CN105765096A - 用于制备先进高强度金属合金的再结晶、细化和强化机制 - Google Patents

用于制备先进高强度金属合金的再结晶、细化和强化机制 Download PDF

Info

Publication number
CN105765096A
CN105765096A CN201480063822.2A CN201480063822A CN105765096A CN 105765096 A CN105765096 A CN 105765096A CN 201480063822 A CN201480063822 A CN 201480063822A CN 105765096 A CN105765096 A CN 105765096A
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
tissue
sheet material
thickness
size
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.)
Pending
Application number
CN201480063822.2A
Other languages
English (en)
Inventor
D·J·布拉那根
G·G·贾斯蒂斯
A·T·鲍
J·K·威尔瑟
B·E·迈克姆
K·克拉克
L·马
I·雅库特索夫
S·拉里施
S·程
T·L·吉登斯
A·E·弗雷里希斯
A·V·瑟古伊瓦
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 CN105765096A publication Critical patent/CN105765096A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • 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
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • 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
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C21D8/0215—Rapid solidification; Thin strip casting
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
    • 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
    • C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
    • 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
    • C21D9/22—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for drills; for milling cutters; for machine cutting tools
    • 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
    • C21D9/44—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for equipment for lining mine shafts, e.g. segments, rings or props
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • 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
    • 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
    • C22C38/56—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.7% by weight of carbon
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

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

该公开内容涉及具有可适用于金属性片材制备的先进性质组合的一类金属合金。更具体地，本申请确定了形成相对高强度和延展性的金属合金以及为了以减小的厚度制备具有相对高强度和延展性的金属性片材而使用提高的温度处理和冷变形的一次或多次循环。

Description

用于制备先进高强度金属合金的再结晶、细化和强化机制
相关申请的交叉引用
该申请要求2013年10月2日提交的美国临时申请序列号61/885,842的权益。
技术领域
该申请涉及具有可适用于金属性片材制备的先进性质组合的一类金属合金。更具体地，本申请确定了形成相对高强度和延展性的金属合金以及为了以减小的厚度制备具有相对高强度和延展性的金属性片材而使用提高的温度处理和冷变形的一次或多次循环。
背景
钢已被人类使用了至少3,000年并且广泛用于工业中，其占据工业用途中所有金属性合金的80重量％以上。现有的钢技术基于操控共析转变。第一步骤是将合金加热至单相区域(奥氏体)并且随后以各种冷却速率将钢冷却或淬火以形成经常是铁素体、奥氏体和渗碳体的组合的多相组织。取决于钢组成和热加工，可以获得具有宽范围的性质的各种各样的特性显微组织(即多边形铁素体、珠光体、贝氏体、奥氏体和马氏体)。共析转变的这种操控已导致了现在各种各样的可获得的钢。
目前，存在51个不同铁合金金属组的超过25,000种的遍及世界的等效物。对于以片材形式制备的钢，可采用基于拉伸强度特性的广泛分类。低强度钢(LSS)可定义为表现出小于270MPa的极限拉伸强度并且包括类型例如无晶隙和低碳的钢。高强度钢(HSS)可定义为表现出从270至700MPa的极限拉伸强度的钢并且包括类型例如高强度低合金、高强度无晶隙和可烘烤硬化的钢。先进高强度钢(AHSS)钢可具有大于700MPa的极限拉伸强度并且包括类型例如马氏体钢(MS),双相(DP)钢,转变诱发塑性(TRIP)钢,复相(CP)钢和孪晶诱发塑性(TWIP)钢。随着强度水平提高，钢的延展性通常降低。例如，LSS、HSS和AHSS可分别表明25％至55％、10％至45％和4％至50％的水平的拉伸延伸率。
开发了AHSS用于汽车应用。例如参见美国专利号8,257,512和8,419,869。这些钢的特征在于与常规钢号相比改进的可成形性和耐冲击性。在包括热机械加工随后受控冷却的工艺中制备目前的AHSS。为了实现在未涂覆或涂覆的汽车产品中所需的最终显微组织，需要控制关于合金组成和加工条件的大量可变参数。
为了特定应用设计的AHSS钢的进一步开发将需要仔细控制合金化、显微组织和热机械加工路线以优化分别有助于所需的最终强度和延展性特性的特定的强化和塑性机制。
概述
本公开内容涉及合金及其相关的制备方法。该方法包括：
a.供应金属合金，该金属合金包含55.0至88.0原子％的水平的Fe、0.50至8.0原子％的水平的B、0.5至12.0原子％的水平的Si和1.0至19.0原子％的水平的Mn；
b.熔化所述合金并凝固以提供200nm至200,000nm的基体晶粒尺寸；
c.加热所述合金以形成50nm至5000nm的细化基体晶粒尺寸，其中该合金具有200MPa至1225MPa的屈服强度；
d.对所述合金施加超过200MPa至1225MPa的所述屈服强度的应力，其中所述合金示出400MPa至1825MPa的拉伸强度和1.0％至59.2％的延伸率。
任选地，随后可施加以下步骤：
e.加热至处于700℃和低于所述合金的熔点的范围内的温度，其中所述合金具有100nm至50,000nm的晶粒、尺寸为20nm至10,000nm的硼化物、尺寸为1nm至200nm的析出物，并且所述合金具有200MPa至1650MPa的屈服强度；和
f.对所述合金施加应力高于所述屈服强度并形成具有10nm至2500nm的晶粒尺寸、20nm至10000nm的硼化物晶粒、1nm至200nm的析出晶粒的合金,导致200MPa至1650MPa的屈服强度、400MPa至1825MPa的拉伸强度和1.0％至59.2％的延伸率。
在上述方法中,步骤(b)和步骤(c)中凝固的合金可具有1mm至500mm的范围内的厚度。在步骤(d)、(e)和(f)中，厚度可减小至所需水平而不损害力学性质。
本公开内容还涉及方法，该方法包括：
a.供应金属合金，该金属合金包含55.0至88.0原子％的水平的Fe、0.50至8.0原子％水平的B、0.5至12.0原子％的水平的Si和1.0至19.0原子％的水平的Mn，其中所述合金示出200MPa至1650MPa的屈服强度，并且所述合金具有第一厚度；
b.加热所述合金至处于700℃和低于所述合金的熔点的范围内的温度并且对所述合金施加应力并形成具有10nm至2500nm的晶粒尺寸、尺寸为20nm至10000nm的硼化物晶粒、尺寸为1nm至200nm的析出物的合金,其中所述合金示出200MPa至1650MPa的屈服强度、400MPa至1825MPa的拉伸强度和1.0％至59.2％的延伸率，并且所述合金具有小于所述第一厚度的第二厚度。
在上述实施方案中，可重复合金的加热和施加应力(步骤b)以实现为了所选择的应用而作为目标的合金的特别的减小厚度。
因此，本公开内容的合金具有连续铸造工艺包括带式连铸、薄带坯/双辊连铸、薄板坯连铸和厚板坯连铸的应用。所述合金在车辆、钻铤、钻杆、套管、工具接头、井口、压缩气体储箱或液化天然气罐中找到特别的应用。
附图简要说明
参考附图可更好地理解以下详细描述，出于说明性目的提供所述附图并且不将其视为对本发明的任何方面进行限制。
图1说明了1类钢的形成。
图2是说明具有模态纳米相组织的1类钢的力学响应的应力对应变图。
图3A说明了2类钢的形成。
图3B说明了施加至组织3(2类钢)的再结晶和纳米相细化&强化的施加和细化的高强度纳米模态组织的形成。
图4是具有高强度纳米模态组织的2类钢的机械响应的应力对应变图。
图5是说明具有细化的高强度纳米模态组织的钢合金的机械响应的应力对应变图。
图6说明了显示工艺可分解成3个关键工艺阶段的薄带坯连铸。
图7说明了来自从通过薄带坯连铸工艺制备的卷材取得的合金260的商业片材样品的实例。
图8说明了来自(a)在片材制备的不同步骤处的合金260和(b)在采用不同参数的后加工之后的合金284的工业片材的拉伸性质。
图9说明了铸造厚度为1.8mm的来自合金260的实验室铸造片材的凝固状态的显微组织的背散射SEM显微照片：(a)外层区域；(b)中央层区域。
图10说明了合金260工业片材中的凝固状态的显微组织的背散射SEM显微照片：(a)外层区域；(b)中央层区域。
图11说明了来自在1150℃下热处理2小时之后的合金260的工业片材中的显微组织的背散射SEM显微照片：(a)外层区域；(b)中央层区域。
图12说明了来自在1150℃下热处理2小时之后的合金260的工业片材中的显微组织的明场TEM图像。
图13说明了具有50％压下量的来自合金260的冷轧片材中的显微组织的背散射SEM显微照片：(a)外层区域；(b)中央层区域。
图14说明了具有50％压下量的来自合金260的冷轧片材中的显微组织的明场TEM图像。
图15说明了冷轧条件下的合金260片材的x射线衍射数据(强度对2θ)；a)测量图案,b)确定峰值的Rietveld计算图案。
图16说明了来自在1150℃下热处理5分钟之后的合金260的冷轧片材中的显微组织的背散射SEM显微照片：(a)外层区域；(b)中央层区域。
图17说明了来自在1150℃下热处理2小时之后的合金260的冷轧片材中的显微组织的背散射SEM显微照片：(a)外层区域；(b)中央层区域。
图18说明了来自在1150℃下热处理5分钟之后的合金260的冷轧片材中的显微组织的明场TEM显微照片。
图19说明了来自在1150℃下热处理2小时之后的合金260的冷轧片材中的显微组织的明场TEM显微照片。
图20说明了冷轧和热处理条件下的合金260片材的x射线衍射数据(强度对2θ)；(a)测量图案；(b)确定峰值的Rietveld计算图案。
图21说明了来自合金260的拉伸试样的规格截面(gagesection)中的显微组织的背散射SEM显微照片：(a)外层区域；(b)中央层区域。
图22说明了来自合金260的拉伸试样的规格截面中的显微组织的明场(a)和暗场(b)TEM显微照片。
图23说明了变形样品的拉伸测量中的合金260片材的x射线衍射数据(强度对2θ)；(a)测量图案；(b)确定峰值的Rietveld计算图案。
图24说明了来自在1150℃下过时效8小时之后的合金260的工业片材中拉伸性质的回复。
图25说明了来自在1150℃下过时效16小时之后的合金260的工业片材中拉伸性质的回复。
图26说明了来自在1150℃下过时效8小时之后的合金284的工业片材中拉伸性质拉伸性质的回复。
图27说明了在冷轧和退火的多个步骤之后合金260中的性质回复。
图28说明了在表15中描述的加工的每个步骤之后合金260片材的拉伸性质，其显示拉伸性质落入由在拉伸测试之前合金260片材的组织所确定的两个不同的组，并且可循环地施加该工艺至利用所示机制的组织之间的过渡物。
图29说明了显示板坯制备步骤的板坯连铸工艺流程图。
图30说明了显示可分解成类似于薄带坯连铸的3个工艺阶段的钢片材制备步骤的薄板坯连铸工艺流程图。
详细描述
本文中的钢合金是这样的：它们初始能够形成本文中描述的1类或2类钢，所述1类或2类钢优选晶态的(非玻璃态的)并且具有可确定的晶态晶粒尺寸形态和力学性质。本公开内容聚焦于2类钢的改进并且以下关于1类的讨论旨在提供清楚的上下文。
1类钢
在图1中说明了本文中的1类钢的形成。如其中所示的，由于采用该合金的液体熔体开始并且通过冷却来凝固，初始形成模态组织(组织#1,图1)，其提供具有特别的晶粒尺寸的特别相的形核和生长。本文中提及的“模态”可因此理解为具有至少两个晶粒尺寸分布的组织。本文中的晶粒尺寸可理解为特定的特别相的单晶的尺寸，其优选是通过方法例如扫描电子显微镜法或透射电子显微镜法可确定的。因此，1类钢的组织#1可优选通过经过所显示的实验室规模工序和/或经过工业规模方法(包括冷表面加工方法，例如双辊加工、厚或薄板坯连铸)的加工来实现。
当从熔体冷却时，1类钢的模态组织将因此初始具有以下的晶粒尺寸：(1)含有奥氏体和/或铁素体的500nm至20,000nm的基体晶粒尺寸；(2)25nm至5000nm的硼化物尺寸(即非金属性晶粒例如M2B，其中M是金属并且与B共价结合)。硼化物还可优选为“钉扎”型相，其意指通过在提高的温度下抵抗粗化的钉扎相将有效地稳定基体晶粒的特征。注意到金属硼化物被确定为表现出M2B化学计量比，但是其它化学计量比也是可能的，并且可提供钉扎，包括M3B、MB(M1B1)、M23B6和M7B3。
可通过热机械变形和经过热处理使1类钢的模态组织变形，导致性质上的一些变化，但是可保持模态组织。
当上述的1类钢暴露于机械应力时，在图2中说明了所观察的应力对应变图。因此观察到模态组织经历被确定为导致模态纳米相组织(组织#2,图1)的动态纳米相析出(机制#1,图1)。因此当该合金在应力下经历屈服时，促发了这样的动态纳米相析出，并且发现经历动态纳米相析出的1类钢的屈服强度可优选在300MPa至840MPa处出现。因此，可理解的是，由于施加超过这样的所示的屈服强度的机械应力，因而发生动态纳米相析出。动态纳米相析出本身可理解为在1类钢中形成另外可鉴定的相，其称作具有相关晶粒尺寸的析出相。即，这样的动态纳米相析出的结果是形成具有模态纳米相组织(组织#2,图1)的合金,该模态纳米相组织仍然具有500nm至20,000nm的可确定的基体晶粒尺寸,尺寸为20nm至10000nm的硼化物钉扎相,连同形成尺寸为1.0nm至200nm的六方相的析出物。如上所述，因此当对合金施加应力时基体晶粒不会粗化，但是确实导致如所述的析出物的发展。
提及六方相可理解为具有P63mc空间群(#186)的复六方锥类六方相和/或具有六方P6bar2C空间群(#190)的复三方双锥类。另外，1类钢的这样的第二类型组织的力学性质使得观察到拉伸强度落入630MPa至1100MPa的范围内，并且延伸率为10-40％。此外，1类钢的第二组织类型使得其表现出在0.1至0.4之间的应变硬化系数，在经历所述的屈服之后该应变硬化系数是几乎无波动的。应变硬化系数意指式子σ＝Kεn中的n值，其中σ表示在材料上施加的应力，ε是应变并且K是强度系数。应变硬化指数n的值介于0和1之间。值为0意味着合金是完美塑性的固体(即该材料对于所施加的力经历不可逆的变化)，而值为1表示100％弹性固体(即该材料对于所施加的力经历可逆的变化)。下面的表1提供本文中的1类钢中的组织和机制的总结。
表11类钢的组织和性能的对比
2类钢
在图3A中说明了本文中的2类钢的形成。在本文中2类钢还可由所确定的合金形成,其在采用模态组织(组织#1,图3A)开始并且随后是本文中确定为纳米相细化(机制#1,图3A)和动态纳米相强化(机制#2,图3A)的两种新机制之后包括两种新组织类型。2类钢的组织类型在本文中描述为纳米模态组织(组织#2,图3A)和高强度纳米模态组织(组织#3,图3A)。因此，本文中的2类钢可表征如下：组织#1-模态组织(步骤#1)，机制#1-纳米相细化(步骤#2)，组织#2-纳米模态组织(步骤#3)，机制#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，由于采用该合金的液体熔体开始并且通过冷却来凝固，初始形成模态组织(组织#1)，其提供具有特别的晶粒尺寸的特别相的形核和生长。本文中的晶粒尺寸可再次理解为特定的特别相的单晶的尺寸，其优选是通过方法例如扫描电子显微镜法或透射电子显微镜法可确定的。因此，2类钢的组织#1可优选通过经过所显示的实验室规模工序和/或经过工业规模方法(包括冷表面加工方法，例如双辊加工、厚或薄板坯连铸)的加工来实现。
当从熔体冷却时，2类钢的模态组织将因此初始示出以下的晶粒尺寸：(1)含有奥氏体和/或铁素体的200nm至20,000nm的基体晶粒尺寸；(2)20nm至10000nm的硼化物尺寸(即非金属性晶粒例如M2B，其中M是金属并且与B共价结合)。硼化物还可优选为“钉扎”型相，其意指通过在提高的温度下抵抗粗化的钉扎相将有效地稳定基体晶粒的特征。注意到金属硼化物被确定为表现出M2B化学计量比，但是其它化学计量比也是可能的，并且可提供钉扎，包括M3B、MB(M1B1)、M23B6和M7B3，并且其不受如上所述的机制#1或#2影响。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。
优选首先产生模态组织(组织#1,图3A)并且随后在产生之后现在可经过机制#1(其为纳米相细化)独特地细化该模态组织，导致组织#2。纳米相细化意指组织#1的初始落入200nm至200,000nm的范围内的基体晶粒尺寸在尺寸上减少以提供具有通常落入50nm至5000nm的范围内的基体晶粒尺寸的组织#2。注意到在设计硼化物钉扎相来抵抗在热处理期间的基体晶粒粗化时，其在一些合金中可显著地改变尺寸。由于这些硼化物钉扎位点的存在，会预期导致粗化的晶界运动被称作Zener钉扎或Zener拖曳(drag)的过程阻止。因此，虽然由于总界面面积的减少基体的晶粒生长可为积极有利的，但是由于这些相的高界面能硼化物钉扎相的存在将抵消粗化的这种驱动力。
2类钢中的纳米相细化(机制#1,图3A)的特性，如所述的落入200nm至200,000nm的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,图3A)中的铁素体(α-Fe)的体积分数是0至45％。由纳米相细化(机制#1,图3A)所致的组织#2中的铁素体(α-Fe)的体积分数通常为从20至80％。静态转变(机制#1,图3A)优选在提高的温度的热处理(任选地具有压力)期间发生并且因此包括独特的细化机制，因为晶粒粗化而不是晶粒细化，为在提高的温度下的常规材料响应。优选地，加热至700℃和小于合金的Tm的温度。取决于特别的合金，这样的温度可因此落入例如700℃至1200℃的范围内。所施加的压力使得在提高的温度下超过材料的屈服强度，其可处于5MPa至1000MPa的范围内。
因此，采用本文中的2类钢的合金晶粒在纳米相细化期间不发生粗化。组织#2在动态纳米相强化(机制#2,图3A)期间独特地能够转变至组织#3，并且示出处于400至1825MPa的范围内的拉伸强度值与1.0％至59.2％的总延伸率。
取决于合金化学组成，在一些非不锈高强度钢中纳米级析出物可在纳米相细化和随后的热工艺期间形成。纳米析出物的尺寸处于1nm至200nm的范围内，其中这些相的大部分(>50％)的尺寸为10～20nm,其比用于阻止基体晶粒粗化而在组织#1中形成的硼化物钉扎相小得多。发现硼化物的尺寸处于从20至10000nm的范围内。
基于上述展开，在提供2类钢的本文中的合金的情况下，当这样的合金超过它们的屈服点时，发生恒定应力下的塑性变形，随后是动态相转变，导致组织#3的产生。更具体地，在诱发足够的应变之后，出现拐点，在该拐点处应力对应变曲线的斜率改变和增加。在图4中，显示了应力应变曲线，其表示本文中的经历2类钢的变形行为的钢合金。强度随着应变增加，表明机制#2(动态纳米相强化)的激活。
伴随在动态纳米相强化期间进一步的应变，强度继续增加，但是应变硬化系数值逐步减小直至几乎失效。但是一些应变软化仅在断裂点(其可由在颈缩时局部横截面积的减小所致)附近发生。注意到在应力下在材料应变下发生的强化转变通常定义机制#2为动态过程，导致组织#3。“动态的”意指该过程可经过施加超过材料的屈服点的应力来发生。对于实现组织#3的合金可实现的拉伸性质包括处于从400MPa至1825MPa范围内的拉伸强度值和1.0％至59.2％的总延伸率。所实现的拉伸性质的水平还取决于随着应变增加(对应于2类钢的特性应力应变曲线)而发生的转变的量。
关于这种动态机制，观察到新的和/或另外的一种或多种析出相，其具有1nm至200nm的可确定的晶粒尺寸。另外，在所述析出相中进一步鉴定了具有P63mc空间群(#186)的复六方锥类六方相、具有六方P6bar2C空间群(#190)的复三方双锥类和/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新颖的纳米级/近纳米级相的显微组织的形成，其提供材料中的相对高强度。即，组织#3可理解为具有尺寸通常为从25nm至2500nm的基体晶粒并且具有处于1nm至200nm范围内的析出相的显微组织，其中所述基体晶粒被具有处于20nm至10000nm的范围内的硼化物相钉扎。上面提及的具有1nm至200nm的晶粒尺寸的析出相的初始形成以纳米相细化开始并且在动态纳米相强化期间继续，导致组织#3的形成。组织#2中尺寸为1nm至200nm的析出相/晶粒的体积分数在转变成组织#3期间增加，并且有助于所确定的强化机制。还应当注意到在组织#3中，γ-铁的水平是任选的并且取决于特定的合金化学组成和奥氏体稳定性可被消除。
注意到动态再结晶是已知的过程但是不同于机制#2(图3A)，因为其包括由小晶粒形成大晶粒从而其不是细化机制而是粗化机制。另外，由于新的未变形的晶粒被变形的晶粒取代，与本文呈现的机制相比不发生相变化并且这还导致与本文的强化机制相比在强度上的相应降低。还注意到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类钢中的组织和机制的总结。
表22类钢的组织和性能的对比
2类钢的再结晶和冷成形
如上所述，本文中的钢合金是这样的：它们能够形成高强度纳米模态组织(组织#3,图3A和表2)。应该注意到在图3A中，组织#1可以在材料的凝固下以从1mm至500mm的厚度范围形成，组织#2(在纳米相细化之后)涉及从1mm至500mm的厚度，并且组织#3(在动态纳米相强化之后)以0.1mm至25mm的减小厚度而形成。
参考图3B，现在意识到所示的高强度纳米模态组织(组织#3)可经历再结晶以提供再结晶的模态组织(组织#4,图3B)，该再结晶的模态组织在随后的变形期间经历纳米相细化和强化(机制#3,图3B)，导致转变成细化的高强度纳米模态组织(组织#5,图3B)。在这些步骤期间合金的厚度处于0.1mm至<25mm的范围内。然而如可见的，导致再结晶的加热随后施加应力高于屈服点，这是会在合金加工期间实现以提供减小厚度的片材的步骤，不损害组织#3的力学性质。即，组织#3，当经历加热和再结晶随后高于屈服的应力(其可在旨在减小厚度的片材加工中实现)时，在本文中不损害合金力学强度特性(例如大于10％的降低)。所得的组织#5提供与初始组织#3类似的行为(图5)和力学性质，并且取决于特定的合金和加工条件，可导致性质的改进。
另外，如图3B所示，如本文中解释的，可将再结晶(步骤6)和随后的变形(步骤8)重复地施加至高强度纳米模态组织。注意到在经过图3A和图3B中的发展过程直至步骤9的至少一次循环之后，可考虑另外的循环，并且取决于特别的最终用户应用的需求、所需的厚度目标(即以0.1mm至25mm的范围内的最终厚度为目标)和性质的最终调节例如冷轧至中间水平而不施加后续退火，可以在步骤7、步骤8或步骤9处终止。
基于上述展开，当具有完全或部分的高强度纳米模态组织(组织#3)的钢合金经受高温暴露(大于或等于700℃但小于熔点的温度)时，发生再结晶，导致形成再结晶的模态组织(组织#4,图3B)。在合金先前经受显著量的塑性变形(即高于屈服点的应力)之后发生这样的再结晶。这样的变形的实例由冷轧代表，但是可采用各种各样的冷加工步骤发生，包括冷冲压、液压成形、轧制成形等。冷轧至塑性范围在基体晶粒中引入高密度的位错，并且经过所确定的动态纳米相强化(机制#2,图3A)发生强化，产生高强度纳米模态组织(组织#3,图3A)。现在显示具有储存在基体晶粒中的高密度位错的高强度纳米模态组织在暴露于提高的温度时经历再结晶，这引起位错移除、相变化和基体晶粒生长，导致形成再结晶的模态组织(组织#4,图3B)。注意到虽然发生基体晶粒生长，但是生长的程度受晶界处的硼化物相的钉扎效应限制。
再结晶的模态组织(组织#4,图3B)因此特征在于生长至100nm至50,000nm的尺寸的基体晶粒和随机分布在基体中的尺寸处于1nm至200nm的范围内的析出相，其中所述基体晶粒被尺寸处于20nm至10000nm的范围内的硼化物相钉扎。组织分析显示γ-Fe(奥氏体)是主基体相(25％至90％)并且其与通常存在M2B1的化学计量比的复杂混合金属硼化物相同时出现。取决于材料中高强度纳米模态组织(组织#3)的初始状态、冷轧和热处理的参数以及特定的化学组成，另外的相可由α-Fe(铁素体)(0至50％)和残余的纳米析出物(0至30％)表示。
基于上述展开，在对本文中的具有再结晶的模态组织(组织#4,图3B)的合金施加应变的情况下，当这样的合金超过它们的屈服点时,发生恒定应力下的塑性变形，随后是经过纳米相细化和强化(机制#3,图3B)的动态相转变，导致产生细化的高强度纳米模态组织(组织#5,图3B)。更特别地，在诱发足够的应变之后，出现拐点，在该拐点处应力对应变曲线的斜率变化和增加。在图5中，显示应力应变曲线，其代表本文中经历具有再结晶的模态组织(组织#4,图3B)的2类钢的变形行为的钢合金。强度随着应变增加，表明机制#3(纳米相细化和强化)的激活。伴随进一步的应变，强度继续增加，但是应变硬化系数值逐步减小直至几乎失效。但是一些应变软化仅在断裂点(其可由在颈缩时的局部横截面积的减小所致)附近发生。连同形成细化的高强度纳米模态组织(组织#5,图3B)在本文中的合金中可实现的拉伸性质包括处于从400至1825MPa的范围内的拉伸强度值和1.0％至59.2％的总延伸率。所实现的拉伸性质的水平还取决于随着应变增加(对应于2类钢的特性应力应变曲线)而发生的转变的量。
关于机制#3)(图3B)，观察到新的和/或另外的一种或多种析出相，其具有1nm至200nm的可确定的晶粒尺寸。另外，在所述析出相中进一步鉴定了具有P63mc空间群(#186)的复六方锥类六方相、具有六方P6bar2C空间群(#190)的复三方双锥类和/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新颖的纳米级/近纳米级相的显微组织的形成，其提供材料中的相对高强度。即，组织#5(图3B)可理解为具有尺寸通常为从10nm至2000nm的基体晶粒并且具有处于1nm至200nm范围内的析出相的显微组织，其中所述基体晶粒被处于20nm至10000nm的范围内的硼化物相钉扎。组织#5中的尺寸为1nm至200nm的析出相的体积分数在经过机制#3的转变期间增加。还应当注意到在组织#5中，γ-铁的水平是任选的并且取决于特定的合金化学组成和奥氏体稳定性可被消除。
如由图3B中的箭头所示的，可以以顺序的方式循环地施加新确定的组织和机制。例如，一旦部分或完全形成高强度纳米模态组织(组织#3)，就可经过高温暴露使其再结晶以形成再结晶的模态组织(组织#4)。这种组织具有随后通过冷变形转变成细化的高强度纳米模态组织(组织#5)的独特能力，其中所述冷变形通过各种工艺，包括冷轧、冷冲压、液压成形、轧制成形等。一旦这次循环完成，有必要时就可重复该循环许多次(即包括组织#3形成,再结晶成组织#4,随后经过纳米相细化和强化(机制#3)来冷变形以制备细化的高强度纳米模态组织(组织#5)的另外的循环)。例如，设想可经历2至20次循环。
关于在工业加工中使用这些转变的循环属性存在许多实例。例如，考虑具有化学组成和可操作的机制以及能实现的显微组织的片材，其中通过薄板坯工艺将该片材初始铸造成50mm厚并且随后经过几个步骤热轧以制备3mm片材。然而，对于汽车中的特别应用，该片材的目标规格厚度是～1mm。因此，必须将热轧状态的3mm厚的片材冷轧减至目标规格。在30％的压下量之后3mm片材现在为～2.1mm厚并且形成了高强度纳米模态组织(图3A和3B中的组织#3)。进一步的冷压缩会导致该实例中的片材的破裂，因为延展性太低。
现在热处理该片材(加热至高于700℃但低于Tm)并且形成再结晶的模态组织(组织#4)。随后将这个片材冷轧另外30％的压下量至～1.5mm的规格厚度并且形成细化的高强度纳米模态组织(组织#5)。进一步的冷压缩会再次导致片材的破裂。随后施加热处理以使该片材再结晶，导致高延展性的再结晶模态组织(组织#4)。随后将该片材冷轧另外30％以产生～1.0mm厚度的规格厚度，并且获得细化的高强度纳米模态组织(组织#5)。在达到规格厚度目标之后，进一步的冷轧压缩是不必要的。取决特定的应用，可以或可以不将该片材再次加热来进行再结晶。例如，对于部件随后的冷冲压，使该片材再结晶以形成高延展性的再结晶模态组织(组织#4)会是有利的。这种所得的片材随后可被最终用户并且在冲压工艺期间热冲压，会部分或完全转变成细化的高强度纳米模态组织(组织#5)。
在一个或多个步骤中形成再结晶的模态组织(组织#4)之后的另一个实例会是将该组织暴露于经过冷轧的冷变形并且随后超过屈服强度至纳米相细化和强化(机制#3)。然而，作为变体，可仅将该材料部分冷轧并且随后不进行退火(即再结晶)。例如，具有在断裂之前可冷轧最高至40％的再结晶的模态组织(组织#4)的特别片材材料例如可替代地仅冷轧10％、20％或30％并且随后不进行退火。这会导致经过纳米相细化和强化(机制#3)的部分转变并且会导致对于具有不同需求的特定应用可调节的屈服强度、极限拉伸强度和延展性的独特组合。例如，在汽车的乘客舱中需要高屈服强度和高拉伸强度以在碰撞事件期间避免撞击，而低屈服强度和高拉伸强度与高延展性在汽车的前端或后端(经常称作碰撞能量管理区(crashenergymanagementzone))的使用中可为相当有吸引力的。
现在应当理解本文中的特定特征是本文中的钢合金在形成再结晶的模态组织(组织#4)之后经历纳米相细化&强化(机制#3)的能力。本文中的具有再结晶的模态组织(组织#4)的钢合金的力学行为的实例示意性地显示在图5中。该力学行为类似于本文中的在图4中显示的具有纳米模态组织(组织#2)的钢合金。当具有再结晶的模态组织的这样的合金超过它们的屈服点时，发生恒定应力下的塑性变形，随后是动态相转变与同时的组织细化，导致形成细化的高强度纳米模态组织(组织#5)。更具体地，在诱发足够的应变之后，出现拐点，在该拐点处应力对应变曲线的斜率变化和增加(图5)，并且强度随着应变增加，表明纳米相细化&强化(机制#3)的激活。下面的表3提供了本文中的钢合金中的组织和机制的总结。
表3钢合金的组织和性能
优选的合金化学组成和样品制备
在表4中显示了所研究的合金的化学组成，表4提供了所利用的优选的原子比。通过在压力真空铸造机(PVC)中进行片材铸造来完成初始研究。使用高纯度元素(>99wt％)，根据表4中提供的原子比称量四份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体将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重熔以确保均匀性。在混合之后，随后将锭子置于PVC室中，使用RF感应进行熔化并且随后喷射到为了铸造厚度为3.3mm的3英寸乘4英寸的片材而设计的铜模具上。
表4合金的化学组成
从上述可看出本文中的易受图3A和3B中说明的转变影响的合金落入以下分组：(1)Fe/Cr/Ni/Mn/B/Si(合金1至63、66至71、184、192、280至283)；(2)Fe/Cr/Ni/Mn/B/Si/Cu(合金64、72、74至183、188至191、193至229、233至235、248、249、252、253、256至260、268至279、284至288、292至297、301)；(3)Fe/Cr/Ni/Mn/B/Si/C(合金65、73)；(4)Fe/Cr/Ni/Mn/B/Si/Cu/Ti(合金185至187)；(5)Fe/Cr/Mn/B/Si/Cu(合金230至232、236至238、261)；(6)Fe/Cr/Mn/B/Si(合金239至247、250、251、254、255、293)；(7)Fe/Cr/Ni/Mn/B/Si/Cu/C(合金262至267、289至290、295、296、300、302、304)；(8)Fe/Mn/B/Si(合金291、294)；(9)Fe/Ni/Mn/B/Si/Cu/C(合金298、303)；(10)Fe/Cr/Mn/B/Si/C(合金299)。
从上述来看，本领域技术人员会理解本文中的合金组成包括以下所示的原子％的以下四种元素：Fe(55.0至88.0at.％)；B(0.50至8.0at.％)；Si(0.5至12.0at.％)；Mn(1.0至19.0at.％)。另外，可理解的是，以下的元素是任选的并且可以以所示的原子％存在：Ni(0.1至9.0at.％)；Cr(0.1至19.0at.％)；Cu(0.1至6.00at.％)；Ti(0.1至1.00at.％)；C(0.1至4.0at.％)。可以存在杂质，包括原子例如Al、Mo、Nb、S、O、N、P、W、Co、Sn、Zr、Pd和V,其可以以最高至10原子％存在。
因此，在本文中合金还可更广泛地描述Fe基合金(具有大于50.0原子％的Fe含量)并且还包括B、Si和Mn，并且能够形成2类钢(图3A)并且还能够经历再结晶(热处理至700℃但低于Tm)随后是高于屈服的应力以提供细化的高强度纳米模态组织(组织#5,图3B)，可重复该再结晶和高于屈服的应力的步骤。该合金可进一步由对于所确定的组织关于屈服强度、拉伸强度和拉伸延伸率特性所实现的力学性质定义。
钢合金性质
对于所关注的所有合金，在铸造状态下的材料上进行热分析。在NetzschPegasus404差示扫描量热仪(DSC)上进行测量。测量曲线由快速上升至900℃、随后以10℃/分钟的速率受控上升至1400℃、以10℃/分钟的速率从1400℃受控冷却至900℃以及以10℃/分钟的速率第二次加热至1400℃组成。从最后的加热阶段获取固相线、液相线和峰值温度的测量，以确保采用最佳可能的测量接触的平衡状态的材料的代表性测量。在表4中列出的合金中，熔化在一个或多个阶段中发生，其中取决于合金化学组成初始熔化从～1120℃开始，并且最后的熔化温度在一些情况下超过1425℃(在表5中标记N/A)。因此，本文中的能够形成2类钢并且随后再结晶和冷成形(图3B)的合金的熔点范围可为从1000℃至1500℃。熔化行为的变化反映在合金取决于它们的化学组成的凝固下形成复相。
表5对于熔化行为的差热分析数据
使用阿基米德方法以允许在空气和蒸馏水两者中称量的特殊构造的平衡下在电弧熔炼的锭子上测量合金的密度。每种合金的密度列在表6中并且被发现从7.30g/cm3变化至7.89g/cm3。实验结果揭示这种技术的精确度为±0.01g/cm3。
表6平均合金密度
使用具有钼炉并且具有4英寸直径乘5英寸高度的炉室尺寸的AmericanIsostaticPressModel645机器，使来自合金1至合金283的每种合金的板材经受热等静压(HIP)。以10℃/分钟加热该板材直至达到目标温度并且将该板材暴露于气体压力持续指定的时间(在这些研究中将其保持在1小时)。HIP循环参数列在表7中。HIP循环的关键方面是移除宏观缺陷例如在通过薄带坯/双辊连铸工艺或厚/薄板坯连铸工艺制备片材期间模仿热轧所致的小夹杂物和孔隙。作为热机械过程的HIP循环允许消除一些分数的内部和外部宏观缺陷同时平滑该板材的表面。
表7HIP循环参数
在HIP循环之后，在表8中指定的参数下热处理该板材。在空气冷却的情况下，将试样保持在目标温度持续目标时间段，从炉中移除并且在空气中冷却下来，模拟在商业片材制备下的卷绕条件。在受控冷却的情况下，以指定的速率降低炉温，加载样品，允许控制样品冷却速率。
表8热处理参数
使用电火花线加工(EDM)从HIP循环和热处理之后的板材切割拉伸试样。在Instron力学测试框架(Model3369)上利用Instron的Bluehill控制和分析软件测量拉伸性质。所有测试在室温下在位移控制中运行，其中底部夹具保持固定并且顶部夹具移动；压力传感器附接至顶部夹具。在HIP之后的合金的拉伸性质列在表9中并且这涉及上述的组织3。极限拉伸强度值从403变化至1810MPa，拉伸延伸率为从1.0至33.6％。屈服强度处于从205至1223MPa的范围内。本文中的钢合金中的力学特性值将取决于合金化学组成和加工/处理条件。
表9经受HIP循环的合金的拉伸性质
经由热轧将来自表4中列出的所选择的合金的铸造板材热机械加工。在隧道炉中将板材加热至目标温度，该目标温度等于比先前确定的固相线温度(参见表5)低至少50℃的最接近的25℃温度间隔。对于轧制的所有样品，将轧机的辊保持在恒定的间距下，使得辊以最小的力接触。所得的压下量在21.0％和41.9％之间变化。热轧阶段的主要重要性是启动纳米相细化和移除宏观缺陷例如由模仿在双辊连铸工艺的阶段2或薄板坯连铸工艺的阶段1或阶段2的热轧所致的空穴和孔隙。除了平滑样品表面以外，这种工艺还消除了一定分数的内部宏观缺陷。在热轧之后，在表8中指定的参数下热处理板材。使用电火花线加工(EDM)从热轧和热处理之后的板材切割拉伸试样。在Instron力学测试框架(Model3369)上利用Instron的Bluehill控制和分析软件测量拉伸性质。所有测试在室温下在位移控制中运行，其中底部夹具保持固定并且顶部夹具移动；压力传感器附接至顶部夹具。在轧制状态下和在表8中定义的热处理之后测试样品。
在表10中列出本文中具有在热轧之后形成的纳米模态组织(组织#2,图3A)的所选择的合金的拉伸性质。可看出，在该状态中，屈服应力从308变化至1020MPa。在屈服之后，组织#2转变成高强度纳米模态组织(组织#3,图3A)并且证实了从740至1435MPa的拉伸强度与处于从2.2至41.3％的范围内的延展性。
热轧之后的热处理导致纳米模态组织(组织#2)进一步的发展，该纳米模态组织在变形期间转变成高强度纳米模态组织(组织#3)。在不同参数下的热轧和热处理之后所选择的合金的拉伸性质列在表10中。极限拉伸强度值可从730变化至1435MPa，拉伸延伸率为从约2至59.2％。屈服强度处于从274至1020MPa的范围内。本文中的钢合金中的力学特性值将取决于合金化学组成和加工/处理条件。
表10经受热轧的合金的拉伸性质
使用InduthermVTC800V真空翻转铸造机，将来自表4的所选择的合金铸造成厚度为50mm的板材。根据表4中对于每种合金提供的原子比，以3千克装料使用指定数量的可商购的已知组成和杂质合量的铁添加剂(ferroadditive)粉末以及额外的合金化元素(如果需要)来称取指定组成的合金。将称取的合金装料置于涂覆氧化锆的氧化硅基坩埚中并且加载到铸造机中。使用14kHzRF感应线圈在真空下发生熔化。加热装料直至完全熔融，采用在观察到固体成分的最后一点之后45秒和60秒之间的时间段，以提供过热和保证均匀性。将熔体倾倒入水冷铜模具中以形成约50mm厚的实验室铸造板坯，其处于薄板坯连铸工艺的厚度范围内(图31)并且尺寸为75mmx100mm。
取决于合金固相线温度，使具有50mm的初始厚度的铸造板材经受在1075至1100℃之间的温度下的热轧。采用在线LuciferEHS3GT-B18隧道炉，在FennModel061单一阶段轧机上完成轧制。将材料保持在热轧温度持续40分钟的初始停留时间以确保均匀的温度。在轧机上的每个道次之后，使样品返回到隧道炉并保持4分钟温度回复以校正在热轧道次期间损失的温度。在两个炉期中进行热轧，其中第一炉期实现至6mm厚度的约85％的总压下量。在热轧的第一炉期后，从热轧材料的中央切割150mm-200mm长的片材部分。随后将该切割部分用于热轧的第二炉期，用于介于96％和97％之间的两次炉期之间的总压下量。
经由EDM从热轧片材切割拉伸试样。在Instron力学测试框架(Model3369)上利用Instron的Bluehill控制和分析软件测量拉伸性质。所有测试在室温下在位移控制中运行，其中底部夹具保持固定并且顶部夹具移动；压力传感器附接至顶部夹具。热轧状态条件下的合金的拉伸性质列在表11中。极限拉伸强度值可从978变化至1281MPa，拉伸延伸率为从14.0至29.2％。屈服应力处于从396至746MPa的范围内。本文中的钢合金中的力学特性值将取决于合金化学组成和热轧条件。
表11热轧之后所选择的拉伸性质
随后使来自每种合金的热轧片材经受多个道次的进一步的冷轧降至1.2mm的厚度。在FennModel061单一阶段轧机上完成轧制。在热轧和随后的冷轧之后的合金的拉伸性质列在表12中。这种特定实例中的极限拉伸强度值可从1438变化至1787MPa，拉伸延伸率为从1.0至20.8％。屈服应力处于从809至1642MPa的范围内。本文中的钢合金中的力学特性值将取决于合金化学组成和加工条件。冷轧压下量影响奥氏体转变的量，导致合金中不同水平的强度。
表12冷轧之后所选择的合金的拉伸性质
在冷轧之后，在表13中指定的参数下热处理合金。在氩气吹扫下的Lucifer7GT-K12密封箱式炉中或在ThermCraftXSL-3-0-24-1C管式炉中进行热处理。在空气冷却的情况下，将试样保持在目标温度持续目标时间段，从炉中移除并且在空气中冷却下来。在受控冷却的情况下，以指定的速率降低炉温，并且负载样品。
表13热处理参数
在Instron力学测试框架(Model3369)上利用Instron的Bluehill控制和分析软件测量拉伸性质。所有测试在室温下在位移控制中运行，其中底部夹具保持固定并且顶部夹具移动；压力传感器附接至顶部夹具。
在热轧与随后的冷轧和在不同参数下的热处理之后所选择的合金的拉伸性质列在表14中。该特定案例实施例中的极限拉伸强度值可从813MPa变化至1316MPa，拉伸延伸率为从6.6至35.9％。屈服应力处于从274至815MPa的范围内。本文中的钢合金中的力学特性值将取决于合金化学组成和加工条件。
表14在冷轧和热处理之后所选择的合金的拉伸性质
案例实施例
案例实施例#1：工业片材制备
通过薄带坯连铸工艺制备了来自所选择的合金的工业片材。薄带坯连铸工艺的示意显示在图6中。如所示的，该工艺包括三个阶段；阶段1-铸造，阶段2-热轧,和阶段3–带材卷绕。在阶段1期间，在将凝固的金属汇聚在辊表面之间的辊夹口(rollnip)中时形成片材。凝固状态的片材厚度处于从1.6至3.8mm的范围内。在阶段2期间，在1150℃下采用20至35％的压下量热轧该凝固的片材。热轧片材的厚度从2.0变化至3.5mm。在带卷上收集所制备的片材。来自合金260的制备片材的样品显示在图7中。
这个案例实施例证实了表4中提供的合金可适用于经过连续铸造工艺的工业加工。
案例实施例#2：工业片材的后加工
为了获得用于不同应用的目标片材厚度和优化的性质，制备的片材经历后加工。为了模拟在工业制备下的后加工条件，从通过薄带坯连铸工艺制备的工业片材切割具有4英寸乘6英寸的大致尺寸的片带材并且随后通过各种方法进行后加工。用于几百个实验的各种方法的总结(标记有变化)提供如下。
为了模拟热轧工艺，使用FennModel061轧机和Lucifer7-R24气氛受控箱式炉使带材经受轧制。在开始轧制之前，将板材置于通常从850至1150℃的热炉中持续10至60分钟。随后以每道次介于10％和25％之间的压下量将带材重复轧制并且在轧制步骤之间将带材置于炉中持续1至2分钟以允许其返回温度。如果板材变得过长而不能装在冷却它们的炉中，则切割成较短长度，然后在将它们再次轧制之前在炉中再加热持续额外的时间。
为了模拟冷轧工艺，使用FennModel061轧机使带材经受冷轧，取决于后加工目标，采用不同的压下量。为了减小片材厚度，在各种温度(800至1170℃)和各种时间(2分钟至16小时)下的中间退火之前施加每道次10至15％并且通常总共25至50％的压下量。为了模仿最终制备的平整步骤，采用通常从2至15％的压下量冷轧片材。通过使用LindbergBlueMModel“BF51731C-1”箱式炉在空气中完成热处理研究以模拟热浸酸洗线上的在线退火，该热浸酸洗线采用通常从800至1200℃的温度和通常从2分钟至15分钟的时间。为了模仿卷材分批退火条件，利用Lucifer7-R24气氛受控箱式炉用于通常从800至1200℃的温度和通常从2小时最高至1个星期的时间的热处理。
这个案例实施例证实了表4中的合金可适用于工业上使用的各种后加工步骤。
案例实施例#3：来自所选择的合金的工业片材的拉伸性质
通过薄带坯连铸工艺制备了来自合金260和合金284的工业片材。片材的凝固状态的厚度分别为3.2和3.6mm(对应于薄带坯连铸工艺的阶段1，图6)。在片材制备期间施加从1100至1170℃的温度下的在线热轧(对应于薄带坯连铸工艺的阶段2，图6)，导致合金260的制备片材的最终厚度为2.2mm(即31％的压下量)并且合金284的最终厚度为2.6mm(即28％的压下量)。
将来自合金260工业片材的样品后加工以模仿商业规模下的加工，包括(1)在1150℃下持续2小时的均匀化热处理；(2)压下量为15％的冷轧；(3)在1150℃下持续5分钟的退火和压下量为5％的平整。使用BrotherHS-3100线电火花加工(EDM)从片材切割拉伸试样。在Instron力学测试框架(Model3369)上利用Instron的Bluehill控制和分析软件测量拉伸性质。所有测试在室温下在位移控制中运行，其中底部夹具保持固定并且顶部夹具移动，压力传感器附接至顶部夹具。
合金260片材在后加工的每个步骤处的性质显示在图8a中。如可见的，由于经过纳米相细化(机制#1,图3A)在片材体积中完全的纳米模态组织(组织#2,图3A)形成，均匀化热处理极大地改进片材性质。注意到在这种商业片材中，通过热轧将组织部分转变成纳米模态组织但是需要额外的热处理以引起完全的转变，特别是在片材的中央。冷轧经过动态纳米相强化(机制#2,图3A)导致材料强化，并且导致高强度纳米模态组织形成(组织#3,图3A)。在1150℃下退火5分钟后，该组织再结晶成再结晶的纳米模态组织(组织#4,图3B)。在这种情况下，将小水平的压下量(5％)施加至所得的片材，在改进片材的表面品质的同时其经过纳米相细化和强化(机制#3,图3B)引起部分转变成细化的高强度纳米模态组织(组织#5,图3B)。因此该工艺路线在完全后加工的片材中提供先进的性质组合。
还将来自合金284工业片材的样品后加工以模仿商业规模下的具有不同后加工参数的加工。该后加工包括(1)在1150℃下持续2小时的均匀化热处理；(2)在1150℃下持续2小时的均匀化热处理+压下量为45％的冷轧+在1150℃下持续5分钟的退火；(3)在1150℃下持续8小时的均匀化热处理+压下量为15％的冷轧+在1150℃下持续5分钟的退火；(4)在1150℃下持续8小时的均匀化热处理+压下量为25％的冷轧+在1150℃下持续2小时的退火；(5)在1150℃下持续16小时的均匀化热处理+压下量为25％的冷轧+在1150℃下持续5分钟的退火。对于后加工的每个步骤，合金284片材中的组织发展类似于如上所述的合金260片材，并且这里没有提供中间步骤性质。在这些后加工路线之后所得的合金284片材性质显示在图8b中。如可见的，所有后加工路线提供在1140和1220MPa之间的类似强度值。取决于后加工参数、片材均匀性、组织转变的水平等，延展性从19％变化至28％。然而，独立于后加工路线，来自合金284的工业片材提供具有高于1100MPa的拉伸强度和高于19％的延展性的性质组合。
这个案例实施例证实了在完全后加工的条件下在本文中的片材合金中能够实现先进的性质组合。本文中的两种合金中的组织发展在朝向再结晶的模态组织(组织#4,图3B)形成的后加工期间遵循图3A和3B中概括的图案，其可经历提供力学性质的引人注目的组合的纳米相细化&强化(机制#3,图3B)。
案例实施例#4：模态组织形成
如本文中证实的，指定为组织#1(图3A)的模态组织在凝固下在表4中列出的合金中形成。对于这个案例实施例提供了两个来自合金260的片材样品。在压力真空铸造机(PVC)中以实验室规模由合金260铸造第一样品。使用商业纯度成分，根据表4中提供的原子比称量四份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体将原料电弧熔炼成锭子。将锭子翻转几次并且重熔以确保均匀性。在混合之后，以大致12mm宽乘30mm长和8mm厚的指状物形式铸造锭子。随后将所得的锭子置于PVC室中，使用RF感应进行熔化并且随后喷射到为了铸造厚度为1.8mm的3英寸乘4英寸的片材而设计的铜模具上，从而模仿薄带坯连铸的阶段1(图6)。从通过薄带坯连铸工艺制备的处于凝固状态条件下而没有在线热轧(在薄带坯连铸期间没有热轧)并且凝固状态的厚度为3.2mm的合金260工业片材切割第二样品。
通过扫描电子显微镜法(SEM)使用由CarlZeissSMTInc.制造的EVO-MA10扫描电子显微镜进行组织分析。为了制备SEM试样，切割铸造状态的片材的横截面并且通过SiC纸研磨并且随后采用金刚石介质悬浮物逐渐地抛光降至1μm粒度。采用0.02μm粒度SiO2溶液完成最终的抛光。凝固状态的片材样品的接近表面的外层区域中和中央层区域中的显微组织的SEM图像显示在图9和图10中。如可见的，在1.8mm厚的实验室铸造片材样品中，在外层区域中基体相的枝晶尺寸为厚度2至5μm和长度最高至20μm，而在中央层区域中枝晶更圆，且尺寸为从4至20μm(图9)。在两个区域中的枝晶间区域中均可观察到非常细的组织。工业片材还显示了在外层区域中具有厚度为2至5μm并且长度为最高至20μm的基体相的枝晶组织，并且在中央层区域中为更圆的枝晶，尺寸为从4至20μm(图10)。然而，枝晶间硼化物良好限定于工业片材中，与外层区域中的更细且更均匀分布的硼化物相比，所述枝晶间硼化物在中央层区域中更粗并且具有针型形状。由于在实验室条件下的快速冷却速率，在外层和中央层两者处1.8mm的铸造状态的板材的显微组织均较细，并且通过SEM不能分辨晶界处的细硼化物相。在两种情况下，在枝晶间区域中具有细硼化物相的基体相的大枝晶形成铸造状态下的典型模态组织。在实验室和工艺片材两者中在中央层区域中观察到较粗的显微组织，反映与在两种情况下在凝固期间的外层相比更缓慢的冷却速率。
如在这个案例实施例中所证实的，在实验室和工业铸造工艺期间的凝固下模态组织(组织#1)在本文中的钢合金中形成。
案例实施例#5：纳米模态组织的形成
当模态组织(组织#1)经受高温暴露时，其经过纳米相细化(机制#1)转变成纳米模态组织(组织#2)。为了说明这一点，从通过具有在线热轧(32％的压下量)的薄带坯连铸工艺制备的合金260工业片材切割样品，将样品在1150℃下热处理2小时并且随后在空气中冷却至室温。在热处理之后使用线-EDM切割用于各种研究(包括拉伸测试、SEM显微镜法、TEM显微镜法和X射线衍射)的样品。
从来自合金260的热处理片材切割SEM样品并且分阶段将其金相抛光降至0.02μm粒度以确保用于扫描电子显微镜法(SEM)分析的光滑样品。使用最大工作电压为30kV的ZeissEVO-MA10型号完成SEM。热处理之后合金260片材样品中的显微组织的示例性SEM背散射电子显微照片显示在图11中。如所示的，热处理之后合金260工业片材的显微组织明显不同于模态组织(图10)。在1150℃下热处理2小时之后，细硼化物相的尺寸相对均匀并且均匀地分布在外层区域中的基体中(图11a)。在中央层区域中，尽管通过热轧有效地破碎了硼化物，但是硼化物相的分布不如外层中的那么均匀，可看到一些区域相比于其它区域更多地被硼化物相占据(图11b)。另外，硼化物的尺寸变得更均匀。在热处理之前，一些硼化物相显示高达15至18μm的长度。在热处理之后，最长的硼化物相为～10μm并且仅可偶然发现。工业片材的在薄带坯连铸期间的热轧和额外的热处理导致形成纳米模态组织。注意到由于细化的相的纳米晶态尺度，使用SEM不能有效地分辨基体相的细节，其随后将使用TEM进行显示。
为了更详细地检查合金260工业片材的组织细节，利用了高分辨透射电子显微镜法(TEM)。为了制备TEM试样，从热处理的工业片材切割样品。将样品研磨和抛光至70至80μm的厚度。从这些薄样品冲出直径3mm的盘状物，并且使用在甲醇基底中的30％HNO3的混合物通过双喷电解抛光完成最终的减薄。在200kV下工作的JEOLJEM-2100HR分析透射电子显微镜(TEM)中检查所制备的试样。在1150℃下热处理2小时之后合金260工业片材样品中的显微组织的TEM显微照片显示在图12中。在热处理之后，在分隔基体晶粒的晶间区域中揭示了尺寸为200nm至5μm的硼化物相，这与图11中的SEM观察一致。然而，通过TEM还揭示了再组织成尺寸小于500nm的分离析出物并且分布在基体晶粒之间的区域中的硼化物相。由于在高温下的纳米相细化，基体晶粒是非常细化的。与在具有微米尺寸基体晶粒的铸造状态下不同，基体晶粒的尺寸通常处于200至500nm的范围内，如图12所示。
如在这个案例实施例中所证实的，纳米模态组织(组织#2,图3A)经过纳米相细化(机制#1,图3A)在本文中的钢合金中形成。
案例实施例#6：冷轧期间的显微组织演变
使用FennModel061轧机来冷轧来自通过薄带坯铸造制备并且在1150℃下热处理2小时的合金260的工业片材，从而模仿在所制备的钢片材的工业后加工的冷轧步骤。通过SEM研究冷轧样品的显微组织。为了制备SEM试样，切割热轧样品的横截面并且通过SiC纸研磨并随后采用金刚石介质糊料逐渐地抛光降至1μm粒度。采用0.02μm粒度SiO2溶液完成最终的抛光。通过使用由CarlZeissSMTInc.制造的EVO-MA10扫描电子显微镜的扫描电子显微镜法(SEM)检查来自合金260片材的冷轧样品的显微组织。图13显示了在通过50％厚度压下量的冷轧之后来自合金260的工业片材的显微组织。与热处理的样品(图11)相比，硼化物相沿着轧制方向略微对齐，但是尤其在凝固期间通常形成长的硼化物相的中央层区域中被破碎。可通过冷轧将一些硼化物相粉碎降至几微米的尺寸。与此同时，在基体相中可发现变化。如图13所示，在冷轧之后的基体中模糊的衬度是可见的，但是通过SEM不是完全可分辨的。通过T进行另外的组织分析，其揭示了下面描述的另外的细节。
冷轧样品中的显微组织的TEM图像显示在图14中。可看到冷轧片材具有细化的显微组织，其具有尺寸通常为从100至300nm的纳米晶态基体晶粒。在冷变形之后观察到的显微组织细化是动态纳米相强化(机制#2,图3A)并且形成高强度纳米模态组织(组织#3,图3A)的典型结果。可发现小的纳米晶态析出物散布在基体和晶界区域中，这对于高强度纳米模态组织而言是典型的。
使用x射线衍射揭示了合金260片材组织的另外的细节，包括小的纳米晶态相的属性。使用具有CuKαx射线管并且在40kV下工作并具有40mA的丝电流的PanalyticalX’PertMPD衍射仪完成X射线衍射。以0.01°的步进大小和从25°至95°的2θ进行扫描，并且纳入硅以调整仪器零角度偏移。随后通过使用Siroquant软件的Rietveld分析来分析所得的扫描。在图15中，显示冷轧条件下的合金260片材的x射线衍射扫描图案，包括测量/实验图案和Rietveld细化图案。如可见的，获得了实验数据的良好拟合。在表15中显示了x射线图案的分析，包括所发现的特定相、它们的空间群和晶格参数。发现了四种相；立方α-Fe(铁素体)、具有M2B1化学计量比的复杂混合过渡金属硼化物相和两种新的六方相。注意到所鉴定的相的晶格参数不同于对于纯相所发现的晶格参数，这清楚地表明通过合金化元素取代/饱和的效果。例如，Fe2B1纯相会表现出等于和的晶格参数。显微组织的相组成和组织特征对于高强度纳米模态组织是典型的。
表15合金260片材的Rietveld相分析
如在这个案例实施例中证实的，高强度纳米模态组织(组织#3,图3A)经过动态纳米相强化(机制#2,图3A)在本文中的钢合金中形成。
案例实施例#7：再结晶的模态组织的形成
在50％冷轧后，在1150℃下热处理来自合金260的工业片材持续2和5分钟以模仿钢片材的在线感应退火以及持续2小时以模仿工业卷材的分批退火。从热处理的片材切割样品并且分阶段将其金相抛光降至0.02μm粒度以确保用于扫描电子显微镜法(SEM)分析的光滑样品。使用最大工作电压为30kV的ZeissEVO-MA10型号完成SEM。冷轧和在两种条件下热处理之后来自合金260的片材中的显微组织的示例性SEM背散射电子显微照片显示在图16和17中。
如图16a所示，在1150℃下热处理5分钟之后，细硼化物相的尺寸相对均匀并且均匀地分布在外层区域中的基体中。在中央层中，尽管通过先前的热轧步骤有效地破碎了硼化物相，但是硼化物相的分布不如外层的那么均匀，可看到一些区域相比于其它区域更多地被硼化物相占据(图16b)。在1150℃下热处理2小时之后，硼化物相在外层区域处和在中央层区域处变得类似(图17)。另外，硼化物的尺寸变得更均匀，其中尺寸小于5μm。通过TEM揭示了显微组织的另外的细节并且将随后提供。
通过TEM研究了来自在1150℃下热处理5分钟和2小时的合金260片材的样品。TEM试样制备工序包括切割、减薄和电解抛光。第一,采用电火花加工切割样品，并且随后通过每次用减小的粒度尺寸的垫研磨进行减薄。通过分别用9μm、3μm和1μm金刚石悬浮物溶液抛光来完成至60到70μm厚度的进一步减薄。从箔材冲出直径为3mm的盘状物，并且采用使用双喷抛光仪的电解抛光执行最后的抛光。所使用的化学溶液是在甲醇基底中的30％硝酸的混合物。在用于TEM观察的不充分薄的区域的情况下，使用Gatan精确离子抛光系统(PIPS)离子磨削TEM试样。离子磨削通常在4.5keV下完成，并且倾斜角从4°减少至2°以打开薄区域。使用在200kV下工作的JEOL2100高分辨显微镜完成TEM研究。
在1150℃下热处理之后，冷轧样品显示大量的再结晶。如图18所示，在1150℃下保持5分钟之后形成微米尺寸晶粒。在再结晶的晶粒内，存在大量的堆垛层错，这表明奥氏体相的形成。与此同时，硼化物相显示一定程度的生长。在1150℃下热处理2小时之后的样品(图19)中见到类似的显微组织。基体晶粒清楚，具有尖锐的大角度晶界(对于再结晶的显微组织为典型的)。在基体晶粒内，产生了堆垛层错并且在晶界处可发现硼化物相，如5分钟热处理的样品所示。与冷轧的显微组织(图14)相比，在冷轧之后的高温热处理将显微组织转变成再结晶的模态组织(组织#4,图3B)，该再结晶的模态组织具有微米尺寸的基体晶粒和硼化物相。
使用x射线衍射揭示了合金260片材中的再结晶的模态组织的另外的细节。使用具有CuKαx射线管并且在40kV下工作并具有40mA的丝电流的PanalyticalX’PertMPD衍射仪完成X射线衍射。以0.01°的步进大小和从25°至95°的2θ进行扫描，并且纳入硅以调整仪器零角度偏移。随后通过使用Siroquant软件的Rietveld分析来分析所得的扫描。在图20中，显示在冷轧和在1150℃下热处理2小时之后合金260片材的x射线衍射扫描图案，包括测量/实验图案和Rietveld细化图案。如可见的，在所有情况下获得了实验数据的良好拟合。在表16中显示了x射线图案的分析，包括所发现的特定相、它们的空间群和晶格参数。发现了四种相；立方γ-Fe(奥氏体)、立方α-Fe(铁素体)、具有M2B1化学计量比的复杂混合过渡金属硼化物相和一种新的六方相。冷轧后显微组织中γ-Fe(奥氏体)和仅一种六方相的存在意味着除了再结晶以外，还发生了相变。
表16合金260片材的Rietveld相分析
如在这个案例实施例中证实的，再结晶的模态组织(组织#4,图3B)经过高强度纳米模态组织(组织#3,图3A和3B)的组织再结晶在本文中的钢合金中形成。
案例实施例#8：纳米相细化和强化
在获取片材并且使其经受另外的拉伸变形之后，使用SEM、TEM和X射线衍射研究了来自具有在1150℃下热处理2小时期间形成的再结晶的模态组织(组织#4,图3B)的合金260的工业片材的显微组织。从变形之后的拉伸试样的规格部(gage)切割样品并且分阶段金相抛光降至0.02μm粒度以确保用于扫描电子显微镜法(SEM)分析的光滑样品。使用最大工作电压为30kV的ZeissEVO-MA10型号完成SEM。来自变形之后的合金260的片材样品的示例性SEM背散射电子显微照片显示在图21中。如所示的，拉伸变形之后的硼化物相分布类似于冷轧之后片材中的硼化物相分布(参见图17)。硼化物相显示大多数小于5μm的尺寸和在基体中的均匀分布。其表明拉伸变形没有改变硼化物相尺寸和分布。然而，拉伸变形引起基体相实质性的组织变化，这通过TEM得到揭示。
TEM试样制备工序包括切割、减薄和电解抛光。首先，使用电火花加工从拉伸试样的规格部分切割样品，并且随后通过每次采用减小的粒度尺寸介质的垫研磨来进行减薄。通过分别用9μm、3μm和1μm金刚石悬浮物溶液抛光来完成至60到70μm厚的进一步减薄。从箔材冲出直径为3mm的盘状物，并且采用使用双喷抛光仪的电解抛光执行最后的抛光。所使用的化学溶液是混合在甲醇基底中的30％硝酸。在用于TEM观察的不充分薄的区域的情况下，使用Gatan精确离子抛光系统(PIPS)离子磨削TEM试样。离子磨削通常在4.5keV下完成，并且倾斜角从4°减少至2°以打开薄区域。使用在200kV下工作的JEOL2100高分辨显微镜完成TEM研究。图22显示了由拉伸试样的规格部分制成的样品的明场和暗场图像。当再结晶的模态组织(组织#4,图3B)经受冷变形时，在样品中观察到大量的显微组织细化。与高温热处理之后的再结晶的显微组织(图19)相比，在拉伸测试的样品中看到大量的组织细化。在样品中不再发现微米尺寸基体晶粒，但是相反地通常观察到尺寸通常为100至300nm的晶粒。另外，在拉伸变形期间形成小的纳米晶态析出物。经过纳米相细化和强化(机制#4,图3B)发生明显的组织细化，并且形成细化的高强度纳米模态组织(组织#5,图3B)。此外，如果经受高温暴露，细化的高强度纳米模态组织(组织#5,图3B)可再次经历再结晶，形成再结晶的模态组织(组织#4,图3B)。通过再结晶至再结晶的模态组织、经过纳米相细化和强化的细化、细化的高强度纳米模态组织的形成以及其再结晶回到再结晶的模态组织的多次循环的这种能力可适用于工业片材制备以制备具有用于特定目标工业应用的越来越细的规格(例如厚度)的钢片材，通常发现所述规格可在0.1mm至25mm的范围内。
使用x射线衍射揭示了来自合金260片材的拉伸试样的规格部分中的显微组织的另外的细节。使用具有CuKαx射线管并且在40kV下工作并具有40mA的丝电流的PanalyticalX’PertMPD衍射仪完成x射线衍射。以0.01°的步进大小和从25°至95°的2θ进行扫描，并且纳入硅以调整仪器零角度偏移。随后通过使用Siroquant软件的Rietveld分析来分析所得的扫描。在图23中，显示合金260规格样品的x射线衍射扫描图案，包括测量/实验图案和Rietveld细化图案。如可见的，在所有情况下获得了实验数据的良好拟合。在表17中显示了x射线图案的分析，包括所发现的特定相、它们的空间群和晶格参数。发现了四种相；立方α-Fe(铁素体)、具有M2B1化学计量比的复杂混合过渡金属硼化物相和两种新的六方相。
表17合金260片材的Rietveld相分析
如在这个案例实施例中证实的，本文中的钢合金中的再结晶的模态组织(组织#4,图3B)经过纳米相细化和强化机制(机制#3,图3B)转变成细化的高强度纳米模态组织(组织#5,图3B)。
案例实施例#9：在过时效后合金260中的拉伸性质回复
通过薄带坯连铸工艺制备了来自合金260的工业片材。片材的凝固状态的厚度为3.2mm(对应于薄带坯连铸工艺的阶段1，图6)。在制备期间施加采用19％压下量的在线热轧(对应于薄带坯连铸工艺的阶段2，图6)。所制备的片材的最终厚度为2.6mm。使用Lucifer7-R24气氛受控箱式炉在表6中所示的时间和温度下热处理来自合金260的工业片材。选择这些温度/时间组合以模拟在卷材的外侧或内侧在均匀化热处理期间在所制备的卷材内可发生的极端热暴露。这就要达到在大卷材的内侧的最低热处理目标，卷材的外侧将暴露于长得多的暴露时间。在热处理之后，根据表18中的步骤2和3加工片材以模仿商业片材后加工方法。采用在一个轧制道次中约15％的压下量将片材冷轧。这种冷轧模拟对于将材料厚度减少至商业产品所需要的最终规格水平所必要的冷轧。使用FennModel061轧机完成冷轧。使用BrotherHS-3100电火花加工(EDM)从热轧、热处理和冷轧的材料切割拉伸样品。在LindbergBlueMModel“BF51731C-1”箱式炉中在空气中在1150℃下热处理冷轧的拉伸样品5分钟以模拟冷轧制备线上的在线退火。
表18片材后加工步骤
测量热轧、过时效和退火状态下的片材材料的拉伸性质。在Instron力学测试框架(Model3369)上利用Instron的Bluehill控制和分析软件测试拉伸性质。所有测试在室温下在位移控制中运行，其中底部夹具保持固定并且顶部夹具移动，压力传感器附接至顶部夹具。利用视频引伸计用于应变测量。在1150℃下过时效热处理8小时和16小时和后加工的随后步骤之后来自合金260的工业片材的拉伸性质分别显示在图24和图25中。注意到尽管与制备状态的片材相比的性质改进，但是1150℃持续8或16小时的片材的拉伸性质没有规则地超过20％的总延伸率和1000MPa的极限拉伸强度。这表明：由于极端的温度暴露，显微组织已过时效。然而，在进行15％冷轧步骤和在1150℃下退火5分钟之后，对于在1150℃下过时效8和16小时的样品，拉伸性质一致地大于20％的总拉伸延伸率和1000MPa的极限拉伸强度。这清楚地说明了组织路径的牢固和能够实现的纳米相细化和强化机制(机制#3,图3B)，因为严重时效(8和16小时暴露)的所得的组织和性质是类似的并且处于高值。
这个案例实施例证实了片材的过时效导致晶粒粗化，该晶粒粗化导致性质降低。然而，这种损坏的显微组织在随后的冷轧期间转变成细化的高强度纳米模态组织(组织#5,图3B)，并且在热处理下进一步形成再结晶的模态组织(组织#4,图3B)，导致片材材料中的性质恢复。
案例实施例#10：在过时效后合金284中的拉伸性质回复
通过薄带坯连铸工艺制备了来自合金284的工业片材，凝固状态的厚度为3.2mm(对应于薄带坯连铸工艺的阶段1，图6)。在制备期间施加采用19％压下量的在线热轧(对应于薄带坯连铸工艺的阶段2，图6)。所制备的片材的最终厚度为2.6mm。使用Lucifer7-R24气氛受控箱式炉在表15中所示的时间和温度下热处理来自所制备的片材的样品。选择这些温度/时间组合以模拟在卷材的外侧或内侧在均匀化热处理期间在所制备的卷材内可发生的极端热暴露。在热处理之后，根据表19中的步骤2和3加工片材以模仿商业片材制备方法。在一个轧制道次中将片材冷轧约15％。这种冷轧模拟对于将材料厚度减少至商业产品所需要的减小水平所必要的冷轧。使用FennModel061轧机完成冷轧。使用BrotherHS-3100电火花加工(EDM)从热轧,热处理和冷轧的材料切割拉伸样品。在LindbergBlueMModel“BF51731C-1”箱式炉中在空气中在1150℃下热处理冷轧的拉伸样品5分钟以模拟冷轧制备线上的在线退火。选择退火时间为短的从而与在过时效热处理期间的温度下的时间相比为不显著的。
表19片材后加工步骤
步骤1–过时效热处理 1150℃持续8小时
步骤2–冷加工 冷轧，15％压下量
步骤3-退火 1150℃5分钟
测量热轧、过时效、冷轧和退火状态下的合金284片材的拉伸性质。在Instron力学测试框架(Model3369)上利用Instron的Bluehill控制和分析软件测试拉伸性质。所有测试在室温下在位移控制中运行，其中底部夹具保持固定并且顶部夹具移动，压力传感器附接至顶部夹具。利用视频引伸计用于应变测量。在1150℃下过时效热处理8小时之后来自合金284的工业片材的拉伸性质显示在图26中。注意到尽管与热轧状态的片材相比的性质改进，但是过时效(1150℃持续8小时)的片材的拉伸性质没有规则地超过15％的总延伸率和1200MPa的极限拉伸强度。然而，在进行15％冷轧步骤和在1150℃下退火5分钟之后，对于在1150℃下过时效8小时的样品，拉伸性质一致地大于20％的总拉伸延伸率和1150MPa的极限拉伸强度。这清楚地说明了形成中间再结晶的模态组织(组织#4)的特定组织形成路径中纳米相细化和强化机制(机制#3)的牢固，导致过时效片材样品中的性质恢复。
这个案例实施例证实了片材的过时效导致晶粒粗化，该晶粒粗化导致性质降低。然而，这种损坏的显微组织在随后的冷轧期间转变成细化的高强度纳米模态组织(组织#5,图3B)，并且在热处理下进一步形成再结晶的模态组织(组织#4,图3B)，导致片材材料中的性质恢复。
案例实施例#11：多次冷轧和退火之后合金260片材中的性质回复
通过薄带坯连铸工艺制备了来自合金260的工业片材.片材的凝固状态的厚度为3.45mm(对应于薄带坯连铸工艺的阶段1，图6)。在制备期间施加采用30％压下量的在线热轧(对应于薄带坯连铸工艺的阶段2，图6)。所制备的片材的最终厚度为2.4mm。在Lucifer7-R24气氛受控箱式炉中在1150℃下热处理来自合金260片材的样品2小时。选择这种温度/时间组合以模仿在卷材分批退火期间的商业均匀化热处理。在热处理之后，使用FennModel061轧机将片材从2.4mm厚度冷轧至1.0mm厚度，并且具有在Lucifer7-R24气氛受控箱式炉中在1150℃下持续5分钟持续时间的2个间歇性应力释放退火步骤。表20记载了这种材料的完整加工路线。冷轧百分比作为从2.4mm1150℃持续2小时热处理的厚度减少的百分比列出。这种冷轧和退火工艺模拟对于将材料厚度降低至商业产品所需要的最终水平所必要的商业工艺。使用BrotherHS-3100电火花加工(EDM)从热轧、热处理、冷轧和退火的材料切割拉伸样品。在通过EDM切割拉伸样品后，用细粒度SiC纸轻微抛光每个拉伸样品的规格长度以移除可引起实验结果分散的任何表面凹凸。
表20片材加工步骤
步骤1–热处理 1150℃持续2小时
步骤2–冷加工 冷轧，26％压下量
步骤3-退火 1150℃持续5分钟
步骤4–冷加工 冷轧，22％压下量
步骤5-退火 1150℃持续5分钟
步骤6–冷加工 冷轧，12％压下量
步骤7-退火 1150℃持续5分钟
测量热轧、热处理、冷轧和退火状态下的合金260片材的拉伸性质。在Instron力学测试框架(Model3369)上利用Instron的Bluehill控制和分析软件测试拉伸性质。所有测试在室温下在位移控制中运行，其中底部夹具保持固定并且顶部夹具移动，压力传感器附接至顶部夹具。利用视频引伸计用于应变测量。初始(热轧状态和在步骤1之后)和最终(在步骤6和7之后)状态下的合金260的拉伸性质显示在图27中。如可见的，由于在步骤6(表16)处的应变硬化和细化的高强度纳米模态组织(组织#5,图3B)的形成，冷轧的材料发展高强度与降低的延展性。在最终退火之后，由于再结晶的模态组织(组织#4,图3B)形成，延展性得到恢复。
如通过这个案例实施例显示的，有必要时，在冷加工期间应变硬化、随后在退火期间再结晶、随后再次通过冷轧来应变硬化的这种工艺可多次施加以达到最终的规格厚度目标和在片材中提供目标性质。
案例实施例12：能够实现的组织和机制的循环属性
为了制备具有不同厚度的片材，钢工业使用冷轧规格压缩随后退火。这种工艺包括使用冷轧机以机械减小片材的规格厚度，并且在道次之间具有中间在线或分批退火以移除片材中存在的冷加工。
对于通过薄带坯连铸工艺商业制备的合金260材料模拟了冷轧规格压缩和退火工艺。以3.65mm厚度浇铸合金260，并且经由在1150℃下的热轧减小25％至2.8mm厚度。在热轧后，将片材卷绕并且在工业分批炉中在1150℃下退火最少2小时(在卷材的最冷部分处)。通过串联轧机在一个冷轧道次中将片材的规格厚度减小13％，随后在1100℃下在线退火2至5分钟。通过可逆轧机在4个冷轧道次中将片材规格厚度进一步减小25％至约1.8mm厚度，并且在工业分批炉中在1100℃下退火30分钟(在卷材的最冷部分处)(即内部缠绕)。所得的厚度为1.8mm的商业制备的片材用于在多个步骤中使用FennModel061轧机进一步冷轧，并且采用如表21所述的中间退火。使用具有流动的氩的Lucifer7-R24箱式炉完成所有退火。在退火期间，将片材松散地缠绕在不锈钢箔材中以减少来自大气氧的氧化的潜力。
表21在合金260上进行的冷轧规格压缩步骤
在加工的每个步骤处测量合金260片材的拉伸性质。使用BrotherHS-3100线EDM切割拉伸样品。在Instron力学测试框架(Model3369)上利用Instron的Bluehill控制和分析软件测试拉伸性质。所有测试在室温下在位移控制中运行，其中底部夹具保持固定并且顶部夹具移动，压力传感器附接至顶部夹具。利用视频引伸计用于应变测量。商业制备的1.8mm厚的片材以及在表17中指定的加工的每个步骤之后的拉伸性质显示在下面的表18中并且在图28中进行说明。可看到图28所示的拉伸性质落入由椭圆所指示的两个不同组，其对应于在合金260片材中形成的两种特别的组织(图3B)。在冷轧状态下，该材料在初始的轧制下(步骤1)具有高强度纳米模态组织(组织#3,图3B)或在随后的冷轧(步骤3、5、7和9)下具有细化的高强度纳米模态组织(组织#5,图3B)，拉伸性质停留在该清楚的椭圆内。经退火(步骤2、4、6和8)的合金260片材的拉伸性质对应于由再结晶的模态组织(组织#4,图3B)指示的椭圆。这个椭圆还包括与在分批退火(步骤0)之后的初始纳米模态组织(组织#2,图3A)相关的性质。
图28中显示的拉伸性质证实了在退火期间再结晶随后纳米相细化和强化(机制#3,图3B)的工艺是可逆的并且可在合金260片材的加工期间以循环的方式施加。对比来自步骤1和步骤2的拉伸性质，性质证实了再结晶对合金260的效果，将拉伸延展性从约10至20％增加到约35％。在再结晶过程期间极限拉伸强度从约1300MPa降低至1150MPa。如果对比步骤2和3的拉伸性质，可看到纳米相细化和强化(机制#3,图3B)的效果，并且拉伸延展性从约35％变至约18％。由于纳米相细化和强化(机制#3,图3B)，合金260片材的极限拉伸强度从约1150MPa增加至超过1300MPa。注意到在纳米相细化和强化(机制#3,图3B)期间发生的延展性的降低和强度的增加与合金260片材中再结晶的效果相反。对应于组织#5的椭圆内的片材的强度取决于冷轧压下量并且当施加高压下量时增加。对应于组织#4的椭圆内的片材的性质取决于退火参数并且在步骤2、4、6和8(表22)处施加相同的退火时落入紧密范围内。重复这种工艺多次导致具有保持一致并且不重叠的两个性质组。
表22在加工的不同步骤处合金260片材的拉伸性质
这个案例实施例证实了在细化的高强度纳米模态组织(组织#5,图3B)和利用再结晶和纳米相细化和强化(机制#3,图3B)工艺的再结晶的模态组织(组织#4,图3B)之间过渡时可循环使用冷轧规格压缩和退火工艺。
案例实施例#13：片材制备路线
本文中的钢合金形成在变形期间经历纳米相细化和强化(机制#3)的再结晶的模态组织(组织#4)导致先进的性质组合的能力使得能够通过不同的方法(包括带式连铸、薄带坯/双辊连铸、薄板坯连铸和厚板坯连铸)制备片材，通过本文中的新的能实现的机制的实现的后续后加工实现了先进性质组合。虽然先前提及薄带坯连铸，但是下面提供板坯连铸工艺的简要描述。注意到形成表4中的合金的液体熔体的工艺前端在每个工艺中是类似的。一种路线是采用废料开始，随后可将其在电弧炉(EAF)中熔化，随后经过氩氧脱碳(AOD)炉，并且最后经过钢包冶金炉(LMF)处理进行最终合金化。另外，尽管铸造状态厚度的大变化，但是对于每个制备工艺的工艺末端也是类似的。通常，热轧的最后步骤导致制备厚度为从1.5至10mm的热轧卷材，这取决于特定的工艺流程和每个钢制造商的目标。对于本申请中合金的特定化学组成和本文中概括的特定的组织形成和能实现的机制，这些热轧状态的卷材的所得组织会是组织#2(纳米模态组织)。如果随后需要较薄的规格，那么通常完成热轧卷材的冷轧以制备厚度可处于0.2至3.5mm的范围内的最终规格厚度。正是在这些冷轧规格压缩步骤期间，如图3A和3B所概括的新的组织和机制会是可操作的(即组织#3再结晶成组织#4并且通过机制#3被细化和强化成组织#5)。
如先前解释和在案例实施例中显示的那样，如果有必要的话可以以循环属性经常施加高强度纳米模态组织形成、再结晶成再结晶的模态组织以及经过纳米相细化&强化而细化和强化成细化的高强度纳米模态组织的工艺，以达到对于组织#3、#4或#5通常为0.1至25mm厚度的最终用户规格厚度需求。
厚板坯连铸描述
厚板坯连铸是其中将熔融的金属凝固成“半成的”板坯以用于随后在精轧机中的轧制的工艺。在图29中绘制的连续铸造工艺中，熔融的钢从钢包经过中间罐流入模具中。一旦在模具中，熔融的钢冷冻抵抗水冷的铜模具壁以形成固体壳。机器下部的驱动辊以一定速率或匹配进入的金属的流动的“浇铸速度”连续牵引来自模具的壳，从而该工艺理想地以稳态运行。在模具出口以下，凝固的钢壳体充当承载残余液体的容器。辊支撑钢以使由铁水静压力所致的胀形最小化。水和空气雾喷射冷却辊之间的铸坯的表面以维持其表面温度直至熔融的芯部为固体。在中心完全是固体(在“冶金长度”下)之后，可将铸坯火焰切割成具有150至500mm的通常厚度的板坯。为了由板坯制备薄片材，板坯必须经受具有显著压下量的热轧，其为后加工的一部分。在热轧之后，所得的片材厚度通常在2至5mm的范围内。经过随后的冷轧通常会发生进一步的规格减小，该冷轧会促发所确定的动态纳米相强化机制。由于经常以退火条件供应卷材，因而冷轧片材的退火随后会导致再结晶的模态组织(组织#4)的形成。这种组织会可适用于被最终用户通过许多不同的路线(包括冷冲压、液压成形、轧制成形等)加工成部件，并且在该加工步骤期间其随后会转变成部分或完全的细化的高强度纳米模态组织(组织#5)。注意到这个的变体包括冷轧至更低的程度(可能2至10％)以引起部分纳米相细化&强化从而对于特定应用调节性质组(即屈服强度、拉伸强度和总延伸率)。
薄板坯连铸描述
在薄板坯连铸的情况下，将钢直接浇铸成具有在20和150mm之间的厚度的板坯。该方法包括将熔融的钢从钢包倾倒入板坯连铸机的顶部的中间罐中。它们是定制尺寸的，具有约100t的工作体积，这将以每40分钟一个钢包的速率向连铸机传送钢。中间罐中液体钢的温度以及钢纯度和化学组成对浇铸产物的品质具有显著的影响。液体钢以受控的速率通入连铸机中，该连铸机由水冷的模具构成，在该水冷的模具中钢的外表面凝固。通常，离开连铸机的板坯为约70mm厚、1000mm宽和约40m长。随后通过剪切机将这些切割到长度。为了能够容易浇铸，安装液压振荡器和电磁制动器以控制在模具中时的熔融液体。
在图30中显示了薄板坯连铸工艺的示意。可将薄板坯连铸工艺分成与薄带坯连铸(图6)类似的三个阶段。在阶段1中，将液体钢浇铸和以几乎同时的方式轧制。通过迫使液体熔体经过铜或铜合金模具来开始凝固过程，以制备厚度为通常从20至150mm的初始厚度(基于液体金属可加工性和制备速度)。几乎在离开模具之后并且钢片材的内芯部仍然是液体时，马上使用多步骤轧制台该片材经历压缩，取决于最终的片材厚度目标，其将厚度显著地减小至10mm。在阶段2中，通过经过一个或两个感应炉来加热钢片材并且在这个阶段期间将温度分布和冶金组织均匀化。在阶段3中，将片材进一步轧制到通常在2至5mm厚的范围内的最终规格厚度目标。经过随后的冷轧通常会发生进一步的规格减小，该冷轧会促发所确定的动态纳米相强化机制。由于经常以退火条件供应卷材，因而冷轧片材的退火随后会导致再结晶的模态组织的形成。这种组织会可适用于通过许多不同的路线(包括冷冲压、液压成形、轧制成形等)被加工成部件，并且在该加工步骤期间其随后会转变成部分或完全的细化的高强度纳米模态组织。取决于特定的应用和最终用户需求，再结晶的模态组织可部分或完全转变成细化的高强度纳米模态组织。虽然取决于特定的材料，部分转变以1至25％应变发生，但是其加工和所得的性质将典型地导致从25％至75％应变的完全转变。虽然薄板坯连铸中形成片材的三个阶段工艺是该工艺的一部分，但是基于本文中描述的机制和组织类型以及所得的新颖的性质组合，本文中的合金对于这些阶段的响应是独特的。

Claims (26)

1.一种方法，包括：
a.供应金属合金，该金属合金包含55.0至88.0原子％的水平的Fe、0.5至8.0原子％的水平的B、0.5至12.0原子％的水平的Si和1.0至19.0原子％的水平的Mn；
b.熔化所述合金并凝固以提供200nm至200,000nm的基体晶粒尺寸；
c.加热所述合金以形成50nm至5000nm的细化基体晶粒尺寸，其中该合金具有200MPa至1225MPa的屈服强度；
d.对所述合金施加超过200MPa至1225MPa的所述屈服强度的应力，其中所述合金示出400MPa至1825MPa的拉伸强度和1.0％至59.2％的延伸率。
2.权利要求1的方法，其中在步骤(b)中，形成具有20nm至10000nm的尺寸的硼化物。
3.权利要求1或2任一项的方法，其中在步骤(c)中，形成具有1nm至200nm的尺寸的析出物并且存在尺寸为20nm至10000nm的硼化物。
4.权利要求1、2或3任一项的方法，其中在步骤(d)中，所述合金具有25nm至2500nm的细化晶粒尺寸、尺寸为20nm至10000nm的硼化物和尺寸为1nm至200nm的析出物。
5.权利要求1、2、3或4任一项的方法，其中步骤(b)中的所述凝固合金具有1mm至500mm的厚度。
6.权利要求1、2、3、4或5任一项的方法，其中在步骤(c)中的加热之后所述合金具有1mm至500mm的厚度。
7.权利要求1、2、3、4、5或6任一项的方法，其中在施加应力之后步骤(d)中的所述合金具有0.1mm至25mm的厚度。
8.权利要求1、2、3、4、5、6或7任一项的方法，其中将步骤(d)中的所述合金加热至处于700℃和低于所述合金的熔点的范围内的温度，其中所述合金具有100nm至50,000nm的晶粒、尺寸为20nm至10000nm的硼化物、尺寸为1nm至200nm的析出物，并且所述合金具有200MPa至1650MPa的屈服强度。
9.权利要求8的方法，其中在加热至处于700℃和低于所述合金的熔点的范围内的温度之后，所述合金具有1mm至500mm的厚度。
10.权利要求8或9任一项的方法，其中随后对所述合金施加应力高于屈服并且形成具有10nm至2500nm的晶粒尺寸、尺寸为20nm至10000nm的硼化物、尺寸为1nm至200nm的析出物的合金，示出200MPa至1650MPa的屈服强度、400MPa至1825MPa的拉伸强度和1.0％至59.2％的延伸率。
11.权利要求10的方法，其中在施加应力高于屈服之后，所述合金具有0.1mm至25mm的厚度。
12.权利要求1的方法，进一步包括以下的一种或多种：
0.1至9.0原子％的水平的Ni；
0.1至19.0原子％的水平的Cr；
0.1至6.00原子％的水平的Cu；
0.1至1.00原子％的水平的Ti；和
0.1至4.0原子％的水平的C。
13.权利要求1的方法，其中所述合金具有处于1000℃至1450℃范围内的熔点。
14.权利要求1的方法，其中所述合金位于车辆中。
15.权利要求1的方法，其中所述合金位于车辆中。
16.权利要求10的方法，其中所述合金位于车辆中。
17.权利要求1的方法，其中所述合金位于钻铤、钻杆、套管、工具接头、井口、压缩气体储箱或液化天然气罐中的一者中。
18.一种方法，包括：
a.供应金属合金，该金属合金包含55.0至88.0原子％的水平的Fe、0.5至8.0原子％的水平的B、0.5至12.0原子％的水平的Si和1.0至19.0原子％的水平的Mn，其中所述合金示出200MPa至1225MPa的屈服强度并且所述合金具有第一厚度；
b.加热所述合金至处于700℃和低于所述合金的熔点的范围内的温度并且对所述合金施加应力,其中所述合金示出200MPa至1650MPa的屈服强度,400MPa至1825MPa的拉伸强度和1.0％至59.2％的延伸率，并且所述合金具有小于所述第一厚度的第二厚度。
19.权利要求18的方法，其中步骤(a)中的所述合金具有400MPa至1825MPa的拉伸强度和1.0％至59.2％的延伸率。
20.权利要求18或19任一项的方法，其中步骤(b)中的所述合金具有10nm至2500nm的基体晶粒尺寸、尺寸为20nm至10000nm的硼化物和尺寸为1nm至200nm的析出物。
21.权利要求18、19或20任一项的方法，其中步骤(a)中的所述合金具有1mm至500mm的厚度。
22.权利要求18、19、20或21任一项的方法，其中步骤(b)中的所述合金具有0.1mm至25mm的厚度。
23.权利要求18、19、20、21或22任一项的方法，其中重复所述合金的所述加热和施加应力以进一步所述合金厚度。
24.权利要求18、19、20、21、22或23任一项的方法，其中重复所述加热和施加应力2至20次。
25.权利要求18、19、20、21、22、23或24任一项的方法，其中具有所述第二厚度的所述合金位于车辆中。
26.权利要求18、19、20、21、22、23或24任一项的方法，其中所述合金位于钻铤、钻杆、套管、工具接头、井口、压缩气体储箱或液化天然气罐中的一者中。
CN201480063822.2A 2013-10-02 2014-10-02 用于制备先进高强度金属合金的再结晶、细化和强化机制 Pending CN105765096A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US201361885842P 2013-10-02 2013-10-02
US61/885,842 2013-10-02
PCT/US2014/058883 WO2015051162A1 (en) 2013-10-02 2014-10-02 Recrystallization, refinement, and strengthening mechanisms for production of advanced high strength metal alloys

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN105765096A true CN105765096A (zh) 2016-07-13

Family

ID=52738929

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480063822.2A Pending CN105765096A (zh) 2013-10-02 2014-10-02 用于制备先进高强度金属合金的再结晶、细化和强化机制

Country Status (7)

Country Link
US (2) US20150090372A1 (zh)
EP (1) EP3052671B1 (zh)
JP (2) JP6626436B2 (zh)
KR (1) KR102256921B1 (zh)
CN (1) CN105765096A (zh)
CA (1) CA2926184C (zh)
WO (1) WO2015051162A1 (zh)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112304844A (zh) * 2020-10-19 2021-02-02 西北工业大学 一种快速测定单晶高温合金初熔温度的方法
CN114364470A (zh) * 2019-09-04 2022-04-15 赛峰飞机发动机公司 限制工件中出现再结晶晶粒的制造金属工件的方法
CN116397170A (zh) * 2023-04-27 2023-07-07 西北工业大学 一种由原子团簇和纳米析出相增强的高熵合金及其制备方法

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9834832B2 (en) 2013-01-09 2017-12-05 The Nanosteel Company, Inc. Classes of steels for tubular products
US9493855B2 (en) * 2013-02-22 2016-11-15 The Nanosteel Company, Inc. Class of warm forming advanced high strength steel
WO2015051162A1 (en) * 2013-10-02 2015-04-09 The Nanosteel Company, Inc. Recrystallization, refinement, and strengthening mechanisms for production of advanced high strength metal alloys
MX2017012953A (es) 2015-04-10 2018-02-01 Nanosteel Co Inc Mejor capacidad de formacion de bordes en aleaciones metalicas.
EP4119683A1 (en) * 2015-12-28 2023-01-18 United States Steel Corporation Delayed cracking prevention during drawing of high strength steel
KR20180128977A (ko) 2016-05-24 2018-12-04 아르셀러미탈 오스테나이트계 매트릭스를 가지는 twip 강 시트를 제조하는 방법
JP2020509233A (ja) * 2017-02-21 2020-03-26 ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド 金属合金における端部形成能の改善
CN108728621B (zh) * 2017-04-14 2020-05-05 天津大学 一种高铬马氏体钢的马氏体板条细化方法
RU2644709C1 (ru) * 2017-06-01 2018-02-13 Юлия Алексеевна Щепочкина Износостойкий сплав на основе железа
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
DE102018201030A1 (de) 2018-01-24 2019-07-25 Kardion Gmbh Magnetkuppelelement mit magnetischer Lagerungsfunktion
DE102018206725A1 (de) 2018-05-02 2019-11-07 Kardion Gmbh Empfangseinheit, Sendeeinheit, Energieübertragungssystem und Verfahren zur drahtlosen Energieübertragung
DE102018206724A1 (de) 2018-05-02 2019-11-07 Kardion Gmbh Energieübertragungssystem und Verfahren zur drahtlosen Energieübertragung
DE102018206754A1 (de) 2018-05-02 2019-11-07 Kardion Gmbh Verfahren und Vorrichtung zur Bestimmung der Temperatur an einer Oberfläche sowie Verwendung des Verfahrens
US11699551B2 (en) 2020-11-05 2023-07-11 Kardion Gmbh Device for inductive energy transmission in a human body and use of the device

Citations (4)

* 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
US5002731A (en) * 1989-04-17 1991-03-26 Haynes International, Inc. Corrosion-and-wear-resistant cobalt-base alloy
US20040258554A1 (en) * 2002-01-09 2004-12-23 Roman Radon High-chromium nitrogen containing castable alloy
WO2013119334A1 (en) * 2012-01-05 2013-08-15 The Nanosteel Company, Inc New classes of non-stainless steels with high strength and high ductility

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2553330A (en) * 1950-11-07 1951-05-15 Carpenter Steel Co Hot workable alloy
US3900316A (en) * 1972-08-01 1975-08-19 Int Nickel Co Castable nickel-chromium stainless steel
US4576653A (en) * 1979-03-23 1986-03-18 Allied Corporation Method of making complex boride particle containing alloys
NL193218C (nl) * 1985-08-27 1999-03-03 Nisshin Steel Company Werkwijze voor de bereiding van roestvrij staal.
US8704134B2 (en) * 2005-02-11 2014-04-22 The Nanosteel Company, Inc. High hardness/high wear resistant iron based weld overlay materials
KR101624763B1 (ko) * 2008-10-21 2016-05-26 더 나노스틸 컴퍼니, 인코포레이티드 연성을 보이는 금속성 유리 복합체에 대한 구조 형성의 메커니즘
US8474541B2 (en) * 2009-10-30 2013-07-02 The Nanosteel Company, Inc. Glass forming hardbanding material
US8257512B1 (en) * 2011-05-20 2012-09-04 The Nanosteel Company, Inc. Classes of modal structured steel with static refinement and dynamic strengthening and method of making thereof
US9834832B2 (en) * 2013-01-09 2017-12-05 The Nanosteel Company, Inc. Classes of steels for tubular products
US9493855B2 (en) * 2013-02-22 2016-11-15 The Nanosteel Company, Inc. Class of warm forming advanced high strength steel
WO2015051162A1 (en) * 2013-10-02 2015-04-09 The Nanosteel Company, Inc. Recrystallization, refinement, and strengthening mechanisms for production of advanced high strength metal alloys
ES2864636T3 (es) * 2013-10-28 2021-10-14 Nanosteel Co Inc Producción de acero metálico por fundición de planchones
US9498855B2 (en) * 2014-04-02 2016-11-22 The Boeing Company Rework system for composite structures

Patent Citations (4)

* 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
US5002731A (en) * 1989-04-17 1991-03-26 Haynes International, Inc. Corrosion-and-wear-resistant cobalt-base alloy
US20040258554A1 (en) * 2002-01-09 2004-12-23 Roman Radon High-chromium nitrogen containing castable alloy
WO2013119334A1 (en) * 2012-01-05 2013-08-15 The Nanosteel Company, Inc New classes of non-stainless steels with high strength and high ductility

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114364470A (zh) * 2019-09-04 2022-04-15 赛峰飞机发动机公司 限制工件中出现再结晶晶粒的制造金属工件的方法
CN114364470B (zh) * 2019-09-04 2023-08-04 赛峰飞机发动机公司 限制工件中出现再结晶晶粒的制造金属工件的方法
CN112304844A (zh) * 2020-10-19 2021-02-02 西北工业大学 一种快速测定单晶高温合金初熔温度的方法
CN112304844B (zh) * 2020-10-19 2021-07-02 西北工业大学 一种快速测定单晶高温合金初熔温度的方法
CN116397170A (zh) * 2023-04-27 2023-07-07 西北工业大学 一种由原子团簇和纳米析出相增强的高熵合金及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3052671B1 (en) 2020-08-26
KR102256921B1 (ko) 2021-05-27
JP2016540113A (ja) 2016-12-22
US20150090372A1 (en) 2015-04-02
US20150101714A1 (en) 2015-04-16
JP6626436B2 (ja) 2019-12-25
CA2926184C (en) 2022-11-29
JP6776415B2 (ja) 2020-10-28
KR20160067140A (ko) 2016-06-13
JP2019210552A (ja) 2019-12-12
WO2015051162A1 (en) 2015-04-09
EP3052671A1 (en) 2016-08-10
CA2926184A1 (en) 2015-04-09
EP3052671A4 (en) 2017-08-09
US9284635B2 (en) 2016-03-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN105765096A (zh) 用于制备先进高强度金属合金的再结晶、细化和强化机制
KR102274903B1 (ko) 슬라브 주조에 의한 금속 강철 제조
JP6491108B2 (ja) 管状製品用の新しいクラスの鋼
EP3198047B1 (en) Method of manufacturing steel alloys with mixed microconstituent structure and alloys therefor
CN104185691A (zh) 具有高强度和高延展性的新类型的非不锈钢
KR102195866B1 (ko) 고항복강도 강판
CN106350739B (zh) 高应变速率中低碳中低合金超塑性钢及制备方法
CN108699615A (zh) 在高强度钢的拉延过程中防止延迟开裂
CN105051236B (zh) 新类别的温成形先进高强度钢

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20160713

RJ01 Rejection of invention patent application after publication