CN103649356B - 具有静态细化和动态强化的模态结构钢类型 - Google Patents

具有静态细化和动态强化的模态结构钢类型 Download PDF

Info

Publication number
CN103649356B
CN103649356B CN201280033655.8A CN201280033655A CN103649356B CN 103649356 B CN103649356 B CN 103649356B CN 201280033655 A CN201280033655 A CN 201280033655A CN 103649356 B CN103649356 B CN 103649356B
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
atom
sheet material
crystallite dimension
boride
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201280033655.8A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103649356A (zh
Inventor
D·J·布拉纳甘
B·E·米查姆
J·K·瓦勒瑟
A·T·鲍尔
G·G·贾斯蒂斯
B·L·内申
成胜
A·V·谢尔古伊瓦
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nanosteel Co Inc
Original Assignee
Nanosteel Co Inc
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nanosteel Co Inc filed Critical Nanosteel Co Inc
Publication of CN103649356A publication Critical patent/CN103649356A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103649356B publication Critical patent/CN103649356B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/03—Amorphous or microcrystalline structure
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/14—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes wear-resistant or pressure-resistant pipes

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本公开涉及提供新的钢材合金的配方与方法，该合金具有相对高的强度与延性。该合金可以以薄板或压制形式提供，其特征在于它们特有的合金化学和可识别的结晶晶粒尺寸形态。该合金使得它们包括作为钉扎相存在的硼化物晶粒。其中称为1类钢的该合金的机械性质表现出300MPa至840MPa的屈服强度，630至1100MPa的拉伸强度和10%至40%的伸长率。在称为2类钢的合金中，该合金表现出300MPa至1300MPa的屈服强度、720MPa至1580MPa的拉伸强度和5%至35%的伸长率。

Description

具有静态细化和动态强化的模态结构钢类型
相关申请的交叉引用
本申请要求2011年5月20日提交的美国临时申请系列号61/488,558，2012年1月16日提交的美国临时申请系列号61/586,951和2012年1月20日提交的美国临时申请系列号13/354924的权益，其教导经此引用并入本文。
技术领域
本申请涉及可用于通过冷硬表面处理制造片材的新型模态结构钢合金。提供了两种新的钢类型，涉及实现不同的强度与延展性水平。已经识别了可以通过公开的机理实现的三种新的结构类型。
背景技术
钢材已经被人类使用至少3000年，并且广泛用于工业，占工业用途的所有金属合金的超过80重量％。现有钢技术基于控制共析转变。第一步骤是将合金加热至单相区(奥氏体)并随后以各种冷却速率将该钢冷却或淬火以形成多相结构，该多相结构通常是铁素体、奥氏体和渗碳体的组合。取决于如何冷却钢材，可以获得具有宽范围性质的多种特性显微结构(即珠光体、贝氏体和马氏体)。控制共析转变已经获得了多种目前可用的钢材。
目前，以51种不同铁合金金属组存在超过25,000种全球范围的等同物。对于以片材形式制造的钢材而言，可以根据拉伸强度特性采用粗分类法。低强度钢(LSS)可以定义为表现出小于270MPa的拉伸强度，并包括诸如无间隙原子钢和软钢的类型。高强度钢(HSS)可以是定义为表现出270至700MPa的拉伸强度的钢材并包括诸如高强度低合金钢、高强度无间隙原子钢和烘烤硬化钢的类型。先进高强度钢(AHSS)可以具有大于700MPa的拉伸强度并包括诸如马氏体钢(MS)、双相(DP)钢、转变诱发塑性(TRIP)钢和复相(CP)钢的类型。当强度水平提高时，钢的延展性通常降低。例如，LSS、HSS和AHSS可以分别显示在25％-55％、10％-45％和4％-30％水平下的拉伸延伸率。
发明概述
本公开涉及包含53.5至72.1原子％的Fe、10.0至21.0原子％的Cr、2.8至14.50原子％的Ni、4.00至8.00原子％的B、4.00至8.00原子％的Si的金属合金的制造方法。接下来可以将该合金熔融并凝固以提供500nm至20,000nm的基体晶粒尺寸和25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸。随后可以对该合金施加机械应力和/或热以形成下列晶粒分布与机械性质状况的至少一种，其中硼化物晶粒提供抵抗所述基体晶粒粗化的钉扎相：
(a)500nm至20,000nm的基体晶粒尺寸，25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸,1nm至200nm的析出晶粒尺寸，其中该合金显示300MPa至840MPa的屈服强度、630MPa至1100MPa的拉伸强度和10至40％的拉伸延伸率；或
(b)100nm至2000nm的基体晶粒尺寸与25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸，其具有300MPa至600MPa的屈服强度。
本公开还涉及包含53.5至72.1原子％的Fe、10.0至21.0原子％的Cr、2.8至14.5原子％的Ni、4.0至8.0原子％的B、4.0至8.0原子％的Si的金属合金的制造方法。接下来可以将该合金熔融并凝固以提供含有10体积％至70体积％的铁素体的500nm至20,000nm的基体晶粒尺寸和25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸，其中硼化物晶粒提供抵抗施加热时基体晶粒粗化的钉扎相，并且其中该合金具有300MPa至600MPa的屈服强度。随后可以加热该合金，其中晶粒尺寸为100nm至2000nm，硼化物晶粒尺寸保持为25nm至500nm且铁素体含量提高至20体积％至80体积％。随后可以挤压该合金至超过300MPa至600MPa的屈服强度的水平，其中晶粒尺寸保持为100nm至2000nm，硼化物晶粒尺寸保持为25nm至500nm，连同形成1nm至200nm的析出晶粒，并且该合金具有720MPa至1580MPa的拉伸强度和5％至35％的延伸率。
本公开还涉及包含53.5至72.1原子％的Fe、10.0至21.0原子％的Cr、2.8至14.5原子％的Ni、4.0至8.0原子％的B和4.0至8.0原子％的Si的金属合金。该合金显示500nm至20,000nm的基体晶粒尺寸和25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸，其中该合金显示下列的至少一种：
(a)在暴露于机械应力时该合金显示出提供300MPa至840MPa的屈服强度、630MPa至1100MPa的拉伸强度和10至40％的拉伸延伸率的机械性质状况(profile)；或
(b)在暴露于热和随后的机械应力时，该合金显示出提供300MPa至1300MPa的屈服强度、720MPa至1580MPa的拉伸强度和5.0％至35.0％的拉伸延伸率的机械性质状况。
本公开还涉及包含53.5至72.1原子％的Fe、10.0至21.0原子％的Cr、2.8至14.5原子％的Ni、4.0至8.0原子％的B和4.0至8.0原子％的Si的金属合金。该合金显示500nm至20,000nm的基体晶粒尺寸和25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸，其中该合金显示下列的至少一种：
(a)在暴露于机械应力时该合金显示出提供300MPa至840MPa的屈服强度、630MPa至1100MPa的拉伸强度、10％至40％的拉伸延伸率的机械性质状况，500nm至20,000nm的基体晶粒尺寸、25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸和1.0nm至200nm的析出晶粒尺寸；或
(b)在暴露于热和随后的机械应力时，该合金显示出提供300MPa至1300MPa的屈服强度、720MPa至1580MPa的拉伸强度、5％至35％的拉伸延伸率的机械性质状况和100nm至2000nm的基体晶粒尺寸、25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸和1nm至200nm的析出晶粒尺寸。
附图概述
参照附图可以更好地理解下面的详述，提供所述附图用于说明而不应理解为限制本发明的任何方面。
图1图示了示例性双辊法。
图2图示了示例性薄板坯连铸法。
图3A图示了关于形成本文中的1类钢的结构与机理。
图3B图示了关于形成本文中的2类钢的结构与机理。
图4图示了含有模态相形成的材料的代表性应力-应变曲线。
图5图示了所述结构与相关形成机理的代表性应力-应变曲线。
图6图示了规定条件下合金19片材的照片。
图7图示了与双相(DP)钢相比所示钢类型的应力-应变曲线的对比。
图8图示了与复相(CP)钢相比所示钢类型的应力-应变曲线的对比。
图9图示了与转变诱发塑性(TRIP)钢相比所示钢类型的应力-应变曲线的对比。
图10图示了与马氏体(MS)钢相比所示钢类型的应力-应变曲线的对比。
图11图示了合金2的本文中的模态结构(modal structure)的SEM显微照片。
图12图示了在1000℃下的HIP循环1小时后合金11的本文中的模态结构的SEM显微照片。
图13图示了在1100℃下的HIP循环1小时后合金18的本文中的模态结构的SEM显微照片。
图14图示了在1000℃下的HIP循环1小时和在350℃下退火20分钟后合金1的模态结构的SEM显微照片。
图15是合金14中本文中的模态结构的SEM显微照片。
图16是铸态合金1片材的照片。
图17是在所示形成条件下合金1的SEM背散射电子显微照片。
图18是合金1片材的X射线衍射数据。
图19是在HIP过的条件中合金1片材的X射线衍射数据。
图20是在HIP过的条件中合金1片材的X射线衍射数据。
图21是在所示条件下合金1的TEM显微照片。
图22是在所示形成条件下合金1的应力-应变曲线图。
图23是在所示条件下合金1的X射线数据对比。
图24是来自HIP过的条件中合金1的拉伸试验样品的标记区域(gage section)的X射线衍射数据。
图25是在来自合金1片材的拉伸测试样品标记区域中的铁基六方相的计算X射线衍射图。
图26是在所示条件下HIP过的合金1片材的TEM显微照片。
图27是来自所示条件下的合金1片材的拉伸试验试样中的标记区域显微结构的TEM显微照片。
图28是来自所示条件下的合金1片材的拉伸试验试样中标记区域显微结构的TEM显微照片。
图29是铸态合金14片材的照片。
图30是在所示条件下合金14片材的SEM背散射电子显微照片。
图31是在所示条件下合金14片材的X射线衍射数据。
图32是在HIP过的条件中合金14的X射线衍射数据。
图33是在HIP过的条件中合金14的X射线衍射数据。
图34是在所示条件下合金14片材的TEM显微照片。
图35是在所示条件下合金14片材的应力-应变曲线图。
图36是在所示条件下合金14片材的X射线数据对比。
图37是来自HIP过的条件中合金14的拉伸试验样品的标记区域的X射线衍射数据。
图38是在来自HIP过的条件中合金14片材的拉伸测试样品的标记区域中铁基六方相的计算X射线衍射图。
图39是在所示条件下在1000℃下HIP过的合金14片材的TEM显微照片。
图40是在所示条件下的合金14拉伸试验标记试样的TEM显微照片。
图41是铸态合金19片材的照片。
图42是在所示条件下合金19片材的SEM背散射电子显微照片。
图43是在所示条件下合金19片材的X射线衍射数据。
图44是HIP过的条件中合金19片材的X射线衍射数据。
图45是HIP过的条件中合金19片材的X射线衍射数据。
图46是在所示条件下合金19片材的TEM电子显微照片。
图47是在所示条件下合金19片材的应力-应变曲线图。
图48是在1100℃下HIP循环1小时和在700℃下热处理20分钟后合金19片材的X射线数据之间的对比。
图49是来自所示条件下的合金19的拉伸试验样品的标记区域的X射线衍射数据。
图50是在来自所示条件下的合金19的拉伸测试样品标记区域中发现的铁基六方相的计算X射线衍射图。
图51是在所示条件下的合金19的TEM显微照片。
图52是在所示条件下的合金19拉伸试验标记试样的TEM显微照片。
图53是在所示条件下的合金19拉伸试验标记试样的TEM显微照片。
图54包含两部分，其中a部分图示了具有不同的结构形成机理的合金片材中的应变硬化；b部分图示了所述a部分中的片材的拉伸性质。
图55是不同应变率下合金1片材的应力-应变曲线。
图56是不同应变率下合金19的应力-应变曲线。
图57是在所示条件下合金19片材的应力-应变曲线。
图58包含两部分，其中a部分是在预应变至10％后合金19片材的应力-应变曲线；b部分是在预应变至10％并随后在1150℃下退火1小时后合金19片材的应力-应变曲线。
图59是在所示条件下合金19的应力-应变曲线。
图60图示了在所示条件下合金19的样品几何形状。
图61是在所示条件下合金19的拉伸试样的标记区域的显微结构的SEM图像。
图62是在所示条件下合金19的拉伸试样的标记区域的SEM图像。
图63包含两部分，其中a部分是在最大负荷下停止的埃里克森杯突试验后合金3的板材的平面图；b部分是在最大负荷下停止的埃里克森杯突试验后合金3的板材的侧面图。
图64是三种不同厚度的来自合金1的铸态片材的照片。
图65是所示所选合金的应力-应变曲线的一个实例。
图66是受试合金47的延展性熔纺条带的应力-应变曲线。
发明详述
钢带材/钢片材尺寸
通过冷硬表面处理，具有0.3毫米至150毫米厚度的本申请中所述钢板可以以浇铸厚度制得，并具有100至5000毫米的宽度。这些厚度范围和宽度范围可以在这些范围内调节至0.1毫米增量。优选地，可以使用双辊铸造，该方法可以制造具有0.3至5毫米的厚度和100毫米至5000毫米的宽度的片材。优选地，还可以使用薄板坯连铸，该方法可以制造具有0.5至150毫米的厚度和100毫米至5000毫米的宽度的片材。片材中的冷却速率取决于方法，但是可以为11×103至4×10-2K/s不等。通过各种冷硬表面法的具有最高150毫米或1毫米至150毫米的厚度的浇铸部件也可以在本文中设想来自各种方法，包括永久型铸造、熔模铸造、加压铸造等等。同样，通过常规挤压和烧结或通过HIP/锻造的粉末冶金法预期是制造利用本申请中描述的化学、结构与机理的部分或完全致密的部件和装置(即本文中所述的1类或2类钢)的路线。
生产路线
双辊浇铸法描述
通过冷硬表面处理制造钢材的实例之一是制造钢片材的双辊法。图1中显示了Nucor/Castrip法的示意图。如所示那样，该方法可以分解为三个阶段：阶段1——浇铸，阶段2——热轧，和阶段3——带材卷取。在阶段1过程中，当凝固中的金属在通常由铜或铜合金制成的辊之间的辊隙(roll nip)中会聚时形成该片材。这一阶段的钢材的典型厚度为1.7至1.8毫米，但是通过改变辊分隔间距，厚度可以为0.8至3.0毫米不等。在阶段2过程中，通常在700至1200℃下将制得状态的片材热轧，这用于从制造过程中消除宏观缺陷如孔隙、分散缩孔、气孔、针孔、夹渣等等的形成，并允许关键合金化元素的固溶化、奥氏体化等。热轧片材的厚度可以根据目标市场变化，但是通常为0.3至2.0毫米。在阶段3过程中，片材的温度和通常在300至700℃的温度下的时间可以通过在卷取前增加水冷和改变片材的输出(run-out)长度来控制。除了热轧之外，阶段2还可以通过交替的热机械处理策略，如热等静压加工、锻制、烧结等等来进行。阶段3，除了控制带材卷取过程中的热条件之外，还可以通过后加工热处理来进行以控制片材中的最终显微结构。
薄板坯连铸描述
冷硬表面处理制造钢材的另一实例是制造钢片材的薄板坯连铸法。图2中显示了Arvedi ESP法的示意图。以类似于双辊法的方式，薄板坯连铸法可以分成三个阶段。在阶段1中，钢液的铸造和轧制几乎同时发生。通过迫使液体熔体穿过铜或铜合金模具以产生通常为50至110毫米的厚度——但是该厚度可以基于液体金属可加工性和生产速度而改变(即20至150毫米)，开始凝固过程。几乎在刚刚离开模具后且钢板内芯仍为液体时，使用多级辊轧台使片材经受压缩，根据最终片材厚度目标，使厚度显著减少至10毫米。在阶段2中，通过穿过一个或两个感应炉来加热该钢板，并且在该阶段过程中，温度分布和金相结构均匀化。在阶段3中，将该片材进一步轧制至最终测量厚度目标(其为0.5至15毫米厚度范围)。在轧制后立即在输出辊道上冷却该钢带以便在卷绕成钢卷前控制该片材的最终显微结构的发展。
虽然在双辊浇铸或薄板坯连铸中形成片材的三个阶段过程是该过程的一部分，但本文中的合金对这些阶段的响应是特有的，基于本文中所述的机理和结构类型以及所得的性质的新型组合。因此，在本公开中，片材可以理解为成形为具有所选厚度和宽度的相对平坦的几何形状的金属，板坯可以理解为可以进一步加工成片材材料的金属的长度的金属。因此，片材可以以相对平坦的材料形式或以卷绕的带材形式获得。
1类和2类钢
本文中的合金使得它们能够形成本文中所述的1类钢或2类钢，其优选是晶态的(非玻璃质)，具有可识别的晶粒尺寸形态。在本文中详细描述了该合金形成本文中的1类或2类钢的能力。但是，首先考虑描述1类和2类钢的一般特征是有用的，下面提供该描述。
1类钢
在图3A中显示了本文中的1类钢的形成。如其中所示，初始形成模态结构，该模态结构是由合金的熔融物开始并经冷却凝固的结果，这提供了具有特定晶粒尺寸的特定相的成核与生长。因此在本文中提到模态应理解为一种具有至少两种晶粒尺寸分布的结构。本文中的晶粒尺寸可以理解为优选可通过诸如扫描电子显微镜法或透射电子显微镜法识别的具体特定相的单个晶体的尺寸。因此，1类钢的结构1可以优选通过经所示实验室规模程序和/或经涉及冷硬表面处理方法的诸如双辊法处理法或薄板坯连铸的工业规模方法进行加工来实现。
因此1类钢的模态结构在由熔体冷却时将初始显示下列晶粒尺寸：(1)500nm至20,000nm的基体晶粒尺寸，其含有奥氏体和/或铁素体；(2)25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸(即非金属晶粒，如M2B，其中M是金属并共价键合到B上)。该硼化物晶粒还优选是“钉扎”型相，其指的是通过钉扎相有效地稳定该基体晶粒的特征，所述钉扎相在提高温度下抵抗粗化。要注意的是，金属硼化物晶粒已经识别为表现出M2B的化学计量，但是其它化学计量也是可能的，并可以提供钉扎，包括M3B、MB(M1B1)、M23B6和M7B3。
1类钢的模态结构可以通过热机械变形和通过热处理发生形变，导致性质方面的某些变化，但是可以保持该模态结构。
当上述1类钢暴露于机械应力时，在图4中图示了观察到的应力相对于应变图。因此观察到模态结构经历了被识别为动态纳米相析出的过程，所述动态纳米相结构导致了1类钢的第二类型结构。因此当该合金在应力下经受屈服时触发了此类动态纳米相析出，并且已经发现，经历动态纳米相析出的1类钢的屈服强度可优选出现在300MPa至840MPa。因此，可理解的是，动态纳米相析出因施加超过此类所示屈服强度的机械应力而发生。动态纳米相析出本身可以理解为在1类钢中形成其它可识别相，这种相被称为具有相关晶粒尺寸的析出相。也就是说，此类动态纳米相析出的结果是形成一种合金，其仍显示500nm至20,000nm的可识别基体晶粒尺寸、25nm至500nm的硼化物钉扎晶粒尺寸，连同形成了含有六方相及1.0nm至200nm的晶粒的析出晶粒。如上所述，当合金受到应力时该晶粒尺寸因此不会粗化，但是会导致析出晶粒如所述那样发展。
提到六方相可以理解为一种具有P63mc空间群(#186)的双六方锥类六方相和/或具有六方P6bar2C空间群(#190)的复三方双锥类。此外，1类钢的此类第二类型结构的机械性质使得观察到拉伸强度落在630MPa至1100MPa范围内，并具有10-40％的延伸率。此外，1类钢的第二类型结构使得其表现出在经受所示屈服后几乎无变化的0.1至0.4的应变硬化系数。该应变硬化系数参照式σ＝Kεn中n的值，其中σ代表在材料上施加的应力，ε是应变，K是强度系数。应变硬化指数n的值在0和1之间。0的值意味着合金是完全塑性体(即该材料对施加的力经历不可逆变化)，而1的值代表100％弹性体(即该材料对施加的力经历可逆变化)。
下表1提供了本文中的1类钢的比较与性能总结。
表1 1类钢的结构比较与性能
2类钢
如图3B中所示，在本文中还由识别的合金形成了2类钢，其与1类钢不同，包括从1类钢的结构类型1开始但是后接两种在本文中识别为静态纳米相细化和动态纳米相强化的新机理的两种新结构类型。2类钢的新结构类型在本文中可描述为纳米模态结构和高强度纳米模态结构。因此，本文中的2类钢可以表征如下：结构#1-模态结构(步骤#1)，机理#1-静态纳米相细化(步骤#2)，结构#2-纳米模态结构(步骤#3)，机理#2-动态纳米相强化(步骤#4)，和结构#3-高强度纳米模态结构(步骤#5)。
包括在2类钢中形成模态结构的结构#1与上面的1类钢相同，并且可以通过经本文中公开的实验室规模程序和/或经包括诸如双辊加工法或薄板坯连铸的冷硬表面处理方法的工业规模方法进行加工从而以本申请中提到的化学在该合金中再次实现。提到结构1——本文中2类钢的模态结构——因此仍可理解为具有500nm至20,000nm的晶粒尺寸和25nm至500nm的可识别的硼化物晶粒尺寸(其为金属硼化物晶粒相，如表现出M2B化学计量或其它化学计量如M3B、MB(M1B1)、M23B6和M7B3，并且其不受上述机理1或2的影响)。提到晶粒尺寸仍可以理解为优选可通过诸如扫描电子显微镜法或透射电子显微镜法的方法识别的具体特定相的单个晶体的尺寸。此外，本文中2类钢的结构1包括奥氏体和/或铁素体以及此类硼化物相。此外，硼化物相如在1类钢中那样优选为钉扎相。
在图5中显示了代表本文中的合金的应力应变曲线，所述合金发生了代表性2类钢的变形行为。该模态结构同样优选首先产生(结构#1)，随后，在产生后，现在可以通过作为静态纳米相细化机理的机理#1细化该模态结构(即改变晶粒尺寸分布)，导致结构2。静态纳米相细化指的是以下特征：初始落在500nm至20,000nm范围内的结构1的基体晶粒尺寸在尺寸上降低以提供具有通常落在100nm至2000nm范围内的基体晶粒尺寸的结构2。注意，硼化物钉扎相在尺寸方面没有显著改变，并由此阻止热处理过程中的粗化。由于存在这些硼化物钉扎位点，可以预期导致粗化的晶界运动被称为Zener钉扎或Zener滞动的过程抵抗。作为非金属的该硼化物相将表现出高界面能(该高界面能会因存在于晶界或相界处而降低)。因此，由于总界面面积降低，基体的晶粒生长在能量方面有利，但是硼化物钉扎相的存在将抵消归因于这些相的高界面能的此类粗化的驱动力。结构2在张力测试中还表现出完全不同的行为，并具有实现比1类钢高得多的强度的潜势。
2类钢中静态纳米相细化机理的特性，发现落在500nm至20,000nm范围内的微米尺度的奥氏体相(γ-Fe)部分或完全转化为新的相(例如铁素体或α-Fe)。初始存在于2类钢的模态结构中的铁素体的体积分数为10至70％。静态纳米相细化所导致的结构2中铁素体(α-铁)的体积分数通常为20至80％。该静态转化优选在提高温度的热处理过程中发生，并由此涉及独特的细化机理，因为晶粒粗化和无晶粒细化是提高温度下的常规材料反应。因此，在静态纳米相细化机理过程中，本文中的2类钢晶粒不会发生晶粒粗化。结构2能够在动态纳米相强化过程中独特地转化为结构#3，由此形成结构#3，并表现出在720至1580MPa拉伸强度范围内的拉伸强度值和5至35％的总延伸率。
基于上文展开，在提供2类钢的本文中的合金的情况下，当此类合金超过它们的屈服点时，在恒应力下发生塑性形变，接着是导向生成结构#3的动态相变。更具体而言，在引发足够的应变后，出现拐点，在该拐点处应力vs应变曲线的斜率改变并提高(图5)，并且强度随应变而提高，显示了机理#2(动态纳米相强化)的激活。在变形开始时还观察到了应变硬化系数的提高。应变硬化指数n的值对2类钢中的结构3而言在0.2至1.0之间。
随着动态纳米相强化过程中进一步应变(straining)，强度持续提高，但是伴随着应变硬化系数值的逐渐降低，直至接近失效。在断裂点附近发生一定程度的应变软化，这可能是由于在缩颈时局部横截面面积的降低。要注意的是，在应力下在材料应变时发生的强化转变通常将机理#2限定为得到结构#3的动态过程。动态指的是该过程可以通过施加超过材料的屈服强度的应力而发生。对获得结构3的合金可以实现的拉伸性质包括720至1580MPa拉伸强度范围内的拉伸强度值和5至35％总延伸率。实现的拉伸性质的水平还取决于当应变提高时发生的转变量，其对应于2类钢的特征应力应变曲线。
因此，根据转变水平，现在还可以在本文中的2类钢中根据变形水平发展可调屈服强度，并且在结构3中，屈服强度最终为300MPa至1300MPa不等。也就是说，在本文的合金范围之外的常规钢材仅表现出相对低的应变硬化水平，因此它们的屈服强度仅可以在小范围内变化(例如100至200MPa)，取决于之前的变形历史。在本文中的2类钢中，该屈服强度可以如施加于结构2那样在宽范围(例如300至600MPa)内改变，允许可调变化以使得设计者和多种应用中的最终使用者能够在各种应用(如车身结构中的碰撞管理)中获得结构3和适用结构3。
关于图3B中显示的这种动态机理，观察到显示1nm至200nm的可识别晶粒尺寸的新析出相。此外，在所述析出相中进一步识别出具有P63mc空间群(#186)的双六方锥类六方相和/或具有六方P6bar2C空间群(#190)的复三方双锥类。因此，该动态转变可以部分或完全发生，并导致形成在该材料中提供相对高强度的具有新型纳米级/准纳米级相的显微结构。也就是说，结构#3可以理解为被25至500nm范围内的硼化物相钉扎的具有通常为100nm至2000nm的基体晶粒尺寸并具有1nm至200nm范围内的析出物相的显微结构。
要注意，动态再结晶是一种已知过程，但是不同于机理#2，因为其涉及由小晶粒形成大晶粒，因此动态再结晶并不是一种细化机理，而是一种粗化机理。因此，当新的未变形晶粒被变形的晶粒取代时，与本文中提出的机理相反，没有发生相变，这还导致了强度方面的对应降低，与本文中的强化机理相反。还要注意，已知钢材中的亚稳奥氏体在机械应力下转化为马氏体，但是优选地，在本申请中描述的新型钢合金中没有发现马氏体或体心四方铁相的迹象。下表2a提供了本文中的2类钢的结构与性能的比较。
表2a 2类钢的结构与性能的比较
制造过程中的机理
在本文中的1类或2类钢中模态结构(MS)的形成可以在生产过程中的各个阶段发生。例如，片材的MS可以在上面提到的双辊连铸或薄板坯连铸片材生产过程的阶段1、2或3的过程中形成。因此，MS的形成可能特别依赖于生产过程中该片材所经受的凝固顺序和热循环(即温度与时间)。该MS可以优选通过以下方法形成：在高于本文中的合金的熔点并在1100℃至2000℃范围内的温度下加热该合金并在低于合金熔融温度下冷却，其对应于优选在11×103至4×10-2K/s范围内的冷却。
对于本文中的2类钢，作为静态纳米相细化(SNR)的机理#1在形成MS后并在暴露于进一步提高的温度的过程中发生。因此，静态纳米相细化还可以在上面提到的双辊连铸或薄板坯连铸片材生产过程的阶段1、阶段2或阶段3(在MS形成后)的过程中发生。已经观察到，当在700℃至1200℃的温度下对该合金施以加热时，优选发生静态纳米相细化。在该材料中发生的SNR的百分比水平可取决于特定的化学和涉及的热循环，所述热循环决定了规定为结构#2的纳米模态结构(NMS)的体积分数。但是，优选地，转化为NMS的MS的按体积计的百分比水平为20至90％。
作为动态纳米相强化(DNS)的机理#2也可以在上面提到的双辊连铸或薄板坯连铸片材生产过程的阶段1、阶段2或阶段3(在MS形成后)的过程中发生。动态纳米相强化因此可以在已经经历静态纳米相细化的2类钢中发生。动态纳米相强化因此还可以在钢片材的生产过程中发生，但是也可以在包括施加超过屈服强度的应力的后处理的任何阶段过程中实现。表6和8涉及其中由于热处理导致产生纳米模态结构而发生动态纳米相强化的拉伸测量。发生的DNS的量可取决于变形之前该材料中静态纳米相细化的体积分数，并取决于钢片材中引发的应力水平。该强化还可以在随后的后加工为最终部件(包括片材的热成形或冷成形)的过程中出现。因此本文中的结构#3(参见上表2a)可在片材制造中的各种加工阶段出现，或在后加工中出现，并另外可能根据合金化学、变形参数和热循环在不同强化水平下出现。优选地，DNS可以在下列范围的条件下发生：在实现结构类型#2、然后超过300至1300MPa的该结构的屈服强度后。
由本文中的合金的特定化学组成开始，并加热为液体，并在冷硬表面上凝固，并形成模态结构，由此可转化为本文中所述的1类钢或2类钢。
实施例
优选的合金化学和样品制备
研究的合金的化学组成显示在表2b中，其提供了所用的优选原子比。这些化学组成已经用于通过在压力真空铸造机(PVC)中的片材浇铸的材料处理。使用高纯度元素[>99重量％]，根据表2b中提供的原子比，称出35克目标合金的合金原料。随后将原材料放入电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯氩作为保护气体将原料电弧熔炼为铸锭。将铸锭翻转几次后，重新熔炼以确保均匀性。在混合后，随即将铸锭以约12毫米宽×30毫米长×8毫米厚的指状物形式浇铸。随后将所得指状物放置在PVC室中，使用RF感应熔融，并随后喷射到设计用于浇铸厚度为1.8毫米的3×4英寸片材的铜模型上。
表2b 合金的化学组成
合金 Fe Cr Ni B Si V Zr C W Mn
合金1 59.35 17.43 14.05 4.77 4.40 - - - -
合金2 57.75 17.43 14.05 4.77 6.00 - - - -
合金3 58.35 17.43 14.05 4.77 4.40 1.00 - - -
合金4 54.52 17.43 14.05 7.00 7.00 - - - -
合金5 56.52 17.43 14.05 7.00 5.00 - - - -
合金6 55.52 17.43 14.05 7.00 5.00 1.00 - - -
合金7 53.52 17.43 14.05 7.00 5.00 3.00 - - -
合金8 53.52 17.43 14.05 7.00 7.00 1.00 - - -
合金9 55.52 17.43 14.05 7.00 5.00 - 1.00 - -
合金10 57.35 17.43 14.05 4.77 4.40 - - 2.00 -
合金11 66.35 17.43 7.05 4.77 4.40 - - - -
合金12 58.35 17.43 14.05 4.77 4.40 - - - 1.00
合金13 57.22 17.43 14.05 5.00 6.30 - - - -
合金14 64.22 17.43 7.05 5.00 6.30 - - - -
合金15 63.22 17.43 7.05 5.00 6.30 - - - 1.00
合金16 68.70 15.00 5.00 5.00 6.30 - - - -
合金17 64.75 17.43 7.05 4.77 6.00 - - - -
合金18 65.45 17.43 9.05 4.47 5.60 - - - -
合金19 63.62 17.43 12.05 5.30 6.60 - - - -
合金20 62.22 17.43 9.05 5.00 6.30 - - - -
合金21 60.22 17.43 11.05 5.00 6.30 - - - -
合金22 62.22 19.43 7.05 5.00 6.30 - - - -
合金23 66.22 15.43 7.05 5.00 6.30 - - - -
合金24 62.75 17.43 9.05 4.77 6.00 - - - -
合金25 62.20 17.62 4.14 5.30 6.60 4.14
合金 Fe Cr Ni B Si V Zr C W Mn
合金26 60.35 20.70 3.53 5.30 6.60 3.52
合金27 61.10 19.21 3.90 5.30 6.60 3.89
合金28 61.32 20.13 3.33 5.30 6.60 3.32
合金29 63.83 17.97 3.15 5.30 6.60 3.15
合金30 63.08 15.95 4.54 5.30 6.60 4.53
合金31 64.93 16.92 3.13 5.30 6.60 3.12
合金32 64.45 15.86 3.90 5.30 6.60 3.89
合金33 62.11 20.31 2.84 5.30 6.60 2.84
合金34 62.20 17.62 6.21 5.30 6.60 2.07
合金35 60.35 20.70 5.29 5.30 6.60 1.76
合金36 61.10 19.21 5.85 5.30 6.60 1.94
合金37 61.32 20.13 4.99 5.30 6.60 1.66
合金38 63.83 17.97 4.73 5.30 6.60 1.57
合金39 63.08 15.95 6.80 5.30 6.60 2.27
合金40 64.93 16.92 4.69 5.30 6.60 1.56
合金41 64.45 15.86 5.85 5.30 6.60 1.94
合金42 62.11 20.31 4.26 5.30 6.60 1.42
合金43 72.10 12.20 4.50 7.20 4.00
合金44 62.38 17.40 7.92 7.40 4.20 0.20 0.50
合金45 65.99 13.58 6.58 7.60 4.40 0.35 1.50
合金46 58.76 17.22 9.77 7.80 4.60 0.55 1.30
合金47 58.95 11.35 13.40 8.00 4.80 2.25 1.25
合金48 62.28 10.00 12.56 4.80 8.00 0.36 2.00
合金49 53.82 20.22 11.60 4.60 7.80 1.21 0.75
合金50 61.21 21.00 4.90 4.40 7.60 0.89
合金51 62.00 17.50 6.25 4.20 7.40 2.55 0.10
合金 Fe Cr Ni B Si V Zr C W Mn
合金52 59.71 14.30 13.74 4.00 7.20 0.65 0.40
合金53 57.85 13.90 12.25 7.00 7.00 0.25 1.75
合金54 56.90 15.25 14.50 6.00 6.00 1.35
合金55 65.82 12.22 7.22 5.00 6.00 2.60 1.14
合金56 58.72 18.26 8.99 4.26 7.22 1.00 1.55
合金57 61.30 17.30 6.50 7.15 4.55 3.00 0.20
合金58 65.80 14.89 8.66 4.35 4.05 2.25
合金59 63.99 12.89 10.25 8.00 4.22 0.65
合金60 71.24 10.55 5.22 7.55 4.55 0.89
合金61 61.88 11.22 12.55 7.45 5.22 0.56 1.12
因此，在本公开的大背景下，优选适于形成本文中的1类或2类钢的合金化学组成包括下列元素，其原子比总计为100。也就是说，该合金可以包括Fe、Cr、Ni、B和Si。该合金可以任选包括V、Zr、C、W或Mn。优选地，对于原子比，该合金可以含有53.5至72.1的Fe、10.0至21.0的Cr、2.8至14.50的Ni、4.00至8.00的B和4.00至8.00的Si，以及任选1.0至3.0的V、1.00的Zr、0.2至3.00的C、1.00的W或0.20至4.6的Mn。因此，特定元素的含量可以如上调节至总计100。
因此，存在的Fe的原子比可以为53.5、53.6、53.7、54.8、53.9、53.0、53.1、53.2、53.3、53.4、53.5、53.6、53.7、53.8、53.9、54.0、54.1、54.2、54.3、54.4、54.5、54.6、54.7、54.8、54.9、55.0、55.1、55.2、55.3、55.4、55.5、55.6、55.7、55.8、55.9、56.0、56.1、56.2、56.3、56.4、56.5、56.6、56.7、56.8、56.9、57.0、57.1、57.2、57.3、57.4、57.5、57.6、57.7、57.8、57.9、58.0、58.1、58.2、58.3、58.4、58.5、58.6、58.7、58.8、58.9、59.0、59.1、59.2、59.3、59.4、59.5、59.6、59.7、59.8、60.0、60.1、60.2、60.3、60.4、60.5、60.6、60.7、60.8、60.9、61.0、61.1、61.2、61.3、61.4、61.5、61.6、61.7、61.8、61.9、62.0、62.1、62.2、62.3、62.4、62.5、62.6、62.7、62.8、62.9、63.0、63.1、63.2、63.3、63.4、63.5、63.6、63.7、63.8、63.9、64.0、64.1、64.2、64.3、64.4、64.5、64.6、64.7、64.8、64.9、65.0、65.1、65.2、65.3、65.4、65.5、65.6、65.7、65.8、65.9、66.0、66.1、66.2、66.3、66.4、66.5、66.6、66.7、66.8、66.9、67.0、67.1、67.2、67.3、67.4、67.5、67.6、67.7、67.8、67.9、68.0、68.1、68.2、68.3、68.4、68.5、68.6、68.7、68.8、68.9、69.0、70.0、70.1、70.2、70.3、70.4、70.5、70.6、70.7、70.8、70.9、71.0、71.1、71.2、71.3、71.4、71.5、71.6、71.7、71.8、71.9、72.0、72.1。因此，Cr的原子比可以为10.0、10.1、10.2、10.3、10.4、10.5、10.6、10.7、10.8、10.9、11.0、11.1、11.2、11.3、11.4、11.5、11.6、11.7、11.8、11.9、12.0、12.1、12.2、12.3、12.4、12.5、12.6、12.7、12.8、12.9、13.0、13.1、13.2、13.3、13.4、13.5、13.6、13.7、13.8、13.9、14.0、14.1、14.2、14.3、14.4、14.5、14.6、14.7、14.8、14.9、15.0、15.1、15.2、15.3、15.4、15.5、15.6、15.7、15.8、15.9、16.0、16.1、16.2、16.3、16.4、16.5、16.6、16.7、16.8、16.9、17.0、17.1、17.2、17.3、17.4、17.5、17.6、17.7、17.8、17.9、18.0、18.1、18.2、18.3、18.4、18.5、18.6、18.7、18.8、18.9、19.0、19.1、19.2、19.3、19.4、19.5、19.6、19.7、19.8、19.9、20.0、20.1、20.2、20.3、20.4、20.5、20.6、20.7、20.8、20.9、21.0。Ni的原子比因此可以为2.8、2.9、3.0、3.1、3.2、3.3、3.4、3.5、3.6、3.7、3.8、3.9、4.0、4.1、4.2、4.3、4.4、4.5、4.6、4.7、4.8、4.9、5.0、5.1、5.2、5.3、5.4、5.5、5.6、5.7、5.8、5.9、6.0、6.1、6.2、6.3、6.4、6.5、6.6、6.7、6.8、6.9、7.0、7.1、7.2、7.3、7.4、7.5、7.6、7.7、7.8、7.9、8.0、8.1、8.2、8.3、8.4、8.5、8.6、8.7、8.8、8.9、9.0、9.1、9.2、9.3、9.4、9.5、9.6、9.7、9.8、9.9、10.0、10.1、10.2、10.3、10.4、10.5、10.6、10.7、10.8、10.9、11.0、11.1、11.2、11.3、11.4、11.5、11.6、11.7、11.8、11.9、12.0、12.1、12.2、12.3、12.4、12.5、12.6、12.7、12.8、12.9、13.0、13.1、13.2、13.3、13.4、13.5、13.6、13.7、13.8、13.9、14.0、14.1、14.2、14.3、14.4、14.50。B的原子比因此可以为4.0、4.1、4.2、4.3、4.4、4.5、4.6、4.7、4.8、4.9、5.0、5.1、5.2、5.3、5.4、5.5、5.6、5.7、5.8、5.9、6.0、6.1、6.2、6.3、6.4、6.5、6.6、6.7、6.8、6.9、7.0、7.1、7.2、7.3、7.4、7.5、7.6、7.7、7.8、7.9、8.0。Si的原子比因此可以为4.0、4.1、4.2、4.3、4.4、4.5、4.6、4.7、4.8、4.9、5.0、5.1、5.2、5.3、5.4、5.5、5.6、5.7、5.8、5.9、6.0、6.1、6.2、6.3、6.4、6.5、6.6、6.7、6.8、6.9、7.0、7.1、7.2、7.3、7.4、7.5、7.6、7.7、7.8、7.9、8.0。Si的原子比因此可以为4.0、5.0、6.0、7.0、8.0。任选元素如V的原子比因此可以为1.0、1.1、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2.0、2.1、2.2、2.3、2.4、2.5、2.6、2.7、2.8、2.9、3.0。C的原子比因此可以为0.2、0.3、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1.0、1.1、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2.0、2.1、2.2、2.3、2.4、2.5、2.6、2.7、2.8、2.9、3.0。W的原子比因此可以为1.0。Mn的原子比因此可以为0.20、0.3、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1.0、1.1、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2.0、2.1、2.2、2.3、2.4、2.5、2.6、2.7、2.8、2.9、3.0、3.1、3.2、3.3、3.4、3.5、3.6、3.7、3.8、3.9、4.0、4.1、4.2、4.3、4.4、4.5、4.6。
本文中的合金还可以更广泛地描述为Fe基合金(大于或等于50.00原子％)并包括4.00原子％至8.00原子％的B和Si，并且能够形成所示结构(1类和/或2类钢)和/或在暴露于机械应力和/或热处理存在下的机械应力时经受所示转变。可以通过在拉伸强度和拉伸延伸率特性方面对识别的结构所实现的机械性质进一步定义此类合金。
合金性质
在NETZSCH DSC 404F3PEGASUS V5系统上对凝固态的浇铸片材样品进行热分析。以10℃/分钟的加热速率进行差热分析(DTA)和差示扫描量热法(DSC)，通过使用流动的超高纯氩气保护样品免受氧化。在表3中，显示了提高温度的DTA结果，该结果显示了合金的熔融行为。如从表3中的表列结果可以看出的那样，熔融发生在1至3阶段中，由～1184℃观察到的初始熔融取决于合金化学。最终熔融温度高至～1340℃。熔融行为的变化还可反映该合金的冷硬表面处理中取决于它们化学组成的复杂相的形成。
表3 熔融行为的差热分析数据
对电弧熔炼的铸锭使用阿基米德法在允许在空气与蒸馏水中称量的特殊构造的天平中测量该合金的密度。各合金的密度列在表4中，并发现由7.53g/cm3改变至7.77g/cm3。试验结果表明该技术的精度为±0.01g/cm3。
表4 密度结果总结(g/cm3)
合金 密度(平均) 合金 密度(平均) 合金 密度(平均)
合金1 7.73 合金9 7.66 合金17 7.62
合金2 7.68 合金10 7.70 合金18 7.64
合金3 7.73 合金11 7.63 合金19 7.58
合金4 7.60 合金12 7.91 合金20 7.64
合金5 7.65 合金13 7.67 合金21 7.65
合金6 7.64 合金14 7.61 合金22 7.60
合金7 7.60 合金15 7.77 合金23 7.53
合金8 7.57 合金16 7.49 合金24 7.65
使用线切割机床(EDM)从该片材上切割拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持脊形和顶部夹具移动的位移控制来进行。测压仪连接到顶部夹具上。在表5中，对铸态片材显示了包括总拉伸应变、屈服应力、极限拉伸强度、弹性模数和应变硬化指数值的拉伸试验结果的总结。机械特性值取决于将在本文中讨论的合金化学和加工条件。可以看出，极限拉伸强度值为590至1290MPa不等。拉伸延伸率为0.79至11.27％不等。弹性模数测得为127至283GPa。应变硬化系数计算为0.13至0.44。
表5 铸态片材的拉伸试验结果的总结
热机械处理后的合金性质
使用具有钼炉并具有4英寸直径×5英寸高度的炉腔尺寸的American IsostaticPress Model 645机器对来自各合金的各片材施以热等静压(HIP)。以10℃/分钟加热该片材直到达到目标温度，并暴露于气体压力下规定时间(该时间对这些研究固定在1小时)。HIP循环参数列举在表6中。HIP循环的优选方面是通过模仿双辊连铸法的阶段2中和薄板坯连铸法的阶段1或阶段2中的热轧来除去宏观缺陷诸如孔隙(0.5至100μm)与小的包裹体(0.5至100μm)。图6中显示了HIP循环之前和之后的示例性片材。可以看出，作为热机械形变过程的HIP循环能够消除一部分内部和外部的宏观缺陷并使片材的表面平滑。
表6 HIP循环参数
使用线切割机床(EDM)从HIP后的片材上切割拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持脊形和顶部夹具移动的位移控制进行，测压仪连接到顶部夹具上。在表7中，对HIP循环后的浇铸片材显示了包括总拉伸应变、屈服应力、极限拉伸强度、弹性模数和应变硬化指数值的拉伸试验结果的总结。机械特性值强烈取决于合金化学和HIP循环参数。可以看出，极限拉伸强度值为630至1440MPa不等。拉伸延伸率为1.11至24.41％不等。弹性模数测得为121至230GPa。由屈服强度对拉伸强度计算应变硬化系数，结果为0.13至0.99，取决于合金化学组成、结构形成和不同的热处理。
表7 HIP过的片材的拉伸试验结果的总结
HIP和热处理过的片材的片材性质
在HIP后，在表8中规定的参数下在箱式炉中热处理该片材材料。在HIP循环后热处理的优选方面是通过模仿双辊连铸法的阶段3和薄板坯连铸法的阶段3来评估合金的热稳定性和性质变化。
表8 热处理参数
热处理(ID) 类型 温度(℃) 时间(min) 冷却
T1 时效硬化/失稳分解 350 20 在空气中
T2 时效硬化/失稳分解 475 20 在空气中
T3 时效硬化/失稳分解 600 20 在空气中
T4 时效硬化/失稳分解 700 20 在空气中
T5 时效硬化/失稳分解 700 60 在空气中
T6 时效硬化/失稳分解 700 60 随炉
使用线切割机床(EDM)从HIP循环和热处理后的片材上切割拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持脊形和顶部夹具移动的位移控制进行；测压仪连接到顶部夹具上。在表9中，对HIP循环和热处理后的浇铸片材显示了包括拉伸、屈服应力、极限拉伸强度、弹性模数和应变硬化指数值的拉伸试验结果的总结。可以看出，拉伸强度值为530至1580MPa不等。拉伸延伸率为0.71至30.24％不等，并观察到取决于合金化学、HIP循环和热处理参数(其优选决定片材中的显微结构形成)。要注意的是，基于消除其它缺陷(尤其是以孔隙形式存在于某些片材中的铸件缺陷)的加工的优化，预期最高50％的延展性方面的进一步提高。弹性模数测得为104至267GPa。机械特性值强烈取决于合金化学、HIP循环参数和热处理参数。由屈服强度对拉伸强度计算应变硬化系数，结果为0.11至0.99，取决于合金化学、结构形成和不同的热处理。
表9 HIP循环和热处理后浇铸片材的拉伸试验结果的总结
对比例
情形实施例(case example)#1：与现有钢种的拉伸性质比较
将所选合金的拉伸性质与现有钢种的拉伸性质进行比较。所选合金和对应的处理参数列举在表10中。将拉伸应力-应变曲线与现有钢的曲线进行比较：双相(DP)钢(图7)；复相(CP)钢(图8)；相变诱导塑性(TRIP)钢(图9)；和马氏体(MS)钢(图10)。双相钢可以理解为由含有岛形式的硬质马氏体第二相的铁素体基体(基体)组成的钢类型，多相复合钢可以理解为由铁素体组成的基体和含有少量马氏体、残留奥氏体和珠光体的贝氏体所组成所组成的钢类型，相变诱导塑性钢可以理解为由嵌在铁素体基体中的奥氏体组成的钢类型，该铁素体基体还含有硬质贝氏体和马氏体第二相，马氏体钢可以理解为由马氏体基体组成的钢类型，该马氏体基体可以含有少量的铁素体和/或贝氏体。可以看出，本公开中要求保护的合金具有与现有先进高强度(AHSS)钢种相比优异的性质。
表10 所选择的拉伸曲线标记和ID
曲线标记 合金 HIP HT
A 合金16 850℃1小时 350℃20分钟
B 合金23 1100℃1小时 无
C 合金14 1000℃1小时 650℃20分钟
D 合金19 1100℃1小时 700℃20分钟
E 合金22 1100℃1小时 700℃20分钟
F 合金24 1100℃1小时 700℃20分钟
G 合金21 1100℃1小时 700℃1小时
情形实施例#2：模态结构
使用Carl Zeiss SMT Inc制造的EVO-MA10扫描电子显微镜(SEM)通过扫描电子显微镜法检查在HIP循环后和在具有附加热处理的HIP循环后的铸态状态下的来自具有表2b中所规定化学组成的所选合金的片材的显微结构。所选合金中模态结构(结构#1)和纳米模态结构(结构#2)的实例显示在图11至15中。可以看出，该模态结构可以在铸态状态的合金中形成(图11)。为了制造该纳米模态结构，可能需要附加的热机械处理，如HIP循环(图12-13)和/或具有附加热处理的HIP循环(图14和15)。其它类型的热机械处理，如热轧、锻造、热冲压等等对本申请中所述的具有提到的化学组成的合金中的纳米模态结构形成也有效。片材材料中模态结构的形成是在中等强度下实现高延展性(1类钢)的第一步骤，而实现纳米模态结构能够获得2类钢。
情形实施例#3：合金1中的结构发展
根据表2b中的合金的化学计量，从高纯度元素装料中称出合金1。应当注意的是，合金1已经展示了在中等强度下具有高塑性延展性的I类行为。将所得装料电弧熔炼成4个三十五克铸锭，并翻转和重新熔炼几次以确保均匀性。所得铸锭随后在相同的加工条件下重新熔炼并浇铸成三个片材，具有65毫米×75毫米×1.8毫米厚的标称尺寸。1.8毫米厚合金1片材之一的示例图显示在图16中。两个片材随后在1000℃下HIP处理1小时。HIP过的片材之一随后在350℃下热处理20分钟。随后使用线切割机床将包括铸态片材、HIP过的板和HIP过的/热处理过的片材的片材切碎以制造用于包括拉伸测试、SEM显微镜法、TEM显微镜法和X射线衍射的各种研究的样品。
将从合金1片材中切出的样品分阶段金相抛光直至0.02微米粗度(Grit)以确保用于扫描电子显微镜法(SEM)分析的光滑样品。使用具有30kV最大工作电压的Zeiss EVO-MA10型号进行SEM。铸态、HIP过的和HIP并热处理过的条件下的合金1片材样品的示例SEM背散射电子显微照片显示在图17中。
如所示那样，合金1片材的显微结构在所有三种条件下表现出模态结构。在铸态样品中，可以容易地识别三个区域(图17a)。尺寸为5至～10微米的单个晶粒形式的基体相在图17a中标记为#3。这些晶粒通过粒间区(图17a中的#2)分隔。附加的分离的析出物在图17a中标记为#1。黑色相析出物(#1)代表通过能量色散谱(EDS)识别的高含Si相。粒间区(#2)与基体晶粒#3相比明显含有更高浓度的轻元素(如B、Si)。在HIP循环后，在粒间区(#2)中发生了显著的变化。在该区域中形成了大量尺寸通常小于500nm的细小析出物(图17b)。这些析出物主要分布在粒间区#2中，而基体晶粒#3和析出物#1在形态和尺寸方面没有显示明显的变化。在热处理后，该显微结构看起来类似于HIP循环后的显微结构，但是形成了附加的更细小的析出物(图17c)。
通过使用X射线衍射揭示合金1片材结构的附加细节。使用具有Cu KαX射线管并用40mA的灯丝电流在40kV下运行的Panalytical X’Pert MPD衍射仪进行X射线衍射。扫描以0.01°的步长并由25°至95°2θ运行，混入硅以调节仪器零角位移。随后使用Siroquant软件用Rietveld分析法分析所得扫描。在图18-20中，显示了X射线衍射扫描图，分别包括铸态、HIP过的和HIP过/热处理过的条件下的合金1片材的实测/试验图和Rietveld修正图。可以看出，在所有情况下获得了实验数据的良好吻合。在表11中显示了X射线图的分析，包括发现的特定相、它们的空间群和晶格参数。要注意的是，空间群代表晶体的对称性的描述并可具有230种类型之一，并可以用其对应的Hermann Maugin空间群符号进一步识别。在所有情况下，发现两种相，立方γ-Fe(奥氏体)和具有M2B化学计量比的复杂的混合过渡金属硼化物相。要注意的是，虽然由SEM显微镜法研究似乎存在第三相，但通过X射线衍射扫描并未识别该相，该X射线衍射扫描显示粒间区可表示为两种识别相的精细混合物。还要注意的是，识别的相的晶格参数不同于对纯相所发现的晶格参数，清楚地表明通过合金化元素获得的溶解效应。例如，纯相的γ-Fe表现出等于的晶格参数，而Fe2B纯相表现出等于和的晶格参数。注意，基于M2B相中晶格参数的显著变化，硅有可能也溶解到该结构中，因此其并非纯的硼化物相。此外，在表11中可以看出，虽然没有发生相变，但晶格参数确实随着片材条件(即浇铸的、HIP过的、HIP过和热处理过的)而改变，这表明发生了合金化元素的再分布。
为了更详细地检查合金1片材的结构细节，采用高分辨率透射电子显微镜法(TEM)。为了制备TEM试样，从铸态、HIP过的和HIP过/热处理过的片材切割样品。随后将样品研磨和抛光至30～40μm的厚度。从这些薄样品中冲压3毫米直径的盘，通过使用在甲醇基底中的30％HNO3的双喷电抛光进行最终的薄化。在于200kV下运行的JEOL JEM-2100HR分析型透射电子显微镜(TEM)中检查制备的试样。
在图21中，分别对a)铸态，b)在1000℃下HIP处理1小时，和c)在1000℃下HIP处理1小时并随后在350℃下热处理20分钟显示了合金1片材样品的TEM显微照片。在铸态样品中，基体晶粒的尺寸为5～10μm(图21a)，这与图17a中的SEM观测结果一致。此外，在分隔基体晶粒的粒间区中显示了层状结构。该层状结构对应于图17a中的区域#2。层间间隔通常为～200nm，这超出了SEM分辨率的极限，在图17a中没有看到。在HIP循环后，该层状结构重构为尺寸小于500nm的隔离的析出物，所述析出物分布在保持与铸态样品相同尺寸的基体晶粒之间的区域中(图21b)。与层状物不同，该析出物是不连续的，表明HIP循环引发了显著的显微结构变化。热处理没有在显微结构中引发大的变化，但是通过TEM可以识别某些更细小的析出物(图21c)。如上所述，合金1在本文中相当于1类钢，没有观察到静态纳米相细化或动态纳米相强化。
表11 合金1片材的Rietveld相分析
情形实施例#4：合金1中的拉伸性质和结构变化
本申请中制得的钢片材的拉伸性质将对具体结构和该片材经历的具体加工条件敏感。在图22中，显示了铸态、HIP(1000℃下1小时)过和HIP过(1000℃下1小时)/热处理过(350℃下20分钟)的条件下代表1类钢的合金1片材的拉伸性质。可以看出，铸态片材显示出与HIP过的和HIP过/热处理过的样品相比相对较低的延性。延性的提高可能归因于HIP过的片材中宏观缺陷的减少和早先在情形实施例#3中讨论的HIP过的或HIP过/热处理过的片材的模态结构中发生的显微结构变化。此外，在拉伸试验中施加应力的过程中，将显示发生结构变化。
对于在1000℃下HIP处理1小时并在350℃下热处理20分钟的合金1片材，通过采用在未变形片材样品上和在变形的拉伸试样的标记区域上进行的X射线衍射获得结构细节。具体使用具有Cu KαX射线管并用40mA的灯丝电流在40kV下运行的Panalytical X’PertMPD衍射仪进行X射线衍射。扫描以0.01°的步长并由25°至95°2θ运行，混入硅以调节仪器零角位移。在图23中，显示了在未变形片材和由该片材切割的拉伸试样的标记区域中在1000℃下HIP处理1小时并在350℃下热处理20分钟的合金1片材的X射线衍射图。可以容易地看出，在变形过程中发生了显著的结构变化，并如X射线图中新的峰所显示的那样形成了新的相。峰位移显示存在于两个样品中的相之间发生了合金化元素的再分布。
随后使用Siroquant软件用Rietveld分析法分析变形的合金1拉伸试样(HIP(1000℃下1小时)过/在350℃下热处理20分钟)的X射线图。如图24中所示，发现测得的图与计算的图非常一致。在表12中，比较了拉伸变形之前和之后在合金1片材中识别的相。可以看出，在拉伸试验之前和之后在该片材中存在γ-Fe与M2B相，尽管改变的晶格参数表明溶解在该相中的溶质元素的量改变。此外，如表12中所示，在变形后，识别了两种新的此前未知的六方相。一种新识别的六方相代表双六方锥类并具有P63mc空间群(#186)，并在图25a中显示了具有列举的衍射面的计算的衍射图。另一六方相代表复三方双锥类并具有六方P6bar2C空间群(#190)，并在图25b中显示了具有列举的衍射面的计算的衍射图。基于小的晶体晶胞尺寸可以提出以下理论：该相可能是一种硅基相，可能是一种先前未知的Si-B相。要注意的是，在图25中，对应于显著的布拉格衍射峰识别关键晶格面。
表12 合金1片材的Rietveld相分析；在拉伸试验之前和之后
为了关注拉伸试验过程中发生的结构变化，在变形之前和之后检查在1000℃下HIP处理1小时并在350℃下热处理20分钟的合金1片材。由未变形的HIP过并热处理过的片材和由从相同片材上切下并在拉力下试验直至失效的样品的标记区域制备TEM试样。首先通过机械研磨/抛光并随后电化学抛光，由该片材制造TEM试样。变形的拉伸试样的TEM试样直接从标记区域切割，并随后以类似于未变形的片材试样的方式制备。在于200kV下运行的JEOL JEM-2100HR分析型透射电子显微镜(TEM)中检查这些试样。
在图26中，显示了在未变形片材中和在拉伸试验后的标记区域中的显微结构的TEM显微照片。在未变形的样品中，基体晶粒非常干净，不具有诸如HIP循环过程中高温暴露所导致的位错的缺陷，但是晶粒间区中的析出物清晰可见(图26a)。在拉伸试验后，在基体晶粒中观察到高密度的位错。大量位错还被粒间区中的析出物所钉扎。此外，如图26b中所示，在拉伸试验后在基体晶粒中出现了一些非常细小的析出物(即动态纳米相形成)。这些非常细小的析出物可对应于通过X射线衍射识别的新的六方和面心立方类型相(参见后继部分)。新的六方相还可以以其中也可发生严重变形的粒间区中的细小析出物形式形成。由于析出物造成的钉扎效应，在拉伸变形过程中基体晶粒不能改变它们的几何形状。而变形引发的纳米尺度相形成可有助于合金1片材中的硬化，合金1片材中的加工硬化似乎以基于位错的机理(包括析出物造成的位错钉扎)为主。
在1000℃下HIP处理1小时、在350℃下热处理20分钟并随后进行拉伸试验的合金1片材样品的更详细的显微结构显示在图27-28中。在该基体晶粒中，高密度的位错彼此相互作用，形成位错胞。偶尔在晶粒中还可以发现堆垛层错与孪晶。同时，如图27中所示，晶粒间区中的析出物还约束了位错。在晶粒中和在晶粒间区中，在拉伸变形过程中都可以看到形成了一些非常细小的析出物。
由于合金1片材中的微米尺寸的基体晶粒，该变形由位错机理支配，具有对应的应变硬化行为。由于孪晶形成/堆垛层错也可能发生一些附加的应变硬化。在变形过程中在合金1片材中也检测到了对应于动态纳米相强化(机理#2)的六方相形成。该合金1片材是具有导致中等强度下的高延展性的模态结构形成和动态纳米相强化的1类钢的实例。
情形实施例#5：合金14中的结构发展
根据表2b中的合金的化学计量，使用高纯度元素装料称出合金14。应当注意的是，合金14已经展示了在高强度下具有高塑性延展性的2类行为。将所得装料电弧熔炼成4个三十五克铸锭，并翻转和重新熔炼几次以确保均匀性。所得铸锭随后在相同的加工条件下重新熔炼并浇铸成3个片材，具有65毫米×75毫米×1.8毫米厚的标称尺寸。1.8毫米厚合金14的片材之一的示例图显示在图29中。两个片材随后在1000℃下HIP处理1小时。HIP过的片材之一随后在350℃下热处理20分钟。随后使用线切割机床将铸态、HIP过的和HIP过/热处理过的状态下的片材切碎以制造用于包括拉伸测试、SEM显微镜法、TEM显微镜法和X射线衍射的各种研究的样品。
将合金14片材中切出的样品分阶段金相抛光直至0.02微米粗度(Grit)以确保用于扫描电子显微镜法(SEM)分析的光滑样品。使用具有30kV最大工作电压的Zeiss EVO-MA10型号进行SEM。铸态、HIP过的和HIP过/热处理过的条件下的合金14片材样品的示例SEM背散射电子显微照片显示在图30中。合金14片材具有铸态状态的模态结构(图30a)，其中微米尺寸的基体晶粒被层状结构分隔。通过SEM可以在铸态样品中清晰地分辨层状结构。与具有更大层间间隔的合金1片材(情形实施例#3)相比，合金14的铸态片材具有更高的层状结构的体积分数。此外，在合金14片材中在浇铸过程中发现存在奥氏体至铁素体转变的迹象。该基体晶粒被根据显示的对比度似乎具有不同化学组成的层包围。晶粒的较明亮的边缘表明与较暗的晶粒内部相比较低的B或Si含量，这是由于合金凝固过程中组成元素的再分布。在HIP循环过程中，该层状物完全消失，取而代之的是近乎均匀地分布在样品体积中的非常细小的析出物，以致于不能容易地识别基体晶界(图30b)。在热处理后，在该样品中可以发现一些更细小的析出物(图30c)。
使用X射线衍射展示了合金14片材结构的附加细节。使用具有Cu KαX射线管并用40mA的灯丝电流在40kV下运行的Panalytical X’Pert MPD衍射仪进行X射线衍射。扫描以0.01°的步长并由25°至95°2θ运行，混入硅以调节仪器零角位移。随后使用Siroquant软件用Rietveld分析法分析所得扫描。在图31-33中，显示了X射线衍射扫描，分别包括铸态、HIP过的和HIP过/热处理过的条件下的合金14片材的实测/试验图和Rietveld修正图。可以看出，在所有情况下获得了实验数据的良好吻合。在表13中显示了X射线图的分析，包括发现的特定相、它们的空间群和晶格参数。要注意的是，空间群代表晶体的对称性的描述并可具有230种类型之一，并可以用其对应的Hermann Maugin空间群符号进一步识别。
在该铸态片材中，识别出三种相，立方γ-Fe(奥氏体)、立方α-Fe(铁素体)和具有M2B化学计量比的复杂的混合过渡金属硼化物相。要注意的是，识别的相的晶格参数不同于对纯相所发现的晶格参数，清楚地表明合金化元素的溶解。例如，纯相的γ-Fe表现出等于 的晶格参数，α-Fe表现出等于的晶格参数，Fe2B1纯相表现出等于和的晶格参数。根据M2B相中晶格参数的显著变化可以注意到，硅有可能也溶解到该结构中，因此其并非纯的硼化物相。此外，在表13中可以看出，虽然没有发生相变，但晶格参数随着片材条件(即铸态的、HIP过的、HIP过/热处理过的)而改变，这表明发生了合金化元素的再分布。
表13 合金14片材的Rietveld相分析
为了更详细地检查合金14片材的结构特征，采用高分辨率透射电子显微镜法(TEM)。为了制备TEM样品，从铸态、HIP过的和HIP过/热处理过的片材切割试样，随后将试样研磨和抛光至～30至～40μm的厚度。随后从这些抛光的薄片材中冲压盘状物，并随后通过双喷电抛光进行最终的薄化用于TEM观测。在于200kV下运行的JEOL JEM-2100HR分析型透射电子显微镜(TEM)中进行显微结构检测。
在图34中，显示了在铸态的、HIP过的、和HIP过/热处理过的片材中合金14片材的显微结构的TEM显微照片。在该铸态样品中，层状结构是主要的(图34a)，这与SEM观测结果是一致的。该基体晶粒的尺寸大部分小于10μm。类似于SEM观测结果，晶粒边缘表现出与晶粒内部相比不同的组成。如图34a中所示，TEM分析还显示了在基体晶粒周围的层。这种层不属于虚线显示的层状结构。在HIP循环后，该层状结构消失，取而代之的是粒间区中的析出物(图34b)。此外，在基体晶粒内部也发生了析出，以致于不能清晰地看到基体晶界。这是与合金1片材(其中在HIP循环过程中在基体晶粒中没有形成析出物)的显著显微结构差异。在附加的热处理后，观察到显微结构方面的另一显著变化。如图34c中所示，在样品中存在由热处理造成的显著的晶粒细化，并形成尺寸为～200至～300nm的晶粒。如通过X射线衍射所展现的那样，激活了奥氏体至铁素体的转变，这导致朝向纳米模态结构发展(步骤#3)的按照步骤#2(机理#1静态纳米相细化)的晶粒细化。
情形实施例#6：合金14中的拉伸性质和结构变化
本申请中制得的钢片材的拉伸性质将对具体结构和该片材经历的具体加工条件敏感。在图35中，显示了铸态、HIP(1000℃下1小时)过和HIP(1000℃下1小时)过/热处理(350℃下20分钟)过的条件下代表2类钢的合金14片材的拉伸性质。可以看出，铸态片材显示出与HIP过的和HIP过/热处理过的样品相比低得多的延展性。延展性的这种提高可能归因于HIP过的片材中宏观缺陷的减少和早先在情形实施例#5中讨论的HIP过的或HIP过/热处理过的片材的模态结构中发生的显微结构变化。此外，在拉伸试验中施加应力的过程中，将显示发生结构变化。
对于在1000℃下HIP处理1小时的合金14片材，通过采用在未变形片材样品上和在变形的拉伸试样的标记区域上进行的X射线衍射获得附加的结构细节。具体使用具有Cu KαX射线管并用40mA的灯丝电流在40kV下运行的Panalytical X’Pert MPD衍射仪进行X射线衍射。扫描以0.01°的步长并由25°至95°2θ运行，混入硅以调节仪器零角位移。在图36中，显示了在未变形片材条件中和由该片材切割的拉伸测试试样的标记区域中在1000℃下HIP处理1小时的合金14片材的X射线衍射图。可以容易地看出，在变形过程中发生了显著的结构变化，并如X射线图中新的峰所显示的那样形成了新的相。峰位移显示存在于两个样品中的相之间发生了合金化元素的再分布。
随后使用Siroquant软件用Rietveld分析法分析变形的合金14拉伸试验试样(HIP(1000℃下1小时)过)的X射线图。如图37中所示，发现测得的图与计算的图非常一致。在表14中，比较了在合金14的未变形片材中和在拉伸试样的标记区域中识别的相。可以看出，在拉伸试验之前和之后在该片材中存在M2B相，尽管改变的晶格参数表明溶解在该相中的溶质元素的量改变。此外，存在于未变形的合金14片材中的γ-Fe相不再存在于拉伸试验试样的标记区域中，表明发生了相变。未变形片材和拉伸试验试样的Rietveld分析表明α-Fe含量的体积分数仅表现出略微增加，测得由～28％至～29％。这表明γ-Fe相转变为多种相，包括可能的α-Fe和至少两种新的此前未知的相。如表14中所示，在变形后，识别了两种新的此前未知的六方相。一种新识别的六方相代表双六方锥类并具有P63mc空间群(#186)，并在图38a中显示了具有列举的衍射面的计算的衍射图。另一六方相代表复三方双锥类并具有六方P6bar2C空间群(#190)，并在图38b中显示了具有列举的衍射面的计算的衍射图。基于小的晶体晶胞尺寸可以提出以下理论：该相可能是一种硅基相，可能是一种先前未知的Si-B相。要注意的是，在图38中，对应于显著的布拉格衍射峰识别关键晶格面。
表14 合金14片材的Rietveld相分析；拉伸试验之前和之后
为了检查拉伸变形引发的合金14片材的结构变化，采用高分辨率透射电子显微镜法(TEM)。为了制备TEM样品，将它们从拉伸试验的试样的标记区域中切割，并抛光至～30至～40μm的厚度。从这些抛光的薄片材中冲压盘状物，并通过双喷电抛光进行最终的薄化用于TEM观测。在于200kV下运行的JEOL JEM-2100HR分析型透射电子显微镜(TEM)中检查这些试样。
在图39中，显示了在拉伸变形之前和之后在HIP过的条件下合金14片材的标记区域的显微结构。在张紧前的样品中，析出物分布在基体中。此外，由于对应于步骤#2(静态纳米相细化)的HIP循环过程中的相变引发的晶粒细化，在该样品中显示细小的晶粒。因此，在变形前，纳米模态结构(步骤#3)在该材料中发展。在超过屈服应力后，随着拉伸变形引发的奥氏体相的持续转变，发展了进一步的晶粒细化。根据X射线分析，奥氏体相转变为多种相，所述多种相同时包括两种未识别的相。结果，在样品中广泛观察到尺寸为～200至～300nm的晶粒。在一些该晶粒中还可以观察到拉伸变形引发的位错活动。同时，硼化物析出物保持相同的几何形状，表明它们没有经历明显的塑性变形。
图40显示了在拉伸变形后在HIP过的条件下合金14片材的标记区域的详细显微结构。在该显微结构中，除了表现出孪晶结构的硬质硼化物相，可以发现尺寸为几百纳米的小晶粒。此外，电子衍射图案的环纹(这是许多晶粒的集体贡献)进一步证实了细化的显微结构。在暗视野图像中，小晶粒显得明亮；它们的尺寸均小于500nm。此外，可以看出，在这些小晶粒中显示了亚结构，表明变形引发的缺陷如位错扭曲了该晶格。如在合金1中那样，在拉伸变形后在样品中识别了新的六方相，据信该新的六方相是在拉伸变形过程中形成的非常细小的析出物。可以认为该晶粒细化是在合金14片材中导致高强度纳米模态结构(步骤#5)的动态纳米相强化(步骤#4)的结果。
如所示那样，该合金14片材已经显示了铸态状态下(图30a)的结构#1模态结构(步骤#1)。在HIP循环之后测量该材料中高强度与高延展性(图35)，其提供了静态纳米相细化(步骤#2)和在变形前在该材料中纳米模态结构的形成(步骤#3)。在拉伸变形过程中该合金14的应变硬化行为主要是由于对应于机理#2动态纳米相强化(步骤#4)的晶粒细化，随后生成了高强度纳米模态结构(步骤#5)。通过在新生成的晶粒中的位错机理，可以发生附加硬化。该合金14片材是具有导致在高强度下的高延展性的高强度纳米模态结构形成的2类钢的实例。
情形实施例#7：合金19中的结构发展
根据表2b中的合金的化学计量，从高纯度元素装料中称出合金19。类似于合金14，这种合金已经展示了在高强度下具有高塑性延展性的2类行为。将所得装料电弧熔炼成4个三十五克铸锭，并翻转和重新熔炼几次以确保均匀性。所得铸锭随后在相同的加工条件下重新熔炼并浇铸成三个片材，具有65毫米×75毫米×1.8毫米厚的标称尺寸。1.8毫米厚合金19片材之一的示例图显示在图41中。两个片材随后在1100℃下HIP处理1小时。HIP过的片材之一随后在700℃下热处理20分钟。随后使用线切割机床将在铸态、HIP过的和HIP过/热处理过的状态下的片材切碎以制造用于包括拉伸测试、SEM显微镜法、TEM显微镜法和X射线衍射的各种研究的样品。
将合金19片材中切出的样品分阶段金相抛光直至0.02微米粗度以确保用于扫描电子显微镜法(SEM)分析的光滑样品。使用具有30kV最大工作电压的Zeiss EVO-MA10型号详细分析该样品。铸态、HIP过的和HIP并热处理过的条件下的合金19片材样品的示例SEM背散射电子显微照片显示在图42中。
如图42a中所示，铸态合金19片材的显微结构明显表现出模态结构，即基体晶粒相和粒间区。该基体晶粒的尺寸为～5至～10μm。类似于合金14的显微结构，晶粒的边缘显示出与晶粒内部不同的组成对比度，或许是由于浇铸过程中的相变。在铸态状态下通过SEM没有显示出层状结构。暴露于HIP循环导致显微结构的显著变化。形成非常细小的析出物，该析出物近乎均匀地分布在基体晶粒与粒间区中，以至于无法容易地识别基体晶界(图42b)。在热处理后，析出物的体积分数显著提高(图42c)，其大部分以降低的显微结构尺度形成。
使用X射线衍射展示合金19片材结构的附加细节。使用具有CuKαX射线管并用40mA的灯丝电流在40kV下运行的Panalytical X’Pert MPD衍射仪进行X射线衍射。扫描以0.01°的步长并由25°至95°2θ运行，混入硅以调节仪器零角位移。随后使用Siroquant软件用Rietveld分析法分析所得扫描图。在图43-45中，显示了X射线衍射扫描图，分别包括铸态、HIP过的和HIP过/热处理过的条件下的合金19片材的实测/试验图和Rietveld修正图。可以看出，在所有情况下获得了实验数据的良好吻合。在表15中显示了X射线图的分析，包括发现的特定相、它们的空间群和晶格参数。要注意的是，空间群代表晶体的对称性的描述并可具有230种类型之一，并可以用其对应的Hermann Maugin空间群符号进一步识别。
在该铸态片材中，识别出三种相：立方γ-Fe(奥氏体)、立方α-Fe(铁素体)和具有M2B化学计量比的复杂的混合过渡金属硼化物相。要注意的是，识别的相的晶格参数不同于对纯相所发现的晶格参数，清楚地表明了合金化元素的溶解。例如，纯相的γ-Fe表现出等于 的晶格参数，α-Fe表现出等于的晶格参数，Fe2B1纯相表现出等于和的晶格参数。根据M2B相中晶格参数的显著变化可以注意到，硅有可能也溶解到该结构中，因此其并非纯的硼化物相。此外，在表15中可以看出，虽然没有发生相变，但晶格参数随着片材条件(即浇铸的、HIP过的、HIP过和热处理过的)而改变，这表明发生了合金化元素的再分布。
表15 合金19片材的Rietveld相分析
为了更详细地检查合金19片材的结构特征，采用高分辨率透射电子显微镜法(TEM)。为了制备TEM试样，从铸态、HIP过的和HIP过/热处理过的片材切割样品，并随后研磨和抛光。为了研究变形机理，还从拉伸试验的试样的标记区域中取样，并抛光至～30至～40μm的厚度。从这些抛光的薄片材中冲压盘状物，随后通过双喷电抛光进行最终的薄化用于TEM观测。在于200kV下运行的JEOL JEM-2100HR分析型透射电子显微镜(TEM)中检查这些试样。
在图46中显示了在铸态的、HIP过的、和HIP过/热处理过的片材中合金19片材的显微结构的TEM显微照片。在铸态样品中，观察到在粒间区中的具有该层状结构的尺寸为～5至～10μm的晶粒(图46a)。与合金14片材中的相比，该层状结构要细小得多，并且先前通过SEM分析并未显现。在HIP循环后，该层状结构通常消失，取而代之的是均匀分布在样品体积内的析出物(图46b)。此外，在HIP循环后可以观察到细化的晶粒。通过奥氏体相的相变实现该晶粒细化。如通过X射线衍射所透露的那样，奥氏体至铁素体的转变被激活，这导致了根据步骤#2(机理#1静态纳米相细化)的晶粒细化。在热处理循环后，由于持续相变，发生进一步的晶粒细化，导致纳米模态结构形成的完成(步骤#3)。此外，该析出物变得更均匀地分布(图46c)。
情形实施例#8：合金19中的拉伸性质和结构变化
本申请中制得的钢片材的拉伸性质将对具体结构和该片材经历的具体加工条件敏感。在图47中，显示了铸态、HIP(1100℃下1小时)过和HIP(1100℃下1小时)过/热处理(700℃下20分钟)过的条件下代表2类钢的合金19片材的拉伸性质。可以看出，铸态片材显示出与HIP过的样品相比低得多的延展性。延展性的这种提高可能归因于HIP过的片材中宏观缺陷的减少和早先在情形实施例#7中讨论的HIP过的或HIP过/热处理过的片材的模态结构中发生的显微结构变化。此外，在拉伸试验中施加应力的过程中，将显示发生结构变化。
对于在1100℃下HIP处理1小时并在700℃下热处理20分钟的合金19片材，通过采用在未变形片材样品上和在由该片材切割的变形的拉伸试样的标记区域上进行的X射线衍射获得附加的结构细节。具体使用具有Cu KαX射线管并用40mA的灯丝电流在40kV下运行的Panalytical X’Pert MPD衍射仪进行X射线衍射。扫描以0.01°的步长并由25°至95°2θ运行，混入硅以调节仪器零角位移。在图48中，显示了在拉伸变形后对于未变形片材和来自相同片材的拉伸试样的标记区域在1100℃下HIP处理1小时并在700℃下热处理20分钟的合金19片材的X射线衍射曲线。可以容易地看出，在变形过程中发生了显著的结构变化，并如X射线图中新的峰所显示的那样形成了新的相。峰位移显示在存在于两个样品中的相之间发生了合金化元素的再分布。
随后使用Siroquant软件用Rietveld分析法分析来自合金19片材的拉伸试样(在1100℃下HIP处理1小时并在700℃下热处理20分钟)的X射线图。如图49中所示，发现测得的图与计算的图非常一致。在表16中，比较了合金19的未变形片材与拉伸试样的标记区域中识别的相。可以看出，在拉伸试验之前和之后在该片材中存在M2B相，尽管改变的晶格参数表明溶解在该相中的溶质元素的量改变。此外，存在于未变形的合金19片材中的γ-Fe相不再存在于拉伸试验试样的标记区域中，表明发生了相变。未变形片材和拉伸试验试样的Rietveld分析表明α-Fe含量几乎没有改变，仅略微提高，测得由～65％至～66％。这表明γ-Fe相转变为多种相，包括可能的α-Fe和至少两种新的此前未知的相。如表16中所示，在变形后，识别了两种新的此前未知的六方相。一种新识别的六方相代表双六方锥类并具有P63mc空间群(#186)，并在图50a中显示了具有列举的衍射面的计算的衍射图。另一六方相代表复三方双锥类并具有六方P6bar2C空间群(#190)，并在图50b中显示了具有列举的衍射面的计算的衍射图。基于小的晶体晶胞尺寸可以提出以下理论：该相可能是一种硅基相，可能是一种先前未知的Si-B相。要注意的是，在图50中，对应于显著的布拉格衍射峰识别关键晶格面。
表16 合金19片材的Rietveld相分析；拉伸试验之前和之后
为了检查拉伸变形引发的合金19片材的结构变化，在拉伸试验之前和之后使用高分辨率透射电子显微镜法(TEM)分析样品标记区域。为了制备TEM样品，从拉伸试样的标记区域切割试样，并随后研磨并抛光至～30至～40μm的厚度。从这些抛光的薄片材冲压盘状物，并随后通过双喷电抛光进行最终的薄化用于TEM观察。在于200kV下运行的JEOL JEM-2100HR分析型透射电子显微镜(TEM)中检查这些试样。
图51显示了拉伸变形之前和之后合金19片材中显微结构的TEM显微照片。如在合金14中那样，在样品中发现了均匀分布的硼化物相，并且由于在变形前在片材样品中具有纳米模态结构(步骤#3)的静态纳米相细化(步骤#2)，在HIP循环与热处理过程中的奥氏体相变导致了显著的晶粒细化(图51a)。在拉伸试验后的样品中，尽管硼化物相没有表现出明显的塑性变形，但观察到了显著的结构变化，该结构变化是由变形引发的(图51b)。首先，可以发现许多尺寸为几百纳米的小晶粒。图51b中插入的电子衍射显示环纹，这显示了显微结构尺度的细化。如图52中所示，小晶粒还可以在暗视野图像中显现，并且可以清楚地看到小于500nm的小晶粒。此外，可以发现，在拉伸变形后该晶粒含有高密度的位错，以至于许多晶粒的晶格畸变，看起来似乎它们进一步分成更小的晶粒(图52b)。图53显示了代表拉伸变形样品的标记区域中的显微结构的另一实例TEM显微图。如黑色箭头所指示的那样，可以看到在晶粒中产生的大量位错。此外，在该显微结构中可以发现纳米尺寸析出物，如白色箭头所指示的那样。这些非常细小的析出物有可能是由变形引发并在X射线衍射扫描中发现的新相。细小晶粒形成是由于在拉伸形变过程中在样品中发生的动态纳米相强化(步骤#4)，这在合金19片材材料中导致了高强度纳米模态结构(步骤#5)。
作为总结，合金19片材的变形的特征在于类似于合金14片材中的大量加工硬化。如所示那样，该合金19片材已经展示了铸态状态下的结构#1模态结构(步骤#1)(图46a)。在HIP循环和热处理后测得在该材料中的具有高延展性的高强度，这提供了在变形前的材料中的静态纳米相细化(步骤#2)和纳米模态结构产生(步骤#3)(图46c)。在拉伸变形过程中合金19的应变硬化行为(图47)主要归因于先前的晶粒细化，所述晶粒细化对应于图51b和图52-53中显示的具有随后的高强度纳米模态结构(步骤#5)的机理#2动态纳米相强化(步骤#4)。在新形成的晶粒中可能会通过基于位错的机理发生附加硬化。合金19片材是具有导致在高强度下的高延展性的高强度纳米模态结构形成的2类钢的实例。
情形实施例#9：应变硬化行为
使用高纯度元素，根据表2b中提供的原子比，称出35克表2b中所列的目标合金的合金原料。随后将原材料放入电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯氩作为保护气体将原料电弧熔炼为铸锭。将铸锭翻转几次并重新熔炼以确保均匀性。在混合后，随即将铸锭以大约12毫米宽×30毫米长和8毫米厚的指状物形式浇铸。随后将所得指状物放置在PVC室中，使用RF感应熔融，并随后喷射到设计用于浇铸厚度为1.8毫米的3×4英寸板材的铜模型上。对所得板材施以具有随后的热处理的HIP循环。对应的HIP循环参数与热处理参数列举在表17中。在空气冷却的情况下，将试样保持在目标温度下一段目标时间，从炉中取出并在空气中冷却。在缓慢冷却的情况下，在将试样保持在目标温度下一段目标时间之后，关闭该炉，使试样随炉冷却。
在Instron机械测试框架(型号3369)上在拉力下测试来自所选合金的列举样品(表17)，并使用Instron的Bluehill控制与分析软件记录试验过程中随应变而改变的应变硬化系数值。结果总结在图54中，其中应变硬化系数值对作为样品总延伸率的百分比的对应塑性应变绘图。可以看出，样品4和7表现出了在样品中大约25％直至80-90％应变后在应变硬化方面的提高(图54a的部分)。这些片材样品已经在拉伸试验过程中显示出高延展性(图54b的部分)，并代表1类钢。样品5也代表1类钢，并在拉伸试验过程中表现出高延展性，而应变硬化几乎与应变百分数无关，略微增加直至样品失效。对所有这三种样品来说，应变硬化涉及通过位错机理的模态结构变形以及通过动态纳米相强化的附加强化。样品1、2和3已经表现出在大约50％的应变值下非常高的应变硬化，随后的应变硬化系数值降低直至样品失效(图54a的部分)。这些片材样品具有高强度/高延展性组合(图54的b部分)并代表2类钢，其中初始的50％的应变对应于样品中的相变，在应力-应变曲线上为平稳段。下面的应变硬化行为对应于通过广泛的动态纳米相强化形成高强度纳米模态结构。样品6代表2类钢，但是还显示出应变硬化方面的中间行为和在拉伸试验时的中间性质，这涉及取决于合金化学的应变过程中的较低相变水平。
表17 样品规格
情形实施例#10：应变率灵敏性
使用高纯度元素，根据表2b中提供的原子比，称出合金1和合金19的35克合金原料。随后将原材料放入电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯氩作为保护气体将原料电弧熔炼为铸锭。将铸锭翻转几次并重新熔炼以确保均匀性。在混合后，随即将铸锭以大约12毫米宽×30毫米长和8毫米厚的指状物形式浇铸。随后将所得指状物放置在PVC室中，使用RF感应熔融，并随后喷射到设计用于浇铸厚度为1.8毫米的3×4英寸板材的铜模型上。
使用具有钼炉并具有4英寸直径×5英寸高度的炉腔尺寸的American IsostaticPress Model 645机器对来自各合金的所得片材施以HIP循环。以10℃/分钟加热该板材直到达到目标温度，并暴露于气体压力下规定时间。对所得片材施以具有随后的热处理的HIP循环。对应的HIP循环参数与热处理参数列举在表18中。在空气冷却的情况下，将试样保持在目标温度下一段目标时间，从炉中取出并在空气中冷却。在缓慢冷却的情况下，在将试样保持在目标温度下一段目标时间之后，关闭该炉，并使试样随炉冷却。
表18 HIP循环和热处理参数
利用Instron的Bluehill控制与分析软件在Instron机械测试框架(型号3369)上在四种不同的应变率下进行拉伸测量。所有试验在室温下以底部夹具保持脊形和顶部夹具移动的位移控制进行，测压仪连接到顶部夹具上。位移速率为0.006至0.048毫米/秒不等。所得应力-应变曲线显示在图55-56中。合金1在施加的应变率范围内没有显示应变率灵敏性。合金19已经显示了在研究范围内在较低应变率下的略高的应变硬化率，这有可能涉及由不同应变率下通过变形引发的动态细化相的体积分数。
情形实施例#11：在增量应变下的片材材料行为
使用高纯度元素，根据表2b中提供的原子比，称出合金19的35克合金原料。随后将原材料放入电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯氩作为保护气体将原料电弧熔炼为铸锭。将铸锭翻转几次并重新熔炼以确保均匀性。在混合后，随即将铸锭以大约12毫米宽×30毫米长和8毫米厚的指状物形式浇铸。随后将所得指状物放置在PVC室中，使用RF感应熔融，并随后喷射到设计用于浇铸厚度为1.8毫米的3×4英寸板材的铜模型上。
使用具有钼炉并具有4英寸直径×5英寸高度的炉腔尺寸的American IsostaticPress Model 645机器对来自各合金的所得片材施以1150℃下的HIP循环1小时。以10℃/分钟加热该片材直到达到目标温度，并暴露于气体压力下1小时，随后在机器中冷却至室温。
利用Instron的Bluehill控制与分析软件在Instron机械测试框架(型号3369)上进行增量拉伸测量。所有试验在室温下以底部夹具保持脊形和顶部夹具移动的位移控制进行，测压仪连接到顶部夹具上。以大约2％的增量应变进行各装载-卸载循环。所得应力-应变曲线显示在图57中。可以看出，合金19已经表现出在各装载-卸载循环下的强化，证实了在各循环下在变形过程中在该合金中的动态纳米相强化。
情形实施例#12：对性质恢复的退火效应
使用高纯度元素，根据表2b中提供的原子比，称出合金19的35克合金原料。随后将原材料放入电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯氩作为保护气体将原料电弧熔炼为铸锭。将铸锭翻转几次并重新熔炼以确保均匀性。在混合后，随即将铸锭以大约12毫米宽×30毫米长和8毫米厚的指状物形式浇铸。随后将所得指状物放置在PVC室中，使用RF感应熔融，并随后喷射到设计用于浇铸厚度为1.8毫米的3×4英寸板材的铜模型上。
使用具有钼炉并具有4英寸直径×5英寸高度的炉腔尺寸的American IsostaticPress Model 645机器对来自合金19的所得片材施以HIP循环。以10℃/分钟加热该片材直到达到1100℃的目标温度，并暴露于30ksi的等静压力下1小时。在HIP循环后，对该片材施加随后的700℃下1小时的热处理，并缓慢冷却。
利用Instron的Bluehill控制与分析软件在Instron机械测试框架(型号3369)上进行拉伸试验。所有试验在室温下以底部夹具保持脊形和顶部夹具移动的位移控制进行，测压仪连接到顶部夹具上。将两个拉伸试样预应变至10％，随后卸除载荷。样品之一再次测试直至失效。所得应力-应变曲线显示在图58的a部分中。可以看出，预应变后的合金19片材已经表现出具有有限延展性(～4.5％)的高强度。样品的极限强度和来自两个试验的总应变(summary strain)对应于相同条件(相同的HIP循环和热处理参数)下合金19片材所测得的值(参见图57)。
预应变后的另一样品在1150℃下退火1小时并缓慢冷却，再次测试直至失效。所得应力-应变曲线显示在图58的b部分。样品在退火后已经表现出完全的性质恢复，显示了未经预应变的相同条件下(相同的HIP循环与热处理参数)下合金19的典型行为(图47b)。
情形实施例#13：对拉伸机理的循环退火效应
使用情形实施例#12中提供的方法制备板材，在1100℃下HIP循环1小时并在700℃下热处理1小时后从合金19片材上切割附加样品。将样品预应变至10％，随后在1150℃下退火1小时。随后将其变形至10％，随后再次卸除载荷并在1150℃下退火1小时。该程序重复11次，总计导致～100％的总应变。图59中显示了全部11次循环的彼此叠加的拉伸曲线。10次循环后的试样显示在图60中，与其初始形状相比较。要注意的是，每次试验循环时记录了相同的强度水平，证明了在试验之间在退火时的性质复原。
预应变试样中的高强度(图58的a部分)可以解释为在拉力下在动态纳米相强化(机理#2)过程中的高强度模态结构产生(结构#3)。在退火后预应变片材性质的复原表明，动态纳米相强化(机理#2)时的相变在随后将变形材料退火时是可逆的。
使用Carl Zeiss SMT Inc制造的EVO-60扫描电子显微镜通过扫描电子显微镜法(SEM)检查在预应变之后和在预应变并随后退火之后来自合金19片材(在1100℃下HIP处理1小时并在700℃下热处理1小时)的拉伸试样的标记区域的显微结构。在预应变至10％之后来自合金19片材(在1100℃下HIP处理1小时并在700℃下热处理1小时)的拉伸试样的标记区域的显微结构显示在图61中。在预应变的显微结构(图61)中，与预应变前的合金19片材(图42c)相比，通过SEM并未显现显微结构方面的可见变化。在预应变至10％之后于1150℃下退火1小时的情况下，该析出物甚至更均匀地分布在基体中(图62)。大概某些奥氏体在退火后的样品中，但是奥氏体晶粒不能显现。由于重复性应变和退火，所得显微结构可以被认为是用于将来的热加工(如热轧)的原型显微结构。
情形实施例#13：片材材料的烘烤硬化
由具有表2b中规定的化学组成的合金1、2和3浇铸厚度为1.8毫米的3×4英寸片材。使用具有钼炉并具有4英寸直径×5英寸高度的炉腔尺寸的American Isostatic PressModel 645机器对所得片材施以HIP循环。以10℃/分钟加热该片材直到达到1100℃的目标温度，并暴露于30ksi的等静压力下1小时。在HIP循环后，随后在箱式炉中在350℃下热处理单个片材20分钟，以评估烘烤硬化效应，所得片材还在170℃下退火30分钟。
根据ASTM E-18标准通过Rockwell C Hardness试验进行烘烤硬化处理之前和之后的片材材料的硬度测量。Newage型号AT130RDB仪器用于所有硬度测试，该测试在从厚度为1.8毫米的浇铸和处理片材上切割的～9毫米×～9毫米正方形样品上进行。以间隔的压痕进行测试，使得它们各自之间的距离大于压痕宽度的三倍。烘烤硬化处理之前和之后的片材材料的硬度数据(三次测量的平均)列举在表19中。可以看出，在附加退火之后在所有三种合金中硬度均提高了，证明了在所有三种合金中的有利的烘烤硬化效应。
表19 在所选合金上的烘烤硬化效应
情形实施例#15：片材材料的冷成形性
由具有表2b中规定的化学组成的合金1、合金2和合金3浇铸厚度为1.8毫米的3×4英寸板材。使用具有钼炉并具有4英寸直径×5英寸高度的炉腔尺寸的American IsostaticPress Model 645机器对所得片材施以HIP循环。以10℃/分钟加热该片材直到达到目标温度，并根据表6中列举的Hc HIP循环参数将该片材暴露于气体压力下一段规定的时间。对所得片材施以埃里克森杯突试验(ASTM E643-09)以评价浇铸片材材料的冷成形性。埃里克森杯突试验是一种简单的片材拉伸成形试验，所述片材牢固地夹在坯缘压牢器之间以防止片材材料流入变形区。冲头压到夹紧的片材上，与工具接触(润滑，但具有一定的摩擦)直到发生开裂。测量冲头的深度(毫米)，并如图63所示给出埃里克森杯突深度指数。来自所选合金的片材的试验结果列举在表20中，表明深度指数由2.72改变至5.48毫米，取决于合金化学。这些测量结果对应于9至20％范围内在外表面处的板材的塑性延展性，显示了所选合金的显著的可塑性。
表20 铸态板材的埃里克森杯突试验结果
合金 最大载荷(kN) 埃氏深度指数(毫米)
合金1 9.00 5.18
合金2 9.72 2.72
合金3 8.15 5.48
所选的三种合金代表对应于仅观察步骤#1(模态结构)和步骤#4(动态纳米相强化)时的情形实施例#4中所描述的变形行为。在具有提及的化学的合金中可以实现高水平的可成形性，这证实了在情形实施例#6和#8中描述的变形行为。由于静态纳米相细化(步骤#2)和纳米模态结构(步骤#3)，如情形实施例#12中所述发现了具有动态纳米相强化(步骤#4)的可逆相变。通过对预变形的片材材料施加退火，可以实现超过100％的总应变。
情形实施例#16：厚板材性质
使用高纯度元素，根据表2b中提供的原子比，称出合金1和合金19的具有不同质量的原料。随后将原材料放入定制真空浇铸系统的坩埚中。使用RF感应熔融该原料，并随后喷射到设计用于在不同厚度下浇铸4×5英寸片材的铜模型上。由各合金浇铸具有0.5英寸、1英寸和1.25英寸的三种不同厚度的片材(图64)。要注意的是，浇铸的片材比先前的1.8毫米板材厚得多，并例示了对于表2b中的化学组成通过薄板坯连铸法加工的可能性。
使用具有钼炉并具有4英寸直径×5英寸高度的炉腔尺寸的American IsostaticPress Model 645机器对来自各合金的所有片材施以HIP循环。以10℃/分钟加热该片材直到达到目标温度，并暴露于气体压力下一段规定的时间。各合金的HIP循环参数列举在表21中，并代表薄板坯连铸法中片材所经历的的热暴露。在HIP循环后，在表22中规定的参数下在箱式炉中热处理该片材材料。
表21 HIP循环参数
表22 热处理参数
合金 温度(℃) 时间(分钟) 冷却
合金1 350 20 在空气中
合金19 700 60 随炉
使用线切割机床(EDM)从该片材上切割拉伸试样。利用Instron的Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质。所有试验在室温下以底部夹具保持脊形和顶部夹具移动的位移控制进行，测压仪连接到顶部夹具上。在表23中，对铸态和在HIP循环与热处理后的1.25英寸厚的片材显示了包括总拉伸应变、屈服应力、极限拉伸强度和弹性模数的拉伸试验结果的总结。可以看出，拉伸强度值对于合金1片材为428至575MPa不等，对于合金19片材为642至814MPa不等。总应变值对合金1片材为2.78至14.20％不等，对合金19片材为3.16至6.02％不等。对两种合金，弹性模数测得在103至188GPa范围内。要注意的是，这些性质并未在大得多的浇铸厚度下优化，但是清楚地表明了新钢种的前途，使得该结构与机理适于通过薄板坯连铸的大规模生产。
表23 1.25英寸厚的片材的拉伸试验结果总结
情形实施例#17：熔纺研究
使用高纯度元素，根据表2b中提供的原子比，称出15克合金19的合金原料。随后将原材料放入电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯氩作为保护气体将原料电弧熔炼为铸锭。将铸锭翻转几次并重新熔炼以确保均匀性。在混合后，随即将铸锭以大约12毫米宽×30毫米长和8毫米厚的指状物形式浇铸。随后将所得指状物放置在具有～0.81毫米孔径的石英坩埚中的熔纺室中。然后使用RF感应熔融，并随后喷射到245毫米直径的铜轮上来加工铸锭，该铜轮以16至39m/s不等的不同切向速度运行。制造具有不同厚度的连续条带。
在具有DSC-7选项的Perkin Elmer DTA-7系统上对凝固态的条带结构进行热分析。以10℃/分钟的加热速率进行差热分析(DTA)和差示扫描量热法(DSC)，通过使用流动的超高纯氩气保护样品免受氧化。所有条带具有铸态状态下的结晶结构和类似的熔融行为，在1248℃处具有熔融峰。
在室温下使用微米尺度拉伸试验获得金属条带的机械性质。在Fullam制造的商业拉伸台中进行该试验，该拉伸台通过MTEST Windows软件程序监控和控制。通过穿过夹持系统的步进式电机施加变形，同时通过连接到夹爪之一的末端的测压仪测量载荷。使用连接到两个夹爪上以测量标距变化的线性可变差动变换器(LVDT)获得位移。在实验前，在标距中的不同位置处仔细测量条带的厚度与宽度至少三次。随后记录平均值作为计量厚度和宽度，并用做随后的应力与应变计算的输入参数。拉伸试验的初始标距设定在～9毫米，在固定该条带后通过精确测量两个夹爪的前端面之间的条带跨距来测定准确值。所有试验在位移控制下进行，应变率为～0.001s-1。表24中显示了包括总延伸率、屈服强度、极限拉伸强度和杨氏模量的拉伸试验结果的总结。可以看出，拉伸强度值为810MPa至1288MPa不等，总延伸率为0.83％至17.33％。对所有受试条带观察到性质方面的大的散布，表明在快速冷却时形成了不均匀的结构。
表24 熔纺条带的拉伸性质的总结
情形实施例#18：含Mn合金的拉伸性质
检查表25中列举的合金的拉伸性质以确定以高达4.53原子％的水平添加锰的效果。使用高纯度研究级元素成分以35克装料制备合金。将各合金的装料电弧熔炼成铸锭，并随后在氩气气氛下均化。所得35克铸锭随后浇铸成具有65毫米×75毫米×1.8毫米的标称尺寸的板材。
表25 合金组成
合金 Fe Cr Ni B Si Mn
合金25 62.20 17.62 4.14 5.30 6.60 4.14
合金26 60.35 20.70 3.53 5.30 6.60 3.52
合金27 61.10 19.21 3.90 5.30 6.60 3.89
合金28 61.32 20.13 3.33 5.30 6.60 3.32
合金29 63.83 17.97 3.15 5.30 6.60 3.15
合金30 63.08 15.95 4.54 5.30 6.60 4.53
合金31 64.93 16.92 3.13 5.30 6.60 3.12
合金32 64.45 15.86 3.90 5.30 6.60 3.89
合金33 62.11 20.31 2.84 5.30 6.60 2.84
合金34 62.20 17.62 6.21 5.30 6.60 2.07
合金35 60.35 20.70 5.29 5.30 6.60 1.76
合金36 61.10 19.21 5.85 5.30 6.60 1.94
合金37 61.32 20.13 4.99 5.30 6.60 1.66
合金38 63.83 17.97 4.73 5.30 6.60 1.57
合金39 63.08 15.95 6.80 5.30 6.60 2.27
合金40 64.93 16.92 4.69 5.30 6.60 1.56
合金41 64.45 15.86 5.85 5.30 6.60 1.94
合金42 62.11 20.31 4.26 5.30 6.60 1.42
随后采用根据表26所选的温度对铸态板材施以30ksi下的热等静压(HIP)1小时。使用具有钼炉的American Isostatic Press Model 645机器进行HIP。将样品在10℃/分钟的速率下加热至目标温度，并在30ksi的压力下保持在该温度下1小时。
表26 对情形实施例研究中所用合金选择的HIP参数
合金 HIP循环名称 HIP温度 HIP压力 停留时间
合金25 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金26 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金27 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金28 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金29 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金30 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金31 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金32 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金33 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金34 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金35 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金36 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金37 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金38 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金39 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金40 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金41 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
合金42 Hf 1150℃ 30ksi 1小时
使用线切割机床(EDM)从HIP过的板材上切割拉伸试样。根据表27中的热处理程序对一些拉伸试样进行热处理。使用Lindberg Blue炉进行热处理。在空气冷却的情况下，试样在目标温度下保持一段目标时间，从炉中取出并在空气中冷却。在缓慢冷却的情况下，将试样加热至目标温度，并随后以1℃/分钟的冷却速率随炉冷却。随后测试热处理的试样以确定所选合金的拉伸性质。
表27 情形实施例研究合金的热处理程序
热处理 温度 停留时间 冷却
HT2 700℃ 1小时 空气冷却
HT3 700℃ N/A 1℃/分钟缓慢冷却
HT4 850℃ 1小时 空气冷却
使用Instron的Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)上进行拉伸试验。以每秒1×10-3的应变率在位移控制下在室温下测试样品。将样品安装到固定的底部夹具上，顶部夹具连接到移动的十字头上。50kN测压仪连接到顶部夹具上以测量载荷。使用先进的视频引伸仪(AVE)进行应变测量。该研究的拉伸结果列示在表28中。从结果表可以看出，受检合金中的拉伸强度为753至1511MPa。有用的是注意到，对于这些含锰熔体，并未优化所示情形实施例在生产片材时所用的陶瓷(例如陶瓷坩埚)。这导致在熔体中的某些陶瓷夹带，产生了在某些情况下降低该延展性的缺陷。通过改变熔融时使用的陶瓷可以预期更高的延展性。总延伸率值为2.0％至28.0％。使用起始于屈服点并终结于对应于极限拉伸强度的点的应变范围以平均值形式计算应变硬化指数。在图65中提供了示例拉伸曲线，显示了取决于合金化学与加工条件的合金机械响应方面的变化。
表28 含锰合金的拉伸性质
情形实施例#19：其它合金的熔纺研究
熔纺是其中可以实现高冷却速率(高于薄板坯连铸或双辊连铸)的冷硬表面处理的实例。所需装料量小，并且与其它前面所述过程相比该过程更快。因此，它是用于快速检查合金用于冷硬表面处理的潜力的有用工具。使用高纯度元素，称重表29中列举的合金的15克装料。随后将装料放入电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯氩作为保护气体将该装料电弧熔炼为铸锭。将铸锭翻转几次并重新熔炼以确保均匀性。在混合后，随即将该铸锭以大约12毫米宽×30毫米长和8毫米厚的指状物形式浇铸。随后将所得指状物放置在具有～0.81毫米孔径的在石英坩埚中的熔纺室中。
表29 合金化学
合金 Fe Cr Ni B Si Mn C
合金43 62.38 17.40 7.92 7.40 4.20 0.50 0.20
合金44 65.99 13.58 6.58 7.60 4.40 1.50 0.35
合金45 58.76 17.22 9.77 7.80 4.60 1.30 0.55
合金46 58.95 11.35 13.40 8.00 4.80 1.25 2.25
合金47 62.28 10.00 12.56 4.80 8.00 2.00 0.36
合金48 53.82 20.22 11.60 4.60 7.80 0.75 1.21
合金49 61.21 21.00 4.90 4.40 7.60 0.00 0.89
合金50 62.00 17.50 6.25 4.20 7.40 0.10 2.55
合金51 59.71 14.30 13.74 4.00 7.20 0.40 0.65
合金52 57.85 13.90 12.25 7.00 7.00 1.75 0.25
合金53 56.90 15.25 14.50 6.00 6.00 1.35 0.00
合金54 65.82 12.22 7.22 5.00 6.00 1.14 2.60
合金55 58.72 18.26 8.99 4.26 7.22 1.55 1.00
合金56 61.30 17.30 6.50 7.15 4.55 0.20 3.00
合金57 65.80 14.89 8.66 4.35 4.05 0.00 2.25
合金58 63.99 12.89 10.25 8.00 4.22 0.65 0.00
合金59 71.24 10.55 5.22 7.55 4.55 0.89 0.00
合金60 61.88 11.22 12.55 7.45 5.22 1.12 0.56
对电弧熔炼的铸锭使用阿基米德法在允许在空气与蒸馏水中称量的天平中测量该合金的密度。各合金的密度列在表30中，并发现由7.45g/cm3改变至7.71g/cm3。试验结果表明该技术的精确度为±0.01g/cm3。
表30 密度结果的总结(g/cm3)
合金 密度(平均) 合金 密度(平均)
合金52 7.60
合金43 7.66 合金53 7.67
合金44 7.65 合金54 7.61
合金45 7.63 合金55 7.57
合金46 7.67 合金56 7.59
合金47 7.62 合金57 7.66
合金48 7.54 合金58 7.71
合金49 7.45 合金59 7.54
合金50 7.54 合金60 7.67
合金51 7.64
随后将电弧熔炼的指状物放置在具有～0.81毫米孔径的在石英坩埚中的熔纺室中。随后使用RF感应通过在不同气氛中熔融来处理铸锭，并随后喷射到245毫米直径的铜轮上，该铜轮以20m/s的切向速度运行。制造具有41μm至59μm的厚度的连续条带。通过合金改变制得的条带的品质，某些合金与其它合金相比提供更均匀的横截面。
使用NETZSCH DSC 404F3Pegasus系统上对凝固态的条带进行差热分析(DTA)。如表31中所示，以10℃/分钟的恒定加热速率从100℃至1410℃进行扫描，使用超高纯氩气吹扫气以保护样品免受氧化。如所示那样，某些条带(在20m/s下熔纺)含有少量的金属玻璃，而其它条带不含。基于制得的条带的厚度，估计的冷却速率为3×105至6×105K/s，这超过了对前述片材所确定的冷却速率。对于该情形实施例中的合金，发现以一至三个明显的熔融峰发生熔融。固相线在1138℃至1230℃之间，最高至1374℃观察到熔融现象。
表31 熔融行为的差热分析数据
合金 存在金属玻璃 固相线(℃) 峰1(℃) 峰2(℃) 峰3(℃)
合金43 否 1241 1256 1264 1271
合金44 是 1221 1244 1250 -
合金45 是 1227 1245 1260 1270
合金46 是 1138 1155 1205 1218
合金47 否 1185 1215 1241 1313
合金48 否 1216 1252 - -
合金49 否 1208 1223 1273 -
合金50 否 1180 1197 1218 -
合金51 否 1218 1244 1302 1349
合金52 是 1198 1215 1240 1245
合金53 否 1221 1242 1248 1252
合金54 否 1157 1173 - -
合金55 否 1230 1255 - -
合金56 是 1180 1198 1248 -
合金57 否 1226 1250 1374 -
合金58 是 1215 1238 1243 1251
合金59 否 1211 1226 1240 -
合金60 是 1193 1228 1236 1292
在室温下采用单轴拉伸试验测量金属条带的机械性质。测试在Fullam制造的商业拉伸台上进行，该拉伸台通过MTEST Windows软件程序监控和控制。通过穿过夹持系统的步进式电机施加变形，同时通过连接到夹爪之一的末端的测压仪测量载荷。使用连接到两个夹爪上以测量标距变化的线性可变差动变换器(LVDT)获得位移。在实验前，在标距中的不同位置处仔细测量条带的厚度与宽度至少三次。随后记录平均值作为计量厚度和宽度，并用做随后的应力与应变计算的输入参数。拉伸试验的初始标距设定在～9毫米，在固定该条带后通过精确测量两个夹爪的前端面之间的条带跨距来测定准确值。
所有试验在位移控制下进行，应变率为～0.001s-1。对各个可弯曲的条带进行三种测试，对不可弯曲的条带进行一种至三种测试。表32中显示了包括总延伸率、屈服强度和极限拉伸强度的拉伸试验结果的总结。拉伸强度值为282至2072MPa不等。总延伸率为0.37至6.56％，显示了对大多数样品来说在铸态状态下合金的受限的延展性。在弹性区域发生某些样品失效而没有屈服，其它表现出清晰的延展性，如图66中显示的合金47。在这些条带的机械性质方面存在显著的变化性，因为这种变化性部分由样品几何形状的不规则性与微观结构缺陷导致，这意味着拉伸性质低于片材形式中预期的性质。此外，对含有金属玻璃的合金(即44、45、46、52、56、58和60)，可以看出，机械性质，尤其是延展性降低。因此，显然本申请中有利的结构和机理是对结晶结构而言的，而非部分或完全的金属玻璃。
表32 20m/s下熔纺条带的拉伸性质的总结
应用
1类或2类钢形式的本文中的合金具有多种应用。这些包括但不限于车辆中的结构部件，包括但不限于在车辆车架、前端结构、底板、车身侧面内部、车身侧面外部、后端结构以及车顶和纵大梁中的部件和构件。虽然并未全部涵盖，但具体部件和构件包括B柱主要加强件、B柱安全带加强件、前纵梁、后纵梁、前顶部顶盖、后顶部顶盖、A柱、车顶纵梁、C柱、顶盖内侧板和车顶弯梁。该1类和/或2类钢将特别可用于在车辆设计中优化耐撞性管理，并允许优化关键能量管理区域，包括其中公开的钢材的强度与延展性将特别有利的发动机舱、乘客和/或主干区域。
本文中的合金还可用于附加的非车辆应用中，如用于钻井应用，其因此包括用作钻铤(在用于钻井的钻头上提供重量的构件)、钻杆(在钻机上使用以促进钻探的中空壁管)、钻具接头(即钻杆的带螺纹端)或井头(即提供用于钻探与生产设备的结构与含压力界面的表面或油或天然气井的构件)，包括但不限于超深和超深水以及大位移(ERD)探井。

Claims (29)

1.一种方法，包括：
提供由53.5至72.1原子％的Fe、10.0至21.0原子％的Cr、2.8至14.50原子％的Ni、4.0至8.0原子％的B、4.0至8.0原子％的Si、不可避免的杂质和任选的V、Zr、C、W或Mn组成的金属合金；
熔融所述合金并凝固以提供500nm至20,000nm的基体晶粒尺寸和25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸；
对所述合金施加机械应力和/或加热以形成下列晶粒尺寸分布和机械性质状况的一种，其中所述硼化物晶粒提供抵抗所述基体晶粒粗化的钉扎相：
(a)500nm至20,000nm的基体晶粒尺寸，25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸，1nm至200nm的析出晶粒尺寸，其中所述合金显示300MPa至840MPa的屈服强度、630MPa至1100MPa的拉伸强度和10至40％的拉伸延伸率；或
(b)100nm至2000nm的基体晶粒尺寸和25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸，其具有300MPa至600MPa的屈服强度。
2.根据权利要求1的方法，其中所述合金包括下列一种或多种：
1.0至3.0原子％的V；
1.0原子％的Zr；
0.2至3.0原子％的C；
1.0原子％的W；或
0.2至4.6原子％的Mn。
3.根据权利要求1和2中任一项的方法，其中在1100℃至2000℃的温度下实现所述熔融，和通过11×103至4×10-2K/s范围内的冷却实现凝固。
4.根据权利要求1和2中任一项的方法，其中将具有所述晶粒尺寸分布(b)的所述合金暴露于超过所述300MPa至600MPa的屈服强度的应力，其中所述晶粒尺寸保持为100nm至2000nm，所述硼化物晶粒尺寸保持为25nm至500nm，并且生成1nm至200nm的析出晶粒，其中所述析出晶粒包括六方相。
5.根据权利要求1和2中任一项的方法，其中所述合金显示0.2至1.0的应变硬化系数。
6.根据权利要求4的方法，其中所述六方相包含：(a)具有P63mc空间群(#186)的双六方锥类六方相；和/或(b)具有六方P6bar2C空间群(#190)的复三方双锥类。
7.根据权利要求1和2中任一项的方法，其中具有所述机械性质状况和晶粒尺寸分布(a)或(b)的所述合金为片材形式。
8.根据权利要求4的方法，其中所述合金为片材形式。
9.根据权利要求1和2和6中任一项的方法，其中将具有所述机械性质状况和晶粒尺寸分布(a)的所述合金设置在车辆中。
10.根据权利要求1和2和6中任一项的方法，其中将所述合金设置在车辆中。
11.根据权利要求1和2中任一项的方法，其中将具有所述机械性质状况和晶粒尺寸分布的所述合金设置在钻铤、钻杆、钻具接头或井头之一中。
12.一种方法，包括：
提供由53.5至72.1原子％的Fe、10.0至21.0原子％的Cr、2.8至14.50原子％的Ni、4.0至8.0原子％的B、4.0至8.0原子％的Si、不可避免的杂质和任选的V、Zr、C、W或Mn组成的金属合金；
熔融所述合金并凝固以提供500nm至20,000nm的基体晶粒尺寸和25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸，其中所述硼化物晶粒提供抵抗所述基体晶粒粗化的钉扎相，并且所述合金具有300MPa至600MPa的屈服强度；
对所述合金加热以形成下列晶粒尺寸分布：100nm至2000nm的基体晶粒尺寸，和25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸；
对所述合金施加超过300MPa至600MPa的所述屈服强度的应力，其中所述晶粒尺寸保持在100nm至2000nm范围内，所述硼化物晶粒尺寸保持为25nm至500nm，并且生成在1nm至200nm范围内的析出晶粒，并且所述析出晶粒包括六方相，其中所述合金显示720MPa至1580MPa的拉伸强度和5％至35％的延伸率。
13.一种方法，包括：
提供由53.5至72.1原子％的Fe、10.0至21.0原子％的Cr、2.8至14.50原子％的Ni、4.00至8.00原子％的B、4.00至8.00原子％的Si、不可避免的杂质和任选的V、Zr、C、W或Mn组成的金属合金；
熔融所述合金并凝固以提供500nm至20,000nm的含有10体积％至70体积％的铁素体的基体晶粒尺寸和25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸，其中所述硼化物晶粒提供抵抗施加热时所述基体晶粒粗化的钉扎相，并且其中所述合金具有300MPa至600MPa的屈服强度；
加热所述合金，其中所述晶粒尺寸为100nm至2000nm，所述硼化物晶粒尺寸保持为25nm至500nm且所述铁素体水平提高至20体积％至80体积％；
对所述合金施加应力至超过所述300MPa至600MPa的屈服强度的水平，其中所述晶粒尺寸保持在100nm至2000nm范围内，所述硼化物晶粒尺寸保持为25nm至500nm，并形成在1nm至200nm范围内的析出晶粒，并且所述合金具有720MPa至1580MPa的拉伸强度和5％至35％的延伸率。
14.根据权利要求13的方法，其中所述合金包括下列的一种或多种：
1.0至3.0原子％的V；
1.0原子％的Zr；
0.2至3.0原子％的C；
1.00原子％的W；或
0.20至4.6原子％的Mn。
15.根据权利要求13和14中任一项的方法，其中在1100℃至2000℃的温度下实现所述熔融，并通过11×103至4×10-2K/s范围内的冷却实现凝固。
16.根据权利要求13和14中任一项的方法，其中所述析出晶粒包括六方相，所述六方相包含：(a)具有P63mc空间群(#186)的双六方锥类六方相；和/或(b)具有六方P6bar2C空间群(#190)的复三方双锥类。
17.根据权利要求13和14中任一项的方法，其中所述合金为片材形式。
18.一种金属合金，由如下组成：
53.5至72.1原子％的Fe；
10.0至21.0原子％的Cr；
2.8至14.5原子％的Ni；
4.0至8.0原子％的B；
4.0至8.0原子％的Si；
不可避免的杂质；和
任选的V、Zr、C、W或Mn
其中所述合金显示500nm至20,000nm的基体晶粒尺寸和25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸，并且其中所述合金显示下列的一种：
(a)在暴露于机械应力时，所述合金显示出提供300MPa至840MPa的屈服强度、630MPa至1100MPa的拉伸强度、10至40％的拉伸延伸率的机械性质状况；或
(b)在暴露于热及随后的机械应力时，所述合金显示出提供300MPa至1300MPa的屈服强度、720MPa至1580MPa的拉伸强度、5.0％至35.0％的拉伸延伸率的机械性质状况。
19.根据权利要求18的金属合金，其中所述机械性质状况(a)包括0.1至0.4的应变硬化系数。
20.根据权利要求18和19中任一项的金属合金，其中所述机械性质状况(b)包括0.2至1.0的应变硬化系数。
21.根据权利要求18和19中任一项的金属合金，其中所述机械性质状况(a)包括下列晶粒尺寸分布：500nm至20,000nm的基体晶粒尺寸和25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸以及1.0nm至200nm的析出晶粒尺寸。
22.根据权利要求18和19中任一项的金属合金，其中所述机械性质状况(b)包括下列晶粒尺寸分布：100nm至2000nm的基体晶粒尺寸，25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸和1nm至200nm的析出晶粒尺寸。
23.根据权利要求21的金属合金，其中1nm至200nm的所述析出晶粒尺寸包括六方相。
24.根据权利要求23的金属合金，其中所述六方相包含具有P63mc空间群(#186)的双六方锥类六方相和/或具有六方P6bar2C空间群(#190)的复三方双锥类。
25.权利要求18-19和23-24中任一项的金属合金，其中所述合金包括下列的一种或多种：
1.0至3.0原子％的V；
1.0原子％的Zr；
0.2至3.0原子％的C；
1.0原子％的W；或
0.2至4.6原子％的Mn。
26.根据权利要求18-19和23-24中任一项的合金，其中(a)或(b)中所述合金为片材材料形式。
27.一种金属合金，由如下组成：
53.5至72.1原子％的Fe；
10.0至21.0原子％的Cr；
2.8至14.5原子％的Ni；
4.0至8.0原子％的B；
4.0至8.0原子％的Si；
不可避免的杂质；和
任选的V、Zr、C、W或Mn
其中所述合金显示500nm至20,000nm的基体晶粒尺寸和25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸，并且其中所述合金显示下列的一种：
(a)在暴露于机械应力时，所述合金显示出提供300MPa至840MPa的屈服强度、630MPa至1100MPa的拉伸强度、10％至40％的拉伸延伸率的机械性质状况，500nm至20,000nm的基体晶粒尺寸，25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸和1.0nm至200nm的析出晶粒尺寸；或
(b)在暴露于热及随后的机械应力时，所述合金显示出提供300MPa至1300MPa的屈服强度、720MPa至1580MPa的拉伸强度、5％至35％的拉伸延伸率的机械性质状况和100nm至2000nm的基体晶粒尺寸、25nm至500nm的硼化物晶粒尺寸以及1nm至200nm的析出晶粒尺寸。
28.根据权利要求27的金属合金，其中所述合金包括下列的一种或多种：
1.0至3.0原子％的V；
1.0原子％的Zr；
0.2至3.00原子％的C；
1.0原子％的W；或
0.20至4.6原子％的Mn。
29.根据权利要求27和28中任一项的合金，其中所述机械性质状况(a)包括0.1至0.4的应变硬化系数，和所述机械性质状况(b)包括0.2至1.0的应变硬化系数。
CN201280033655.8A 2011-05-20 2012-05-17 具有静态细化和动态强化的模态结构钢类型 Active CN103649356B (zh)

Applications Claiming Priority (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US201161488558P 2011-05-20 2011-05-20
US61/488,558 2011-05-20
US201261586951P 2012-01-16 2012-01-16
US61/586,951 2012-01-16
US13/354,924 2012-01-20
US13/354,924 US8257512B1 (en) 2011-05-20 2012-01-20 Classes of modal structured steel with static refinement and dynamic strengthening and method of making thereof
PCT/US2012/038253 WO2012162074A1 (en) 2011-05-20 2012-05-17 Classes of modal structured steel with static refinement and dynamic strengthening

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103649356A CN103649356A (zh) 2014-03-19
CN103649356B true CN103649356B (zh) 2017-06-16

Family

ID=46726430

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201280033655.8A Active CN103649356B (zh) 2011-05-20 2012-05-17 具有静态细化和动态强化的模态结构钢类型

Country Status (8)

Country Link
US (1) US8257512B1 (zh)
EP (1) EP2712370A4 (zh)
JP (1) JP6328047B2 (zh)
KR (1) KR102029084B1 (zh)
CN (1) CN103649356B (zh)
CA (1) CA2836559A1 (zh)
GB (1) GB2507887A (zh)
WO (1) WO2012162074A1 (zh)

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8419869B1 (en) * 2012-01-05 2013-04-16 The Nanosteel Company, Inc. Method of producing classes of non-stainless steels with high strength and high ductility
JP6491108B2 (ja) * 2013-01-09 2019-03-27 ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド 管状製品用の新しいクラスの鋼
US9493855B2 (en) * 2013-02-22 2016-11-15 The Nanosteel Company, Inc. Class of warm forming advanced high strength steel
KR20160040447A (ko) * 2013-02-22 2016-04-14 더 나노스틸 컴퍼니, 인코포레이티드 온간 성형 초고강도 강
KR102570879B1 (ko) 2013-03-14 2023-08-25 메사추세츠 인스티튜트 오브 테크놀로지 소결된 나노결정 합금
US20150090372A1 (en) * 2013-10-02 2015-04-02 The Nanosteel Company, Inc. Recrystallization, Refinement, and Strengthening Mechanisms For Production Of Advanced High Strength Metal Alloys
SI3063305T1 (sl) * 2013-10-28 2021-07-30 The Nanosteel Company, Inc. Proizvodnja kovinskega jekla z ulivanjem plošč
EP2984199A4 (en) * 2014-02-24 2016-12-14 Nanosteel Co Inc HIGH-STRENGTH IMPROVED STEEL FORMWORK
MX2017003888A (es) * 2014-09-24 2017-06-28 Nanosteel Co Inc Aleaciones de acero de alta ductibilidad con estructura de microconstitucion mezclada.
WO2016164788A1 (en) * 2015-04-10 2016-10-13 The Nanosteel Company, Inc. Improved edge formability in metallic alloys
US11644288B2 (en) 2015-09-17 2023-05-09 Massachusetts Institute Of Technology Nanocrystalline alloy penetrators
CN107201435B (zh) * 2017-04-29 2019-01-11 天津大学 具有纳米团簇和位错、孪晶亚结构的铁基合金的制备方法
EP3619332A1 (en) * 2017-05-04 2020-03-11 Massachusetts Institute of Technology Iron-containing alloys and associated systems and methods
US20190217363A1 (en) * 2018-01-17 2019-07-18 The Nanosteel Company, Inc. Alloys And Methods To Develop Yield Strength Distributions During Formation Of Metal Parts
EP3807428A4 (en) * 2018-06-14 2022-03-09 The Nanosteel Company, Inc. HIGH STRENGTH STEEL ALLOYS WITH DUCTILITY PROPERTIES
CN110405040B (zh) * 2019-08-10 2021-02-26 西安长峰机电研究所 一种超高强度钢外台阶薄壁筒体反向旋压方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4576653A (en) * 1979-03-23 1986-03-18 Allied Corporation Method of making complex boride particle containing alloys
CN1353427A (zh) * 2000-11-13 2002-06-12 住友特殊金属株式会社 纳米复合磁铁及其制造方法
CN1685070A (zh) * 2002-09-27 2005-10-19 株式会社那诺技术研究所 超硬度、韧性并具有优良耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材料及其制造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4365994A (en) * 1979-03-23 1982-12-28 Allied Corporation Complex boride particle containing alloys
US4297135A (en) * 1979-11-19 1981-10-27 Marko Materials, Inc. High strength iron, nickel and cobalt base crystalline alloys with ultrafine dispersion of borides and carbides
US4402742A (en) * 1981-10-29 1983-09-06 Get Products Corporation Iron-nickel base brazing filler metal
US4516716A (en) * 1982-11-18 1985-05-14 Gte Products Corporation Method of brazing with iron-based and hard surfacing alloys
JPS60245770A (ja) * 1984-05-21 1985-12-05 Takeshi Masumoto 加工性に優れたＦｅ基合金急冷凝固材料
JP2001279387A (ja) * 2000-03-28 2001-10-10 Nippon Steel Corp 急冷凝固薄帯製造用の安価なＦｅ基母合金
US7323071B1 (en) 2000-11-09 2008-01-29 Battelle Energy Alliance, Llc Method for forming a hardened surface on a substrate
US6767419B1 (en) 2000-11-09 2004-07-27 Bechtel Bwxt Idaho, Llc Methods of forming hardened surfaces
US6689234B2 (en) 2000-11-09 2004-02-10 Bechtel Bwxt Idaho, Llc Method of producing metallic materials
US7320832B2 (en) * 2004-12-17 2008-01-22 Integran Technologies Inc. Fine-grained metallic coatings having the coefficient of thermal expansion matched to the one of the substrate
DE102005039803A1 (de) 2005-08-22 2007-05-24 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Hartlotfolie auf Eisen-Nickel-Basis sowie Verfahren zum Hartlöten
WO2008049069A2 (en) * 2006-10-18 2008-04-24 The Nanosteel Company, Inc. Improved processing method for the production of amorphous/nanoscale/near nanoscale steel sheet
US8689777B2 (en) * 2009-11-02 2014-04-08 The Nanosteel Company, Inc. Wire and methodology for cutting materials with wire
KR101798682B1 (ko) * 2010-05-27 2017-11-16 더 나노스틸 컴퍼니, 인코포레이티드 스피노달 유리 매트릭스 미시적 성분 구조 및 변형 메카니즘을 나타내는 합금

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4576653A (en) * 1979-03-23 1986-03-18 Allied Corporation Method of making complex boride particle containing alloys
CN1353427A (zh) * 2000-11-13 2002-06-12 住友特殊金属株式会社 纳米复合磁铁及其制造方法
CN1685070A (zh) * 2002-09-27 2005-10-19 株式会社那诺技术研究所 超硬度、韧性并具有优良耐蚀性的纳米晶体奥氏体钢基体材料及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN103649356A (zh) 2014-03-19
KR102029084B1 (ko) 2019-10-07
EP2712370A1 (en) 2014-04-02
JP2014517875A (ja) 2014-07-24
GB201322605D0 (en) 2014-02-05
GB2507887A (en) 2014-05-14
EP2712370A4 (en) 2015-09-16
US8257512B1 (en) 2012-09-04
CA2836559A1 (en) 2012-11-29
KR20140039230A (ko) 2014-04-01
JP6328047B2 (ja) 2018-05-23
WO2012162074A1 (en) 2012-11-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103649356B (zh) 具有静态细化和动态强化的模态结构钢类型
CN104185691B (zh) 具有高强度和高延展性的新类型的非不锈钢
US10480042B2 (en) Edge formability in metallic alloys
CN107148489B (zh) 具有混合显微成分组织的高延展性钢合金
JP2019210552A (ja) 先進的高強度金属合金の生産のための再結晶、微細化、及び強化機構
JP6332570B1 (ja) 熱間圧延鋼板および鋼製鍛造部品ならびにそれらの製造方法
EP2714947A1 (en) Bainitic steel of high strength and high elongation and method to manufacture said bainitic steel
CN105849287A (zh) 通过板坯连铸生产金属钢
US9493855B2 (en) Class of warm forming advanced high strength steel
CN106011637A (zh) 相变诱导塑性钢及其制造方法
Zhao et al. Texture dependence on the mechanical properties of 18Ni300 maraging steel fabricated by laser powder bed fusion
JP6332571B1 (ja) 熱間圧延鋼板および鋼製鍛造部品ならびにそれらの製造方法
CN108699615A (zh) 在高强度钢的拉延过程中防止延迟开裂
CN110382130A (zh) 金属合金的改善的边缘可成形性
Tournoud Multi-scale characterisation of a microalloyed TRIP-assisted bainitic steel
JPWO2007132607A1 (ja) 鋼板及び鋼板コイル

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant