク、貨物車又は鉄道タンク車において位置付けられる、請求項１１に記載の方法。
【請求項２２】
ステップ（ｃ）において形成された前記合金が、ボディアーマー、盾、軍用車両又は装甲車両において位置付けられる、請求項１１に記載の方法。
【請求項２３】
ａ．少なくとも７０原子％の鉄、及び、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣから選択される少なくとも４つ以上の元素を含む金属合金を供給し、前記合金を融解し、＜２５０Ｋ／ｓの速度で冷却し、且つ２５．０ｍｍから５００ｍｍまでの厚さへ固化するステップと；
ｂ．１．２ｍｍから１０．０ｍｍの厚さを有するシート形に前記合金を加工するステップであって、前記シートが、Ｘ１（％）の全伸び、Ｙ１（ＭＰａ）の最大引張強度、及びＺ１（ＭＰａ）の降伏強度を有する、ステップと；
ｃ．応力集中サイトを導入し、その後前記合金からのシートを変形するステップであって、前記シートが、Ｘ４≧０．２Ｘ１（％）の全伸び、最大引張強度Ｙ４≧０．５Ｙ１（ＭＰａ）、及び降伏強度Ｚ４≧０．６Ｚ１（ＭＰａ）を有する、ステップと；
を含む、金属シート合金において機械的特性を保持するための方法。
【請求項２４】
前記少なくとも７０原子％パーセントの鉄が、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣから選択される５つ以上の元素と組み合わされる、請求項２３に記載の方法。
【請求項２５】
前記少なくとも７０原子％パーセントの鉄が、全部で６つの元素：Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＣと組み合わされる、請求項２３に記載の方法。
【請求項２６】
選択される４つの元素のレベルが以下の通りである、請求項２３に記載の方法：Ｓｉ（１．１４から６．１３原子パーセント）、Ｍｎ（３．１９から１５．１７原子パーセント）、Ｃｒ（０．７８から８．６４原子パーセント）；Ｎｉ（０．９から１１．４４原子パーセント）、Ｃｕ（０．３７から１．８７原子パーセント）。
【請求項２７】
ステップ（ｂ）において形成された前記合金が、Ｘ１（１２％から８０％）、Ｙ１（７００ＭＰａから２１００ＭＰａ）、及びＺ１（２５０ＭＰａから１５００ＭＰａ）を示す、請求項２３に記載の方法。
【請求項２８】
ステップ（ｃ）における前記加工が、ロール成形、金属スタンピング又はハイドロフォーミングを含む、請求項２３に記載の方法。
【請求項２９】
ステップ（ｃ）において形成された前記合金が、車両フレーム、車両シャーシ又は車両パネルにおいて位置付けられる、請求項２３に記載の方法。
【請求項３０】
ステップ（ｃ）において形成された前記合金が、貯蔵タンク、貨物車又は鉄道タンク車において位置付けられる、請求項２３に記載の方法。
【請求項３１】
ステップ（ｃ）において形成された前記合金が、ボディアーマー、盾、軍用車両又は装甲車両において位置付けられる、請求項２３に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
発明の分野
本開示は、減少した厚さでの高強度鋼における機械的特性の保持に関するものであり、機械的特性性能もまた比較的高い歪み速度で保持される。これらの新しい鋼は、減少したシート厚さが望ましい多数の用途のために優位点を提供し得る。加えて、本明細書の合金は、幾何学的不連続及び付随する応力集中の導入の後に有用な機械的特性を保持するものである。
【背景技術】
【０００２】
鋼は、コスト、強度及び延性が主要な要素である選択肢のエンジニアリング材料である。従って、鋼は、建物の建設、電化製品及び自動車を含む、我々の日常生活における多数の用途において用いられ続ける。様々な種類の鋼合金が、この範囲の必要性を達成するために存在し、これらの幅広い範囲の用途のために用いられる目標とされる特性の範囲を備える。測定特性、特に破断前の最大引張歪み及び引張応力、に基づいた３つの異なるクラスにフィットする名称が、鋼の範囲に関して提供される。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。高性能高強度鋼（ＡＨＳＳ）鋼は、高度なエンジニアリング用途に関して主に興味があり、７００ＭＰａより大きい引張強度によって分類され、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。
【０００３】
鋼が特にエンジニアリングの優位点を提供する領域は、自動車においてであり、多数の異なるタイプの鋼が様々な場所において車全体で利用される。現在の消費者の要望及び政府の規制は、さらにより高い燃料効率を達成する車両を設計することを自動車製造業者に強いている。自動車設計者は、特にホワイトボディ構造における重量減少が、燃料効率を改善することに最も大きな影響を与える可能性を有することを確認している。軽量化として知られる、自動車重量を減少させるプロセスは、ホワイトボディ構造の厚さを減少させ且つ高強度、高い成形性の材料を用いて様々な部品の幾何学的複雑性を増加させることを通して実現され得る。従って、ますます高強度鋼が、厚さ減少及び軽量化を可能にするために、自動車組立のいたるところで望まれる。
【０００４】
安全性は、軽量化プロセスの間でも同様に一定に保たれる又は改善されなくてはならない。自動車高速道路の速度制限は、定期的に増加しており、消費者は、安全性性能が自動車設計の大部分であることを期待する。自動車のホワイトボディ構造は、高速で移動しながら衝突した場合に乗客を保護するであろう剛性構造を提供するように設計される。自動車の衝突の間に、動的負荷、急速変形及びエネルギー散逸が、自動車及び特にホワイトボディ構造のいたるところで生じる。これが生じる時間枠は１００ｍｓであり得る。高い歪み速度が、この時間の間にホワイトボディ構造のいたるところで観測され、材料は、歪み速度の範囲にわたって複雑な負荷に耐えることができる必要がある。例えば、駐車場において発生する低速度衝突は、高速道路での衝突よりもホワイトボディに関する、より低い歪み速度をもたらすであろう。ホワイトボディ構造に関する材料の機械的特性は、一軸引張試験を含む多数の手段によって、この範囲の歪み速度にわたって測定されて、衝突の間のそれらの応答は、予測され得、設計の考慮事項が検討されるようになる。高い歪み速度は、機械的特性における変化をもたらし得て、自動車設計者が、高い歪み速度条件下で安全性を維持するために追加の厚さを必要とすることによって達成することができる最大軽量化を制限する。
【０００５】
エンジニアリング及び技術における進歩が生じるにつれて、小さいスケールへの増加する動機が存在する。消費者、及び拡張によってエンジニア／デザイナーは、サイズ効率の良い商品を定期的に探している。消費者は、可能な限り最小の容積を占有しつつ、必要とされるタスクを達成する製品を探す。この現象の良い例は、携帯電話、タブレット及び他のデバイスが、連続的な設計反復によってサイズが定期的に減少するエレクトロニクス業界において見出され得る。製品の、より小さいサイズへの傾向によって、製品が作製されるエンジニアリング材料上の要求が劇的に増加する。部品の全体サイズが減少すると、日常の製造プロセスにおいて固有である欠陥は、材料特性における大幅な低下をもたらし得る。高強度材料は、それらの特性を達成するために必要とされる複雑な且つしばしば特殊な加工に起因して、部品サイズの小さく又は非常に小さくへの減少によって特に影響を受ける。
【０００６】
マルテンサイト鋼は、例えば、優れた強度を提供するが、必要な微細構造を生成するために最終加工ステップとして焼入れを必要とする。焼入れは、小さいスケールで制御することは困難であり、小さな部品において許容できない歪みを潜在的に引き起こし得る。最終加工は、最終部品の形状ではなく、いくつかの用途ではむしろシート又はホイル上で実行され得る。マルテンサイト鋼等の熱的に敏感な材料に関して、最終部品を製造するための切断の間の熱曝露は、微細構造を悪く変え且つ特性を損なわせることがある。形状効果はまた、小さいスケールで延性材料の機械的特性において、より大きい役割を果たし、応力集中器、粒径及び厚さの効果が、応力への材料の機械的応答を悪く変化させる。これらの事実に起因して、熱的に鈍感である、又は、低い合金化若しくは純粋な材料等の単純な加工のいずれかを有する小さいスケール上の使用のために高価なエンジニアリング材料がしばしば必要とされる。エンジニアは、これらの用途に関して風変わりな材料を使用しないことを好むであろう；しかし、日常のエンジニアリング材料は、減少した厚さでの使用に関してしばしば入手できず、法外なコスト及び加工要件に起因して、より小さいデバイスの遅い採用をもたらす。
【発明の概要】
【課題を解決するための手段】
【０００７】
一実施形態では、本発明は、少なくとも７０原子％の鉄、及び、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣから選択される少なくとも４つ以上の元素を含む金属合金を供給し、前記合金を融解し、＜２５０Ｋ／ｓの速度で冷却し、且つ２５．０ｍｍから５００ｍｍまでの厚さへ固化するステップを含む、減少した厚さでの金属シート合金における機械的特性を保持するための方法に向けられる。これは、厚さＴ１を有するシート形に合金を加工するステップであって、前記シートが、Ｘ１（％）の全伸び、Ｙ１（ＭＰａ）の最大引張強度、及びＺ１（ＭＰａ）の降伏強度を有する、ステップが続く。これはその後、厚さにおける減少Ｔ２＜Ｔ１によって第２のシートに合金をさらに加工するステップであって、前記第２のシートが、Ｘ２＝Ｘ１±１０％の全伸び、Ｙ２＝Ｙ１±５０ＭＰａの最大引張強度、及びＺ２＝Ｚ１±１００ＭＰａの降伏強度を有する、ステップが続く。
【０００８】
他の１つの実施形態では、本発明は、少なくとも７０原子％の鉄、及び、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣから選択される少なくとも４つ以上の元素を含む金属合金を供給し、前記合金を融解し、＜２５０Ｋ／ｓの速度で冷却し、且つ２５．０ｍｍから５００ｍｍまでの厚さへ固化するステップを含む、比較的高い歪み速度で金属シート合金における機械的特性を保持するための方法に関する。これはその後、１．２ｍｍから１０．０ｍｍの厚さを有するシート形に合金を加工するステップであって、前記シートが、歪み速度Ｓ１で試験されたときにＸ１（％）の全伸び、Ｙ１（ＭＰａ）の最大引張強度、及びＺ１（ＭＰａ）の降伏強度を有する、ステップが続く。これは、歪み速度Ｓ２＞Ｓ１で合金からのシートを変形するステップであって、前記シートが、Ｘ３＝Ｘ１±７％の全伸び、最大引張強度Ｙ３＝Ｙ１±２００ＭＰａ、及び降伏強度Ｚ３＝Ｚ１±５０ＭＰａを有する、ステップが続く。
【０００９】
さらに他の１つの実施形態では、本発明は、少なくとも７０原子％の鉄、及び、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣから選択される少なくとも４つ以上の元素を含む金属合金を供給し、前記合金を融解し、＜２５０Ｋ／ｓの速度で冷却し、且つ２５．０ｍｍから５００ｍｍまでの厚さへ固化するステップを含む、金属シート合金における機械的特性を保持するための方法に向けられる。これはその後、１．２ｍｍから１０．０ｍｍの厚さを有するシート形に合金を加工するステップであって、前記シートが、Ｘ１（％）の全伸び、Ｙ１（ＭＰａ）の最大引張強度、及びＺ１（ＭＰａ）の降伏強度を有する、ステップが続く。その後、応力集中サイトを導入し得、その後合金からのシートを変形し得、前記シートが、Ｘ４≧０．２Ｘ１（％）の全伸び、最大引張強度Ｙ４≧０．５Ｙ１（ＭＰａ）、及び降伏強度Ｚ４≧０．６Ｚ１（ＭＰａ）を有する。
【００１０】
以下の詳細な説明は、例示的目的のために提供され且つ本発明の如何なる態様を限定するものとして考えられるべきではない添付の図面を参照してより良く理解され得る。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】減少した長さスケールでの本明細書の合金における新規の延性達成のまとめ
【図２】高い歪み速度での本明細書の合金における新規の延性達成のまとめ
【図３】エッジノッチ等の、導入された応力集中サイトを有する本明細書の合金における維持された延性のまとめ
【図４】合金２シート厚さの関数としての降伏強度及び最大引張強度
【図５】合金２シート厚さの関数としての引張伸び
【図６】異なる厚さを有する合金２シートに関する応力−歪み曲線の比較
【図７】様々な合金からのサンプルの引張伸び上のシート厚さの効果
【図８】様々な合金からのサンプルにおける降伏強度上のシート厚さの効果
【図９】様々な合金からのサンプルにおける最大引張強度上のシート厚さの効果
【図１０】様々な厚さを有する合金１シートサンプルの中心における微細構造のＳＥＭ画像である：ａ）０．７ｍｍ厚の冷間圧延されたシート、ｂ）０．７ｍｍ厚の冷間圧延され且つ焼なましされたシート、ｃ）０．５ｍｍ厚の冷間圧延されたシート、及びｄ）０．５ｍｍ厚の冷間圧延され且つ焼なましされたシート
【図１１】様々な厚さを有する合金２シートサンプルの中心における微細構造のＳＥＭ画像である：ａ）１．０ｍｍ厚の冷間圧延されたシート、ｂ）１．０ｍｍ厚の冷間圧延され且つ焼なましされたシート、ｃ）０．５ｍｍ厚の冷間圧延されたシート、ｄ）０．５ｍｍ厚の冷間圧延され且つ焼なましされたシート、ｅ）０．２ｍｍ厚の冷間圧延されたシート、及びｆ）０．２ｍｍ厚の冷間圧延され且つ焼なましされたシート
【図１２】様々な厚さを有する合金２７シートサンプルの中心における微細構造のＳＥＭ画像である：ａ）０．８ｍｍ厚の冷間圧延されたシート、ｂ）０．８ｍｍ厚の冷間圧延され且つ焼なましされたシート、ｃ）０．５ｍｍ厚の冷間圧延されたシート、ｄ）０．５ｍｍ厚の冷間圧延され且つ焼なましされたシート、ｅ）０．４ｍｍ厚の冷間圧延されたシート、及びｆ）０．４ｍｍ厚の冷間圧延され且つ焼なましされたシート
【図１３】様々な厚さを有する合金３７シートサンプルの中心における微細構造のＳＥＭ画像である：ａ）１．４ｍｍ厚の冷間圧延されたシート、ｂ）１．４ｍｍ厚の冷間圧延され且つ焼なましされたシート、ｃ）０．５ｍｍ厚の冷間圧延されたシート、ｄ）０．５ｍｍ厚の冷間圧延され且つ焼なましされたシート、ｅ）０．３ｍｍ厚の冷間圧延されたシート、及びｆ）０．３ｍｍ厚の冷間圧延され且つ焼なましされたシート
【図１４】ＡＳＴＭ  Ｄ  ６３８  Ｔｙｐｅ  Ｖ引張試料形状の概略図；すべての寸法はミリメートルである
【図１５】直接張力スプリットホプキンソン棒（ＳＨＢ）デバイスの模式図
【図１６】合金２シートに関する破断での引張伸び上の歪み速度の効果
【図１７】１２００ｓ−１の歪み速度で試験される合金２シートからのサンプルのゲージセクション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１８】５００ｓ−１の歪み速度で試験される合金２シートからのサンプルのゲージセクション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１９】１００ｓ−１の歪み速度で試験される合金２シートからのサンプルのゲージセクション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２０】１０ｓ−１の歪み速度で試験される合金２シートからのサンプルのゲージセクション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】０．７ｓ−１の歪み速度で試験される合金２シートからのサンプルのゲージセクション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】０．０００７ｓ−１の歪み速度で試験される合金２シートからのサンプルのゲージセクション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】異なる歪み速度で試験される合金２シートからのサンプルのゲージセクションでのフェライトスコープ測定
【図２４】ノッチ付き引張サンプルの概略図
【図２５】ａ）合金２からのシートの引張伸び上の、及びｂ）最大引張強度上の、０．５ｍｍ効果の一定深さを有するノッチ直径
【図２６】合金２からのシートのａ）引張伸び上の、及びｂ）最大引張強度上の、半円ノッチ直径効果
【図２７】ａ）破断断面の中心における、ｂ）破断断面のエッジ近くの、直径１ｍｍのノッチを有する合金２からのサンプル１における破断表面のＳＥＭ画像
【図２８】ａ）破断断面の中心における、ｂ）破断断面のエッジ近くの、直径６ｍｍのノッチを有する合金２からのサンプル２における破断表面のＳＥＭ画像
【発明を実施するための形態】
【００１２】
減少した厚さ及び比較的高い歪み速度での本明細書の合金における機械的特性の保持は、図１及び図２に示される。図１は、厚さが減少したときの本明細書の合金における機械的特性保持上のまとめを示す。図１におけるステップ１では、開始条件は、金属合金を供給することである。この金属合金は好ましくは、少なくとも７０原子％の鉄、及び、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣから選択される少なくとも４つ以上の元素を含むであろう。合金化学は、融解され、＜２５０Ｋ／ｓの速度で冷却され、且つ２５．０ｍｍから５００ｍｍ以下の厚さへ固化される。鋳造プロセスは、インゴット鋳造、ブルーム鋳造、連続鋳造、薄スラブ鋳造、厚スラブ鋳造、薄ストリップ鋳造、ベルト鋳造等を含む多様なプロセスにおいて行われ得る。好ましい方法は、薄スラブ鋳造、厚スラブ鋳造、及び薄ストリップ鋳造によるシート形成における連続鋳造であろう。好ましい合金は、少なくとも１０体積パーセントから１００体積パーセントまでのオーステナイト（γ−Ｆｅ）の割合及びその間のすべての増分を示す。合金はその後、１．２ｍｍから１０．０ｍｍの範囲である、それゆえ、１．２ｍｍ、１．３ｍｍ、１．４ｍｍ  １．５ｍｍ．１．６ｍｍ、１．７ｍｍ、１．８ｍｍ、１．９ｍｍ、２．０ｍｍ、２．１ｍｍ、２．２ｍｍ、２．３ｍｍ、２．４ｍｍ、２．５ｍｍ、２．６ｍｍ、２．７ｍｍ、２．８ｍｍ、２．９ｍｍ、３．０ｍｍ、３．１ｍｍ、３．２ｍｍ、３．３ｍｍ、３．４ｍｍ、３．５ｍｍ、３．６ｍｍ、３．７ｍｍ、３．８ｍｍ、３．９ｍｍ、４．０ｍｍ、４．１ｍｍ、４．２ｍｍ、４．３ｍｍ、４．４ｍｍ、４．５ｍｍ、４．６ｍｍ、４．７ｍｍ、４．８ｍｍ、４．９ｍｍ及び５．０ｍｍ、５．１ｍｍ、５．２ｍｍ、５．３ｍｍ．５．４ｍｍ．５．５ｍｍ、５．６ｍｍ、５．７ｍｍ、５．８ｍｍ、５．９ｍｍ、６．０ｍｍ、６．１ｍｍ、６．２ｍｍ、６．３ｍｍ、６．４ｍｍ、６．５ｍｍ、６．６ｍｍ、６．７ｍｍ、６．８ｍｍ、６．９ｍｍ、７．０ｍｍ、７．１ｍｍ、７．２ｍｍ、７．３ｍｍ、７．４ｍｍ、７．５ｍｍ、７．６ｍｍ、７．７ｍｍ、７．８ｍｍ、７．９ｍｍ、８．０ｍｍ、８．１ｍｍ、８．２ｍｍ、８．３ｍｍ、８．４ｍｍ、８．５ｍｍ、８．６ｍｍ、８．７ｍｍ、８．８ｍｍ、８．９ｍｍ、９．０ｍｍ、９．１ｍｍ、９．２ｍｍ、９．３ｍｍ、９．４ｍｍ、９．５ｍｍ、９．６ｍｍ、９．７ｍｍ、９．８ｍｍ、９．９ｍｍ及び１０．０ｍｍの厚さを含む厚さＴ１を有するシート形に加工される。
【００１３】
鋳造製品から厚さＴ１でこのシートを製造するためのステップは、固有の製造ルート及び固有の目標とされるゴールに応じて変わり得る。例として、この目標とされる厚さのシートに達するための１つのプロセスルートとして厚スラブ鋳造を考慮する。合金は、典型的には厚さ１５０から３００ｍｍの厚さ範囲における水冷金型を通り抜けて鋳造されるであろう。冷却後の鋳造されたインゴットはその後、酸化物を含む表面欠陥を除去するためのいくつかの表面処理を含み得る熱間圧延のために好ましくは用意されるであろう。インゴットはその後、典型的には厚さ１５から１００ｍｍのトランスファーバースラブをもたらすいくつかのパスを含み得る粗圧延機ホットローラーを通り抜けるであろう。このトランスファーバーはその後、１．２ｍｍから１０．０ｍｍまでの上記で参照された範囲における厚さＴ１を有するホットバンドコイルを製造するための連続／タンデム熱間圧延仕上げスタンドを通り抜けるであろう。
【００１４】
他の１つの例は、好ましくは、薄スラブ鋳造プロセスを通して、鋳造された材料を加工することであろう。この場合では、鋳造が典型的には、水冷金型を通り抜けることによって厚さ３５から１５０ｍｍまでを形成した後、新たに形成されたスラブは、スラブを目標とされる温度まで直接持っていくために適用される補助トンネル炉又は誘導加熱によって冷却無しで直接熱間圧延へ行く。スラブはその後、好ましくは１から７個であるマルチスタンド仕上げ圧延機において直接熱間圧延される。熱間圧延後、ストリップは、厚さ１．２ｍｍから１０．０ｍｍの上記で参照された範囲における厚さＴ１を有するホットバンドコイルに圧延される。ブルーム鋳造は上記例と同様であるだろうが、より高い厚さは、典型的には２００から５００ｍｍ厚に鋳造され得、初期ブレーカーステップは、初期鋳造厚さを減少させる必要があり、それが熱間圧延粗圧延機を通り抜けることを可能にするであろうことに留意されたい。ストリップ鋳造は、同様であるだろうが、鋳造後に直接好ましくは１つだけの熱間圧延スタンドによって厚さ１．２ｍｍから１０．０ｍｍの値を有するＴ１の、より低い厚さに鋳造され得る。
【００１５】
従って、１．２ｍｍから１０ｍｍの好ましい厚さＴ１へのステップ１における、及び、その後０．２ｍｍから１．２ｍｍ未満の範囲における好ましい厚さへのステップ２におけるスラブ材料から進むことにおける固有のプロセスは、熱間圧延、冷間圧延、及び／又は、焼なましが続く冷間圧延を含み得る。従って、ステップ２において、合金厚さは、好ましくは０．２ｍｍ、０．３ｍｍ、０．４ｍｍ、０．５ｍｍ．０．６ｍｍ．０．７ｍｍ．０．８ｍｍ．０．９ｍｍ、１．０ｍｍ、１．１ｍｍ、１．２ｍｍまでであり得るが１．２ｍｍを含まないことがある。熱間圧延は一般的に、１．２ｍｍから１０．０ｍｍまでの好ましい厚さを提供するために用いられ、典型的には、粗圧延機、仕上げ圧延機、及び／又はステッケル圧延機において行われる。冷間圧延は、ステップ１及び／又はステップ２において好ましく、一般的にタンデム圧延機、ｚ−圧延機、及び／又はリバース圧延機を用いて行われる。特性目標に応じた冷間圧延材料は焼なましされ得て、部分的に又は延性の回復によってのいずれかで冷間圧延プロセスからの延性損失を回復する。典型的には、冷間圧延が進み且つより高い量のゲージ減少が生じるにつれて、延性が減少し、冷間圧延は、亀裂が観測されるまで又はその直前まで続くであろう。冷間圧延されたシートの引張延性の回復は一般的に、７００℃以上での熱処理によって生じる。いったんステップ２において特定される厚さＴ１を有するシートが形成されると、その後シートは、Ｘ１（％）の全伸び、Ｙ１（ＭＰａ）の最大引張強度、及びＺ１（ＭＰａ）の降伏強度を示すであろう。ステップ２における本明細書の合金に関する好ましい特性は、１２から８０％までの引張伸び、７００から２１００ＭＰａまでの最大引張強度値であり、降伏強度は、２５０から１５００ＭＰａまでの範囲である。
【００１６】
ステップ３では、合金は、好ましくは、厚さＴ２＜Ｔ１へステップ２と同様の方法で冷間圧延され且つ焼なましされる。ステップ３では、ステップ１における及びステップ２後の前記合金と比較すると、全伸びは、全伸びＸ２＝Ｘ１±１０％、Ｙ２＝Ｙ１±５０ＭＰａ、及びＺ２＝Ｚ１±１００ＭＰａであるレベルで維持される。ステップ３における合金の厚さは、Ｔ２として識別され、ステップ２における厚さＴ１未満である。ステップ３における合金の好ましい特性は以下のとおりである：Ｘ２＝２から９０％；Ｙ２＝６５０ＭＰａから２１５０ＭＰａ及びＺ２＝１５０ＭＰａから１６００ＭＰａ。
【００１７】
図２は、比較的高い歪み速度で、つまり合金が＞０．００７から１２００ｓ−１のＳ２の歪み速度を経験する場合、本明細書の合金における本開示の延性保持上のまとめを示す。ステップ１及びステップ２は、図１に関連して上述したものと同一である。いったん１．２ｍｍから１０．０ｍｍの厚さを有するシートが形成されると、その後シートは、好ましくは０．００７ｓ−１以下であり且つ０．００７から０．０００１ｓ−１までの範囲における、歪み速度Ｓ１で試験されるとき、Ｘ１（％）の全伸び、Ｙ１（ＭＰａ）の最大引張強度、及びＺ１（ＭＰａ）の降伏強度を示すであろう。この合金に関する好ましい特性は、１２から８０％までの引張伸び、７００から２１００ＭＰａまでの最大引張強度値であり、降伏強度は、２５０から１５００ＭＰａまでの範囲であろう。ステップ３において、０．２ｍｍから１．２ｍｍ未満の厚さを有するシートは、エンジニアリング歪み速度Ｓ２＞Ｓ１で変形されるときに、合金は、Ｘ３＝Ｘ１±７％、最大引張強度Ｙ３＝Ｙ１±２００ＭＰａ、及び降伏強度Ｚ３＝Ｚ１±５０ＭＰａを示すようになる。ステップ３における合金の好ましい特性は以下のとおりである：Ｘ３＝５から８７％；Ｙ３＝５００ＭＰａから２３００ＭＰａ及びＺ３＝２００ＭＰａから１５５０ＭＰａ。
【００１８】
本明細書の合金はまた、シートエッジでのノッチ等の応力集中サイトが導入されるときに脆性破壊を回避することが示される。本明細書の応力集中サイトは、応力が集中され得る合金シート上の場所であり、表面におけるノッチ、穴、切れ目等の、幾何学的不連続、亀裂、欠けた部分、へこみ等を含むがそれらに限定されない。図３は、エッジノッチ等の応力集中サイトの導入によって本明細書の合金において機械的特性における変化がどのように保持されるかのまとめを示す。いったんステップ２において１．２ｍｍから１０．０ｍｍの厚さを有するシートが形成されると、その後シートは、Ｘ１（％）の全伸び、Ｙ１（ＭＰａ）の最大引張強度、及びＺ１（ＭＰａ）の降伏強度を示すであろう。この合金に関する好ましい特性は再び、１２から８０％までの引張伸び、７００から２１００ＭＰａまでの最大引張強度値であり、降伏強度は、２５０から１５００ＭＰａまでの範囲である。ステップ３において、応力集中を経験するシートは、変形に対する応答において以下を示すことが可能である：Ｘ４≧０．２Ｘ１（％）、最大引張強度Ｙ４≧０．５Ｙ１（ＭＰａ）、及び降伏強度Ｚ４≧０．６Ｚ１（ＭＰａ）。ステップ３における合金の好ましい特性は以下のとおりである：Ｘ４≧２．４％；Ｙ４≧３５０ＭＰａ及びＺ４≧１５０ＭＰａ。
【００１９】
合金
本明細書の合金の化学組成は、利用される好ましい原子比率を提供する表１において示される。
【００２０】
【表１−１】
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【表１−２】
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【表１−３】
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【００２１】
表１からわかり得るように、本明細書の合金は、７０原子％より大きいＦｅ、並びに以下の６つの（６）元素：Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＣから選択される少なくとも４つ以上の元素を有する鉄系金属合金を含む、から本質的に成る、又はから成る。他の元素の不純物のレベルは、０から５０００ｐｐｍの範囲である。従って、識別された選択された元素以外の元素が５０００ｐｐｍある場合、このような選択された元素のレベルはそのとき、５０００ｐｐｍの不純物を構成するためにより低いレベルで組み合わされて存在し得て、存在するすべての元素の合計（選択された元素及び不純物）が１００原子パーセントであるようになる。
【００２２】
上記に関して、及び表１からさらに分かり得るように、好ましくは、Ｆｅが７０原子％超のレベルで存在し、そのとき、示された６つの（６）元素から４つ以上の元素を選択する、又は、５つ以上の元素を選択する、又は６つすべての元素を選択して、合計で１００原子パーセントとなる元素の処方を提供する。元素の好ましいレベルは、選択される場合、以下の範囲に入り得る：Ｓｉ（１．１４から６．１３）、Ｍｎ（３．１９から１５．１７）、Ｃｒ（０．７８から８．６４）；Ｎｉ（０．９から１１．４４）、Ｃｕ（０．３７から１．８７）及びＣ（０．６７から３．６８）。従って、４つの（４）元素が選択される場合、６つの元素の内の２つは選択されず排除され得ることが理解され得る。５つの（５）元素が選択される場合、６つの元素の内の１つが排除され得る。さらに、Ｆｅの特に好ましいレベルは、７３．９５から８４．６９原子％の範囲である。再び、他の元素の不純物のレベルは、好ましくは０から５０００ｐｐｍ（０から０．５重量％）の範囲において制御される。
【００２３】
実験室スラブ鋳造
合金は、市販の鉄添加剤粉末及び既知の化学的性質を備えるベース鋼原料を用いて表１における原子比率に従って３，０００から３，４００グラム分量に秤量された。上記で示されたように、不純物は、用いられる原料に応じて様々なレベルで存在し得る。不純物元素は、一般的に以下の元素を含むであろう；Ａｌ、Ｃｏ、Ｎ、Ｐ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｂ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｏ、Ｓｎ、Ｃａ、及びＳは、存在する場合、上述した所望の元素を犠牲にして０から５０００ｐｐｍ（１００万分の１）（０から０．５重量％）の範囲であろう。好ましくは、不純物のレベルは、０から３０００ｐｐｍ（０．３重量％）の範囲に入るように制御される。
【００２４】
分量は、Ｉｎｄｕｔｈｅｒｍ  ＶＴＣ８００Ｖ真空傾斜鋳造機内に配されたジルコニア被覆シリカるつぼ内に装填された。機器はその後、鋳造及び融解チャンバを空にして、溶融物の酸化を防止するために鋳造前に２回大気圧へアルゴンによってフラッシュした。溶融物は、合金組成及び分量質量に応じておよそ５から７分、十分に融解されるまで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、追加の３０から４５秒間の加熱が許可されて、過熱を提供し溶融物均一性を確保した。鋳造機はその後チャンバを空にし、るつぼを傾け、溶融物を水冷銅金型内に注いだ。溶融物は、チャンバが大気圧へアルゴンによって満たされる前に２００秒間真空下で冷却することが許可された。
【００２５】
実験室鋳造は、図１、図２及び図３におけるステップ１に対応し、５０ｍｍの厚さを有するスラブを提供する。装置能力に応じて、ステップ１におけるスラブ厚さは２５．０から５００ｍｍまで変動し得る。
【００２６】
熱的分析
本明細書の各合金からの５０ｍｇと１５０ｍｇとの間のサンプルは、鋳放し条件においてとられた。このサンプルは、４０℃／分の速度で、合金の化学的性質に応じて９００℃と１３００℃との間の初期ランプ温度へ加熱された。温度はその後、合金の化学的性質に応じて１４２５℃と１５１５℃との間の最大温度へ１０℃／分で増加された。いったんこの最大温度が達成されると、サンプルは、最大温度へ１０℃／分で再加熱される前に初期ランプ温度へ１０℃／分の速度で戻って冷却された。示唆走査熱量（ＤＳＣ）測定が、実験の４つのすべての段階を通してＮｅｔｚｓｃｈ  Ｐｅｇａｓｕｓ  ４０４  ＤＳＣを用いてとられ、このデータは、１１０２から１５０５℃の範囲である（表２）各合金の固相線温度及び液相線温度を決定するために用いられた。合金の化学的性質に応じて、液相線−固相線ギャップは、３１から１３８℃まで変動する。熱的分析は、合金の化学的性質に応じて変動する以下の熱間圧延プロセスに関して最大温度上の情報を提供する。
【００２７】
【表２−１】
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【表２−２】
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【表２−３】
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【００２８】
実験室熱間圧延
本明細書の合金は好ましくは、高温で実験室スラブの熱間圧延によって実験室ホットバンドに加工された。実験室合金加工は、連続鋳造によって製造されたスラブからのホットバンド製造をシミュレートために開発される。工業用熱間圧延は、目標温度へトンネル炉においてスラブを加熱すること、その後、目標ゲージに達するためにリバース圧延機又はマルチスタンド圧延機又は両方の組み合わせのいずれかにそれを通すことによって実施される。いずれかの圧延機タイプ上の圧延の間、スラブの温度は、空気への及び作業ロールへの熱損失に起因して徐々に減少するので、最終的なホットバンドは、減少した温度で形成される。これは、１１００℃と１２５０℃との間へトンネル炉において加熱して、その後熱間圧延することによって実験室においてシミュレートされる。実験室圧延機は、各熱間圧延パスの間の熱のより大きな損失を引き起こす工業用圧延機よりも遅いので、スラブは、パス間で４分間再加熱されて、温度の低下を減少させ、実験室圧延機を出るときの目標ゲージでの最終温度は一般的に、炉温度及び最終厚さに応じて、８００℃から１０００℃の範囲である。
【００２９】
熱間圧延前に、実験室スラブは、Ｌｕｃｉｆｅｒ  ＥＨＳ３ＧＴ−Ｂ１８炉において予熱された。炉のセットポイントは、合金融点及び熱間圧延プロセスにおけるポイントに応じて、１１００℃から１２５０℃の間で変動し、初期温度は、より高い還元を促進するためにより高く設定され、後の温度は、ホットバンド上の表面酸化を最小にするために低く設定される。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前に４０分間浸漬することが可能であり、その後、トンネル炉からＦｅｎｎ  Ｍｏｄｅｌ  ０６１  ２高圧延機に押し出された。５０ｍｍ鋳造物は、空気冷却が許可される前に圧延機を通って５から１０パスの間熱間圧延される。熱間圧延後の最終厚さ範囲は好ましくは、２０％から５０％までの範囲のパス当たりの可変圧下によって１．８ｍｍから４．０ｍｍである。
【００３０】
引張試料は、ワイヤＥＤＭを用いて実験室ホットバンドから切断された。引張特性は、ＩｎｓｔｒｏｎのＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを用いて、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ  ３３６９）上で測定された。サンプルは、０．０３６ｍｍ／ｓの一定変位速度で変位制御下において試験されて、機械適合性、サンプル滑り、及び用いられるくさび作用グリップのセッティングを含むが常にそれらに限定されるわけではないいくつかの要因に応じて、４．４ｘ１０−４ｓ−１から６．８ｘ１０−３ｓ−１の範囲である、ビデオ歪み測定から計算された、サンプル歪み速度をもたらした。
【００３１】
１．８から２．３ｍｍの厚さによる熱間圧延条件における合金の引張特性は、フェライトスコープによって測定された磁気相体積パーセント（Ｆｅ％）を含む表３において挙げられる。最大引張強度値は、１３．０から６９．５％の引張伸びと共に９１３から２０１１ＭＰａまで変動し得る。降伏強度は、２５０から１３１３ＭＰａまでの範囲である。本明細書の鋼合金からのホットバンドの機械的特性は、合金の化学的性質、加工条件、及び加工条件に対する材料の力学的応答に応じる。相対的な磁気相体積パーセントは、合金の化学的性質に応じてホットバンドにおける０．１から６４．９Ｆｅ％の磁気相体積パーセントによって、フェライトスコープによって測定された。表３の特性は、図１、図２及び図３のステップ２に対応することに留意すべきである。ホットバンドのさらなる加工は、例えば事例１に示されるような冷間圧延及び焼なましを通して追加的に生じ得る。
【００３２】
【表３−１】
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【表３−２】
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【表３−３】
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【表３−４】
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【表３−５】
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【表３−６】
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【表３−７】
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【表３−８】
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【表３−９】
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【００３３】
事例
事例＃１  １．２ｍｍ厚さでのシートの引張特性
表１に挙げられた本明細書の合金からのホットバンドは、複数の冷間圧延パスを通って１．２ｍｍの最終目標ゲージ厚さへ冷間圧延された。冷間圧延は、周囲温度での圧延として定義される。ホットバンド材料は、圧延プロセスの間に埋め込まれ得た表面酸化物を除去するために冷間圧延の前にメディアブラストされた。結果として得られた洗浄されたシート材料は、Ｆｅｎｎ  Ｍｏｄｅｌ  ０６１  ２高圧延機を用いて圧延された。シートは、ロールを通して供給され、所望の厚さが達成される又は追加の圧延が厚さの大幅な減少を達成しない点へ材料硬化するまで、各後続のパスに関してロールギャップは減少される。焼なましは、延性を回復するために次の圧延の前に適用された。冷間圧延及び焼なましの複数のサイクルが適用され得る。いったん最終ゲージ厚さが達成されると、サンプルは、ワイヤＥＤＭによって各冷間圧延されたシートから切断された。引張特性は、ＩｎｓｔｒｏｎのＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを用いて、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ  ３３６９）上で測定された。すべての試験は、変位制御における周囲温度で行われた。サンプルは、０．０３６ｍｍ／ｓの一定変位速度で変位制御下で試験されて、機械適合性、サンプル滑り、及び用いられるくさび作用グリップのセッティングを含むが常にそれらに限定されるわけではないいくつかの要因に応じて、４．４ｘ１０−４ｓ−１から６．８ｘ１０−３ｓ−１の範囲である、ビデオ歪み測定から計算された、サンプル歪み速度をもたらした。
【００３４】
冷間圧延後の本明細書の合金からの１．２ｍｍ厚のシートの引張特性は、表４に挙げられる。冷間圧延後の最大引張強度値は、１３６０から２２２２ＭＰａまでの範囲であり；降伏強度は１００６から２０７３ＭＰａまで変動し、引張伸びは、４．２から３７．２％までの範囲において記録される。磁気相体積パーセントは、合金の化学的性質に応じて冷間圧延されたシートにおいて１．６から８４．９Ｆｅ％までの範囲においてフェライトスコープによって測定された。
【００３５】
【表４−１】
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【表４−２】
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【表４−３】
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【表４−４】
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【表４−５】
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【表４−６】
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【表４−７】
2020526666.tif 000024
【表４−８】
2020526666.tif 000025
【００３６】
＊１．２ｍｍの厚さは、高強度及び装置限界に起因してこれらの合金において達成されなかった。合金は、１．３から１．４ｍｍの厚さで試験される。
【００３７】
図１、図２及び図３におけるステップ２におけるシート材料の最終処理を表す工業用連続焼なましプロセスの間に予想される熱曝露をシミュレートすることが意図された条件下でサンプルは焼なましされた。サンプルは、８５０℃へ予熱された炉内に装填され、１０分間温度で保持され、酸化ダメージを最小にするためにホイルに包まれ、安定したアルゴン流れ下で保持された。サンプルは、温度で除去され、試験前に周囲温度へ空冷することが許可された。引張特性は、ＩｎｓｔｒｏｎのＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを用いて、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ  ３３６９）上で測定された。すべての試験は、０．０３６ｍｍ／ｓの一定変位速度で変位制御における周囲温度で行われ、機械適合性、サンプル滑り、及び用いられるくさび作用グリップのセッティングを含むが常にそれらに限定されるわけではないいくつかの要因に応じて、４．４ｘ１０−４ｓ−１から６．８ｘ１０−３ｓ−１の範囲である、ビデオ歪み測定から計算された、サンプル歪み速度をもたらした。
【００３８】
焼なまし後の本明細書の合金からの１．２ｍｍのシートの引張特性は、表５に挙げられる。本明細書の合金からの焼なましされたシートの最大引張強度値は、７２５から２０７２ＭＰａまでの範囲であり；降伏強度は２６７から１４２８ＭＰａまで変動し、引張伸びは、１２．８から７６．９％までの範囲において記録される。相対的な磁気相体積パーセントは、合金の化学的性質に応じて０．２から６８．２Ｆｅ％の磁気相体積パーセントによって、フェライトスコープによって測定された。
【００３９】
本明細書の合金からの冷間圧延され焼なましされたシートの特性は、図１、図２及び図３におけるステップ２に対応する。
【００４０】
【表５−１】
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【表５−２】
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【表５−３】
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【表５−４】
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【表５−５】
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【表５−６】
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【表５−７】
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【表５−８】
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【表５−９】
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【００４１】
＊１．２ｍｍの厚さは、高強度及び装置限界に起因してこれらの合金において達成されなかった。サンプルは、１．３から１．４ｍｍの厚さで試験された。
【００４２】
この事例は、４．４×１０−４ｓ−１から６．８ｘ１０−３ｓ−１までの歪み速度で試験された、１．２から１．４ｍｍの厚さを有する本明細書の合金からのシート材料の特性を実証する。
【００４３】
事例＃２  合金２の引張特性上のシート厚さ効果
合金２からのホットバンドは、複数の冷間圧延パスを通して異なる厚さを有するシートに冷間圧延された。いったん目標とされるゲージ厚さが達成されると、サンプルは、ワイヤＥＤＭによって各冷間圧延されたシートから切断された。工業用連続焼なましプロセスの間に予想される熱曝露をシミュレートすることが意図された条件下でサンプルは焼なましされた。サンプルは、酸化を防止するためにステンレス鋼ホイルに包まれ、８５０℃での予熱された炉内に装填された。サンプルは、１０分間炉に放置され、一方で炉は、除去され空冷が許可される前にアルゴンでパージされた。唯一の例外は、４．８ｍｍ材料に関する最終焼なましであった。すべての他の厚さに関して用いられる１０分焼なましとは対照的に、この焼なましは、８５０℃２０分の空冷焼なましであった。この変化の目的は、非常に厚いサンプルであったので材料が温まるための時間をより多くできることであった。引張特性は、ＩｎｓｔｒｏｎのＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを用いて、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ  ５９８４）上で測定された。すべての試験は、変位制御における周囲温度で行われた。すべてのサンプルは、０．１２５ｍｍ／ｓの変位速度で試験されて、機械適合性、サンプル滑り、及び用いられるくさび作用グリップのセッティングを含むが常にそれらに限定されるわけではないいくつかの要因に応じて、９．１ｘ１０−４ｓ−１から１．９ｘ１０−３ｓ−１の範囲である、ビデオ歪み測定から計算された、サンプル歪み速度をもたらした。
【００４４】
異なる厚さへ加工された合金２からのシートの引張試験の結果は、表６に挙げられる。図１におけるステップ３を表す１．２ｍｍ未満の厚さを有するサンプルにおいて、引張強度は、１１００から１１９０ＭＰａまで変動し、降伏強度は４０８と４３９ＭＰａとの間である。図４及び図５は、厚さの関数としての合金２シートの引張特性を示す。平均引張伸びは、合金２シートに関して５３．７％であり、厚さは、（１．２ｍｍの厚さを有する合金２シートにおける平均の６１．５％と比較して）０．２０から１．０３ｍｍまで変化する。わずかに高い伸びは、１．２ｍｍより上のより厚いシートサンプルにおいて６６．４％まで観測される。図６における応力−歪み曲線はまた、異なる厚さを有するシートサンプルにおける応力−歪み挙動及び一貫した特性を実証する。
【００４５】
【表６】
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【００４６】
この事例は、４．８ｍｍから小さくは０．２ｍｍまでの幅広い範囲における厚さを有するシートにおいて高い延性が維持されたことを実証する。１．２ｍｍ未満へのシート厚さにおける減少は、マイナス７．８％を超え１．２ｍｍ厚さを有するシートにおけるもの以上である平均全伸びをもたらす。平均最大引張強度は、１．２ｍｍ厚さ以上を有する対応するシートにおけるものより２５ＭＰａ小さく、平均降伏強度は６７ＭＰａ小さい。
【００４７】
事例＃３  選択された合金からのシートの引張特性上の厚さ効果
合金１、合金２７、及び合金３７からのホットバンドは、複数の冷間圧延パスを通して１．２ｍｍ未満の異なる厚さを有するシートに冷間圧延された。いったん目標とされるゲージ厚さが達成されると、サンプルは、ワイヤＥＤＭによって各冷間圧延されたシートから切断された。図１におけるステップ２におけるシート加工での最終処理を表す工業用連続焼なましプロセスの間に予想される熱曝露をシミュレートすることが意図された条件下でサンプルは焼なましされた。サンプルは、酸化を防止するためにステンレス鋼ホイルに包まれ、８５０℃での予熱された炉内に装填された。サンプルは、１０分へ炉に放置され、一方で炉は、除去され空冷が許可される前にアルゴンでパージされた。引張特性は、ＩｎｓｔｒｏｎのＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを用いて、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械試験フレーム（Ｍｏｄｅｌ  ５９８４）上で測定された。すべての試験は、変位制御における周囲温度で行われた。すべてのサンプルは、０．１２５ｍｍ／ｓの変位速度で試験されて、機械適合性、サンプル滑り、及び用いられるくさび作用グリップのセッティングを含むが常にそれらに限定されるわけではないいくつかの要因に応じて、９．１ｘ１０−４ｓ−１から１．９ｘ１０−３ｓ−１の範囲である、ビデオ歪み測定から計算された、サンプル歪み速度をもたらした。
【００４８】
異なる厚さへ加工された合金からのシートの引張試験の結果は、図１におけるステップ３を表す表７に挙げられる。合金１に関して、引張伸びは、４４．９から５１．１％までの範囲において、合金２７に関して６３．８から７３．８％までの範囲において、及び合金３７に関して６．０から７．０％までの範囲において測定される。シート厚さの関数としての引張伸びは、選択された合金に関して図６に示される。図８及び図９は、選択された合金に関して異なる厚さを有するシートの降伏強度及び最大引張強度を示す。最大引張強度は、合金１シートにおいて１２０３から１２６９ＭＰａまでの、合金２７シートにおいて９７２から１０６７ＭＰａまでの、及び合金３７シートにおいて１４９３から１６１４ＭＰａまでの範囲である。降伏強度は、合金１シートにおいて３７５から４４４ＭＰａまで、合金２７シートにおいて３６７から４５１ＭＰａまで、及び合金３７シートにおいて６１２から８２０ＭＰａまで変動する。
【００４９】
【表７−１】
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【表７−２】
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【００５０】
この事例は、本明細書の合金の引張延性が、０．２ｍｍという小さいシート厚さでさえ維持されることを実証しており、マイナス７．３％を越え１．２ｍｍ厚さを有する対応するシートにおけるもの以上の平均全伸びを実証する。平均最大引張強度は、±９８ＭＰａの範囲における降伏強度を有して１．２ｍｍ厚さ以上を有する対応するシートにおけるものの±３５ＭＰａの範囲である。
【００５１】
事例＃４  異なる厚さでの選択された合金からのシートにおける微細構造
合金１、合金２、合金２７、及び合金３７からのホットバンドは、複数の冷間圧延パスを通して１．２ｍｍ未満の異なる厚さを有するシートに冷間圧延された。いったん目標とされるゲージ厚さが達成されると、サンプルは、ワイヤＥＤＭによって各冷間圧延されたシートから切断された。工業用連続焼なましプロセスの間に予想される熱曝露をシミュレートすることが意図された条件下でサンプルは焼なましされた。サンプルは、酸化を防止するためにステンレス鋼ホイルに包まれ、８５０℃での予熱された炉内に装填された。冷間圧延され焼なましされた状態の微細構造は、ＳＥＭによって調査されて、加工の間の構造変化を示す。ＳＥＭサンプルを用意するために、ピースがシートからＥＤＭによって切断され、エポキシにおいて取り付けられ、シート断面は、９μｍ、６μｍ及び１μｍダイヤモンド懸濁溶液によって徐々に、最終的に０．０２μｍシリカによって研磨された。ＳＥＭ調査は、Ｃａｒｌ  Ｚｅｉｓｓ  ＳＭＴ  Ｉｎｃ．によって製造されたＥＶＯ−６０走査型電子顕微鏡を用いて行われた。
【００５２】
図１０は、異なる厚さを有する合金１シートサンプルにおける微細構造を示す。冷間圧延された構造は、０．７及び０．５ｍｍそれぞれの厚さを有するシートの中心において図１０ａ及び図１０ｃに示される。冷間圧延されたサンプルは、粒界を見つけるのが困難である非常に変形した微細構造を持つ。焼なまし後のこれらのシートサンプルにおける微細構造は、等軸粒及び明確な粒界を有する再結晶構造によって表される図１０ｂ及び図１０ｄにおいて示される。
【００５３】
図１１は、異なる厚さを有する合金２シートサンプルにおける微細構造を示す。冷間圧延された構造は、１．０、０．５及び０．２ｍｍそれぞれの厚さを有するシートの中心において図１１ａ、図１１ｃ及び図１１ｅに示される。冷間圧延されたサンプルは、粒界を見つけるのが困難である非常に変形した微細構造を持つ。焼なまし後のこれらのシートサンプルにおける微細構造は、等軸粒及び明確な粒界を有する再結晶構造によって表される図１１ｂ、図１１ｄ及び図１１ｆにおいて示される。
【００５４】
合金２７からのシートサンプルにおける構造は、合金１及び合金２と同様であり、図１２に示される。合金２７からのシートにおける再結晶微細構造は、図１２ｂ、図１２ｄ及び図１２ｆに示されるように、他の調査された合金と比較して双晶をほとんど有さない。
【００５５】
合金３７は、焼なましが典型的な再結晶構造形成につながらない異なるタイプの合金である。図１３は、冷間圧延後の並びに冷間圧延及び焼なまし後の異なる厚さを有する合金３７からのシートの中心での構造を示す。冷間圧延された構造と焼なましされた構造との間で唯一の小さな差異が観測される。異なる厚さでの対応するサンプルは、実質的に同一の構造を有する。
【００５６】
この事例は、微細構造が最終シート厚さとは独立して、冷間圧延されたシートの焼なまし後で本明細書の合金において維持されることを実証する。
【００５７】
事例＃５  合金２からのシートの引張延性上の歪み速度効果
合金２のスラブは、表１において提供される原子組成に従って鋳造された。鋳造に続いて、スラブは、連続してより小さいロールギャップを通して熱間圧延されて、２から５ｍｍ厚の範囲におけるホットバンドコイルを製造し、その後、図２におけるステップ２におけるシート材料を表すおよそ１．４ｍｍの目標とされる厚さが達成されるまで冷間圧延及び焼なましサイクルを受けた。焼なましは、この場合、９５０から１０５０℃までの温度範囲において行われた。
【００５８】
材料の引張特性は、歪み速度の関数として特徴付けられた。引張サンプルは、図１４に示されるＡＳＴＭ  Ｄ６３８  Ｔｙｐｅ  Ｖ引張形状において０．０００７ｓ−１、０．７ｓ−１、１０ｓ−１、１００ｓ−１、５００ｓ−１及び１２００ｓ−１公称歪み速度で試験された。０．０００７ｓ−１から５００ｓ−１までの歪み速度で試験された引張サンプルは、ＭＴＳサーボ−油圧試験フレーム上で試験された。サンプルは、グリップ内に装入され、公称歪み速度を生成するのに必要な速度でクロスヘッドを上昇させることによって負荷が印可された。カップとコーンロッドアセンブリから成るスラックアダプタが１ｓ−１より大きい歪み速度で用いられて、試料へ負荷を印可する前に試験フレームが目標とされる一定歪み速度を達成することを可能にした。高い歪み速度試験の間に発生した試験装置における定在波の効果を緩和するために、搭載された棒が５００ｓ−１で用いられた。１２００ｓ−１の歪み速度で、スプリットホプキンソン棒（ＳＨＢ）が用いられた。ＳＨＢ装置は、直径２５．４ｍｍの７０７５  Ａｌ入射（ｉｎｃｉｄｅｎｔ）棒及び伝達（ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ）棒から成り、試験試料はＡｌ棒間にしっかりと固定された。歪みゲージは、棒における歪みを測定するために伝達棒及び入射棒上で用いられた。ストライカーチューブは、ストライカープレートに向かって入射チューブの周りに発射されて、引張歪みパルスを発生させ、サンプル内の歪みが記録された。ＳＨＢの模式図は、図１５に提供される。
【００５９】
引張サンプルにおける歪みは、０．０００７ｓ−１及び０．７ｓ−１の歪み速度で機械伸縮計によって測定された。Ｄｉｇｉｔａｌ  Ｉｍａｇｅ  Ｃｏｒｒｅｌａｔｉｏｎ（ＤＩＣ）が、１０ｓ−１、１００ｓ−１及び５００ｓ−１で試験されるサンプルに関して歪みを測定するために用いられた。５つの引張サンプルは、すべての歪み速度で試験された。０．０００７ｓ−１の歪み速度での１つのサンプルの場合では、サンプルの損失をもたらした異常が生じた。１２００ｓ−１で試験された２つのサンプルは、試験の間に失敗しなかった。
【００６０】
破断での測定された歪みは、表８に提供される。測定された歪みは、図１６において歪み速度の関数としてプロットされる。表９は、各公称歪み速度に関して破断での引張伸びによって測定されるような平均延性を提供する。すべての歪み速度で測定された平均引張伸びは、すべての歪み速度にわたって全平均の５５．５％に近いことに留意すべきである。０．０００７ｓ−１から５００ｓ−１までの歪み速度で、破断での平均引張伸びは、すべての試験の全平均のおよそ±３％内である。１２００ｓ−１での試験は、すべての他の試験よりも破断での高い引張伸びを有するように測定されたが、この試験手段の性質に起因してこれらの値は、実際の値よりもわずかに高く測定され得る。最大引張強度は、３４７から５１２ＭＰａまでの降伏強度と共に９４４から１１８７ＭＰａまでの範囲において測定される（表１０）。
【００６１】
表８から１０における引張特性は、図２におけるステップ３におけるシート材料を表す。
【００６２】
【表８−１】
2020526666.tif 000038
【表８−２】
2020526666.tif 000039
【００６３】
【表９】
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【００６４】
【表１０−１】
2020526666.tif 000041
【表１０−２】
2020526666.tif 000042
【００６５】
この事例は、本明細書の合金の引張延性が、０．００７から１２００ｓ−１の歪み速度の比較的大きい範囲にわたって保持されることを実証する。測定された平均最大引張強度は、より高い歪み速度で６２ＭＰａ低く、平均降伏強度は、５９ＭＰａ低い。
【００６６】
事例＃６  合金２からのシートにおける微細構造上の歪み速度効果
０．０００７ｓ−１から１２００ｓ−１までの範囲である５つの異なる歪み速度で試験された合金２からのシートからのサンプルの微細構造（事例＃５参照）は、ＴＥＭによって調査された。ＴＥＭ調査に関して、ピースが、ダイヤモンドソーによって、変形したサンプルのゲージセクションから切断される。その後、研削及び研磨が、切断されたピースから薄いホイルを作るために行われる。研磨は、９μｍ、６μｍ及び１μｍダイヤモンド懸濁溶液によって徐々に、最終的に０．０２μｍシリカによって行われた。７０から８０μｍの厚さを有するホイルは、研磨の後で得られた。直径３ｍｍのディスクは、ホイルから打ち抜かれ、最終研磨は、ツインジェット研磨装置を用いる電解研磨によって実行された。用いられる化学溶液は、メタノールベースにおいて混合された３０％硝酸であった。ＴＥＭ観察に関して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°へ減少して、薄い領域を切り開く。ＴＥＭ調査は、２００ｋＶで動作するＪＥＯＬ  ２１００高解像度顕微鏡を用いて行われた。
【００６７】
図１７は、１２００ｓ−１で試験されたサンプルの明視野ＴＥＭ画像を示す。変形双晶は、機械的変形を通して生じず熱処理の間に生じる双晶の形成である高速変形サンプルにおいて顕著であることが分かり得る。双晶は、明確でシャープであり、それらが変形から新たに形成されることを示している。サンプルにおける変形モードである双晶形成によって、変形双晶がオーステナイト構造を維持するので、相変態は、減少する。変形の方法としての双晶形成は、図１８から図２１において示されるように、５００、１００、１０及び０．７ｓ−１の歪み速度で変形されたサンプルにおいて見られ得る。０．０００７ｓ−１の歪み速度で変形したサンプルは、変形後のサンプルゲージにおけるフェライトスコープ測定から明らかである変形の間の相変態による転位の支配を実証する図２２において見られ得る異なる構造を有する。図２３に示されるように、変換された生成物相に相関する磁気相体積パーセントは、０．０００７ｓ−１の低い歪み速度での変形の場合において最も高い。
【００６８】
この事例は、歪み速度を増加させるほど双晶形成のより高い発生を伴う本明細書の合金の変形の間の変形メカニズムの変化を実証する。高い歪み速度での双晶形成による変形は、相変態を抑制し（つまり、生成されるフェライトの総量が減少することを意味する）、幅広い範囲の歪み速度におけるシート材料の比較的高い引張延性の保持を可能にする。
【００６９】
事例＃７  合金２からのシートの引張特性上のノッチ効果
合金２のスラブは、表１において提供される原子組成に従って鋳造された。鋳造に続いて、スラブは、連続してより小さいロールギャップを通して熱間圧延されて、ホットバンドコイルを製造し、その後、図３におけるステップ２におけるシートを表すおよそ１．４ｍｍの目標とされる厚さが達成されるまで冷間圧延及び焼なましサイクルを受けた。
【００７０】
引張試料は、ワイヤＥＤＭを介してシートから切断された。試料は、図２４に示されるように幅及び長さのほぼ中心で対照的な２つのノッチを有した。サンプルは、１つのグリップが固定され且つ他方が０．１２５ｍｍ／ｓの変位速度の固定速度で動くことによって引っ張って試験された。引張特性は、ＩｎｓｔｒｏｎのＢｌｕｅｈｉｌｌ制御及び分析ソフトウェアを用いて、Ｉｎｓｔｒｏｎ機械試験フレーム上で測定された。すべての試験は、変位制御における周囲温度で行われた。ノッチ上で中心に置かれた５０ｍｍのゲージ長さが用いられた。応力は、ノッチ付き幅ではなく公称幅に基づいて計算された（図２４）。
【００７１】
ノッチ直径及びノッチ深さの関数としての合金２シートサンプルの引張特性が、表１１に挙げられる。ノッチ付きサンプルの引張伸びは、１２．４％から４０．７％までの範囲であり、降伏強度は２９８から４２０ＭＰａまでの範囲であり、最大引張強度は６３６から１１２３ＭＰａまでの範囲であった。合金２からのシートの引張特性上の０．５ｍｍの一定深さを有するノッチ直径の効果は、図２５に示される。ノッチ直径の関数としての半円ノッチを有するシートの引張特性における変化は、図２６に示される。このデータは、図３におけるステップ３におけるシートを表す。
【００７２】
【表１１−１】
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【表１１−２】
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【００７３】
この事例は、一定深さでノッチ直径を増加させることによる、本明細書の合金からのノッチ付きサンプルの引張伸びにおける増加を実証する。深さを増加させる場合では、平均伸びは、ノッチ深さ（半円）とは独立していることが示される。
【００７４】
事例＃８  試験後のノッチ付きサンプルにおける延性破断表面
ＳＥＭ破断分析は、引張試験後の合金２シートからの選択されたノッチ付き試料上で実施された（事例＃７参照）。１．０及び６．０ｍｍのノッチ半径を有する２つのサンプルは、検査のために選択された（表１２）。ＳＥＭ調査は、Ｃａｒｌ  Ｚｅｉｓｓ  ＳＭＴ  Ｉｎｃ．によって製造されたＥＶＯ−６０走査型電子顕微鏡を用いて行われた。
【００７５】
【表１２】
2020526666.tif 000045
【００７６】
図２７及び図２８では、引張試験後の破断表面のＳＥＭ画像は、サンプル１及びサンプル２それぞれに関して示される。画像は、破断断面の中心から及びエッジ近くでとられる。両方のサンプルは、延性破断を実証した。より微細な構造がエッジに近い程見られるが、破断断面の中心とエッジとの間で破断モードにおける差異はない。
【００７７】
この事例は、本明細書の合金からのシート材料内へのノッチ導入が、脆性の壊滅的な破断を引き起こさないことを実証する。試験後のノッチ付きサンプルは、延性破断を実証している。
【００７８】
本明細書の合金は、様々な用途において利用され得る。例えば、本明細書の合金は、車両フレーム、車両シャーシ又は車両パネルにおいて位置付けられ得る。加えて、本明細書の合金は、貯蔵タンク、貨物車又は鉄道タンク車に関して用いられ得る。鉄道タンク車は、具体的には、タンク、ジャケット付きタンク又はヘッドシールドを有するタンクを含み得る。他の用途は、ボディアーマー、金属盾、軍用車両及び装甲車両を含む。このような用途は、図１、図２及び／又は図３の内のいずれか１つにしたがって製造された合金を適用する。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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【図２４】
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【図２５】
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【図２６】
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【図２７】
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【図２８】
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【国際調査報告】
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