CN104185691A - 具有高强度和高延展性的新类型的非不锈钢 - Google Patents

具有高强度和高延展性的新类型的非不锈钢 Download PDF

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Abstract

本公开涉及提供非不锈钢材合金的配方与方法，该合金具有相对高的强度与延展性。该合金可以以片材或压制形式提供，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硼化物钉扎相。其中称为1类钢的该合金显示630至1100MPa的拉伸强度和10-40％的延伸率。2类钢显示875MPa至1590MPa的拉伸强度和5-30％的延伸率。2类钢显示1000MPa至1750MPa的拉伸强度和0.5-15％的延伸率。

Description

具有高强度和高延展性的新类型的非不锈钢
相关申请的交叉引用
本申请要求2012年1月5日提交的美国临时申请序列号61/583,261、2012年2月29日提交的美国临时申请序列号61/604,837和2012年7月24日提交的美国申请序列号13/556,410的权益。
技术领域
本发明涉及具有改进的性质组合的新类型的非不锈钢合金，其适用于通过方法例如冷硬表面处理的片材制备。
背景技术
钢材已经被人类使用了至少3000年，并且广泛用于工业中，占工业用途的所有金属性合金的超过80重量％。现有的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材冷却或淬火以形成多相组织，该多相组织通常为铁素体、奥氏体和渗碳体的组合。取决于钢材在凝固或热处理时的冷却速率，可获得具有宽范围性质的多种特性显微组织(例如珠光体、贝氏体和马氏体)。控制共晶转变已导致多种现今可用的钢材。
在本文中非不锈钢可理解为包含小于10.5％的铬并且通常由碳素钢表示，所述碳素钢是目前为止最广泛使用的钢。碳钢的性质主要取决于其包含的碳量。由于具有非常低的碳含量(低于0.05％的C)，这些钢为相对有延展性的并且具有类似于纯铁的性质。不能通过热处理将它们改性。它们是廉价的，但是工程应用可限于不重要的部件和一般的嵌板工作(general panneling work)。
大多数合金钢中的珠光体组织形成需要比碳素钢中少的碳。大部分这些合金钢是低碳材料并且用1.0重量％-50重量％的总量的各种元素合金化以改善其机械性质。将碳含量降低至0.10％-0.30％的范围连同合金化元素的一些降低，增加了钢材的可焊接性和可成形性同时维持其强度。将这样的合金定级为表现出270-700MPa拉伸强度的高强度低合金钢(HSLA)。
先进的高强度钢(AHSS)钢可具有大于700MPa的拉伸强度并且包括诸如例如马氏体钢(MS)、双相(DP)钢、转变诱发塑性(TRIP)钢和复相(CP)钢的类型。随着强度水平提高，钢的延展性通常降低。例如，低强度钢(LSS)、高强度钢(HSS)和AHSS可分别显示在25％-55％、10％-45％和4％-30％水平下的拉伸延伸率。
在马氏体时效钢中已获得了显著更高的强度(高达2500MPa)，所述马氏体时效钢是添加钴、钼、钛和铝的不含碳的铁-镍合金。术语马氏体时效源自于强化机理，其用随后的时效硬化将合金转变成马氏体。普通的非不锈钢种的马氏体时效钢包含17％-18％的镍、8％-12％的钴、3％-5％的钼和0.2％-1.6％的钛。马氏体时效钢相对高的价格(它们比通过标准方法制备的高合金工具钢贵几倍)显著限制了它们在很多领域(例如汽车工业)的应用。它们对非金属性夹杂非常敏感，所述非金属性夹杂充当应力集中部位并且促进孔隙和微裂纹的形核，导致钢的延展性和断裂韧性的降低。为了是非金属夹杂物的含量最小化，通常在真空下熔化马氏体时效钢，这导致高成本的加工。
发明内容
本公开涉及用于制备金属性合金的方法，该方法包括提供一种包含65.5-80.9原子％的Fe、1.7-15.1原子％的Ni、3.5-5.9原子％的B、4.4-8.6原子％的Si的金属合金。接着可将该合金熔融并凝固以提供500nm-20,000nm的基体晶粒尺寸和25nm-500nm的硼化物晶粒尺寸。随后可对所述合金施加机械应力和/或加热以形成以下的晶粒尺寸分布和机械性质状况的至少一种，其中硼化物颗粒提供抵抗所述基体晶粒粗化的钉扎相：(a)500nm-20,000nm的基体晶粒尺寸，25nm-500nm的硼化物晶粒尺寸，1nm-200nm的析出晶粒尺寸，其中该合金显示300MPa-840MPa的屈服强度、630MPa-1100MPa的拉伸强度和10-40％的拉伸延伸率；或(b)100nm-2000nm的细化基体晶粒尺寸、1nm-200nm的析出晶粒尺寸、200nm-2,500nm的硼化物晶粒尺寸，其中该合金具有300MPa-600MPa的屈服强度。可将具有细化晶粒尺寸分布(b)的合金暴露于超过300MPa-600MPa的屈服强度的应力，其中细化晶粒尺寸保持在100nm-2000nm，硼化物晶粒尺寸保持在200nm-2500nm，析出晶粒保持在1nm-200nm，其中所述合金显示300MPa-1400MPa的屈服强度、875MPa-1590MPa的拉伸强度和5％-30％的延伸率。
本公开还涉及一种包括提供金属合金的方法，该金属合金包含65.5-80.9原子％的Fe、1.7-15.1原子％的Ni、3.5-5.9原子％的B、4.4-8.6原子％的Si。随后可将该合金熔融并凝固以提供500nm-20,000nm的基体晶粒尺寸和100nm-2500nm的硼化物晶粒尺寸。接着加热该合金并形成包括100nm-10,000nm的晶粒和100nm-2500nm的硼化物晶粒尺寸的板条组织，其中该合金具有300MPa-1400MPa的屈服强度、350MPa-1600MPa的拉伸强度和0-12％的延伸率。随后可加热前述的板条组织并且形成100nm-10,000nm厚、0.1-5.0微米长和100nm-1000nm宽的薄片晶粒，连同100nm-2500nm的硼化物晶粒和1nm-100nm的析出晶粒，其中该合金显示350MPa-1400MPa的屈服强度。前述的薄片组织可经受应力并形成具有100nm-5000nm的晶粒、100nm-2500nm的硼化物晶粒、1nm-100nm的析出晶粒的合金，其中该合金具有350MPa-1400MPa的屈服强度、1000MPa-1750MPa的拉伸强度和0.5％-15.0％的延伸率。
本公开还涉及金属性合金，该金属性合金包含65.5-80.9原子％的Fe、1.7-15.1原子％的Ni、3.5-5.9原子％的B、4.4-8.6原子％的Si，其中该合金显示500nm-20,000nm的基体晶粒尺寸和100nm-2500nm的硼化物晶粒尺寸。该合金在第一次暴露于热时形成包括100nm-10,000nm的晶粒和100nm-2500nm的硼化物晶粒尺寸的板条组织，其中该合金具有400MPa-1400MPa的屈服强度、350MPa-1600MPa的拉伸强度和0-12％的延伸率。在第二次暴露于热接着施加应力时，该合金具有100nm-5000nm的晶粒、100nm-2500nm的硼化物晶粒、1nm-100nm的析出晶粒并且该合金具有350MPa-1400MPa的屈服强度、1000MPa-1750MPa的拉伸强度和0.5％-15.0％的延伸率。
附图说明
参考附图可更好地理解以下的详细描述，提供所述附图用于说明的目的而不应理解为限制本发明的任何方面。
图1说明了示例性双辊法。
图2说明了示例性薄板坯连铸法。
图3A说明了关于形成本文中的1类钢的组织和机理。
图3B说明了关于形成本文中的2类钢合金的组织和机理。
图4A说明了包含模态相形成的材料的代表性应力-应变曲线。
图4B说明了所示组织和相关的形成机理的应力-应变曲线。
图5说明了关于形成本文中的3类钢的组织和机理。
图6A说明了薄片组织。
图6B说明了与2类钢相比的3类钢在室温下拉伸时的机械响应。
图7说明了依赖于它们来自初始形成的模态组织的显微组织发展的两类合金。
图8说明了具有1.8mm厚度的合金6板材的图片(a)铸态；(b)在1100℃下HIP循环1小时后。
图9说明了所示出的钢类型与双相(DP)钢相比的应力-应变曲线的对比。
图10说明了所示出的钢类型与复相(CP)钢相比的应力-应变曲线的对比。
图11说明了所示出的钢类型与转变诱发塑性(TRIP)钢相比的应力-应变曲线的对比。
图12说明了所示出的钢类型与马氏体(MS)钢相比的应力-应变曲线的对比。
图13说明了2类合金板材样品中显微组织的背散射SEM显微照片；a)铸态，b)在1100℃下经HIP一小时，和c)在1100℃下HIP一小时和在700℃下热处理一小时。
图14说明了处于铸态条件下的2类合金板材的X射线衍射数据(强度对2θ)；a)测量图案，b)Rietveld计算图案。
图15说明了处于经HIP的条件(1100℃持续一小时)下的2类合金板材的X射线衍射数据(强度对2θ)；a)测量图案，b)采用识别的峰的Rietveld计算图案。
图16说明了处于经HIP(1000℃持续一小时)和经热处理的条件(350℃持续20分钟)下的2类合金板材的X射线衍射数据(强度对2θ)；a)测量图案，b)采用识别的峰的Rietveld计算图案。
图17说明了2类合金板材样品的TEM显微照片；a)铸态，b)在1100℃下经HIP一小时，和c)在1100℃下经HIP一小时和在700℃下热处理一小时。
图18说明了铸态合金6板材中的显微组织的背散射SEM显微照片。
图19说明了在1100℃下HIP循环一小时后3类合金板材中的显微组织的背散射SEM显微照片。
图20说明了在1100℃下HIP循环一小时和热处理至700℃持续60分钟并相对缓慢炉冷后的3类合金板材中的显微组织的背散射SEM显微照片。
图21说明了在1100℃下HIP循环一小时和在700℃下热处理60分钟并相对缓慢炉冷后的3类合金板材中的显微组织的背散射SEM显微照片。
图22说明了处于铸态条件下的3类合金板材的X射线衍射数据(强度对2θ)，a)测量图案；b)采用识别的峰的Rietveld计算图案。
图23说明了处于经HIP的条件(1100℃持续一小时)下的3类合金板材的X射线衍射数据(强度对2θ)；a)测量图案，b)采用识别的峰的Rietveld计算图案。
图24说明了处于经HIP(1100℃下持续一小时)和热处理的条件(700℃缓慢冷却至室温(670分钟总时间))的3类合金板材的X射线衍射数据(强度对2θ)；a)测量图案，b)采用识别的峰的Rietveld计算图案。
图25说明了铸态3类合金板材样品的TEM显微照片：(a)铸态样品中晶间区域处的显微组织(对应于图6中的区域B)；(b)晶间区域处显示析出物的详细组织的放大图像；(c)基体晶粒的显微组织，其在由箭头指示的一个方向排列。
图26说明了在1100℃下持续1小时的3类合金板材样品的TEM显微照片：(a)具有板条组织的基体中均匀形成和分布的多个析出物；(b)在析出物附近的板条显微组织的详细显微组织；(c)显示具有板条组织的晶粒的暗场TEM图像。
图27说明了在1100℃下HIP循环一小时和在700℃下热处理60分钟并相对缓慢炉冷后的3类合金板材样品中的显微组织的TEM显微照片：(a)析出物略微生长，但是基体中的板条组织发展成薄片组织。(b)在更高的放大倍数下的基体组织。
图28说明了处于各种条件下的2类合金板材的拉伸性质；a)铸态，b)在1100℃下HIP循环一小时后，和c)在1100℃下HIP循环一小时和在700℃下热处理1小时后。
图29说明了来自在1100℃下HIP循环1小时和在700℃下热处理1小时以及在室温下变形后的2类合金板材的拉伸试样中显微组织的SEM图像(a)夹持区域(grip section)和(b)标记区域(gagesection)。
图30说明了在1100℃下HIP循环1小时和在700℃下热处理1小时后的2类合金板材的X射线数据之间的对比：1)拉伸测试后的试样标记部分(上部曲线)和2)试样夹持部分(下部曲线)。
图31说明了来自处于经HIP的条件(1100℃持续1小时)和在700℃下热处理1小时的2类合金板材的拉伸测试试样的标记部分的X射线衍射数据(强度对2θ)；a)测量图案，b)采用识别的峰的Rietveld计算图案。
图32说明了在1100℃下经HIP一小时和在700℃下热处理一小时的2类合金板材的TEM显微照片；a)拉伸测试前；b)拉伸测试后。
图33说明了在1100℃下经HIP一小时和在700℃下热处理一小时的2类合金板材的TEM显微照片；a)拉伸测试前，在热处理后观察到纳米析出物；b)拉伸测试后，观察由纳米析出物的位错钉扎。
图34是显示处于各种条件下的3类合金板材的拉伸性质的应力对应变曲线：(a)铸态；(b)在1000℃下HIP循环1小时；和(c)在1100℃下HIP循环1小时和在700℃下热处理60分钟并相对缓慢炉冷。
图35是在1100℃下HIP循环1小时和在700℃下热处理并缓慢冷却至室温(670分钟总时间)后的3类合金板材的X射线数据的对比：(1)拉伸测试后的板材标记部分(上部曲线)；和(2)拉伸测试前的板材(下部曲线)。
图36是来自处于经HIP的条件(1100℃持续1小时)的3类合金板材的拉伸测试试样的标记部分的X射线衍射数据(强度对2θ)：(a)测量图案，(b)采用识别的峰的Rietveld计算图案。
图37是在来自处于经HIP的条件(1100℃持续1小时)和在700℃下热处理，缓慢冷却至室温(670分钟总时间)条件下的3类合金板材的拉伸测试试样的标记部分中发现的新识别的六方相(空间群#190)的计算X射线衍射图案(强度对2θ)。请注意在括号中列出了衍射面。
图38是在来自处于经HIP的条件(1100℃持续1小时)和在700℃下热处理，缓慢冷却至室温(670分钟总时间)条件下的3类合金板材的拉伸测试试样的标记部分中发现的新识别的六方相(空间群#186)的计算X射线衍射图案(强度对2θ)。请注意在括号中列出了衍射面。
图39是来自在1100℃下HIP循环1小时和在700℃下热处理60分钟并相对缓慢炉冷后的3类合金板材的拉伸试样中的显微组织的TEM显微照片：(a)拉伸测试前；(b)拉伸测试后。
图40是在相同的热机械处理后的合金17和合金27在室温下测试的应力-应变曲线。
图41是在1100℃下HIP循环1小时和在700℃下热处理1小时后(变形前)的合金17板材中的显微组织的SEM图像。
图42是在1100℃下HIP循环1小时和在700℃下热处理1小时后(变形前)的合金27板材中的显微组织的SEM图像。
图43是在HIP循环和在700℃下热处理1小时并且(a)在空气中和(b)用炉冷却后的合金2板材试样的拉伸测试时记录的应力-应变曲线。
图44是在HIP循环C和在700℃下热处理1小时并且(a)在空气中和(b)用炉冷却后的合金5板材试样的拉伸测试时记录的应力-应变曲线。
图45是在HIP循环和(a)在850℃下1小时并在空气中冷却和(b)在700℃下1小时用炉冷却的热处理后的合金52板材试样的拉伸测试时记录的应力-应变曲线。
图46说明了2类合金中的应变硬化系数与应变的函数关系。
图47说明了3类合金中的应变硬化与应变的函数关系。
图48说明了用增量应变对2类合金进行拉伸测试的应力-应变曲线。
图49说明了用增量应变对3类合金进行拉伸测试的应力-应变曲线。
图50说明了2类合金的应力-应变曲线(a)处于初始状态和(b)在预应变至10％并测试至失效后。
图51说明了来自在预应变至10％前后的2类合金的拉伸试样的标记部分的显微组织的SEM图像。
图52说明了3类合金的应力-应变曲线(a)处于初始状态和(b)在预应变至3％并测试至失效后。
图53说明了在1100℃下HIP循环1小时后的2类合金板材的应力-应变曲线(a)处于初始状态和(b)在预应变至10％和随后在1100℃下退火1小时后。
图54说明了来自在预应变至10％和随后在1100℃下退火1小时后的2类合金板材的拉伸试样的标记部分的显微组织的SEM图像。
图55说明了在1100℃下HIP循环1小时后的3类合金板材的应力-应变曲线，并且在(a)处于初始状态和(b)在预应变至3％和随后在1100℃下退火1小时后进行测试。
图56说明了来自在预应变至3％和随后在1100℃下退火1小时后的3类合金板材的拉伸试样的标记部分的显微组织的SEM图像。
图57说明了2类合金板材试样的应力应变曲线，该试样经受3个回合的拉伸测试至10％变形，接着在步骤之间退火并测试至失效。
图58说明了来自在3个回合的变形至10％(在回合之间退火)前后的2类合金板材的拉伸测试试样。
图59说明了来自在3个回合的变形至10％(在回合之间退火)前后的2类合金板材的拉伸试样的标记中的显微组织的SEM图像。
图60说明了来自在循环变形至10％和在1100℃下退火1小时(3次)后的2类合金板材的拉伸试样中的显微组织的TEM图像，然后a)在夹持区域中和b)在标记中测试至失效。
图61说明了在1100℃下HIP循环1小时和在700℃下热处理1小时并相对缓慢炉冷后的3类合金板材的应力-应变曲线，该板材经受3个回合的拉伸测试至3％变形，接着在步骤之间退火并测试至失效。
图62说明了在700℃下合金20(3类)的显著拉伸延伸率。
图63是在700℃下拉伸后具有88.5％的拉伸延伸率的合金20(3类)试样的标记显微组织的SEM图像。
图64是在850℃下拉伸后具有23％的拉伸延伸率的合金20(3类)试样的标记显微组织的SEM图像。
图65是在700℃下拉伸后具有34.5％的拉伸延伸率的合金22(3类)试样的标记显微组织的SEM图像。
图66是在850℃下拉伸后具有13.5％的拉伸延伸率的合金22(3类)试样的标记显微组织的SEM图像。
图67是在700℃下拉伸后具有88.5％的拉伸延伸率的合金20(3类)试样的标记显微组织的TEM图像。
图68是在850℃下拉伸后具有23％的拉伸延伸率的合金20(3类)试样的标记显微组织的TEM图像。
图69说明了在提高的温度下变形后的合金20中纳米析出物的Cu富集。
图70是在700℃下拉伸后具有34.5％的拉伸延伸率的合金22(3类)试样的标记显微组织的TEM图像。
图71是在850℃下拉伸后具有13.5％的拉伸延伸率的合金22(3类)试样的标记显微组织的TEM图像。
图72是(A)具有1英寸厚度的铸态板材，(B)从该板材切割的薄板，和(C)来自合金6的拉伸试样的图片。
图73说明了来自合金6的1英寸厚板的拉伸性质。
具体实施方式
钢带材/钢片材尺寸
如本申请中所描述的，通过冷硬表面处理，可制备具有100-5000mm宽度、0.3mm-150mm厚度的钢片材。可以以0.1mm的增量在这些范围内调整这些厚度范围和宽度范围。优选地，可使用双辊铸造，其可制备厚度为0.3-5mm和宽度为100mm-5000mm的片材。优选地，还可利用薄板坯连铸，其可制备厚度为0.5-150mm和宽度为100mm-5000mm的片材。片材的冷却速率会取决于方法，但可为11×103-4×10-2K/s不等。在本文中还设想通过各种冷硬表面法的具有最高150mm或1mm-150mm的厚度的浇铸部件来自各种方法，包括永久型铸造、熔模铸造、加压铸造、离心铸造等。此外，通过常规的压制和烧结或通过HIP/锻造的粉末冶金法是制备利用本申请中描述的化学、结构和机理的部分或完全致密的部件和装置(即本文中所描述的2类或3类钢)的预期路线。
制备途径
双辊浇铸描述
通过冷硬表面处理制备钢材的一个实例是制备钢片材的双辊法。在图1中显示了Nucor/Castrip法的示意图。如所示的，可将该方法分成三个阶段：阶段1-铸造，阶段2-热轧，和阶段3-带材卷绕。在阶段1期间，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。在这个阶段钢材的典型厚度为1.7-1.8mm，但是通过改变辊分隔距离，厚度可为0.8-3.0mm不等。在阶段2期间，通常在700-1200℃下将该制备状态的片材热轧以便从制备方法消除宏观缺陷例如孔隙、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。取决于目标市场，热轧片材的厚度可变化，但通常为0.3-2.0mm。在阶段3期间，可通过在卷绕前增加水冷和改变片材的输出(run-out)长度来控制片材的温度和通常在300-700℃的温度下的时间。除了热轧以外，还可通过交替的热机械处理策略例如热等静压、锻造、烧结等来进行阶段2。除了在带材卷绕过程期间控制热条件以外，还可通过后处理热处理来进行阶段3以便控制片材中的最终显微组织。
薄板坯连铸描述
通过冷硬表面处理制备钢材的另一个实例是制备钢片材的薄板坯连铸法。在图2中显示了Arvedi ESP法的示意图。以与双辊法类似的方式，可将薄板坯连铸法分成三个阶段。在阶段1中，以几乎同时的方式铸造和轧制液体钢材。通过迫使液体熔体穿过铜或铜合金模具来开始凝固过程以制备通常为50-110mm的初始厚度，但这可基于液体金属可加工性和制备速度而改变(即20-150mm)。几乎在刚刚离开模具后并且当钢片材的内芯仍为液体时，使用多级辊轧台使片材经受压缩，取决于最终的片材厚度目标，使厚度显著降低至10mm。在阶段2中，通过穿过一个或两个感应炉来加热钢片材并且在该阶段期间使温度分布和金相组织均匀化。在阶段3中，将片材进一步轧制到最终测量厚度目标，该目标可为0.5-15mm厚度。在轧制后立即在输出辊道上冷却该带材以在卷绕成钢卷之前控制该片材的最终显微组织的发展。
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本方法的一部分，但是基于本文所描述的机理和组织类型以及所得的性质的新组合，本文中的合金对这些阶段的响应是特有的。
新类型的非不锈钢
本文中的非不锈钢合金使得它们能够形成本文中描述的1类、2类和3类钢，这些钢优选为晶态(非玻璃态的)，具有可识别的晶态晶粒尺寸形态。在本文中详细描述了该合金形成本文中的2类或3类钢的能力。然而，首先考虑描述1类、2类和3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(非不锈)的形成。在本文中非不锈钢可理解为包含小于10.5％的铬。如其中所示，初始形成模态组织，该模态组织是由合金的液体熔体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可理解为一种具有至少两种晶粒尺寸分布的组织。本文中的晶粒尺寸可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，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处理或薄板坯连铸的工业规模方法进行加工来实现1类钢的组织1。
因此1类钢的模态组织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(即非金属性晶粒，例如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将有效地稳定该基体晶粒的特征，所述钉扎相在提高的温度下抵抗粗化。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类钢的模态组织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组织。
当将上述1类钢暴露于机械应力时，在图4A中说明了观察到的应力对应变图。因此观察到模态组织经历了被识别为动态纳米相析出的过程，所述动态纳米相析出导致了1类钢的第二类型组织。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组织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类钢的第二类型组织使得其表现出在经受所示屈服后几乎无变化的0.1-0.4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固体(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类钢的组织和性能的比较
2类钢
在图3B和4B中说明了本文中的2类钢(非不锈)的形成。在本文中2类钢还可由识别的合金形成，其包括从组织类型#1即模态组织开始后接着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组织类型。在本文中将2类钢的新组织类型描述为纳米模态组织和高强度纳米模态组织。因此，可将本文中的2类钢表征如下：组织#1-模态组织(步骤#1)，机理#1-静态纳米相细化(步骤#2)，组织#2-纳米模态组织(步骤#3)，机理#2-动态纳米相强化(步骤#4)，和组织#3-高强度纳米模态组织(步骤#5)。
如其中所示的，初始形成组织#1，其中模态组织是从合金的液体熔体开始并通过冷却凝固的结果，其提供具有特定晶粒尺寸的特定相的成核和生长。本文中的晶粒尺寸可再次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，可通过经所示实验室规模程序和/或经冷硬表面处理方法包括诸如双辊处理或薄板坯连铸的工业规模方法进行加工来实现2类钢的组织#1。
当从熔体冷却时，2类钢的模态组织因此将初始显示以下的晶粒尺寸：(1)500nm-20,000nm的基体晶粒尺寸，其含有奥氏体和/或铁素体；(2)25nm-500nm的硼化物晶粒尺寸(即非金属性晶粒例如M2B，其中M为金属并且共价键合到B上)。硼化物晶粒还可优选为“固定”型相，其指的是通过钉扎相有效地稳定该基体晶粒的特征，所述钉扎相在提高的温度下抵抗粗化。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，并且其不受上述的机理#1或#2影响。提到的晶粒尺寸应再次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。此外，本文中的2类钢的组织#1包括奥氏体和/或铁素体连同这样的硼化物相。
在图4B中，显示了代表本文中的非不锈钢合金的应力应变曲线，该合金经历2类钢的变形行为。优选首先产生模态组织(组织#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特有地细化该模态组织，导致组织#2。静态纳米相细化是指以下特征：将初始落在500nm-20,000nm范围内的组织1的基体晶粒尺寸进行尺寸压缩，以提供具有通常落入100nm-2000nm范围内的基体晶粒尺寸的组织2。要注意的是，在一些合金中硼化物钉扎相可显著改变尺寸，尽管将其设计成在热处理期间抵抗基体晶粒粗化。由于这些硼化物钉扎位点的存在，将预期导致粗化的晶界运动受到称为Zener钉扎或Zener拉拽(drag)的过程的阻碍。因而，虽然由于总的间隙区域的减少因而基体的晶粒生长可为能量上有利的，但是由于这些相的高界面能，硼化物钉扎相的存在将抵消该粗化的驱动力。
2类钢中的静态纳米相细化机理#1的特性，注意到落入500nm-20,000nm范围内的微米级奥氏体相(γ-Fe)部分或完全转变成新相(例如铁素体或α-Fe)。初始存在于2类钢的模态组织(组织1)中的铁素体(α-Fe)的体积分数为0-45％。由静态纳米相细化机理2#所致的组织#2中的铁素体(α-Fe)的体积分数通常为20-80％。优选在提高温度的热处理期间发生静态转变，并且因此涉及特有的细化机理，因为在提高的温度下的常规材料响应是晶粒粗化，而不是晶粒细化。
因此，在静态纳米相细化机理期间本文中的2类钢的合金不发生晶粒粗化。组织#2在动态纳米相强化期间唯一能够转变成组织#3，并且因此形成组织#3并显示875-1590MPa的拉伸强度值和5-30％的总延伸率。
取决于合金化学，在一些非不锈高强度钢的静态纳米相细化和随后的热过程期间，纳米级析出物可形成。纳米析出物为1nm-200nm，这些相中的大部分(>50％)尺寸为10-20nm，这比用于阻碍基体晶粒粗化而在组织#1中形成的硼化物钉扎相小得多。此外，在静态纳米相细化期间，硼化物晶粒尺寸生长得更大至尺寸为200-2500nm。
从上述内容展开，在本文中提供2类钢的合金的情况下，当这样的合金超过它们的屈服点时，发生在恒定应力下的塑性变形，接着是导致组织#3产生的动态相变。更具体地，在诱发足够的应变后，在应力对应变曲线的斜率改变和增加的地方出现拐点(图4B)，并且强度随着应变增加，这表明机理#2(动态纳米相强化)的激活。
随着在动态纳米相强化期间进一步应变，强度继续增加，但是应变硬化系数值逐渐降低直至几乎失效。发生一些应变软化但是仅在断裂点附近，这可能是由在颈缩处局部横截面积的减小所致。要注意的是，在应力下的材料应变时发生的强化转变通常限定机理#2作为动态过程，导致组织#3。动态意味着该过程可通过施加超过该材料的屈服点的应力而发生。对于获得组织3的合金可获得的拉伸性质包括875-1590MPa的拉伸强度值和5-30％的总延伸率。获得的拉伸性质的水平还取决于随着应变增加所出现的转变量，对应于2类钢的特性应力应变曲线。
因此，取决于转变的水平，取决于变形的水平现在还可在本文中的2类钢中发展可调节的屈服强度，并且在组织#3中屈服强度可最终为300MPa-1400MPa。这就是说，在这里的合金范围之外的常规钢金表现出相对低水平的应变硬化，因而取决于之前的变形历程，它们的屈服强度仅可在小范围内(例如100-200MPa)变化。在本文中的2类钢中，屈服强度可在宽范围(例如300-1400MPa)内变化，因为施加组织#2至组织#3的转变，在各种应用中使设计者和终端使用者允许可调节的变化，并且在各种应用例如汽车车身结构中的冲撞管理中利用组织#3。
关于在图3B中显示的这种动态机理，观察到新的和/或其它的一种或多种析出相，其显示1nm-200nm的可识别晶粒尺寸。参见表14。此外，在所述的析出相中进一步识别了具有P63mc空间群(#186)的双六方锥类六方相、具有六方P6bar2C空间群(#190)的复三方二锥类和/或具有Fm3m空间群(#225)的M3Si立方相。因此，动态转变可部分或完全发生并且导致具有在材料中提供相对高强度的新的纳米级/近纳米级相的显微组织。这就是说，组织#3可理解为具有基体晶粒尺寸通常为100nm-2000nm的显微组织，基体晶粒被200nm-2500nm范围内的硼化物相固定，并且具有1nm-200nm范围内的析出相。上述的具有1nm-200nm的晶粒尺寸的析出相的初始形成在静态纳米相细化下开始并且在动态纳米相强化期间继续，导致组织3形成。组织2中具有1nm-200nm的晶粒尺寸的析出相的体积分数在组织3中增加并且有助于识别的强化机理。还应该注意的是，组织3中γ-铁的水平是任选的并且取决于具体的合金化学和奥氏体稳定性可将其消除。
要注意的是，动态再结晶是已知的过程，但不同于机理#2(图3b)，因为它涉及由小晶粒形成大晶粒，使得它不是细化机理，而是粗化机理。此外，与本文呈现的机理相比，随着新的未变形晶粒被变形晶粒取代，不发生相变，并且与本文的强化机理相比这还导致强度的相应降低。还要注意的是，已知钢中的亚稳奥氏体在机械应力下转变成马氏体，但是优选地，在该申请中描述的新的钢合金中没有发现马氏体或体心四方铁相的证据。下面的表2提供了本文中的2类钢的组织和性能特征的对比。
表2  2类钢的组织和性能的对比
3类钢
3类钢(非不锈)与通过如本文中描述的多步骤法形成高强度薄片纳米模态组织相关。
为了在非不锈的不含碳的钢合金中获得包括高强度与充分的延展性的拉伸响应，现在公开了优选的七步法并显示在图5中。组织发展从组织#1-模态组织开始(步骤#1)。然而，3类钢中的机理#1现在与导致组织#2-模式板条相组织(步骤#3)的板条相产生(步骤#2)有关，组织#2通过机理#2-薄片纳米相产生(步骤#4)转变成组织#3-薄片纳米模态组织(步骤5)。组织#3的变形导致机理#3-动态纳米相强化(步骤#6)的激活，其导致组织#4-高强度薄片纳米模态组织的形成(步骤#7)。还参考了以下的表3。
通过经所示实验室规模和/或经由包括冷硬表面处理诸如双辊铸造或薄板坯连铸的工业级方法的加工，可在具有本申请中参考的化学组成的合金中实现包括形成模态组织(即二、三或更高级别)的组织#1。当从熔体冷却时，3类钢的模态组织因此将初始显示以下的晶粒尺寸：(1)500nm-20,000nm的基体晶粒尺寸，含有铁素体或α-Fe(需要的)和任选的奥氏体或γ-Fe；(2)100nm-2500nm的硼化物晶粒尺寸(即非金属性晶粒例如M2B，其中M为金属并且共价键合到B上)；(3)350-1000MPa的屈服强度；(4)200-1200MPa的拉伸强度；和0-3.0％的总延伸率。它还将显示基体晶粒的枝晶生长形态。硼化物晶粒还可优选为“钉扎”型相，其指的是基体晶粒将被钉扎相有效地稳定的特征，该钉扎相在提高的温度下抵抗粗化。要注意的是，金属硼化物晶粒识别为表现出M2B化学计量，但是其它的化学计量也是可能的，并且可提供钉扎包括M3B、MB(M1B1)、M23B6和M7B3，并且其不受上述的机理#1、#2或#3影响。提到的晶粒尺寸可再次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。因此，本文中的3类钢的组织#1包括铁素体连同这样的硼化物相。
组织#2涉及通过机理#1由具有枝晶形态的模态组织(组织1)形成具有均匀分布的析出物的模式板条相组织。板条相组织通常可理解为包括板形晶体晶粒的组织。提到的“枝晶形态”可理解为树状的并且提到的“板形的”可理解为片状的。优选在提高的温度下(例如在700℃-1200℃的温度下)通过板状晶体晶粒形成来发生板条组织形成，其具有：(1)通常为100-10,000nm的板条组织晶粒尺寸；(2)100nm-2,500nm的硼化物晶粒尺寸；(3)300MPa-1400MPa的屈服强度；(4)350MPa-1600MPa的拉伸强度；(5)0-12％的延伸率。组织#2还包含α-Fe并且γ-Fe保持为任选的。
可发现具有通常为100-1000nm的尺寸的硼化物析出物的第二相作为孤立颗粒分布在板条基体中。硼化物析出物的第二相可理解为不同化学计量(M2B、M3B、MB(M1B1)、M23B6和M7B3)的非金属性晶粒，其中M为金属并且共价键合到B上。这些硼化物析出物不同于尺寸很少变化或无变化的组织#1中的硼化物晶粒。
组织#3(薄片纳米模态组织)涉及由通过识别为薄片纳米相产生的机理#2的铁素体的静态转变成一种或多种相所致的薄片形态的形成。静态转变是母相分解成新相或几种新相，这是由于在提高温度的热处理期间通过扩散的合金化元素分布，其可优选在700℃-1200℃的温度范围内发生。薄片(或层状)组织由两相的交替层组成，由此单个薄片存在于三维连接的聚集组织(colony)中。在图6A中显示了薄片组织的示意性说明，以说明该组织类型的结构组成。将白色薄片任意识别为相1并且将黑色薄片任意识别为相2。
在3类合金中，薄片纳米模态组织包含：(1)100nm-1000nm宽、100nm-10,000nm厚和0.1-5微米长的薄片；(2)不同化学计量(M2B、M3B、MB(M1B1)、M23B6和M7B3)的100nm-2500nm的硼化物晶粒，其中M为金属并且共价键合到硼上，(3)1nm-100nm的析出晶粒；(4)350MPa-1400MPa的屈服强度。薄片纳米模态组织继续包含α-Fe并且γ-Fe保持为任选的。
在表现出1000MPa-1750MPa的相对高的拉伸强度的塑性变形(即超过材料的屈服应力)期间，通过动态纳米相强化(机理#3，暴露于机械应力)薄片纳米模态组织(组织#3)转变成组织#4。在图6B中，显示了应力-应变曲线，其代表经历3类钢的变形行为(与2类钢相比)的本文中的具有组织#3的合金。如图6B所示，在施加应力时，组织3提供所示的曲线，导致3类钢的组织4。
在变形期间的强化与随着材料在应力下应变而发生的相变有关并且限定机理#3作为动态过程。对于表现出在本申请中描述的水平下的高强度的合金，优选在变形之前形成薄片组织。该机理的特别之处，微米级奥氏体相转变成新相，该新相具有的显微组织特征尺度通常降低到纳米级区域。在铸造期间，一些分数的奥氏体可在一些3类合金中初始形成并且随后可保留存在于组织#1和组织#2中。在施加应力时的应变期间，形成具有通常为1-100nm的纳米晶粒的新相或其它相。参见表15。
在后变形的组织#4(高强度薄片纳米模态组织)中，铁素体晶粒包含具有包括在变形期间形成的新相的纳米组织的交替层。取决于奥氏体的具体化学组成和稳定性，一些奥氏体可额外存在。与组织#3中的层(每层均代表单个或很少的晶粒)相比，在组织#4中，由于动态纳米相强化，因而存在大量的不同相的纳米晶粒。由于在合金变形期间发生纳米级相形成，因而它代表应力诱发转变并且定义为动态过程。在变形期间的纳米级相析出导致合金的大量应变硬化。
动态转变可部分或完全发生，并且导致具有新的纳米级/近纳米级相的显微组织的形成，该显微组织被指定为在材料中提供高强度的高强度薄片纳米模态组织(组织#4)。因而取决于具体的化学组成和通过机理#3获得的强化量，可形成具有各种强化水平的组织4#。下面的表2提供本文中的3类钢的组织和性能特征的对比。
表3  新组织类型的组织和性能的对比
在制备期间的机理
可使本文中的2类钢或3类钢中的模态组织(MS)的形成在制备方法的各个阶段发生。例如，片材的MS可在上面提到的双辊或薄板坯连铸片材制备方法的阶段1、2或3期间形成。因此，MS的形成可具体取决于在制备方法期间片材所暴露于的凝固顺序和热循环(即温度和时间)。可优选通过在高于它们的熔点的范围内和在1100℃-2000℃的范围内的温度下加热本文中的合金和在合金的熔融温度下冷却(其对应于在11×103-4×10-2K/s范围内的冷却)来形成MS。图7大体上说明了从本文中的合金的特定化学组成开始、和加热成液体、和在冷硬表面上凝固以及形成模态组织，如本文中所述可转变成2类钢或3类钢。
2类机理
关于本文中的2类钢，在形成MS后和在进一步提高的温度暴露期间发生机理#1即静态纳米相细化(SNR)。因此，静态纳米相细化还可在上面提到的双辊或薄板坯连铸片材制备方法中任一种的阶段1、阶段2或阶段3期间(在MS形成后)发生。观察到静态纳米相细化优选在使合金经受在700℃-1200℃的温度下加热时发生。在材料中发生的SNR的百分比水平可取决于具体的化学组成和确定指定为组织#2的纳米模态组织(NMS)的体积分数所涉及的热循环。然而，优选地，转变成NMS的MS以体积计的百分比水平为20-90％。
机理#2即动态纳米相细化(DNS)还可在上面提到的双辊或薄板坯连铸片材制备方法中任一种的阶段1、阶段2或阶段3期间(在MS和/或NMS形成后)发生。因此动态纳米相强化可在经历静态纳米相细化的2类钢中发生。因此动态纳米相强化还可在片材的制备方法期间发生，但是也可在包括施加超过屈服强度的应力的后加工的任何阶段期间进行。发生DNS的量可取决于在变形前的材料中静态纳米相细化的体积分数并且取决于片材中诱发的应力水平。强化还可在随后的包括片材的热成形或冷成形的后加工成最终部件的期间发生。因而本文中的组织#3(参见图3和上面的表1)可在片材制备中的各个加工阶段或在后加工时出现，并且取决于合金化学组成、变形参数和(一个或多个)热循环还可发生不同的强化水平。优选地，DNS可在以下范围内的条件下发生，在获得组织#2然后超过该组织的屈服强度后(其可为300-1400MPa)。
3类机理
关于本文中的3类钢，机理#1，即板条相的产生发生于初始模态组织#1的提高温度的暴露期间，并且可在双辊制备或薄板坯连铸制备的阶段1、阶段2或阶段3期间(在MS形成后)发生。在一些合金中，板条组织产生可在双辊或薄板坯连铸制备的阶段1的凝固时发生。机理#1导致指定为组织#2的模态板条相组织的形成。就通过指定为经相变的薄片纳米相产生的机理#2的进一步薄片纳米模态组织(组织#3)形成而言，组织#2的形成是关键步骤。片材合金中的机理#2可在双辊制备或薄板坯连铸制备的阶段1、2或3期间或在片材的后加工期间发生。在一些合金中，组织#3还可在铸造制备的较早阶段例如双辊制备或薄板坯连铸的阶段2或阶段3以及在制备的片材的后加工处理中形成。薄片纳米模态组织导致本申请的合金的高强度，并且具有在室温变形期间通过指定为动态纳米相强化的机理#3强化的能力。发生的动态纳米相强化的水平将取决于合金化学组成并且取决于诱发到片材中的应力水平。强化还可在通过双辊制备或薄板坯连铸制备的片材后加工(包括片材的热成形或冷成形)成最终部件的期间发生。因此，取决于合金化学组成、变形参数和(一个或多个)后变形热循环，通过包括机械变形至不同的强化水平的方法，指定为组织#4的所得的高强度薄片纳米模态组织可在所制备的片材的后加工中出现。
实施例
优选的合金化学组成和样品制备
在表3中显示了所研究的合金的化学组成，提供了所采用的优选的原子比。这些化学组成用于在压力真空铸造机(PVC)中通过板材铸造的材料加工。使用高纯度元素[>99wt％]，根据表3中提供的原子比称取35g目标合金的合金原料。随后将原料材料置于电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯度氩作为保护气将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重新熔融以确保均匀性。然后将所得的锭子置于PVC室中，使用RF感应来熔融并且随后喷射到设计成用于铸造具有1.8mm的厚度的3×4英寸板材的铜模具上，模拟在双辊铸造法的阶段1在辊之间合金凝固成具有类似厚度的片材。
表3合金的化学组成
合金 Fe Cr Ni B Si Cu Mn
合金1 76.78 - 14.05 4.77 4.40 - -
合金2 68.93 8.72 11.05 5.00 6.30 - -
合金3 73.29 4.36 11.05 5.00 6.30 - -
合金4 77.65 - 11.05 5.00 6.30 - -
合金5 68.33 8.72 11.05 5.30 6.60 - -
合金6 77.05 - 11.05 5.30 6.60 - -
合金7 77.65 - 11.05 4.70 6.60 - -
合金8 78.25 - 11.05 4.10 6.60 - -
合金9 78.84 - 11.06 3.50 6.60 - -
合金10 79.05 - 9.05 5.30 6.60 - -
合金11 79.65 - 9.05 4.70 6.60 - -
合金12 80.25 - 9.05 4.10 6.60 - -
合金13 80.85 - 9.05 3.50 6.60 - -
合金14 77.25 - 11.05 4.70 7.00 - -
合金15 76.85 - 11.05 4.70 7.40 - -
合金16 76.45 - 11.05 4.70 7.80 - -
合金17 75.05 - 13.05 5.30 6.60 - -
合金18 73.05 - 15.05 5.30 6.60 - -
合金19 73.05 - 13.05 5.30 6.60 2.00 -
合金20 75.05 - 11.05 5.30 6.60 2.00 -
合金21 74.45 - 13.05 4.70 7.80 - -
合金22 72.45 - 15.05 4.70 7.80 - -
合金23 72.45 - 13.05 4.70 7.80 2.00 -
合金24 74.45 - 11.05 4.70 7.80 2.00 -
合金25 77.05 - 5.53 5.30 6.60 - 5.52
合金26 75.05 - 6.53 5.30 6.60 - 6.52
合金27 73.05 - 7.53 5.30 6.60 - 7.52
合金 Fe Cr Ni B Si Cu Mn
合金28 76.45 - 5.53 4.70 7.80 - 5.52
合金29 74.45 - 6.53 4.70 7.80 - 6.52
合金30 72.45 - 7.53 4.70 7.80 - 7.52
合金31 77.05 - 8.29 5.30 6.60 - 2.76
合金32 75.05 - 9.79 5.30 6.60 - 3.26
合金33 73.05 - 11.29 5.30 6.60 - 3.76
合金34 76.45 - 8.29 4.70 7.80 - 2.76
合金35 74.45 - 9.79 4.70 7.80 - 3.26
合金36 72.45 - 11.29 4.70 7.80 - 3.76
合金37 76.52 - 6.18 5.26 6.71 - 5.33
合金38 72.97 3.66 6.16 5.24 6.71 - 5.26
合金39 77.23 3.66 3.52 5.23 6.73 - 3.63
合金40 76.89 1.83 4.84 5.24 6.72 - 4.48
合金41 80.85 - 2.64 5.24 6.73 - 4.54
合金42 79.42 1.47 2.64 5.23 6.73 - 4.51
合金43 77.99 2.93 2.64 5.23 6.73 - 4.48
合金44 77.93 2.34 2.63 5.21 7.42 - 4.47
合金45 77.06 2.34 3.51 5.21 7.42 - 4.46
合金46 77.12 2.18 3.50 5.80 6.96 - 4.44
合金47 76.86 1.09 4.82 5.81 6.96 - 4.46
合金48 76.64 - 6.14 5.82 6.94 - 4.46
合金49 74.93 - 6.14 5.81 6.94 - 6.18
合金50 73.54 5.08 2.53 5.78 6.96 - 6.11
合金51 72.45 0.00 8.29 4.70 7.80 - 6.76
合金52 72.45 0.00 9.79 4.70 7.80 - 5.26
合金53 76.45 0.00 8.29 4.70 7.80 - 2.76
合金54 77.05 0.00 8.29 5.30 6.60 - 2.76
合金55 77.65 0.00 8.29 3.50 7.80 - 2.76
合金 Fe Cr Ni B Si Cu Mn
合金56 74.87 2.18 8.29 5.30 6.60 - 2.76
合金57 74.27 2.18 8.29 4.70 7.80 - 2.76
合金58 74.45 - 8.29 4.70 7.80 - 4.76
合金59 75.05 - 8.29 4.10 7.80 - 4.76
合金60 75.65 - 8.29 3.50 7.80 - 4.76
合金61 73.05 - 8.29 4.10 7.80 - 6.76
合金62 73.65 - 8.29 3.50 7.80 - 6.76
合金63 74.85 - 8.29 3.50 6.60 - 6.76
合金64 72.15 - 8.59 4.70 7.80 - 6.76
合金65 72.75 - 8.59 4.10 7.80 - 6.76
合金66 73.35 - 8.59 3.50 7.80 - 6.76
合金67 72.75 - 7.99 4.70 7.80 - 6.76
合金68 73.35 - 7.99 4.10 7.80 - 6.76
合金69 73.95 - 7.99 3.50 7.80 - 6.76
合金70 73.25 - 8.29 4.70 7.00 - 6.76
合金71 71.65 - 8.29 4.70 8.60 - 6.76
合金72 69.52 1.79 5.28 4.78 7.35 - 11.28
合金73 67.59 1.78 3.51 4.77 7.34 - 15.01
合金74 65.64 1.78 1.75 4.76 7.33 - 18.74
合金75 69.85 3.37 5.27 4.77 7.35 - 9.39
合金76 67.88 3.37 3.51 4.77 7.34 - 13.13
合金77 65.95 3.36 1.75 4.76 7.33 - 16.85
合金78 70.15 4.96 5.27 4.77 7.34 - 7.51
合金79 68.21 4.95 3.51 4.76 7.33 - 11.24
合金80 66.27 4.94 1.75 4.75 7.32 - 14.97
合金81 70.46 6.54 5.27 4.76 7.34 - 5.63
合金82 68.5 6.54 3.51 4.76 7.33 - 9.36
合金83 66.58 6.52 1.75 4.75 7.31 - 13.09
合金 Fe Cr Ni B Si Cu Mn
合金84 70.78 8.12 5.26 4.76 7.33 - 3.75
合金85 68.85 8.10 3.50 4.75 7.32 - 7.48
合金86 66.89 8.09 1.75 4.75 7.31 - 11.21
因此，在本公开广泛的上下文中，可优选适合于本文中的1类、2类或3类钢的形成的合金化学组成包括以下元素，其原子比总计为100。这就是说，该合金可包括Fe、Ni、B和Si。该合金可任选包括Cr、Cu和/或Mn。优选地，相对于原子比，该合金可包含65.64-80.85的Fe、1.75-15.05的Ni、3.50-5.82的B和4.40-8.60的Si。任选地，并且再次以原子比，还可包括0-8.72的Cr、0-2.00的Cu和0-18.74的Mn。因此，如上所述，可将特定元素的水平调整为100。已知/预期存在的杂质包括但不限于C、Al、Mo、Nb、Ti、S、O、N、P、W、Co和Sn。这样的杂质可以以至多10原子％的水平存在。
因此，存在的Fe的原子比可为65.5、65.6、65.7、65.8、65.9、66.0、66.1、66.2、66.3、66.4、66.5、66.6、66.7、66.8、66.9、67.0、67.1、67.2、67.3、67.4、67.5、67.6、67.7、67.8、67.9、68.0、68.1、68.2、68.3、68.4、68.5、68.6、68.7、68.8、68.9、69.0、69.1、69.2、69.3、69.4、69.5、69.6、69.7、69.8、69.9、70.0、70.1、70.2、70.3、70.4、70.5、70.6、70.7、70.8、70.9、71.0、71.1、71.2、71.3、71.4、71.5、71.6、71.7、71.8、71.9、72.0、72.1、72.2、72.3、72.4、72.5、72.6、72.7、72.8、72.9、80.0、80.1、80.2、80.3、80.4、80.5、80.6、80.7、80.8、80.9。因此，Ni的原子比可为1.7、1.8、1.9、2.0、2.1、2.2、2.3、2.4、2.5、2.6、2.7、2.8、2.9、3.0、3.1、3.2、3.3、3.4、3.5、3.6、3.7、3.8、3.9、4.0、4.1、4.2、4.3、4.4、4.5、4.6、4.7、4.8、4.9、5.0、5.1、5.2、5.3、5.4、5.5、5.6、5.7、5.8、5.9、6.0、6.1、6.2、6.3、6.4、6.5、6.6、6.7、6.8、6.9、7.0、7.1、7.2、7.3、7.4、7.5、7.6、7.7、7.8、7.9、8.0、8.1、8.2、8.3、8.4、8.5、8.6、8.7、8.8、8.9、9.0、9.1、9.2、9.3、9.4、9.5、9.6、9.7、9.8、9.9、10.0、10.1、10.2、10.3、10.4、10.5、10.6、10.7、10.8、10.9、11.0、11.1、11.2、11.3、11.4、11.5、11.6、11.7、11.8、11.9、12.0、12.1、12.2、12.3、12.4、12.5、12.6、12.7、12.8、12.9、13.0、13.1、13.2、13.3、13.4、13.5、13.6、13.7、13.8、13.9.14.0、14.1、14.2、14.3、14.4、14.5、14.6、14.7、14.8、14.9、15.0、15.1。因此，B的原子比可为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。因此，Si的原子比可为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。
因此，任选的元素例如Cr的原子比可为0.1、0.2、0.3、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1.0、1.1、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2.0、2.1、2.2、2.3、2.4、2.5、2.6、2.7、2.8、2.9、3.0、3.1、3.2、3.3、3.4、3.5、3.6、3.7、3.8、3.9、4.0、4.1、4.2、4.3、4.4、4.5、4.6、4.7、4.8、4.9、5.0、5.1、5.2、5.3、5.4、5.5、5.6、5.7、5.8、5.9、6.0、6.1、6.2、6.3、6.4、6.5、6.6、6.7、6.8、6.9、7.0、7.1、7.2、7.3、7.4、7.、7.6、7.7、7.8、7.9、8.0、8.1、8.2、8.3、8.4、8.5、8.6、8.7和8.8。如果存在，则Cu的原子比可因此为0.1、0.2、0.3、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.9、1.0、1.1、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9和2.0。如果存在，则Mn的原子比可因此为0.1、0.2、0.3、0.4、0.5、0.6、0.7、0.8、0.91.0、1.1、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2.0、2.1、2.2、2.3、2.4、2.5、2.6、2.7、2.8、2.9、3.0、3.1、3.2、3.3、3.4、3.5、3.6、3.7、3.8、3.9、4.0、4.1、4.2、4.3、4.4、4.5、4.6、4.7、4.8、4.9、5.0、5.1、5.2、5.3、5.4、5.5、5.6、5.7、5.8、5.9、6.0、6.1、6.2、6.3、6.4、6.5、6.6、6.7、6.8、6.9、7.0、7.1、7.2、7.3、7.4、7.5、7.6、7.7、7.8、7.9、8.0、8.1、8.2、8.3、8.4、8.5、8.6、8.7、8.8、8.9、9.0、9.1、9.2、9.3、9.4、9.5、9.6、9.7、9.8、9.9、10.0、10.1、10.2、10.3、10.4、10.5、10.6、10.7、10.8、10.9、11.0、11.1、11.2、11.3、11.4、11.5、11.6、11.7、11.8、11.9、12.0、12.1、12.2、12.3、12.4、12.5、12.6、12.7、12.8、12.9、13.0、13.1、13.2、13.3、13.4、13.5、13.6、13.7、13.8、13.9、14.0、14.1、14.2、14.3、14.4、14.5、14.6、14.7、14.8、14.9、15.0、15.1、15.2、15.3、15.4、15.5、15.6、15.7、15.8、15.9、16.0、16.1、16.2、16.3、16.4、16.5、16.6、16.7、16.8、16.9、17.0、17.1、17.2、17.3、17.4、17.5、17.6、17.7、17.8、17.9、18.0、18.1、18.2、18.3、18.4、18.5、18.6、18.7和18.8。
在本文中合金还可更广泛地描述为Fe基合金(大于50.00原子％)并且包括B、Ni和Si并且能够形成所示的组织(1类、2类和/或3类钢)和/或在暴露于机械应力和/或在热处理/热暴露存在下的机械应力时经历所示的转变。可通过对于识别的组织关于拉伸强度和拉伸延伸率特性所获得的机械性质来进一步限定这样的合金。
合金性质
在NETZSCH DSC404F3PEGASUS V5系统中对凝固态的铸造板材进行热分析。在10℃/分钟的加热速率下进行差热分析(DTA)和差示扫描量热(DSC)，通过使用流动的超高纯度氩使样品免受氧化。在表4中，显示了提高温度的DTA结果，该结果指出了表3中所示的合金的熔融行为。如可从表4列出的结果可看到的，取决于合金化学组成，熔融在1、2、3或4阶段发生，从～1108℃观察到初始的熔融。最终熔融温度为至多～1400℃。取决于合金的化学组成，熔融行为的变化还可反映在它们的冷硬表面加工中的复相形成。
表4  熔融行为的差热分析数据
在允许在空气和蒸馏水两者中称量的特别构造的天平中对电弧熔炼的锭子使用阿基米德方法测量该合金的密度。在表5中列出每种合金的密度并且发现该密度为7.48g/cm3-7.71g/cm3。实验结果表明该技术的精度为±0.01g/cm3。
表5  密度结果的总结(g/cm3)
合金 密度(avg) 合金 密度(avg) 合金 密度(avg)
合金1 7.71 合金30 7.56 合金59 7.56
合金2 7.60 合金31 7.57 合金60 7.56
合金3 7.60 合金32 7.58 合金61 7.57
合金4 7.63 合金33 7.60 合金62 7.58
合金5 7.58 合金34 7.53 合金63 7.62
合金6 7.60 合金35 7.56 合金64 7.54
合金7 7.62 合金36 7.56 合金65 7.57
合金8 7.64 合金37 7.55 合金66 7.58
合金9 7.65 合金38 7.52 合金67 7.54
合金10 7.61 合金39 7.51 合金68 7.58
合金11 7.63 合金40 7.52 合金69 7.58
合金12 7.63 合金41 7.52 合金70 7.60
合金13 7.65 合金42 7.52 合金71 7.55
合金14 7.61 合金43 7.51 合金72 7.62
合金15 7.60 合金44 7.50 合金73 7.61
合金16 7.59 合金45 7.49 合金74 7.57
合金17 7.63 合金46 7.50 合金75 7.62
合金18 7.66 合金47 7.52 合金76 7.59
合金19 7.65 合金48 7.52 合金77 7.58
合金 密度(avg) 合金 密度(avg) 合金 密度(avg)
合金20 7.63 合金49 7.55 合金78 7.58
合金21 7.61 合金50 7.48 合金79 7.61
合金22 7.62 合金51 7.58 合金80 7.59
合金23 7.61 合金52 7.58 合金81 7.55
合金24 7.60 合金53 7.55 合金82 7.61
合金25 7.50 合金54 7.58 合金83 7.59
合金26 7.56 合金55 7.57 合金84 7.51
合金27 7.59 合金56 7.57 合金85 7.56
合金28 7.51 合金57 7.54 合金86 7.58
合金29 7.54 合金58 7.55
使用线材电火花加工(EDM)从所选择的板材切割拉伸试样。利用Instron的Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)中测量拉伸性质。所有测试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；测力传感器与顶部夹具连接。视频伸长计用于应变测量。在表6中，对于所选择的铸态板材列出了包括总拉伸延伸率(应变)、屈服应力和极限强度的拉伸结果的总结。机械特性值强烈地取决于合金化学组成和随后将显示的加工条件。如可看到的，所选择的这些合金中的拉伸强度值为350-1196MPa。总延伸率值为0.22-2.80％，这表明铸态合金有限的延展性。在一些试样中，失效在低至200MPa的应力下的弹性区域中发生并且没有达到屈服。
表6中的性质与2类和3类合金在铸造过程中熔体凝固时组织#1(图3和图5)的形成有关。
表6  铸态板材的拉伸测试结果的总结
热机械处理后的合金性质
使用American Isostatic Press Model645机器和具有4英寸直径乘5英寸高度的炉腔尺寸的钼炉，使来自每种合金的每个板材经受热等静压(HIP)。以10℃/分钟加热板材直至达到目标温度并且将其暴露于气体压力持续指定的时间，对于这些研究，该时间固定为1小时。在表7中列出了HIP循环参数。HIP循环的重要方面是通过模拟双辊铸造法的阶段2中或薄板坯连铸法的阶段1或阶段2中的热轧来移除宏观缺陷例如孔隙和小包裹体。在图8中显示了HIP循环前后的板材的实例。如可看出的，作为热机械变形过程的HIP循环允许消除一部分内部和外部的宏观缺陷，同时使板材的表面平滑。
表7  HIP循环参数
使用线材电火花加工(EDM)从HIP循环后的板材切割拉伸试样。利用Instron的Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)中测量拉伸性质。所有测试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，测力传感器与顶部夹具连接。在表8中，对于HIP循环后的铸造板材显示了包括总拉伸延伸率(应变)、屈服应力和极限强度的拉伸测试结果的总结。增加额外的列以说明对应于行为类型(图6)的合金机械响应。机械特性值强烈地取决于合金化学组成和HIP循环参数。如可看到的，大部分在HIP循环后的合金表现出3类行为，而它们中的一些确实显示具有相应的应力-应变曲线(图6)形状的2类行为。所测试的合金的拉伸强度值为1030-1696MPa。总延伸率值为0.45-20.80％。一些合金仍然可在具有零塑性变形的弹性区域中的低应力(低至300MPa)下失效。
表8中显示出3类行为的合金的性质与主要在双辊制备或薄板坯连铸制备的阶段2中的板条组织产生时组织#2(图5)的形成有关。在一些合金中，板条组织产生可在两种铸造法的阶段1中发生。取决于合金化学组成，与双辊制备或薄板坯连铸制备的阶段2中的热机械处理条件相互关联的HIP循环还可导致组织#3即薄片纳米模态组织的形成。该组织通常导致3类合金中较高的强度。
表8中显示出2类行为的合金的性质与组织#2(图3)的形成有关，组织#2定义为纳米模态组织，其在变形期间经历动态纳米相强化(机理#2)，导致所测试的合金中观察到的2类行为。
表8  在HIP循环后的铸造板材的拉伸测试结构的总结
在HIP循环后，在表9中指定的参数下在箱式炉中热处理该板材材料。在HIP循环后的热处理的方面是通过模拟双辊铸造法的阶段3以及薄板坯连铸法的阶段3来估计合金的热稳定性和性质变化。在空冷的情况下，将试样保持在目标温度下持续目标时间段，从炉中移除并且在空气中冷却。在缓慢冷却的情况下，将试样加热至目标温度然后以1℃/分钟的冷却速率在炉内冷却。
表9  热处理参数
热处理(ID) 温度(℃) 停留时间(min) 冷却
T1 700 60 在空气中
T2 700 N/A 缓慢冷却
T3 850 60 在空气中
T4 900 60 在空气中
使用线材电火花加工(EDM)从HIP循环和热处理后的板材切割拉伸试样。利用Instron的Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)中测量拉伸性质。所有测试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；测力传感器与顶部夹具连接。在表10中，对于HIP循环和热处理后的铸造板材显示了包括总拉伸延伸率(应变)、屈服应力和极限拉伸强度的拉伸测试结果的总结。增加额外的列以说明对应于行为类型(图6)的合金机械响应。如从表10可看到的，取决于合金化学组成，所测试的合金显示2类和3类两者。此外，在一些情况下取决于热机械处理参数，对于相同的合金观察到两种类型的曲线(2类和3类)。
在2类行为的情况下，合金(表2中的组织3)的拉伸强度为875MPa-1590MPa。总延伸率值为5.0-30.0％，其提供了优异的高强度/高延展性性质组合。这样的性质组合与定义为高强度纳米模态组织的组织#3(图3B)的形成有关，组织3#源自组织2(纳米模态组织)的动态纳米相强化(机理#2)之前并且导致在所测试的合金中观察到的2类行为。
在3类行为的情况下，合金的拉伸强度等于或高于1000MPa并且该数据为1004-1749MPa。样品合金的总延伸率值为0.5-14.5％。表10中具有3类行为的合金的高强度与指定为在拉伸测试前的薄片纳米模态组织的组织#3(图5)的形成有关，其可在双辊制备或薄板坯连铸制备的任何阶段中发生，但是在本申请中对于大部分合金主要在阶段3中发生。组织#3的拉伸变形导致其转变成指定为高强度薄片的组织#4。通过动态纳米相强化的纳米模态组织导致所记录的高强度特性。
表10  在HIP循环和热处理后的铸造板材的拉伸测试结果的总结
对比实施例
情形实施例(case example)#1：与现有钢种的拉伸性质对比
将所选择的合金的拉伸性质与现有钢种的拉伸性质对比。在表11中列出了所选择的合金和相应的处理参数。将拉伸应力-应变曲线与现有的双相(DP)钢(图9)；复相(CP)钢(图10)；转变诱发塑性(TRIP)钢(图11)；和马氏体(MS)钢(图12)的应力-应变曲线对比。双相钢可理解为包括含有岛形式的硬质马氏体第二相的铁素体基体的钢类型，复相钢可理解为包括由铁素体和含有少量马氏体、残余奥氏体和珠光体的贝氏体组成的基体的钢类型，转变诱发塑性钢可理解为包括嵌在还包含硬质贝氏体和马氏体第二相的铁素体基体中的奥氏体的钢类型，并且马氏体钢可理解为包括可包含少量铁素体和/或贝氏体的马氏体基体的钢类型。如可看到的，与现有的先进高强度(AHSS)钢种相比，在本公开中请求保护的合金具有优异的性质。
表11  所选择的代表性拉伸曲线标记和ID
情形实施例#2:2类合金中的组织发展
根据表3中的合金化学计量，使用高纯度元素装料称取合金51。应当注意的是，合金51显示出在高强度下具有高拉伸延展性的2类行为。将所得的装料电弧熔炼成几个(通常为4个)三十五克的锭子并且翻转和重新熔融几次以确保均匀性。随后在相同的加工条件下将所得的锭子重新熔融并铸造成3个具有65mm乘75mm乘1.8mm厚的名义尺寸的板材。在1100℃下将两个板材HIP1小时。随后将一个经HIP的板材在700℃下热处理1小时并空冷至室温。然后使用线材EDM切割处于铸态、经HIP和经HIP/经热处理的状态的板材以制备用于包括拉伸测试、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51板材切割出的样品分阶段金相抛光直至0.02μm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的最大操作电压的Zeiss EVO-MA10型号进行SEM。在图13中显示了处于铸态、经HIP和经HIP/经热处理的条件下的合金51板材样品的示例性SEM背散射电子显微照片。合金51板材在铸态状态下具有模态组织(图13a)，其中微米尺寸的基体枝晶颗粒被晶间细组织分隔开。在HIP循环后，枝晶完全消失，细析出物均匀地分布在样品体积中，使得不能容易地识别基体晶界(图13b)。在基体中还可观察到薄片状组织特征。在热处理后的样品中通过SEM探测到类似的组织(图13c)，而基体中的组织特征变得不那么突出。
使用X射线衍射揭示了合金51板材组织的其它细节。使用具有Cu Kαx射线管并用40mA的丝电流在45kV下操作的PanalyticalX’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分析法分析所得的扫描。在图14-16中显示了X射线衍射扫描，包括分别处于铸态、经HIP和经HIP/经热处理的条件的合金51板材的测量/实验图案和Rietveld修正图案。如可看到的，在所有情况下获得了实验数据的良好匹配。在表12中显示了X射线图案的分析，包括所发现的具体相、它们的空间群和晶格参数。要注意的是，在复合多组分晶体中，原子并不总是位于晶格点处。此外，每个晶格点将不必然与单个原子相互关联，而是与一组原子相互关联。空间群理论因而扩大了晶胞中的对称性关系并且关系到空间中的原子所有可能的组合。从数学上来讲，则存在总共230种不同的空间群，其由32种晶体学点群与14种布拉维斯点阵获得，每个布拉维点阵属于7种晶格体系之一。230种独特的空间群描述了源自于空间中原子的周期性排列的所有可能的晶体对称性，其总数源自于对称性操作的各种组合，包括晶胞中的平移对称操作的各种组合，包括晶格集中(latticecentering)、镜像(reflection)、旋转、旋转反演、螺旋轴和滑移面操作。对于六方晶体结构，存在总共27种六方空间群，其被识别为空间群序号#168至#194。
在铸态板材中，识别了两种相，即立方γ-Fe(奥氏体)和具有M2B1化学计量的复合混合过渡金属硼化物相。要注意的是所识别的相的晶格参数不同于对于清楚地表明合金化元素的溶解的纯相所发现的晶格参数。例如，γ-Fe会表现出等于的晶格参数，并且Fe2B1纯相会表现出等于和的晶格参数。要注意的是，基于M2B相中晶格参数的显著变化，可能硅也溶入该组织中因而其不是纯硼化物相。此外，如可从表12中看到的，虽然该相没有改变，但是晶格参数确实随着板材条件(例如铸态、经HIP的、经HIP/经热处理的)的函数而变化，这说明发生合金化元素的重新分布。
如可从表12中看到的，在HIP暴露(在15ksi下1100℃持续1小时)后，发现了三种相，即α-Fe(铁素体)、M2B1相和γ-Fe(奥氏体)。要注意的是，认为α-Fe由γ-Fe(奥氏体)相形成。还要注意的是，M2B1和γ-Fe相的晶格参数是不同的，这表明发生元素的重新分布/扩散。如可从表12可看到的，在700℃下热处理1小时后，存在4种相，即α-Fe(铁素体)、M2B1相和两种新识别的六方相。要注意的是，在热处理后的样品中没有发现γ-Fe，这表明这种相转变成新发现的相。M2B1相仍然存在于X射线衍射扫描中，但是其晶格参数显著变化，这表明在提高的温度下发生原子扩散。一种识别的新六方相是复三方二锥类的代表并具有六方P6bar2C空间群(#190)，并且另一种新识别的六方相是双六方锥类的代表并且具有六方P63mc空间群(#186)。基于小晶体晶胞尺寸，理论上复三方二锥相可能是基于硅的相(可能是先前未知的Si-B相)，其可被化学计量中的其它合金化元素的存在所稳定。还要注意的是，基于峰值强度的比例，似乎可形成具有特定取向关系的双六方锥，因为来自(002)面的衍射强度比预期的强得多，而来自(103)和(112)面的衍射强度低得多。基于峰值强度的比例，似乎热处理的主要区别之一是产生大量的复三方二锥六方相。
表12  合金51板材的Rietveld相分析
为了更详细地检查合金51板材的组织特征，利用了高分辨率透射电子显微镜法(TEM)。为了制备TEM样品，从铸态、经HIP的和经HIP/经热处理的板材切割试样，然后将其研磨并抛光至～30至～40μm的厚度。随后从这些抛光的薄样品冲压出直径3mm的盘，最后通过双喷射电解抛光进行减薄用于TEM观察。在200kV下操作的JEOLJEM-2100HR分析透射电子显微镜中进行显微组织检查。
在图17中，显示了处于铸态、经HIP和经HIP/经热处理的状态下的合金51板材的显微组织的TEM显微照片。在合金51的铸态样品中，如由SEM(图13a)所揭示的，形成枝晶组织。如图17a所示，枝晶臂构成基体晶粒，同时晶间区域包含形成模态组织的析出相。这些析出物小于1μm，并且显示出为M2B硼化物相特性的有缺陷的组织，这也由X射线衍射研究所证实。在HIP过程后，如由图13b和图17b中的SEM和TEM所示的，在样品中没有观察到枝晶组织并且尺寸至多2μm的较大M2B析出物均匀分布在样品体积中。这些M2B相可主要包含Fe和一些Mn(Fe/Mn的原子比为约9:1)，但是如EDS研究所建议的，Ni和Si少。在经HIP的样品中，基体显示退火的显微组织，其中可看到具有很少缺陷的晶粒。与此同时，如图17b所示，静态纳米相细化在基体中特别是析出相附近发生。在热处理循环后，静态纳米相细化持续较高的水平，其中如图17c所示形成尺寸为～200nm的更加细化的晶粒，而M2B硼化物相显示出尺寸没有显著变化。此外，在热处理后的合金51中通过TEM发现了其它的纳米级析出物。在基体晶粒中形成了大部分尺寸为～10nm的细析出物。这些纳米级析出物可能是通过X射线分析探测到的新六方相，其在热处理过程期间形成。由于它们极其小的尺寸，因而在静态纳米相细化和组织缺陷不会严重干涉电子束的地方通过TEM较好地分辨纳米析出物。换句话说，在静态纳米相细化为主要的位置，尽管它们存在，但是纳米析出物可被细化晶粒和它们的晶界所隐藏。与在模态组织(组织#1)中形成的硼化物相相比，纳米析出物小得多，但是其还均匀地分布在基体晶粒中，有利于会提供额外的应变硬化的位错钉扎。
情形实施例#3:3类合金中的组织发展
根据表3中的合金化学计量，由高纯度元素装料称取代表3类合金的合金6。应当注意的是，合金6表现出具有非常高的强度特性的3类行为。将所得的装料电弧熔炼成4个三十五克的锭子并且翻转和重新熔融几次以确保均匀性。随后在相同的加工条件下将所得的锭子重新熔融并铸造成3个具有65mm乘75mm乘1.8mm厚的名义尺寸的板材。在1100℃下将两个板材HIP1小时。随后将一个经HIP的板材在700℃下热处理1小时，并缓慢冷却至室温(670分钟总时间)。然后使用线材EDM切割处于铸态、经HIP的和经HIP/经热处理的状态下的板材以制备用于包括拉伸测试、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6板材切割出的样品分阶段金相抛光直至0.02μm粗度，以确保用于扫描电子显微镜法(SEM)分析的光滑样品。使用由CarlZeiss SMT Inc制造的具有30kV的最大操作电压的Zeiss EVO-MA10进行SEM。在图18-图20中显示了处于铸态、经HIP的和经HIP/热处理的条件下的板材显微组织的示例性SEM背散射电子显微照片。
类似于2类合金，在来自3类合金的铸态样品中，显微组织包含两种基本成分，即基体枝晶晶粒和晶间区域，如图18中由A和B所标记的。一些枝晶臂形成孤立的基体晶粒，而其它枝晶臂保留作为枝晶结构的一部分。大部分的基体晶粒为5～10μm。围绕基体晶粒的晶间成分似乎为不规则的形状并且形成连续的网络结构。精密的检查显示晶间相区域由可通过TEM揭示的非常细的析出物组成。在合金凝固时形成模态组织#1。图19显示了在HIP后合金6板材的背散射SEM图像。如所示的，经HIP的样品的显微组织与铸态板材相比变化巨大。在HIP循环期间该枝晶组织得到均匀化。因此，枝晶基体晶粒消失并且析出物均匀地分布在经HIP的板材中。析出物的尺寸为50nm-2.5μm并且被认为是复合硼化物相。在下面描述的TEM研究中揭示了更多的组织细节。在热处理后，硼化物析出物保留，但是如显示在HIP循环和热处理后板材样品的背散射SEM图像的图20所示，基体显示出大的变化。尽管在HIP时形成的大析出物保留类似的尺寸和几何形状，仍形成大量的细析出物。此外，在基体中可发现特有的显微组织，其显示交替的薄片。在图21中，显示了化学蚀刻的合金6样品的背散射SEM图像。交替的明/暗薄片非常清晰并且两种类型的相的宽度均小于1μm。薄片在局部区域中似乎优选特定的取向，但是在整个样品表面内是随机的。因此，薄片纳米模态组织#3的形成在铸造板材(模拟双辊或薄板坯连铸制备的片材制备)的热机械处理后发生于合金6中。
使用X射线衍射揭示了合金6板材组织的其它细节。使用具有Cu Kαx射线管并用40mA的丝电流在45kV下操作的PanalyticalX’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分析法分析所得的扫描。在图22-图24中显示了X射线衍射扫描，包括分别处于铸态、经HIP的和经HIP/经热处理的条件下的合金6板材的测量/实验图案和Rietveld修正图案。如可看到的，在所有情况下获得了实验数据的良好拟合。在表13中显示了X射线图案的分析，包括所发现的具体相、它们的空间群和晶格参数。
表13  合金6板材的Rietveld相分析
在铸态板材和经HIP(1100℃持续1小时)的板材中，识别了两种相，即立方α-Fe(铁素体)和具有M2B1化学计量的复合混合过渡金属硼化物相。要注意的是，所识别的相的晶格参数不同于对于清楚地表明合金化元素的溶解的纯相所发现的晶格参数。例如，α-Fe会表现出等于的晶格参数，并且Fe2B1纯相会表现出等于 和的晶格参数。这与SEM研究一致，其没有显示存在新相而显示组织的均匀化。如从表13可看出的，在热处理(700℃缓慢冷却至室温(670分钟总时间))后，α-Fe(铁素体)和M2B1相均存在，但是晶格参数改变，这表明合金化元素的扩散和重新分布。此外，在X射线衍射图案中发现了γ-Fe(不是纯相，因为它表现出的晶格参数，这略微大于纯相的晶格参数( ))和新识别的作为双六方锥类的代表并且具有六方P63mc空间群(#186)的六方相。这些新相的存在与在SEM研究中发现的新析出物一致并且促进板条基体组织的形成。
为了更详细地检查合金6板材的组织细节，利用了高分辨率透射电子显微镜法(TEM)。为了制备TEM样品，从铸态、经HIP的和经HIP/经热处理的板材切割试样。然后将样品研磨并抛光至30～40μm的厚度。随后从这些薄样品冲压出直径3mm的盘，使用30％HNO3的甲醇溶液通过双喷射电解抛光进行最终的减薄。在200kV下操作的JEOL JEM-2100HR分析透射电子显微镜(TEM)中检查所制备的试样。
在晶间区域和基体晶粒处均进行了TEM分析。如图25a所示，晶间区域(对应于图18中的区域B)包含尺寸为几微米的细析出物，形成围绕铸态样品中的基体晶粒的连续“网络”，这证实了先前在SEM中观察到的模态组织#1的形成。图25b中详细的TEM显示析出物表现出不规则的几何形状。析出物的尺寸大部分小于500nm，并且不规则的析出物似乎嵌在基体中。图25c显示出基体晶粒的显微组织。尽管基体晶粒在SEM分析中显示均匀的衬度，但是TEM揭示了沿一些特定的方向排列的板条组织，并且有取向的板条由似乎具有不连续特征的较细子组织构成。在合金6中，在凝固时在大枝晶内直接形成的模态板条相组织#2与双辊或薄板坯连铸制备的阶段1有关。
图26显示了在1100℃下HIP循环1小时后的合金6样品的TEM显微照片。与图19中的SEM分析一致，TEM揭示了铸态样品中的枝晶组织在HIP循环期间得到均匀化。因此，在样品中没有探测到晶间区域和枝晶基体晶粒。而是如图26a所示，均匀地形成析出物。析出物的尺寸为50nm-2.5μm。此外，在基体中发现了板条组织。狭长板条局部在特定的方向上排列，但整体上似乎是随机的。图26b显示了围绕析出物的板条组织区域的详细组织。精密的检查显示板条由较小的块组成，这些块中的许多为几百个纳米。图26c是图26b所示的区域的暗场图像。可看到代表晶粒的明区域的尺寸为100nm-500nm，但是晶粒几何形状是不规则的。通过HIP循环合金6中的模态板条相组织#2是稳定的，通过该过程具有额外的均匀化。
在热处理期间，硼化物析出物略微生长，但是基体中的板条组织经历大的变化。图27显示了在HIP和热处理后的样品的TEM图像。除了从经HIP的显微组织获得的析出物以外，形成由交替的明/暗薄片构成的特有组织。基于EDS数据，明薄片对应于图21中的灰色相，并且暗薄片对应于图21中的白色相。薄片的宽度小于500nm。在图27中，明薄片与暗薄片之间的衬度是由它们的厚度差所致。在热机械处理后合金6中的薄片纳米模态组织#3的形成是清晰可见的。
情形实施例#4:2类合金中的拉伸性质和组织变化
本申请中制备的钢板的拉伸性质对具体的组织和板材经历的具体加工条件将为敏感的。在图28中，显示了处于铸态、经HIP(1100℃持续1小时)和经HIP(1100℃持续1小时)/经热处理(700℃持续1小时和空冷)的条件下的代表2类钢的合金51板材的拉伸性质。如可看到的，铸态板材显示出脆性行为，而经HIP和经HIP/经热处理的样品在高延展性下显示出高强度。如先前在情形实施例#2中讨论的，这种性质的改进可归因于经HIP的板材中宏观缺陷的减少和经HIP或经HIP/经热处理的板材的模态组织中发生的显微组织变化。此外，在拉伸测试期间在施加应力期间，将显示发生导致高强度纳米模态组织形成的组织变化。
将从合金51拉伸标记和夹持部分切割出的样品分阶段金相抛光直至0.02μm粗度以确保用于扫描电子显微镜法(SEM)分析的光滑样品。使用由Carl Zeiss SMT Inc制造的具有30kV的最大操作电压的Zeiss EVO-MA10型号进行SEM。在图29中显示了来自拉伸标记部分和夹持部分的示例性SEM背散射电子显微照片。在拉伸变形前后硼化物相保持类似的尺寸和分布，而变形主要通过基体进行。尽管在基体中发生大的显微组织变化例如新相形成，但是对于利用TEM的细节不能被SEM分辨。
对于在1100℃下HIP一小时和在700℃下热处理一小时并空冷的合金51板材，通过使用对未变形的板材样品和变形的拉伸试样的标记部分两者进行的X射线衍射获得了其它的组织细节。使用具有Cu Kαx射线管并用40mA的丝电流在45kV下操作的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30中，对于在1100℃下HIP一小时和在700℃下热处理一小时并空冷的合金51板材，显示了处于未变形的板材条件下和从该板材切割出的经拉伸测试的试样的标记部分中的X射线衍射图案。如可容易看到的，在变形期间发生了显著的组织变化，具有如X射线图案中的新峰所指示的新相形成。峰偏移表明在存在于两种样品中的各相之间发生合金化元素的重新分布。
随后使用Siroquant软件用Rietveld分析法分析变形的合金51经拉伸测试的试样(在1100℃下HIP一小时和在700℃下热处理一小时并空冷)的X射线图案。如图31所示，在测量图案与计算图案之间发现紧密的一致性。在表14中，对比了在合金51未变形板材中和在拉伸试样的标记部分中识别的相。如可看到的，在拉伸测试前后的板材中发现α-Fe和M2B1、复三方二锥六方相和双六方锥六方相，但是晶格参数变化表明在这些相中溶解的固溶元素的量改变了。如表14所示，在变形后，可产生一种新相，其为名义上具有化学计量M3Si的面心立方相。此外，基于强度的比例，似乎六方相尤其是复三方二锥相的总量在变形期间显著增加。未变形的板材和经拉伸测试的试样的Rietveld分析表明，根据峰值强度变化M2B相含量的体积分数增加。这表明通过在施加的应力下的元素重新分布来诱发相变。
表14  合金51板材的Rietveld相分析；拉伸测试前后
为了检查由拉伸变形诱发的合金51板材的组织变化，利用了高分辨率透射电子显微镜法(TEM)。为了制备TEM样品，从经拉伸测试的试样的标记部分切割试样，然后将其抛光至～30至～40μm的厚度。随后从这些抛光的薄样品冲压出盘，最后通过双喷射电解抛光进行最终减薄用于TEM观察。在200kV下操作的JEOL JEM-2100HR分析透射电子显微镜中检查这些试样。
在图32中，显示了在拉伸变形前后处于经HIP的条件下的合金51板材的标记部分的显微组织。在未变形的样品中，由于在HIP和热处理期间的静态纳米相细化，可发现细化的晶粒(图32a)。在拉伸测试后，通过应力诱发相变即动态纳米相强化机理，发生晶粒细化。细化晶粒的尺寸通常为100～300nm。与此同时，发现位错极大地促进应变硬化。如图33a所示，在HIP和热处理后的样品中，由于高温退火效应，基体晶粒相对不含位错。但是在热处理期间在基体晶粒中形成许多纳米析出物。这些析出物相对细，尺寸大部分为10nm，并且均匀分布在基体中。在拉伸测试后，在基体晶粒中观察到被析出物钉扎的高密度位错(图33b)。此外，如图33b所示，在拉伸测试后在基体晶粒内出现更细的析出物(即动态纳米相形成)，并且在测试期间提供了用于位错钉扎的额外位点。考虑到可发生大变形的晶间区域中的局部高应力，新六方相在细化晶粒和晶界中形成。
通过TEM观察到的非常细的析出物会包括通过热处理和通过变形制备的新六方相，该相由X射线衍射(参见上面的章节)识别。由于析出物的钉扎效应，归因于增加在拉伸变形期间的晶粒晶格错取向的位错累积，使基体晶粒细化到较高水平。虽然变形诱发的纳米相形成可促进合金51板材中的硬化，但是通过基于位错的机理(包括析出物的位错钉扎)强化了合金51的加工硬化。
如所示的，合金51板材在铸态状态中(图17a)显示出组织#1模态组织(步骤#1)。在HIP循环后测量了该材料中的高强度和高延展性(图28)，其在变形之前在材料中提供了静态纳米相细化(步骤#2)和纳米模态组织的形成(步骤#3)。在拉伸变形期间合金51的应变硬化行为还由对应于机理#2动态纳米相强化(步骤#4)和随后的高强度纳米模态组织的产生(步骤#5)所促进。通过位错钉扎机理在新形成的晶粒中可发生额外的硬化。合金51板材是具有在高强度下导致高延展性的高强度纳米模态组织形成的2类钢的实例。
情形实施例#5:3类合金中的拉伸性质和组织变化
本申请中制备的钢板的拉伸性质对具体的组织和板材经历的具体加工条件将为敏感的。在图34中，显示了处于铸态、经HIP(1100℃持续1小时)和经HIP(1100℃持续1小时)/经热处理(加热到700℃并缓慢冷却至室温，670分钟总时间)条件下的代表3类钢的合金6板材的拉伸性质。如可看到的，铸态板材显示出最低的强度和延展性(曲线a，图34)。在HIP循环(曲线b，图34)和额外的热处理后的合金中获得的高强度导致延展性的显著增加(曲线c，图34)。这些性质变化可归因于经HIP的板材中的宏观缺陷的减少以及在HIP循环和额外的热处理期间在凝固时该合金中产生的模态板条相组织#2中发生朝向所需的薄片纳米模态组织#3的显微组织变化。此外，在拉伸测试期间在施加应力期间，如将所示的，发生其它的组织变化。
对于在1100℃下HIP一小时的合金6板材，通过使用对未变形的板材样品和变形的拉伸试样的标记部分两者进行的X射线衍射获得了其它的结构细节。具体地,使用具有Cu Kαx射线管并用40mA的丝电流在45kV下操作的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35中，对于在1100℃下HIP一小时的合金6板材，显示了处于未变形的板材条件下和从该板材切割出的经拉伸测试的试样的标记部分中的X射线衍射图案。如可容易看到的，在变形期间发生了显著的组织变化，具有如X射线图案中的新峰所表明的新相形成。此外，峰偏移表明在存在于两种样品中的各相之间发生合金化元素的重新分布。
随后使用Siroquant软件用Rietveld分析法分析变形的合金6经拉伸测试的试样(在1100℃下HIP一小时)的X射线图案。如图36所示，在测量图案与计算图案之间发现紧密的一致性。在表15中，对比了在合金6未变形的板材中和在拉伸试样的标记部分中识别的相。如可看到的，发现在拉伸测试前后α-Fe和M2B1相存在于板材中，但是晶格参数变化表明在这些相中溶解的固溶元素的量改变了。此外，在未变形的合金6板材中存在的γ-Fe相不再存在于拉伸测试试样的标记部分中，这表明发生相变。如表15所示，在变形后，识别了两种先前未知的新六方相。一种六方相是复三方二锥类的代表并且具有P6bar2C空间群(#190)，并且在图37中显示了具有所列出的衍射面的计算衍射图案。基于小晶体晶胞尺寸，理论上该相可能是基于硅的相，其可能是先前未知的Si-B相。另一种新识别的六方相是双六方锥级类的代表并且具有六方P63mc空间群(#186)并且在图38中显示了具有所列出的衍射面的计算衍射图案。还要注意的是，又识别了至少一种其它未知的相，并且其在29.2°和可能47.0°处具有(一个或多个)主峰。
表15  在拉伸测试前后的合金6板材的Rietveld相分析
为了关注在拉伸测试期间发生的组织变化，通过TEM检查了在1100℃下HIP一小时、和在700℃下热处理60分钟并缓慢炉冷的合金6板材。由处于未变形状态和在拉伸测试直至失效后两者的经HIP和经热处理的板材制备TEM试样。首先通过机械研磨/抛光然后通过电化学抛光来由该板材制备TEM试样。直接从标记部分切割变形的拉伸试样的TEM试样，然后以类似于未变形的板材试样的方法制备。在200kV下操作的JEOL JEM-2100HR分析透射电子显微镜中检查这些试样。
图39显示了在拉伸测试前后的合金6显微组织的TEM显微照片。使样品经受在1100℃下的HIP循环1小时和在700℃下的热处理并缓慢炉冷。在拉伸前，薄片纳米模态组织#2的交替的明/暗带非常清晰且衬度突出，并且明带区域干净，具有非常少的缺陷(图39a)。在拉伸测试后，可发现缺陷例如位错，并且在明区域中观察到一些细析出物(图39b)。在暗薄片中也发生变化并且在这些薄片中可发现非常小的析出物(图39b)。合金6板材是具有导致非常高的强度特性的高强度薄片纳米模态组织形成的3类钢的实例。
情形实施例#6对合金的机械行为的合金化影响
使用高纯度元素，根据表3中提供的原子比称取35g合金17和合金27的合金原料。这两种合金的唯一区别是合金17中1/2的Ni被合金27中的Mn取代。随后将原料材料置于电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯度氩作为保护气将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重新熔融以确保均匀性。然后将所得的锭子置于PVC室中，使用RF感应来熔融并且随后喷射到设计成用于铸造具有1.8mm的厚度的3×4英寸板材的铜模具上。使用的American Isostatic Press Model645机器和具有4英寸直径乘5英寸高度的炉腔尺寸的钼炉，使来自合金17和合金27的所得板材经受HIP循环C(在1100℃下持续1小时)。以10℃/分钟加热板材直至达到1100℃的目标温度并且将其暴露于30ksi的等静压1小时。在HIP循环后，在700℃下热处理该板材1h并空冷。从经处理的板材切割拉伸试样。
利用Instron的Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)中进行拉伸测试。所有测试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，测力传感器与顶部夹具连接。在图40中显示了两种合金的代表性曲线。如可看到的，在由合金27中的Mn取代Ni的情况下合金17的机械响应急剧变化，分别导致从3类行为到2类的过渡。在与在变形前在铸造和后处理时合金中的组织形成的差别有关的机械响应方面，这样的变化受Mn存在的影响。
通过SEM检查了拉伸测试后来自两种合金的样品。从标记部分切割样品然后将其分阶段金相抛光直至0.02μm粗度以确保用于扫描电子显微镜法(SEM)分析的光滑样品。使用由Carl Zeiss SMT Inc制造的具有30kV的最大操作电压的Zeiss EVO-MA10型号进行SEM。对于合金17和合金27，分别在图41和图42中显示了样品显微组织的SEM背散射图像。
在合金17样品中，暗硼化物钉扎相(大部分直径为1～2μm)均匀分布在基体中(图41)。除了硼化物相以外，通过SEM可能几乎不能看到基体中的精细显微组织。在包含Mn的合金27样品中，硼化物相具有类似于合金17中的尺寸并且也均匀分布在基体中(图42)。然而，在合金27的基体中可看到在合金17基体中看不到的明显的组织特征。由Mn取代Ni所致的合金27中不同组织的形成导致从合金的3类到2类机械行为的变化，在变形时具有大量的相变过程。
情形实施例#7具有过渡行为的非不锈合金
根据表3中的合金化学计量，从高纯度元素装料称取合金2、合金5和合金52。将所得的装料电弧熔炼成4个三十五克的锭子并且翻转和重新熔融几次以确保均匀性。随后在相同的加工条件下将所得的锭子重新熔融并对于每种合金铸造成2个具有65mm乘75mm乘1.8mm厚的名义尺寸的板材。使所得的板材经受HIP循环和随后的热处理。在表16中列出了对于每种合金的相应HIP循环和热处理。在空冷的情况下，将试样保持在目标温度下持续目标时间段，从炉中移除并且在空气中冷却。在缓慢冷却的情况下，将试样加热至目标温度并且随后以1℃/分钟的冷却速率在炉内冷却。
表16  HIP循环和热处理参数
从每个在Instron机械测试框架(型号3369)中进行拉伸测试的每种板材切割拉伸试样。在图43-图45中显示了在不同退火后合金2、合金5和合金52的拉伸应力-应变曲线。如可看到的，在热处理并缓慢冷却至室温的情况下，所有三种合金显示2类行为(图43-图45中的曲线b)，而来自在热处理并空冷至室温后的相同合金的板材显示3类行为(图43-图45中的曲线a)。这些结果显示出新的非不锈钢合金中行为类型不仅取决于合金化学组成而且还取决于热机械处理历程。
情形实施例#8：所选择的合金的弹性模量
使用具有延长的夹持区域的修正拉伸试样，在不同条件下对于在表17中列出的所选择的合金测量了弹性模量。表17中的弹性模量报告为5次分别测量的平均值。如可看到的，取决于合金化学组成和热机械处理，模量值为192-201GPa。
表17  所选择的合金的弹性模量
情形实施例#9：2类合金中的应变硬化行为
使用高纯度元素，根据表3中提供的原子比称取35g代表2类钢的合金51的合金原料。随后将原料材料置于电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯度氩作为保护气将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重新熔融以确保均匀性。然后将所得的锭子置于PVC室中，使用RF感应来熔融并且随后喷射到设计成用于铸造具有1.8mm的厚度的3×4英寸板材的铜模具上。使用American Isostatic Press Model645机器和具有4英寸直径乘5英寸高度的炉腔尺寸的钼炉，使所得的板材经受1100℃持续1小时的HIP循环。以10℃/分钟加热板材直至达到目标温度并且将其暴露于气体压力持续特定的时间。
从来自在700℃下退火1小时并空冷的所选择的合金的板材切割出拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)中拉伸测试该退火的试样，利用Instron的Bluehill控制与分析软件记录在测试期间应变硬化系数(n)值与应变的函数关系。在图46a中总结了结果，其中将应变硬化系数值相对于相应的作为试样的总延伸率的百分比的塑性应变作图。如可看到的，合金在约12％的延伸率值下显示出非常高的应变硬化，随后应变硬化系数降低直至试样失效。该板材样品具有高强度/高延展性组合(图46b)并且代表2类钢。在2类合金中在应变下的相变是促进硬化过程的连续过程。将该相变指定为导致高强度纳米模态组织的动态纳米相强化。因此，在12％-22％的应变范围内对于该合金确定了应变硬化指数，认为其对应于大部分新的具有高的应变硬化指数值的高强度纳米模态组织的变形。
情形实施例#10：3类合金中的应变硬化行为
使用高纯度元素，根据表3中提供的原子比称取35g代表3类钢的合金6的合金原料。随后将原料材料置于电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯度氩作为保护气将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重新熔融以确保均匀性。然后将所得的锭子置于PVC室中，使用RF感应来熔融并且随后喷射到设计成用于铸造具有1.8mm的厚度的3×4英寸板材的铜模具上。使用American Isostatic Press Model645机器和具有4英寸直径乘5英寸高度的炉腔尺寸的钼炉，使所得的板材经受1100℃持续1小时的HIP循环。以10℃/分钟加热板材直至达到目标温度并且将其暴露于气体压力持续特定的时间。在HIP循环后对板材施加在700℃退火1小时并缓慢冷却。在缓慢冷却的情况下，将试样加热至目标温度然后以1℃/分钟的冷却速率在炉内冷却。
从来自在700℃下退火1小时并缓慢冷却的所选择的合金的板材切割出拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)中拉伸测试该退火的试样，利用Instron的Bluehill控制与分析软件记录在测试期间的应变硬化系数(n)值。在图47中说明了应变硬化系数对拉伸应变(延伸率)的依赖性。如可看到的，对于该合金在开始测试刚好屈服后，测量了约0.9的非常高的n值。该值随着测试过程进行直至失试样效而逐渐降低，然而，在初始屈服时的高n值表明合金均匀变形的能力和获得高强度合金中适中的延展性的合金。
情形实施例#11：在增量的应变下的2类合金行为
使用高纯度元素，根据表3中提供的原子比称取35g代表2类钢的合金51的合金原料。随后将原料材料置于电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯度氩作为保护气将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重新熔融以确保均匀性。然后将所得的锭子置于PVC室中，使用RF感应来熔融并且随后喷射到设计成用于铸造具有1.8mm的厚度的3×4英寸板材的铜模具上。
使用American Isostatic Press Model645机器和具有4英寸直径乘5英寸高度的炉腔尺寸的钼炉，使来自合金51的所得的板材经受在1100℃下持续1小时的HIP循环。以10℃/分钟加热板材直至达到目标温度并且在冷却至室温之前同时在机器中将其暴露于气体压力持续1小时。
从在850℃下退火1小时并空冷的板材切割出拉伸试样。利用Instron’s Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)中进行增量拉伸测试。所有测试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，测力传感器与顶部夹具连接。在约3％的增量应变下进行每次的加载-卸载循环。在图48中显示了所得的应力-应变曲线。如可看到的，2类合金显示出在每次加载-卸载循环中的强化，证实了在每次循环时的变形期间合金中的动态纳米相强化。屈服应力从初始应变下的410MPa增加到最终应变下的大于1400MPa。
情形实施例12#:在增量应变下的3类合金行为
使用高纯度元素，根据表3中提供的原子比称取35g代表3类钢的合金6的合金原料。随后将原料材料置于电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯度氩作为保护气将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重新熔融以确保均匀性。然后将所得的锭子置于PVC室中，使用RF感应来熔融并且随后喷射到设计成用于铸造具有1.8mm的厚度的3×4英寸板材的铜模具上。
使用American Isostatic Press Model645机器和具有4英寸直径乘5英寸高度的炉腔尺寸的钼炉，使来自合金的所得的板材经受在1100℃下持续1小时的HIP循环。以10℃/分钟加热板材直至达到目标温度并且在冷却至室温之前同时在机器中将其暴露于气体压力持续1小时。
从在700℃下退火1小时并缓慢冷却的所选择的合金的板材切割出拉伸试样。利用Instron’s Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)中进行增量拉伸测试。所有测试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，同时测力传感器与顶部夹具连接。在约1％的增量应变下进行每次加载-卸载循环。在图49中显示了所得的应力-应变曲线。如可看到的，合金6显示出在每次加载-卸载循环中的强化，证实了在每次循环时的变形期间合金中的动态纳米相强化。由于动态纳米相强化，可通过所引入的变形水平在宽范围内控制该合金的屈服应力，扩大了板材材料实际应用有潜力的区域。
情形实施例13#：预应变对2类合金的机械行为的影响
使用高纯度元素，根据表3中提供的原子比称取35g代表2类钢的合金51的合金原料。随后将原料材料置于电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯度氩作为保护气将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重新熔融以确保均匀性。然后将所得的锭子置于PVC室中，使用RF感应来熔融并且随后喷射到设计成用于铸造具有1.8mm的厚度的3×4英寸板材的铜模具上。
使用American Isostatic Press Model645机器和具有4英寸直径乘5英寸高度的炉腔尺寸的钼炉，使来自合金51的所得的板材经受HIP循环。以10℃/分钟加热板材直至达到1100℃的目标温度并且将其暴露于30ksi的等静压持续1小时。
从在850℃下退火1小时并空冷的板材切割出拉伸试样。利用Instron’s Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)中进行拉伸测试。所有测试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，测力传感器与顶部夹具连接。将拉伸试样预应变至10％并随后卸载，然后再次测试直至失效。在图50中显示了所得的应力-应变曲线。如可看到的，预应变后的合金51板材显示出有限的延展性(～2.4％)，但1238MPa的高极限强度和1065MPa的高屈服应力。这些高强度特性是在应变下试样中的动态纳米相强化和形成高强度纳米模态组织的结果。
在图51中显示了在预应变至10％前后试样中的显微组织的SEM图像。在预应变前，显微组织的特征为均匀分布在基体中的M2B硼化物相。如可看到的，M2B硼化物相的直径小于～2.5μm。在10％的预应变后，M2B硼化物相的尺寸和分布没有显示明显的变化。此外，不论应变，硬质硼化物相留在原始位置。硼化物相附近的局部应力诱发基体中的相变。尽管在一些M2B硼化物相中发展了小裂纹，但是变形主要由受到动态纳米相强化支持的基体承受。
情形实施例#14:对3类合金的机械行为的预应变影响
使用高纯度元素，根据表3中提供的原子比称取35g代表3类钢的合金6的合金原料。随后将原料材料置于电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯度氩作为保护气将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重新熔融以确保均匀性。然后将所得的锭子置于PVC室中，使用RF感应来熔融并且随后喷射到设计成用于铸造具有1.8mm的厚度的3×4英寸板材的铜模具上。
使用American Isostatic Press Model645机器和具有4英寸直径乘5英寸高度的炉腔尺寸的钼炉，使来自合金6的所得的板材经受HIP循环C(在1100℃下持续1小时)。以10℃/分钟加热板材直至达到1100℃的目标温度并且将其暴露于30ksi的等静压持续1小时。从经处理的板材切割拉伸试样。
利用Instron’s Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)中进行拉伸测试。所有测试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，测力传感器与顶部夹具连接。将在1100℃下持续1小时的HIP循环后的合金6的一个试样测试至失效。将来自相同板材的另一个试样预应变至3％，卸载然后再次测试至失效。在图52中显示了所得的应力-应变曲线。如可看到的，与未变形的试样相比，预应变后的合金6试样显示出高得多的屈服应力，这证实了在变形时合金中的动态纳米相强化过程。此外，应变硬化行为急剧变化并且代表在预应变时试样中形成的高强度薄片纳米模态组织#4的性质。
情形实施例#15：对2类合金中的性质回复的退火影响
使用高纯度元素，根据表3中提供的原子比称取35g代表2类钢的合金51的合金原料。随后将原料材料置于电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯度氩作为保护气将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重新熔融以确保均匀性。然后将所得的锭子置于PVC室中，使用RF感应来熔融并且随后喷射到设计成用于铸造具有1.8mm的厚度的3×4英寸板材的铜模具上。
使用American Isostatic Press Model645机器和具有4英寸直径乘5英寸高度的炉腔尺寸的钼炉，使所得的来自合金51的板材经受HIP循环。以10℃/分钟加热板材直至达到1100℃的目标温度并且将其暴露于30ksi的等静压持续1小时。利用Instron’s Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)中进行拉伸测试。所有测试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，测力传感器与顶部夹具连接。将在1100℃下持续1小时HIP循环后的合金51的一个试样测试至失效。将来自相同板材的另一个试样预应变至10％，卸载，在1100℃下退火1小时然后再次测试至失效。在图53中显示了所得的应力-应变曲线。如可看到的，与没有退火的试样(参见情形实施例#13，图50)相比，预应变和退火后的合金51板材显示出不同的行为。预应变后的退火导致合金51中的性质回复和类似于没有预应变的试样的机械响应。在图54中显示了来自在预应变至10％并且在1100℃下退火1小时后的合金51板材(在1100℃下HIP一小时和在700℃下热处理一小时并空冷)测试至失效的拉伸试样的标记部分的显微组织的SEM图像。除了M2B硼化物相的略微生长以外，退火后的显微组织类似于图51中显示的预应变前和预应变后的那些。然而，退火后在硼化物相中不能发现图51b所示的在预应变期间发展的小裂纹。这暗示在应变时的组织变化似乎被退火逆转。被退火逆转的显微组织得到图53中所示的可重复的拉伸行为的支持。
情形实施例#16：对3类合金的性质回复的退火影响
使用高纯度元素，根据表3中提供的原子比称取35g代表3类钢的合金6的合金原料。随后将原料材料置于电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯度氩作为保护气将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重新熔融以确保均匀性。然后将所得的锭子置于PVC室中，使用RF感应来熔融并且随后喷射到设计成用于铸造具有1.8mm的厚度的3×4英寸板材的铜模具上。
使用American Isostatic Press Model645机器和具有4英寸直径乘5英寸高度的炉腔尺寸的钼炉，使所得的来自合金6的板材经受HIP循环。以10℃/分钟加热板材直至达到1100℃的目标温度并且将其暴露于30ksi的等静压持续1小时。从该板材切割拉伸试样。利用Instron’s Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)中进行拉伸测试。所有测试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，测力传感器与顶部夹具连接。将在1100℃下持续1小时HIP循环后的合金6的一个试样测试至失效。将来自相同板材的另一个试样预应变至3％，卸载，在1100℃下退火1小时然后再次测试至失效。在图55中显示了所得的应力-应变曲线。如可看到的，与未变形的试样相比，预应变和退火后的合金6板材显示出类似的强度和延展性。
在图56中显示了来自在预应变至3％并且在1100℃下退火1小时后的合金6板材(在1100℃下HIP一小时和在700℃下热处理1小时并缓慢炉冷)的拉伸试样测试至失效的标记部分的显微组织的SEM图像。通过具有合金中的性质恢复的退火，在应变时的组织变化(参见情形实施例#5)似乎是可逆的，这暗示在变形时的主要强化由薄片晶粒中的位错强化引起，而不仅是由纳米析出引起。
情形实施例#17:来自循环变形的2类合金的高延伸率
使用高纯度元素，根据表3中提供的原子比称取35g代表2类钢的合金51的合金原料。随后将原料材料置于电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯度氩作为保护气将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重新熔融以确保均匀性。然后将所得的锭子置于PVC室中，使用RF感应来熔融并且随后喷射到设成用于铸造具有1.8mm的厚度的3×4英寸板材的铜模具上。
使用American Isostatic Press Model645机器和具有4英寸直径乘5英寸高度的炉腔尺寸的钼炉，使所得的来自合金51的板材经受HIP循环。以10℃/分钟加热板材直至达到1100℃的目标温度并且将其暴露于30ksi的等静压持续1小时。
从在850℃下退火1小时并空冷的板材切割出拉伸试样。利用Instron的Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)中进行拉伸测试。所有测试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，测力传感器与顶部夹具连接。将试样预应变至10％,随后在1100℃下退火1小时。然后再次将其两次变形至10％，随后卸载并在1100℃下退火1小时。在图57中显示了3个回合的预应变和测试至失效的拉伸曲线。作为动态纳米相强化的结果在3个预应变回合后的试样中观察到强度提高，并且变形之间的退火仅导致性质的部分回复。与没有在相同条件下预应变的测试至失效的试样相比，在最终测试时的延伸率降低，但是通过应变/退火回合实现的大于30％的总延伸率。在图58中显示了在3个回合的预应变至10％和各回合之间的退火后试样的图像。要注意的是，在试样中没有观察到颈缩，这证实了合金51的均匀变形。通过各变形回合之间的退火参数的优化，预期较高的延展性。在图59中显示了来自合金51的拉伸试样在循环变形至10％和在1100℃下退火1小时(3次)后然后测试至失效的标记部分中的显微组织的SEM图像。可看出在循环变形后M2B相生长成更大的尺寸。
为了更详细的组织分析，从循环变形后的试样的夹持部分和标记部分制备TEM试样。首先通过机械研磨/抛光然后通过电化学抛光来制备TEM试样。在200kV下操作的JEOL JEM-2100HR分析透射电子显微镜中检查这些试样。在图60中呈现了TEM图像。TEM研究显示在试样中在退火3次后M2B相生长成更大的尺寸，这与图59中通过SEM的观察一致。TEM还暗示该M2B相比基体硬并且不会塑性变形。此外，在退火后的试样中可发现静态纳米相细化，但是其程度不如动态纳米相强化那么有效。在测试至最终失效的试样中，如通过TEM所示的，由于动态纳米相强化机理，发现了更多的细晶粒。特别地，细化在M2B相附近有效地发生，其中局部应力水平相当高。通过经由激活动态纳米相细化和钉扎效应来增加应变硬化速率，其有助于性质。此外，在基体晶粒中通过TEM揭示了纳米级析出物。这些纳米析出物类似于在图33b中显示的在拉伸变形后的合金51中发现的那些，认为其是通过X射线研究确认的新六方相。
情形实施例#18：来自循环变形的3类合金的增强的延伸率
使用高纯度元素，根据表3中提供的原子比称取35g代表3类钢的合金6的合金原料。随后将原料材料置于电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯度氩作为保护气将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重新熔融以确保均匀性。然后将所得的锭子置于PVC室中，使用RF感应来熔融并且随后喷射到设计成用于铸造具有1.8mm的厚度的3×4英寸板材的铜模具上。
使用American Isostatic Press Model645机器和具有4英寸直径乘5英寸高度的炉腔尺寸的钼炉，使所得的来自合金6的板材经受HIP循环。以10℃/分钟加热板材直至达到1100℃的目标温度并且将其暴露于30ksi的等静压持续1小时。从该板材切割拉伸试样并且将其在700℃下热处理1小时并缓慢炉冷。随后将该拉伸试样预变形至3％并随后在1100℃下退火1小时。然后再次将其两次变形至3％并且随后卸载和在1100℃下退火1小时。在图61中显示了3个回合的预应变和测试至失效的拉伸曲线。在3个回合的预应变和退火后在试样中观察到强度的降低，而与在刚好在HIP循环后测试至失效的试样(图52，曲线a)相比总延伸率增加。
情形实施例19#：3类合金的热成形性
在提高的温度下进行评估本申请中描述的合金的热成形性的研究。在通过双辊铸造或薄板坯连铸的板材制备的情况下，所利用的合金应该具有通过作为制备方法中的步骤的热轧被加工的良好可成形性。此外，就它们对于通过如热压、热冲压等的方法的具有不同结构的部件制备的用途而言，热成形能力是高强度合金的重要特征。
使用高纯度元素，根据表3中提供的原子比称取35g代表3类钢的合金20和合金22的合金原料。随后将原料材料置于电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯度氩作为保护气将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重新熔融以确保均匀性。然后将所得的锭子置于PVC室中，使用RF感应来熔融并且随后喷射到设计成用于铸造具有1.8mm的厚度的3×4英寸板材的铜模具上。
使用American Isostatic Press Model645机器和具有4英寸直径乘5英寸高度的炉腔尺寸的钼炉，使来自所选择的合金的所得的每种板材经受在表18中指定的HIP循环。以10℃/分钟加热板材直至达到表18中对于每种板材指定的目标温度并且将其暴露于30ksi的等静压持续1小时。在HIP循环后对于每种板材施加表18中指定的热处理。从经处理的板材切割具有12mm标记长度和3mm宽度的拉伸试样。
在表18中指定的温度下以0.001s-1的应变速率进行拉伸测量。在表19中，对于来自合金20和合金22经处理的板材显示了包括总延伸率(应变)、屈服应力、极限拉伸强度和失效位置的拉伸测试结果的总结。为了对比，列出了在相同处理后相同的合金的室温拉伸性质范围。如可看到的，在室温下具有高达1650MPa的极限强度的高强度合金在提高的温度下显示高延展性(高达88.5％)，这显示出高热成形能力。该合金的高温延展性强烈地取决于合金化学组成、热机械处理参数和测试温度。在图62中显示了测试的试样的一个实例。
表18  板材处理和测试温度
表19  提高温度的拉伸测试结果
G-标记长度内的断裂E-头部断裂H-标记长度外的断裂
情形实施例#20：对可热成形的3类合金中的组织形成的铜影响
通过SEM和TEM检查了来自代表3类钢的合金20和合金22并且在如情形实施例#19中描述的提高的温度下拉伸测试的所选择的试样的标记的显微组织。将从测试的样品的标记切割出的样品分阶段金相抛光直至0.02μm粗度，以确保用于扫描电子显微镜法(SEM)分析的光滑样品。使用由Carl Zeiss SMT Inc制造的具有30kV的最大操作电压的Zeiss EVO-MA10型号进行SEM。在图63-图66中显示了从测试的试样的标记获取的SEM背散射电子显微照片。
图63和图64显示了在相同处理后但在不同温度下测试的来自合金20的拉伸试样中的标记显微组织的背散射SEM显微照片。在合金20试样中，在850℃和700℃下的高温测试后发现孔穴(图中的黑色区域)。灰色硼化物钉扎相(尺寸为～1μm)均匀分布在基体中。硼化物相在700℃下拉伸后生长得更大(直径高达2μm)。此外，在700℃下测试后，在试样中存在薄片组织，而在850℃下测试后的试样中看不到该薄片组织。显然该合金的机械行为强烈地受到测试温度影响。
与合金20相比，在合金22标记试样(图65和66)中观察到少得多的缩孔。此外，硼化物相(图中的灰色相)比在700℃下测试的试样中的小(大部分小于2μm)但是具有更高的密度。在850℃下测试的试样中，硼化物相被分隔开并且尺寸为0.2μm-2μm。在700℃下拉伸后的不同形态可与基体中的显微组织变化有关。
使用TEM表征在高温变形后来自两种合金的试样中的详细显微组织。从高温测试直至失效后的试样的标记制备TEM试样。从拉伸标记切割样品，然后将其研磨并且抛光至30～40μm的厚度。从这些薄样品冲压出直径为3mm的盘，并且使用30％HNO3的甲醇基底(base)通过双喷射电解抛光来进行最终减薄。在200kV下操作的JEOLJEM-2100HR分析透射电子显微镜中检查这些试样。
图67和图68分别显示了在700℃和850℃下测试的合金20试样的标记中的显微组织的明场TEM显微照片。尺寸为1～2μm的大的黑色相是硼化物相，对应于SEM显微照片(图63和图64)上的灰色相。此外，在700℃和850℃下高温拉伸后的合金20试样中发现高密度的纳米析出物。如由高放大倍数图像所揭示的，纳米析出物的尺寸通常为10-20nm并且分散在基体晶粒中。与在850℃下测试相比，在700℃下测试的试样中纳米析出物的尺寸较小并且纳米析出物的密度较高，这可为更高延展性(88.5％)的原因。
利用能量色散光谱(EDS)来表征纳米析出物的组成。为了对比区别，通过EDS探测纳米析出物和基体。在图69中，在700℃下测试后的合金20试样中的纳米析出物和基体的组成。在纳米析出物中发现高含量的Cu但低含量的Fe。相比之下，基体的化学组成Fe为高的而Cu为低的。此外，在基体中发现了较高浓度的Si和Ni。此外，在基体和析出物检测到氧。对于在850℃下测试的合金20试样获得了类似的结果。
与在合金试样20中的相比，在合金22试样中没有发现纳米析出物。合金22不包含铜。然而，在700℃和850℃下测试的合金22试样中发生通过相变的晶粒细化。在700℃下晶粒细化的程度比在850℃下的大得多。图70和图71分别显示来自在700℃和850℃下测试的试样的合金22标记的TEM图像。在两种情况下，均观察到细化的晶粒。在850℃下，试样表现出一些程度的晶粒细化，而且还观察到其它的变形模式例如堆垛层错(图71)。但是，在700℃下晶粒细化明显得多。如图70所示，该显微组织包含尺寸为50～500nm的大部分细化晶粒。通过选区电子衍射和如图70b所示的暗场TEM图像证实了该纳米相细化。选区电子衍射从图70a所示的区域获取并且显示了证实细晶粒化组织的环形图案。在700℃下晶粒细化的高程度导致较高的拉伸延展性。
情形实施例#21：使用商业原料的合金铸造
通过在压力真空铸造机(PVC)中的板材铸造使用表20中列出的化学组成用于材料加工。使用铁添加剂(ferroadditive)和其它的可容易商购的组分，根据表20中提供的原子比称取35g商业纯度(CP)原料。随后将原料材料置于电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯度氩作为保护气将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重新熔融以确保均匀性。然后将所得的锭子置于PVC室中，使用RF感应来熔融并且随后喷射到设计成用于铸造具有1.8mm的厚度的3×4英寸板材的铜模具上，模拟在双辊铸造法的阶段1中的各辊之间合金凝固成具有类似厚度的板材。
表20  合金的化学组成
合金 Fe Ni Mn B Si
合金64 72.15 8.59 6.76 4.70 7.80
合金87 71.75 8.59 7.16 4.70 7.80
合金88 71.35 8.59 7.56 4.70 7.80
合金89 70.95 8.59 7.96 4.70 7.80
合金90 72.15 8.19 7.16 4.70 7.80
合金91 72.15 7.79 7.56 4.70 7.80
合金92 72.15 7.39 7.96 4.70 7.80
合金93 72.55 8.59 6.76 4.70 7.40
合金94 71.75 8.59 6.76 5.10 7.80
合金95 72.15 8.59 6.76 5.10 7.40
合金96 73.15 8.59 6.76 4.10 7.40
在NETZSCH DSC404F3PEGASUS V5系统中对凝固态铸造板材样品进行热分析。在10℃/分钟的加热速率下并且通过使用流动的超高纯度氩使样品免受氧化，进行差热分析(DTA)和差示扫描量热(DSC)。在表21中显示了DTA结果，表明合金的熔融行为。如从表21中列出的结果可看到的，取决于合金化学组成，熔融在1或2阶段中发生，并且从～1114℃观察到初始的熔融。最终的熔融温度高达～1380℃。取决于合金的化学组成，熔融行为的变化还可反映在它们的冷硬表面加工时的复相形成。
表21  熔融行为的差热分析数据
在允许在空气和蒸馏水中称量的特别构造的天平中使用阿基米德方法对电弧熔炼的锭子测量合金的密度。在表22中列出每种合金的密度并且发现该密度为7.63g/cm3-7.66g/cm3。实验结果表明该技术的精度为±0.01g/cm3。
表22  密度结果的总结(g/cm3)
合金 密度(avg) 合金 密度(avg)
合金64 7.64 合金92 7.65
合金87 7.64 合金93 7.65
合金88 7.66 合金94 7.63
合金89 7.66 合金95 7.63
合金90 7.63 合金96 7.66
合金91 7.64
使用American Isostatic Press Model645机器和具有4英寸直径乘5英寸高度的炉腔尺寸的钼炉，使来自每种合金的每种板材经受热等静压(HIP)。以10℃/分钟加热板材直至达到目标温度并且将其暴露于气体压力持续特定的时间，对于这些研究该时间固定为1小时。在表23种列出了HIP循环参数。HIP循环的重要方面是通过模拟在双辊铸造法的阶段2或薄板坯连铸法的阶段1或阶段2中的热轧来移除宏观缺陷例如孔隙和包裹体。
表23  HIP循环参数
在HIP循环后使用线材电火花加工(EDM)从板材切割拉伸试样。利用Instron的Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)中测量拉伸性质。所有测试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，测力传感器与顶部夹具连接。在表24中，对于在HIP循环后的铸造板材显示了包括总拉伸延伸率(应变)、屈服应力和极限拉伸强度的拉伸测试结果的总结。增加额外的列以说明对应于行为类型(图6)的合金机械响应。机械特性值强烈地取决于合金化学组成和HIP循环参数。如可看出的，拉伸强度值为669-1236MPa。总应变值为7.74-20.83％。所有合金表现出2类行为。
表24  在HIP循环后的铸造板材的拉伸测试结果的总结
在HIP循环后，在表25中指定的参数下在箱式炉中热处理该板材材料。在HIP循环后的热处理的重要方面是通过模拟双辊铸造法的阶段3以及薄板坯连铸法的阶段3来估计合金的热稳定性和性质变化。在空冷的情况下，在试样保持在目标温度下持续目标时间段，从炉中移除并且在空气中冷却。在缓慢冷却的情况下，将试样加热至目标温度然后以1℃/分钟的冷却速率在炉内冷却。
表25  热处理参数
在HIP循环和热处理后，使用线材电火花加工(EDM)从板材切割拉伸试样。利用Instron的Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)中测量拉伸性质。所有测试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；测力传感器与顶部夹具连接。在表26中，对于在HIP循环和热处理后的铸造板材显示了包括总拉伸延伸率(应变)、屈服应力和极限拉伸强度的拉伸测试结果的总结。增加额外的列以说明对应于行为类型(图6)的合金机械响应。表26中的所有合金显示出2类，合金的拉伸强度为835-1336MPa。总应变值为11.64-21.88％，提供了高强度/高延展性性质组合。
具有2类行为的合金中的高强度/高延展性性质组合与在拉伸测试前可在双辊制备或薄板坯连铸制备的任何阶段中但对于本申请中的大部分合金而言主要在阶段3中发生的纳米模态组织(组织#2，图3)的形成有关。组织#2的拉伸变形通过动态纳米相强化导致其转变成指定为高强度纳米模态组织的组织#3，导致所记录的高强度/高延展性组合。
表26  在HIP循环和热处理后的铸造板材的拉伸测试结果的总结
情形实施例#22：厚板材铸造
使用高纯度元素，根据表3中提供的原子比称取具有不同质量的合金6的合金原料。随后将原料材料置于电弧熔炼系统的坩埚中。使用RF感应来熔融原料并且随后将其喷射到设计成用于铸造具有1英寸的厚度的4乘5英寸板材的铜模具上。要注意的是，铸造的板材比先前的1.8mm板材厚得多并且说明了要通过薄板坯连铸法加工的表3中的化学组成的潜力。
将厚板切割成两部分。一部分保持为铸态。使用AmericanIsostatic Press Model645机器和具有4英寸直径乘5英寸高度的炉腔尺寸的钼炉，使第二部分经受在1000℃下的HIP循环。以10℃/分钟加热板材直至达到1000℃的目标温度并且将其暴露于30ksi的等静压持续1小时。从处于铸态和经HIP的条件下的厚板材切割厚度为2mm的薄板材。从在HIP循环后的板材切割三种薄板材，在表27中指定的不同参数下热处理这三种薄板材。随后从处于铸态和经HIP/经热处理的条件下的这些薄板材切割拉伸试样。在图72中显示了部分板材(A)、来自该板材的薄板材(B)和拉伸试样(C)。
使用线材电火花加工(EDM)从板材切割拉伸试样。利用Instron的Bluehill控制与分析软件，在Instron机械测试框架(型号3369)中测量拉伸性质。所有测试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，测力传感器与顶部夹具连接。在表27中，对于处于铸态和在HIP循环和随后的热处理后的1英寸厚板材显示了包括总拉伸延伸率(应变)、屈服应力和极限拉伸强度的拉伸测试结果的总结。如可看到的，拉伸强度值为729-1175MPa。总延伸率值为0.49-1.05％。在图73中还说明了拉伸强度和延展性。要注意的是，这些性质在高得多的铸造厚度下得不到优化，但是代表新的钢类型的有希望的清晰指示，使对于通过薄板坯连铸的大规模制备的组织和机理成为可能。
表27  来自合金6的1英寸厚板的拉伸测试结果的总结
应用
本文中的2类或3类钢形式的合金具有多种应用。这些包括但不限于车辆中的结构件，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2类和/或3类钢将因此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另外的非车辆应用中，例如用于钻井应用，其因此可包括用作钻铤(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)、套管、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。本文中的合金还可用于压缩气体储罐和液化天然气筒。
2类合金在室温下显示出相对高的延展性(高达25％)，证实了它们的可冷成形性，并且预期进一步的开发达到高达40％的延展性。3类钢可应用于各种热成形过程并且还具有进一步开发的冷成形应用。

Claims (30)

1.一种方法，包括：
提供包含65.5-80.9原子％的Fe、1.7-15.1原子％的Ni、3.5-5.9原子％的B、4.4-8.6原子％的Si的金属合金；
熔融所述合金并凝固以提供500nm-20,000nm的基体晶粒尺寸和25nm-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至少一种，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-20,000nm的基体晶粒尺寸，25nm-500nm的硼化物晶粒尺寸，1nm-200nm的析出晶粒尺寸，其中所述合金显示300MPa-840MPa的屈服强度、630MPa-1100MPa的拉伸强度和10-40％的拉伸延伸率；或
(b)100nm-2000nm的细化基体晶粒尺寸，1nm-200nm的析出晶粒尺寸，200nm-2,500nm的硼化物晶粒尺寸，其中该合金具有300MPa-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：
0-8.8原子％的Cr
0-2.0原子％的Cu
0-18.8原子％的Mn。
3.根据权利要求1-2中任一项的方法，其中在1100℃-2000℃的温度下实现所述熔融，和通过11×103-4×10-2K/s范围内的冷却实现凝固。
4.根据权利要求1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-600MPa的屈服强度的应力，其中所述细化晶粒尺寸保持为100nm-2000nm，所述硼化物晶粒尺寸保持为200nm-2500nm，所述析出晶粒保持为1nm-200nm，其中所述合金显示300MPa-1400MPa的屈服强度、875MPa-1590MPa的拉伸强度和5％-30％的延伸率。
5.根据权利要求4的方法，其中所述合金显示0.2-1.0的应变硬化系数。
6.根据权利要求1的方法，其中在(a)或(b)中形成的所述合金为片材形式。
7.根据权利要求4的方法，其中所述合金为片材形式。
8.根据权利要求1的方法，其中将在(a)中形成的所述合金设置在车辆中。
9.根据权利要求4的方法，其中将所述合金设置在车辆中。
10.根据权利要求1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、套管、钻具接头、井头、压缩气体储存桶或液化天然气罐之一中。
11.根据权利要求4的方法，其中将所述合金设置在钻铤、钻杆、套管、钻具接头、井头、压缩气体储存桶或液化天然气罐之一中。
12.一种方法，包括：
(a)提供包含65.5-80.9原子％的Fe、1.7-15.1原子％的Ni、3.5-5.9原子％的B、4.4-8.6原子％的Si的金属合金；
(b)熔融所述合金并凝固以提供500nm-20,000nm的基体晶粒尺寸和100nm-2500nm的硼化物晶粒尺寸；和
(c)加热所述合金并形成包括100nm-10,000nm的晶粒和100nm-2500nm的硼化物晶粒尺寸的板条组织，并且所述合金具有300MPa-1400MPa的屈服强度、350MPa-1600MPa的拉伸强度和0-12％的延伸率。
13.根据权利要求12的方法，其中所述合金包括下列的一种或多种：
0-8.8原子％的Cr；
0-2.0原子％的Cu；
0-18.8原子％的Mn；
14.根据权利要求12-13中任一项的方法，其中在1100℃-2000℃的温度下实现所述熔融，并通过11×103-4×10-2K/s范围内的冷却实现凝固。
15.根据权利要求12的方法，其包括在步骤(c)后加热该合金并且形成100nm-10,000nm厚、0.1-5.0微米长和100nm-1000nm宽的薄片晶粒连同100nm-2500nm的硼化物晶粒和1nm-100nm的析出晶粒，其中所述合金显示350MPa-1400MPa的屈服强度。
16.权利要求15的方法，其中合金受到应力并且形成具有100nm-5000nm的晶粒、100nm-2500nm的硼化物晶粒、1nm-100nm的析出晶粒的合金，并且所述合金具有350MPa-1400MPa的屈服强度、1000MPa-1750MPa的拉伸强度和0.5％-15.0％的延伸率。
17.根据权利要求16的方法，其中所述合金显示0.1-0.9的应变硬化系数。
18.根据权利要求12的方法，其中在(a)或(b)中形成的所述合金为片材形式。
19.根据权利要求15的方法，其中形成的所述合金为片材形式。
20.根据权利要求16的方法，其中形成的所述合金为片材形式。
21.根据权利要求12的方法，其中将在(a)或(b)中形成的所述合金设置在车辆中。
22.根据权利要求15的方法，其中将所述合金设置在车辆中。
23.根据权利要求16的方法，其中将所述合金设置在车辆中。
24.根据权利要求12的方法，其中将在(a)或(b)中形成的所述合金设置在钻铤、钻杆、钻具接头、井头、压缩气体储存桶或液化天然气罐之一中。
25.根据权利要求15的方法，其中将所述合金设置在钻铤、钻杆、套管钻具接头、井头、压缩气体储存桶或液化天然气罐之一中。
26.根据权利要求16的方法，其中将所述合金设置在钻铤、钻杆、套管、钻具接头、井头、压缩气体储存桶或液化天然气罐之一中。
27.一种金属性合金，包含：
65.5-80.9原子％的Fe；
1.7-15.1原子％的Ni；
3.5-5.9原子％的B；
4.4-8.6原子％的Si；
其中所述合金显示500nm-20,000nm的基体晶粒尺寸和25nm-500nm的硼化物晶粒尺寸，并且其中所述合金显示下列的至少一种：
(a)在暴露于机械应力时，所述合金显示出500nm-20,000nm的基体晶粒尺寸、25nm-500nm的硼化物晶粒尺寸、1nm-200nm的析出晶粒尺寸和提供300MPa-840MPa的屈服强度、630MPa-1100MPa的拉伸强度、10-40％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100nm-2000nm的细化晶粒尺寸、200nm-2500nm的硼化物晶粒尺寸、1nm-200nm的析出晶粒尺寸，其中所述合金显示300MPa-1400MPa的屈服强度、875MPa-1590MPa的拉伸强度和5％-30％的延伸率。
28.根据权利要求27的合金，其中在(a)和(b)中详述的所述合金为片材材料形式。
29.一种金属性合金，包含：
65.5-80.9原子％的Fe；
1.7-15.1原子％的Ni；
3.5-5.9原子％的B；
4.4-8.6原子％的Si；
其中所述合金显示500nm-20,000nm的基体晶粒尺寸和100nm-2500nm的硼化物晶粒尺寸，其中所述合金：
(a)在第一次暴露于热时，形成包括100nm-10,000nm的晶粒和100nm-2500nm的硼化物晶粒尺寸的板条组织并且所述合金具有300MPa-1400MPa的屈服强度、350MPa-1600MPa的拉伸强度和0-12％的延伸率；和
(b)在第二次暴露于热及随后的应力时，所述合金具有100nm-5000nm的晶粒、100nm-2500nm的硼化物晶粒、1nm-100nm的析出晶粒，并且所述合金具有350MPa-1400MPa的屈服强度、1000MPa-1750MPa的拉伸强度和0.5％-15.0％的延伸率。
30.权利要求29的合金，其中在(a)或(b)中详述的所述合金为片材形式。
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