CN105849287A - 通过板坯连铸生产金属钢 - Google Patents

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Abstract

本申请涉及金属合金和应用于指向板材生产的具有后加工步骤的板坯连铸方法的加工方法。这些金属提供了独特的结构，并表现出高强度和/或高延展性的先进的性质组合。

Description

通过板坯连铸生产金属钢
相关申请的交叉参考
本申请要求2013年10月28日提交的美国临时专利申请系列号61/896,594的权益，其经此引用完全并入本文。
发明领域
本申请涉及金属合金和应用于指向板材生产的具有后加工步骤的板坯连铸方法的加工方法。这些金属提供了独特的结构，并表现出高强度和/或高延展性的先进的性质组合。
发明背景
钢材已经被人类使用了至少3,000年，并且广泛用于工业中，占工业用途中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)并随后在不同的冷却速率下将该钢材冷却或淬火以形成多相结构，该多相结构通常是铁素体、奥氏体和渗碳体的组合。根据如何冷却钢材，可以获得具有宽范围性质的多种特性显微组织(即珠光体、贝氏体和马氏体)。控制所述共析转变已经获得了多种目前可用的钢材。
目前，存在51种不同的铁合金金属组的超过25,000种世界范围内的等效物。对于钢材，其以板材形式制造，可以根据抗拉强度特性采用粗略的分类法。低强度钢(LSS)在本文中可以理解为表现出低于270MPa的抗拉强度，并包括诸如无间隙原子钢和低碳钢的类型。高强度钢(HSS)在本文中可以理解为表现出270至700MPa的抗拉强度，并包括诸如高强度低合金钢、高强度无间隙钢和烘烤硬化钢的类型。先进的高强度钢(AHSS)在本文中可以理解为具有大于700MPa的抗拉强度，并包括诸如马氏体钢(MS)、双相(DP)钢、转变诱发塑性(TRIP)钢和复相(CP)钢的类型。当强度水平提高时，钢的延展性通常降低。例如，LSS、HSS和AHSS可以分别显示25％至55％、10％至45％和4％至30％水平下的拉伸延伸率。
在美国的钢材料生产目前为每年约1亿吨，价值约750亿美元。根据美国钢铁协会，美国钢产量的24％用于汽车工业。2010年的平均车辆用钢为约60％。新的先进的高强度钢(AHSS)占整车的17％，并预期到2020年将增长300％。[American Iron and SteelInstitute.(2013).Profile 2013.Washington,D.C.]
连续铸造(也称为连铸或单流连铸)是将熔融金属凝固成“半成品”钢坯、方坯(bloom)或板坯以便在精轧机中进行后继轧制的过程。在二十世纪五十年代引入连续铸造之前，将钢倾倒入固定的模具中以形成钢锭。从那时起，“连续铸造”已经发展到实现改善的产量、品质、生产率以及成本效率。由于产品的连续、标准化生产固有的较低成本以及通过自动化加强对整个工艺的控制，其能够以较低的成本生产品质更好的金属型材。该方法最常用于铸造钢材(以吨位铸件而言)。采用在线热轧机或随后的单独热轧的板坯连续铸造是生产板材卷的重要的后加工步骤。通常浇铸150至500毫米厚的厚板坯，并随后冷却至室温。在隧道炉中预热后，随后通过粗轧机和热轧机以多个阶段进行板坯的热轧以便将厚度降低至通常为2至10毫米的厚度。薄板坯连铸开始于20至150毫米的铸态(as-cast)厚度，随后通常通过在线热轧以多个连续步骤降低至通常为2至10毫米的厚度。该技术存在许多变体，如在100至300毫米的厚度下铸造以制造中间厚度的板坯，随后将其热轧。此外，其它铸造工艺是已知的，包括单带和双带铸造法，其在厚度方面产生5至100毫米的铸态厚度，并且通常将其在线热轧以便将厚度降低至用于卷材生产的目标水平。在汽车行业中，由来自卷材的板材成型部件是通过许多方法来实现的，包括弯曲、热和冷压成形、拉拔(drawing)或进一步的成形辊轧。
发明概述
本公开涉及合金及它们的相关生产方法。该方法包括：
a.提供包含61.0至88.0原子％的Fe、0.5至9.0原子％的Si；0.9至19.0原子％的Mn和任选最高8.0原子％的B的金属合金；
b.按照以下之一熔融所述合金并冷却，凝固，形成具有厚度的合金：
i.以≤250K/s的速率冷却；或
ii.凝固至≥2.0毫米的厚度
c.其中所述合金具有熔点(Tm)，并将所述合金加热到700℃至低于所述合金Tm的温度，并降低所述合金的所述厚度。
任选地，步骤(c)中的合金可以经受以下附加步骤之一：(1)施加高于该合金的屈服强度200MPa至1000MPa的应力，并提供显示200MPa至1650MPa的屈服强度、400MPa至1825MPa的抗拉强度和2.4％至78.1％的延伸率的所得合金；或(2)将所述合金热处理到700℃至1200℃的温度以形成具有以下之一的合金：50纳米至50000纳米的基体晶粒；20纳米至10000纳米的硼化物晶粒(任选—非必需)；或具有1纳米至200纳米的尺寸的析出晶粒。在热处理后具有此类形态的此类合金可以随后被施压至高于其屈服强度以形成具有200MPa至1650MPa的屈服强度、400MPa至1825MPa的抗拉强度和2.4％至78.1％的延伸率的合金。
因此，本公开的合金适用于连续铸造法，包括带式连铸、薄带/双辊连铸、薄板坯连铸和厚板坯连铸。该合金尤其适用于车辆(如车架)、钻铤、钻杆、管套、工具接头、井口、压缩气体储罐或液化天然气罐。
附图概述
参照附图可以更好地理解下文的详述，提供所述附图用于说明目的而不应视为限制本发明的任何方面。
图1图示了板坯连铸法流程图。
图2图示了示例性薄板坯连铸法流程图，其显示了钢板生产步骤。
图3图示了热(冷)轧法。
图4图示了1类钢合金的形成。
图5图示了符合1类合金行为的模型应力-应变曲线。
图6图示了2类钢合金的形成。
图7图示了符合2类合金行为的模型应力-应变曲线。
图8图示了本文中适于板材生产的合金的结构和机理，确定了优选适用于在大于或等于2.0毫米的厚度下或在小于或等于250K/s的冷却速率下形成的模态结构(结构#1)的机理#0(动态纳米相细化)。
图9图示了具有50毫米厚度的合金2的铸态板。
图10图示了铸态和热处理状态下来自合金1、合金8和合金16的板材的拉伸性质。
图11图示了在1150℃下热处理120分钟(a)之前和(b)之后在50毫米厚度下的合金1板铸件中显微组织的SEM背散射电子图像。
图12图示了在1100℃下热处理120分钟(a)之前和(b)之后在50毫米厚度下的合金8板铸件中显微组织的SEM背散射电子图像。
图13图示了在1150℃下热处理120分钟(a)之前和(b)之后在50毫米厚度下的合金16板铸件中显微组织的SEM背散射电子图像。
图14图示了所HIP的状态下的(a)合金58和(b)合金59随板铸件厚度而改变的拉伸性质。
图15图示了1.8毫米厚度下合金59板铸件中显微组织的SEM背散射电子图像：(a)铸态和(b)HIP后。
图16图示了10毫米厚度下合金59板铸件中显微组织的SEM背散射电子图像：(a)铸态和(b)HIP后。
图17图示了20毫米厚度下合金59板铸件中显微组织的SEM背散射电子图像：(a)铸态和(b)HIP后。
图18图示了在HIP循环和热处理后(a)合金58和(b)合金59随铸件厚度而改变的拉伸性质。
图19图示了在热轧前(底部)和在热轧后(顶部)的20毫米厚的来自合金1的板。
图20图示了在热轧之前和之后(a)合金1和(b)合金2随铸件厚度而改变的拉伸性质。
图21图示了在(a)外层区域和(b)中心层区域中在以75.7％的压下量热轧后具有5毫米的铸态厚度的合金1板材中显微组织的背散射SEM图像。
图22图示了在(a)外层区域和(b)中心层区域中在以88.5％的压下量热轧后具有10毫米的铸态厚度的合金1板材中显微组织的背散射SEM图像。
图23图示了在(a)外层区域和(b)中心层区域中在以83.3％的压下量热轧后具有20毫米的铸态厚度的合金1板材中显微组织的背散射SEM图像。
图24图示了在以不同参数热轧、冷轧和热处理后来自(a)合金1和(b)合金2的片材的拉伸性质。
图25图示了在(a)外层区域和(b)中心层区域中在以96％的压下量热轧后具有50毫米的铸态厚度的合金1板材中显微组织的背散射SEM图像。
图26图示了在(a)外层区域和(b)中心层区域中在以96％的压下量热轧后具有50毫米的铸态厚度的合金2板材中显微组织的背散射SEM图像。
图27图示了在不同的后加工步骤处来自(a)合金1和(b)合金2的后加工片材的拉伸性质。
图28图示了在不同厚度下初始铸造的来自(a)合金1和(b)合金2的后加工片材的拉伸性质。
图29图示了在以88％的压下量热轧后具有20毫米的铸态厚度的合金2板材的背散射SEM图像：(a)外层区域；(b)中心层区域。
图30图示了热轧并在950℃下热处理6小时的合金2的20毫米厚板材的背散射SEM图像：(a)外层区域；(b)中心层区域。
图31图示了在不同条件下热处理过的通过热轧由50毫米厚的板材制得的合金8片材的拉伸性质以及代表性应力-应变曲线。
图32图示了在不同条件下热处理过的通过热轧由50毫米厚的板材制得的合金16片材的拉伸性质。
图33图示了在不同条件下热处理过的通过热轧由50毫米厚的板材制得的合金24片材的拉伸性质以及代表性应力-应变曲线。
图34图示了在初始50毫米厚度的铸件的热轧和热处理后合金1板材中显微组织的亮场TEM显微照片。
图35图示了在拉伸变形后热轧和热处理过的合金1板材中显微组织的亮场TEM显微照片。
图36图示了在热轧和热处理后在50毫米厚的合金8板材中显微组织的亮场TEM显微照片：(a)拉伸变形之前和(b)之后。
图37图示了在热轧和热处理后在50毫米厚的合金8板材中显微组织的更高放大倍数的亮场TEM显微照片：(a)拉伸变形之前和(b)之后。
图38图示了在热轧和热处理后在50毫米厚的合金8板材中显微组织的高分辨率TEM显微照片：(a)拉伸变形之前和(b)之后。
图39图示了在热轧和热处理后在50毫米厚的合金16板材中显微组织的亮场和暗场TEM显微照片。
图40图示了在拉伸变形后热轧和热处理过的合金16板材中显微组织的亮场和暗场TEM显微照片。
图41图示了来自初始铸造成50毫米厚的板材的合金32与合金42的后加工片材的拉伸性质。
图42图示了在来自合金24的50毫米厚的铸态板材中的显微组织的亮场TEM显微照片。
图43图示了在由50毫米热轧至2毫米厚度之后在合金24板材中的显微组织的亮场TEM显微照片。
图44图示了穿过铸件板材中心的横截面的示意图，显示了收缩漏斗以及由此采取化学分析样品的位置。
图45图示了对四种确定的合金在铸件板的顶部(区域A)和底部(区域B)处的受试位置中的合金化元素含量。
图46图示了新钢片材类型与现有双相(DP)钢的应力-应变曲线的比较。
图47图示了新钢片材类型与现有复相(CP)钢的应力-应变曲线的比较。
图48图示了新钢片材类型与现有转变诱发塑性(TRIP)钢的应力-应变曲线的比较。
图49图示了新钢片材类型与现有马氏体(MS)钢的应力-应变曲线的比较。
图51图示了50毫米厚度下所选合金铸件与3.3毫米厚度下相同合金铸件相比的拉伸性质。
图52图示了热轧状态下无硼合金63的示例性应力-应变曲线。
图53图示了50毫米厚度下合金65铸件中的显微组织的背散射电子图像：(a)铸态；(b)在1250℃下热轧后；(c)在冷轧至1.2毫米厚度后。
发明详述
板坯连铸
板坯是横截面为矩形的一段金属。板坯可以通过连续铸造直接制得，并通常经由不同的方法(热/冷轧、光整轧制、分批热处理、连续热处理等等)进一步加工。常见的最终产品包括金属片材、板材、金属带材、管路和管道。
厚板坯连铸描述
厚板坯连铸是由此将熔融金属凝固成“半成品”板坯以便在精轧机中进行后继轧制的过程。在图1中绘制的连续铸造过程中，熔融的钢由钢水包穿过中间包流入模具。一旦在模具中，熔融的钢朝向水冷铜模具冻结以形成固体壳。机器中较低处的驱动辊将该壳从模具中以匹配进入金属流的速率或“铸造速度”抽出，由此该方法理想地以稳态运行。在模具出口下方，凝固的钢壳充当容器以支撑剩余液体。辊支撑该钢材以尽量减少由静压力造成的凸出。水与空气喷雾冷却辊之间的股(strand)的表面以保持其表面温度直至熔融芯为固体。在中心完全为固体后(在“冶金长度”处)，可以将该股火焰切割成具有150至500毫米的典型厚度的板坯。为了由该板坯制造薄片材，必须对它们施以具有相当大的压下量的热轧(其是后加工的一部分)。该热轧可以在允许多次通过的通常可逆的粗轧机中实现，且精整通常填充串联的5至7个机架。在热轧后，所得片材的厚度通常为2至5毫米。通常通过随后的冷轧实现进一步的测量压下量。
薄板坯连铸描述
图2中显示了薄板坯连铸法的示意图。该薄板坯连铸法可以分成三个阶段。在阶段1中，以几乎同时的方式铸造并轧制钢液。通过迫使液体熔体穿过铜或铜合金模具以产生通常为50至110毫米的初始厚度开始凝固过程，但是该厚度根据液体金属可加工性和生产速度可能不等(即20至150毫米)。几乎在刚离开模具后且钢板内芯仍为液体时，使用多级轧机机架使片材经受压下，根据最终的片材厚度目标，这使厚度显著降低至10毫米。在阶段2中，通过穿过一个或两个感应炉来加热该钢板，并且在该阶段过程中，温度分布和金相结构均匀化。在阶段3中，将该片材进一步轧制至最终测量厚度目标(其为0.5至15毫米厚度范围)。通常，在热轧过程中，该测量压下将在5至7个步骤中实现，因为该片材通过5至7台串联的轧机压下。在轧制后立即在输出辊道上冷却该带材以便在卷绕成钢卷之前控制该片材的最终显微组织的发展。
虽然在薄板坯连铸中形成片材的三阶段过程是该方法的一部分，但根据本文中所描述的机理与结构类型以及所得的性质的新颖组合，在本文中合金对这些阶段的响应是独特的。
后加工方法
热轧
将热轧钢成型，此时其是红热的，随后使其冷却。扁钢轧制是轧制的最基本形式，起始和结束的材料具有矩形横截面。金属片材的辊压过程的示意性图示显示在图3中。热轧是片材生产的一部分以便通过利用提高的温度下片材金属提高的延展性向目标值降低片材厚度，此时可以实现高水平的轧制压下量。当一个(薄带连铸)或多个(薄板坯连铸)股在线内置时，热轧可以是铸造过程的一部分。在厚(传统)板坯连铸的情况下，该板坯首先在隧道炉中重新加热并随后移动穿过一系列的轧机机架(图3)。为了制造具有目标厚度的片材，在单独的热轧机生产线上的作为后加工的一部分的热轧也可应用。由于红热的钢在其冷却时接触因此，金属的表面略微粗糙，并且厚度可以改变千分之几英寸。通常，冷轧是后继步骤以改善最终片材产品的品质。
冷轧
使冷的钢材料穿过重型辊(其将金属压制至其最终形状和尺寸)来制造冷轧钢。这是片材生产过程中的后加工的常见步骤，此时，根据材料性质、冷轧目的和目标参数可以采用不同的冷轧机。当片材材料经受冷轧时，其强度、硬度以及弹性极限提高。但是，金属片材的延展性因应变硬化而降低，由此使该金属更脆。由此，金属必须在轧制操作中在道次之间不时地退火/加热，以去除冷变形的不期望的效果，并提高金属的可成形性。由此获得大的厚度压下量可能耗费时间和成本。在许多情况下，采用具有在线退火的多机架冷轧机，其中在其沿轧制线移动时通过感应加热以短时间(通常2至5分钟)的升高温度来影响该片材。与热轧相比，冷轧能够实现更精确的尺寸精度，并且最终的片材产品具有更光滑的表面(更好的表面光洁度)。
热处理
为了获得目标机械性质，通常实施该片材材料的后加工退火。通常，钢片产品的退火在工业规模下以两种方式进行：分批退火或连续退火。在分批退火过程中，巨大的片材卷在具有受控气氛的炉中缓慢加热和冷却。退火时间可以由几小时至几天。由于该卷材的大质量(其大小通常为5至25吨)，该卷材的内部和外部部分将在分批退火炉中经历不同的热历程，这可导致所得性质方面的差异。在连续退火过程的情况下，未卷绕的钢片材穿过加热和冷却装置数分钟。加热装置通常是两段炉。第一段是高温热处理，其提供显微组织的再结晶。第二段是低温热处理，其提供显微组织的人工时效。在连续退火过程中整体热处理的两阶段的适当组合提供目标机械性质。连续退火超越分批退火的优点如下：改进的产品均匀性；表面清洁度与形状；能够制造多种多样的钢种。
结构和机理
本文中的钢合金使得它们初始能够形成本文中所述的1类或2类钢，其优选是结晶的(非玻璃质)，具有可识别的晶粒尺寸和形态。本公开集中于对2类钢的改善，下文中关于1类钢的讨论意在提供起始语境。
1类钢
在图4中显示了本文中的1类钢的形成。如其中所示，初始形成模态结构，该模态结构是由合金的液体熔体开始并通过冷却凝固的结果，这提供了具有特定晶粒尺寸的特定相的成核与生长。因此在本文中提到模态应理解为一种具有至少两种晶粒尺寸分布的结构。本文中的晶粒尺寸可以理解为优选可通过诸如扫描电子显微镜法或透射电子显微镜法识别的具体特定相的单个晶体的尺寸。因此，1类钢的结构#1可以优选通过经所示实验室规模程序和/或经涉及冷硬表面加工的方法诸如双辊法加工、薄板坯连铸或厚板坯连铸的工业规模方法进行加工来实现。
因此1类钢的模态结构在由熔体冷却时将初始显示下列晶粒尺寸：(1)500纳米至20,000纳米的基体晶粒尺寸，含有奥氏体和/或铁素体；(2)25纳米至5000纳米的硼化物晶粒尺寸(即非金属性晶粒，如M2B，其中M是金属并共价键合到B上)。该硼化物晶粒还优选是“钉扎”型相，其指的是通过钉扎相有效地稳定该基体晶粒的特征，所述钉扎相抵抗提高温度下的粗化。要注意的是，金属硼化物晶粒已经识别为表现出M2B的化学计量，但是其它化学计量也是可能的，并可以提供钉扎，包括M3B、MB(M1B1)、M23B6和M7B3。
1类钢的模态结构可以通过热机械过程变形并经受各种热处理，导致性质方面的某些变化，但是可以保持该模态结构。
当上述1类钢暴露于机械应力时，观察到的应力对应变图显示在图5中。因此观察到模态结构经历了被识别为动态纳米相析出的过程，所述动态纳米相结构导致了1类钢的第二类型结构。因此当该合金在应力下经受屈服时触发了此类动态纳米相析出，并且已经发现，经历动态纳米相析出的1类钢的屈服强度优选出现在300MPa至840MPa。因此，要理解的是，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500纳米至20,000纳米的可识别基体晶粒尺寸、20纳米至10000纳米的硼化物钉扎晶粒尺寸，连同形成了含有六方相及1.0纳米至200纳米的尺寸的析出晶粒。如上所述，当合金受到应力时该晶粒尺寸因此不会粗化，但是会导致析出晶粒如所述那样发展。
提到六方相可以理解为一种具有P63mc空间群(#186)的双六方锥类六方相和/或具有六方P6bar2C空间群(#190)的复三方双锥类。此外，1类钢的此类第二类型结构的机械性质使得观察到拉伸强度落在630MPa至1150MPa范围内，并具有10-40％的延伸率。此外，1类钢的第二类型结构使得其表现出在经受所示应变后0.1至0.4的应变硬化系数几乎平坦。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的值位于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％弹性固体(即该材料对施加的力经历可逆变化)。下表1提供了本文中的1类钢的比较与性能总结。
表1 1类钢的结构与性能的比较
2类钢
在图6中显示了本文中的2类钢的形成。2类钢在本文中还可以由识别的合金形成，其包括由结构#1——模态结构开始并后接两种在本文中识别为静态纳米相细化和动态纳米相强化的新机理的两种新的结构类型。2类钢的结构类型在本文中描述为纳米模态结构和高强度纳米模态结构。因此，本文中的2类钢可以表征如下：结构#1-模态结构(步骤#1)，机理#1-静态纳米相细化(步骤#2)，结构#2-纳米模态结构(步骤#3)，机理#2-动态纳米相强化(步骤#4)，和结构#3-高强度纳米模态结构(步骤#5)。
如本文中所示，初始形成结构#1，其中模态结构是由该合金的液体熔体开始并通过冷却凝固(这提供了具有特定晶粒尺寸的特定相的成核与生长)的结果。本文中的晶粒尺寸仍可以理解为优选可通过诸如扫描电子显微镜法或透射电子显微镜法的方法识别的具体特定相的单个晶体的尺寸。因此，2类钢的结构#1优选可通过经所示实验室规模程序和/或经包括诸如双辊加工法或薄板坯连铸的冷硬表面加工方法的工业规模方法进行加工来实现。
在由熔体冷却时，2类钢的模态结构因此初始显示以下晶粒尺寸：(1)200纳米至200,000纳米的基体晶粒尺寸，含有奥氏体和/或铁素体；(2)如果存在的话，10纳米至5000纳米的硼化物晶粒尺寸(即非金属性晶粒，如M2B，其中M是金属并共价键合到B上)。该硼化物晶粒还优选是“钉扎”型相，其指的是通过钉扎相有效地稳定该基体晶粒的特征，所述钉扎相抵抗提高温度下的粗化。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，并且其不受上述机理#1或#2的影响。提到晶粒尺寸仍可以理解为优选可通过诸如扫描电子显微镜法或透射电子显微镜法的方法识别的具体特定相的单个晶体的尺寸。此外，本文中2类钢的结构#1包括奥氏体和/或铁素体以及此类硼化物相。
在图7中，显示了代表本文中的钢合金的应力应变曲线，所述合金经受2类钢的变形行为。该模态结构优选首先生成(结构#1)，随后，在生成后，现在可以通过导致结构#2的机理#1(其为静态纳米相细化机理)独特地细化该模态结构。静态纳米相细化指的是以下特征：初始落在200纳米至200,000纳米范围内的结构#1的基体晶粒尺寸在尺寸上降低以提供具有通常落在50纳米至5000纳米范围内的基体晶粒尺寸的结构#2。注意，硼化物钉扎相如果存在的话在一些合金中可以显著地改变尺寸，虽然其设计为抵抗热处理过程中的基体晶粒粗化。由于存在这些硼化物钉扎位点，将会预期导致粗化的晶界运动被称为Zener钉扎或Zener滞动的过程阻碍。由此，尽管由于总界面面积降低，基体的晶粒生长在能量方面有利，但是硼化物钉扎相的存在将抵消因这些相的高界面能所带来的这种粗化驱动力。
2类钢中静态纳米相细化(机理#1)的特性，如果存在硼化物的话，使得发现落在200纳米至200,000纳米范围内的微米尺度的奥氏体相(γ-Fe)在提高的温度下部分或完全转化为新的相(例如铁素体或α-Fe)。初始存在于2类钢的模态结构(结构1)中的铁素体(α-铁)的体积分数为0至45％。静态纳米相细化(机理#2)所导致的结构#2中铁素体(α-铁)的体积分数在提高的温度下通常为20至80％，并随后在冷却时回复成奥氏体(γ-Fe)以便在室温下产生通常20至80％的奥氏体。该静态转化优选在提高温度的热处理过程中发生，并由此涉及独特的细化机理，因为晶粒粗化而非晶粒细化是提高温度下的常规材料响应。
因此，如果存在硼化物，在静态纳米相细化机理过程中，本文中的2类钢合金不会发生晶粒粗化。结构#2能够在动态纳米相强化过程中独特地转化为结构#3，结果形成结构#3，并表现出在400至1825MPa范围内的拉伸强度值和2.4至78.1％的总延伸率。
根据合金的化学，在某些非不锈钢的高强度钢中，在静态纳米相细化和随后的热过程的过程中可以形成纳米相析出物。纳米析出物在1纳米至200纳米的范围内，这些相的大部分(>50％)的尺寸为10～20纳米，这远小于基体晶粒或当存在时在结构#1中形成的用于阻碍基体晶粒粗化的硼化物钉扎相。同样，在静态纳米相细化过程中，如果存在的话，发现硼化物晶粒的尺寸在20至10000纳米范围内。
基于上文展开，在提供2类钢的本文中的合金的情况下，当此类合金超过它们的屈服点时，在恒应力下发生塑性变形，接着是导致生成结构#3的动态相变。更具体而言，在引发足够的应变后，出现拐点，在该拐点处应力对应变曲线的斜率改变并提高(图7)，并且强度随应变而提高，显示了机理#2(动态纳米相强化)的激活。
随着动态纳米相强化过程中进一步应变(straining)，强度持续提高，但是伴随着应变硬化系数值的逐渐降低，直至接近失效。但是仅在断裂点附近发生一定程度的应变软化，这可能是由于在缩颈时局部横截面面积的降低。要注意的是，在应力下在材料应变时发生的强化转变通常将机理#2限定为导致结构#3的动态过程。动态指的是该过程可以通过施加超过材料的屈服点的应力而发生。对获得结构3的合金可以实现的拉伸性质包括400至1825MPa范围内的抗拉强度值和2.4％至78.1％的总延伸率。实现的拉伸性质的水平还取决于对应于2类钢的特征应力应变曲线随应变提高时发生的转变量。
由此，根据转变水平，现在还可以在本文中的2类钢中根据变形水平发展可调屈服强度，并且在结构#3中，屈服强度最终可为200MPa至1650MPa不等。也就是说，在本文的合金范围之外的常规钢材仅表现出相对低的应变硬化水平，由此它们的屈服强度仅可以在小范围内变化(例如100至200MPa)，取决于之前的变形历史。在本文中的2类钢中，该屈服强度可以如施加于转变为结构#3的结构#2那样在宽范围(例如200至1650MPa)内改变，从而允许可调变化以使得设计者和多种应用中的最终使用者能够在各种应用(如车身结构中的碰撞管理)中利用结构#3。
关于图6中显示的这种动态机理，观察到显示1纳米至200纳米的可识别晶粒尺寸的新的和/或附加的析出相。此外，在所述析出相中进一步识别出具有P63mc空间群(#186)的双六方锥类六方相、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，该动态转变可以部分或完全发生，并导致形成在该材料中提供相对高强度的具有新型纳米级/准纳米级相的显微组织。结构#3可以理解为被20纳米至10000纳米范围内的硼化物相钉扎的具有通常为25纳米至2500纳米的基体晶粒尺寸并具有1纳米至200纳米范围内的析出相的显微组织。要注意的是，在不存在硼化物钉扎相的情况下，细化可能在一定程度上较少和/或可能发生某些基体粗化，导致尺寸为25纳米至25000纳米的基体晶粒。上面提及的具有1纳米至200纳米的晶粒尺寸的析出相的初始形成在静态纳米相细化时开始，并在动态纳米相强化过程中持续，导致形成结构#3。与结构#2相比，尺寸为1纳米至200纳米的析出晶粒的体积分数在结构#3中提高，并辅助所识别的强化机理。应当指出，在结构#3中，γ-铁的水平是可选的，并且根据具体合金化学和奥氏体稳定性可以被消除。下表2提供了本文中的2类钢的结构与性能的比较。
表2 2类钢的结构与性能的比较
模态结构的新途径
发展高强度纳米模态结构形成的途径如图6中所述。如图8中所示，在本文中公开了一种新的途径。该图涉及其中可能存在或可能不存在硼化物钉扎相的合金。其开始于结构#1，模态结构，但是包括附加机理#0——导致形成结构#1a(均化的模态结构)的动态纳米相细化(图8)。更具体而言，动态纳米相细化应用了足以导致金属中厚度降低的提高的温度(700℃至恰好低于熔点的温度)与应力(如通过10-6至104s-1的应变率所提供的那样)，这可以与各种加工一起发生，包括热轧、热锻、热压、热穿孔和热挤压。如下文中更充分地讨论的那样，其还导致向金属合金的形态的细化。
观察到导致该均化模态结构的动态纳米相细化在少至1个循环(加热与厚度降低)之内或在多个厚度降低循环(例如最多25个)之后发生。该均化模态结构(图8中的结构1a)代表图8中结构1所限定的具有相关性质与特性的起始模态结构与图8中结构2所限定的完全转化的纳米模态结构之间的中间结构。取决于具体的化学、起始厚度和加热水平与厚度降低量(与施加的力的总量相关)，该转化可以在少至1个循环中完成，或者可采用多次循环(例如最多25次)以完全转化。部分转化的中间结构是结构1a或均化模态结构，并在该模态结构完全转化为纳米模态结构后，形成纳米模态结构(即结构2)。渐进的循环导致生成结构#2(纳米模态结构)。根据对具有特定模态结构的特定合金化学所实现的细化和均化的水平，结构#1a(均化模态结构)因此可以直接变成结构#2(纳米模态结构)，或可以热处理并通过机理#1(静态纳米相细化)进一步细化以类似地产生结构#2(纳米模态结构)。如所示那样，结构#2，纳米模态结构，可以随后经历机理#2(动态纳米相强化)，导致形成结构#3(高强度纳米模态结构)。
值得一提的是，动态纳米相细化(机理#0)是在由液体状态初始凝固过程中优选通过使该合金有效地对冷却速率不敏感(以及厚度不敏感)的整个体积/厚度在铸件合金中提供均化模态结构(结构#1a)的机理，该机理使得能够利用此类生产方法作为用于片材生产的薄板坯或厚板坯连铸。换言之，已经观察到，如果在大于或等于2.0毫米的厚度下形成模态结构或在模态结构形成的过程中采用小于或等于250K/s的冷却速率，所述静态纳米相细化的后继步骤可能不会容易地发生。因此，产生纳米模态结构(结构#2)的能力和由此而来的经历动态纳米相强化(机理#2)和形成高强度纳米模态结构(结构#3)的能力将受到损害。也就是说，该结构的细化将不会发生(导致等效于由模态结构获得的那些的性质)，或者将是无效的(导致处于模态结构与纳米模态结构之间的性质)。
但是，现在可以优选确保形成纳米模态结构(结构#2)的能力和高强度纳米模态结构的后继发展。更具体而言，当起始于由厚度为约或等于2.0毫米的熔体凝固的模态结构或以小于或等于250K/s的速率冷却的模态结构时，现在可以优选采用动态纳米相细化(机理#0)进行至均化模态结构，并随后进行图8中显示的步骤以便形成高强度纳米模态结构。此外，如果在小于2毫米的厚度下或在大于250K/s的冷却速率下制备模态结构，可以如图8中所示优选地直接继续进行静态纳米相细化(机理#1)。
如因此识别的那样，在提高的温度下对合金施以变形后发生动态纳米相细化，并优选在700℃至恰好低于熔点的范围和10-6至104s-1的应变速率范围内发生。此类变形的一个实例可以通过在厚板坯或薄板坯连铸后的热轧来发生，其可以以单个或多个粗加工热轧步骤和/或单个或多个精加工热轧步骤来进行。或者，其可以在具有多种热加工步骤的后加工中进行，所述多种热加工步骤包括但不限于热冲压、锻造、热压、热挤压等等。
片材生产过程中的机理
模态结构(结构#1)在本文中的钢合金中的形成可以在厚板坯(图1)或薄板坯连铸(阶段1，图2)处的合金凝固过程中发生。该模态结构可以优选通过在高于其熔点并在1100℃至2000℃的范围内的温度下加热本文中的合金并在低于该合金的熔融温度下冷却(其对应于1×103至1×10-3K/s范围内的优选冷却)来形成。
该合金的厚板坯(图1)或薄板坯连铸(阶段2，图2)的集成热轧将在厚板坯连铸的情况下在厚度通常为150至500毫米的铸件板坯中和在薄板坯连铸的情况下在厚度通常为20至150毫米的铸件板坯中通过动态纳米相细化(机理#0)导致形成均化模态结构(结构#1a，图8)。均化模态结构的类型(表1)将取决于合金化学和热轧参数。
当在后加工过程中对具有均化模态结构(结构#1a，图8)的制得的板坯施以提高的温度暴露(由700℃至最高为该合金的熔融温度)时发生形成纳米模态结构(结构#2)的机理#1(其为静态纳米相细化)。实现静态纳米相细化(机理#1)的可能方法包括但不限于在线退火、分批退火、朝向目标厚度的热轧后接退火等等。热轧是用于将板坯厚度降低至几毫米范围以制造用于各种应用的片钢的典型方法。典型的厚度压下量可以根据初始片材的生产方法宽泛地变化。起始厚度可以为3至500毫米不等，最终厚度可以为1毫米至20毫米不等。
冷轧是广泛用于片材生产的方法，其用于实现对特定应用的目标厚度。例如，用于汽车行业的大多数片钢具有0.4至4毫米的厚度。为了实现目标厚度，通过多个工序施加冷轧，在道次之间具有中间退火。根据材料性质，每道次的典型压下量为5至70％。中间退火之前的道次数量也取决于材料性质以及其在冷变形时的应变水平。冷轧也用作用于表面品质的最终步骤，称为光整冷轧。对于本文中的钢合金和通过如图8中提供的形成纳米模态结构的方法，该冷轧将触发动态纳米相强化和高强度纳米模态结构的形成。
优选的合金化学和样品制备
研究的合金的化学组成显示在表4中，其提供了所用的优选原子比。通过在铜模具中的板材连铸进行初步研究。
将合金1至合金59铸造成厚度为3.3毫米的板材。使用商业纯度的原料，根据表4中提供的原子比，称出目标合金的35克合金原料。该原料随后放置到电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯氩作为保护气体将原料电弧熔炼为铸锭。将铸锭翻转几次后，重新熔炼以确保均匀性。单独地，将铸锭成形为盘状，直径为约30毫米，在最厚的点处的厚度为约9.5毫米。随后将所得铸锭放置在压力真空铸造器(PVC)室中，使用RF感应熔融，并随后喷射到设计用于浇铸厚度为3.3毫米的3×4英寸片材的铜模具上。
将合金60至合金62铸造成厚度为50毫米的板材。这些化学物质已经通过在Indutherm VTC800V真空倾斜铸造机中的板坯连铸用于材料加工。按照表4中对各合金所提供的原子比，使用指定量的具有已知组成和杂质含量的市售铁添加剂粉末以及所需的附加合金化元素以3千克装料称出指定组成的合金。将合金装料放置在涂有氧化锆的二氧化硅基坩埚中，并装入铸造机中。在真空下使用14kHz RF感应线圈进行熔融。加热装料直到完全熔融，时间为观察到固体成分的最后点之后45秒至60秒，以便提供过热并确保熔体均匀性。随后将熔体倾入水冷的铜模具中以形成约50毫米厚(在用于薄板坯连铸过程的厚度范围内(图2))和75毫米×100毫米大小的实验室铸件板坯。
表4 合金的化学组成
由上文可以看出，容易发生图8中所示的转化的本文中的合金落入下列分组：(1)Fe/Cr/Ni/Mn/B/Si/Cu(合金1、2、15至18、27至28、35、40、50至57、59、62)；(2)Fe/Ni/Mn/B/Si/Cu(合金3至6、19、29至30)；(3)Fe/Mn/B/Si(合金7至10、20、25至26)；(4)Fe/Cr/Mn/B/Si(合金11至14、21至24、37至39)；Fe/Ni/Mn/B/Si/Cu/C(合金31、36、46至47、61)；(5)Fe/Cr/Ni/Mn/B/Si/Cu/C(合金32至34、41至45、49、60)；(6)Fe/Cr/Mn/B/Si/C(合金48)；(7)Fe/Cr/Ni/Mn/B/Si(合金58)；(8)Fe/Cr/Ni/Mn/Si/Cu/C(合金63至70)；(9)Fe/Cr/Ni/Mn/Si/C(合金71至74)。
由上文，本领域技术人员将理解，本文中的合金组合物以下列所示原子％含有以下四种元素：Fe(61.0至88.0原子％)；Si(0.5至9.0原子％)；Mn(0.9至19.0原子％)和任选的B(0.0原子％至8.0原子％)。此外，可以理解的是，下列元素是任选的，并可以以所示原子％存在：Ni(0.1至9.0原子％)；Cr(0.1至19.0原子％)；Cu(0.1至4.0原子％)；C(0.1至4.0原子％)。可以存在的杂质包括Al、Mo、Nb、S、O、N、P、W、Co、Sn、Zr、Ti、Pd和V，其可以占最多10原子％。
因此，本文中的合金还可以广义地描述为Fe基合金(大于60.0原子％)并进一步包括B、Si和Mn。当在大于或等于2.0毫米的厚度下时，该合金能够由熔体凝固以形成模态结构(结构#1，图8)，或者该模态结构当以小于或等于250K/s的冷却速率形成时可以优选经历动态纳米相细化，其随后可以提供均化模态结构(结构#1a，图8)。如图8中所示，随后由此类均化模态结构，可以最终形成具有所示形态和机械性质的高强度纳米模态结构(结构#3)。
合金性质
在NETZSCH DSC 404F3 PEGASUS V5系统上对凝固态的浇铸片材样品进行热分析。以10℃/分钟的加热速率在室温至1425℃的温度范围内进行差热分析(DTA)和差示扫描量热法(DSC)，通过使用流动的超高纯氩气保护样品免受氧化。在表5中，显示了提高温度的DTA结果，该结果显示了合金的熔融行为。要注意的是，没有较低温度的结晶峰，因此在初始铸件中并未发现存在金属玻璃。如从表5中的表列结果可以看出的那样，熔融发生在1至4阶段中，由～1100℃观察到的初始熔融取决于合金化学。在所选合金中，最终熔融温度>1425℃。这些合金的液相线温度在测量范围之外且不可得(在表5中标记为“NA”)。熔融行为的变化还可反映该合金的冷硬表面处理中取决于它们的化学的复杂相的形成。
表5 熔融行为的差热分析数据
对电弧熔炼的铸锭使用阿基米德法在允许在空气与蒸馏水中称量的特殊构造的天平中测量该合金的密度。各合金的密度列在表6中，并发现由7.55g/cm3改变至7.89g/cm3。该技术的精确度为±0.01g/cm3。
表6 合金的密度(克/立方厘米)
在通常低于固相线温度50℃并在25℃范围内的温度下热轧初始厚度为3.3毫米(合金1至合金59)的所有铸件板材。在热轧步骤过程中，预期发生动态纳米相细化(机理#0，图8)，具有表4中的目标化学。用于轧机的辊对所有辊压样品保持恒定间距，使得辊以最小的力触及。样品在该过程中发生32％至45％不等的热轧压下量。在热轧后，该样品根据表7中列举的参数热处理。采用所述热处理，因为一些合金并未直接由结构#1a(均化模态结构)形成结构#2(纳米模态结构)，在这些情况下，附加热处理激活机理#1(静态纳米相细化)。
表7 热处理参数
热处理 温度[℃] 时间[分钟] 冷却
HT1 850 360 0.75℃/分钟至<500℃，随后空气
HT2 950 360 Air
HT3 1050 120 Air
HT4 1075 120 Air
HT5 1100 120 Air
HT6 1150 120 Air
HT7 700 60 Air
HT8 700 无停留时间 1℃/分钟至<500℃，随后空气
HT9 850 60 Air
HT10 950 60 Air
使用电火花线切割机床(EDM)从该热轧和热处理的片材上切割拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持刚性和顶部夹具移动的位移控制进行；该测力传感器连接到顶部夹具上。在表8中，对热处理后的热轧片材显示了包括屈服应力、极限抗拉强度和总延伸率的拉伸试验结果的总结。机械特性值取决于将在本文中讨论的合金化学和加工条件。可以看出，极限抗拉强度值为431至1612MPa不等。拉伸延伸率为2.4至64.7％不等。屈服应力测得为212MPa至966MPa不等。在拉伸试验过程中，表现出结构#2(纳米模态结构)的样品经受机理#2(动态纳米相强化)以形成结构#3(高强度纳米模态结构)。
表8 热轧和热处理后合金的拉伸性质
根据合金固相线温度，在1075至1100℃的温度下对初始厚度为50毫米的所有铸件板材(合金60至62)施以热轧。使用在线Lucifer EHS3GT-B18隧道炉在Fenn Model 061单级轧机上进行轧制。材料保持在热轧温度下40分钟的初始停留时间以确保均匀的温度。在轧机上的每一道次后，将样品返回到隧道炉，保持4分钟的温度恢复以修正热轧道次过程中的温度损失。以两次操作(campaign)进行热轧，第一操作实现约85％的总压下量至6毫米的厚度。在热轧的第一操作后，从热轧材料中心切割150毫米至200毫米长的一段片材。为了96％至97％的两次操作的总压下量，将该切割段随后用于热轧的第二操作。用于所有合金的特定热轧参数的列表可以在表9中获得。
表9 热轧参数
随后对来自各合金的热轧片材以多道次施以进一步的冷轧至1.2毫米的厚度。在Fenn Model 061单级轧机上进行轧制。用于该合金的特定冷轧参数的实例显示在表10中。
表10 冷轧参数
合金 道次数 初始厚度(毫米) 最终厚度(毫米) 压下量(％)
合金60 7 1.58 1.21 23.7
合金61 2 1.43 1.19 17.1
合金62 13 2.00 1.48 25.9
在热轧和冷轧后，经由EDM切割拉伸试样。在张力方面对来自各合金的样品的一部分进行了测试。将热轧和随后的冷轧后的合金的拉伸性质列举在表11中。极限抗拉强度值可以为1438至1787MPa不等，拉伸延伸率为1.0至20.8％不等。屈服应力为809至1642MPa。这符合图8中的结构3。本文中钢合金的机械特性值将取决于合金化学和加工条件。冷轧压下量影响奥氏体转变的量，在合金中导致了不同的强度水平。
表11 冷轧后所选合金的拉伸性质
将冷轧样品的一部分在表12中规定的参数下热处理。热处理在Lucifer 7GT-K12密封箱式炉中在氩气吹扫下进行，或在ThermCraft XSL-3-0-24-1C管式炉中进行。在空气冷却的情况下，试样保持在目标温度下一段目标时间，从炉中取出并在空气中冷却。在受控冷却的情况下，在装载样品的情况下，炉温以规定速率降低。
表12 热处理参数
在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持刚性和顶部夹具移动的位移控制进行；该测力传感器连接到顶部夹具上。
将在不同参数(表12)下的热轧以及随后的冷轧和热处理后所选合金的拉伸性质列举在表13中。极限抗拉强度值可以为813MPa至1316MPa不等，拉伸延伸率为6.6至35.9％不等。屈服应力为274至815MPa。这符合图8中的结构2。本文中的钢合金中的机械特性值将取决于合金化学和加工条件。
表13 在冷轧和热处理后所选合金的拉伸性质
情形实施例
情形实施例#1：实验室规模下的薄板坯连铸的3阶段模型
使用Indutherm VTC 800 V铸造机铸造具有5至50毫米的不同厚度的板材用于模拟该薄板坯工艺的阶段1(图2)。使用工业纯原料，根据表4中提供的原子比对特定合金称出不同质量的装料。随后将该装料置入Indutherm VTC 800 V真空倾斜铸造机的坩埚中。使用RF感应将原料熔融并随后倾入设计为铸造具有表14中所述尺寸的板材的铜模具中。图9中显示了厚度为50毫米的来自合金2的铸件板材的一个实例。
表14 铸件板材参数
使用Fenn Model 061轧机和Lucifer 7-R24气氛受控箱式炉对所有铸件板材施以热轧，这复制了薄板坯工艺的阶段2，并在空气中冷却，这模拟了薄板坯工艺的阶段3(图2)。在轧制开始前将该板材放置在预热至1140℃的炉中60分钟。随后以每一道次10％至25％的压下量反复轧制该板材。该板材在轧制步骤之间放置在该炉中1至2分钟以便使它们恢复温度。如果该板材变得太长以至于不适应该炉，将它们冷却，切割至更短的长度，随后在该炉中再加热60分钟，随后向着目标测量厚度再次轧制。施加热轧以模拟薄板坯工艺的阶段2或通过热轧的厚板坯的初始后加工步骤。热轧后的空气冷却对应于薄板坯工艺的阶段3或在线热轧后厚板坯的冷却条件。
根据对不同应用的性质和性能要求，如模拟薄板坯生产后的片材后加工的本文中的情形实施例中所述，对通过铸件板材的多道次热轧制得的片材样品施以进一步的处理(热处理、冷轧等等)。板坯连铸工艺和后加工方法的近似建模允许预测加工的各步骤处本文中的钢合金中的结构发展，并识别导致制造具有先进的性质组合的钢片材的机理。
情形实施例#2：对铸件板材性质的热处理效果
使用工业纯原料，根据表4中提供的原子比，对合金1、合金8和合金16称出不同质量的装料。随后将该装料置入Indutherm VTC 800V真空倾斜铸造机的坩埚中。使用RF感应将原料熔融并随后倾入设计为铸造具有50毫米厚度的板材的铜模具中，所述厚度在用于薄板坯连铸工艺的范围内(通常为20至150毫米)。在表15中列举的不同参数下热处理来自各合金的铸件板材。
使用Brother HS-3100电火花线切割机床(EDM)从铸态和热处理过的板材上切割拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持刚性和顶部夹具移动的位移控制进行，该测力传感器连接到顶部夹具上。视频引伸计用于应变测量。
表15 热处理参数
合金 温度(℃) 时间(分钟) 冷却
合金1 1150 120 空气
合金8 1100 120 空气
合金16 1150 120 空气
铸态和热处理条件下的合金的拉伸性质绘制在图10中。与铸态状态相比，对所有三种合金在热处理样品中均观察到轻微的性质改善。但是，性质远远低于表8中对各合金所显示的潜力。这是预期的，因为该合金以50毫米铸造(即厚度大于2毫米并在≤250K/s下冷却)，并且根据图8中的机理仅采用热处理将不会细化该结构。
为了比较热处理造成的显微组织中的改变，通过SEM检查铸态和热处理状态下的样品。为了制造SEM试样，切割该板材样品的横截面并通过SiC纸研磨，随后用金刚石介质浆料逐渐抛光直至1微米细度。最终的抛光用0.02微米细度的SiO2溶液进行。使用由CarlZeiss SMT Inc制造的EVO-MA10扫描电子显微镜通过扫描电子显微镜法(SEM)来检查铸态和热处理状态下的来自合金1、合金8和合金16的板材样品的显微组织。
图12至14展示了热处理之前和之后所有三种合金中显微组织的SEM图像。如可以看到的那样，对于所有三种合金，在铸态板材中存在模态结构(结构#1)，硼化物相位于基体晶粒之间，并沿着基体晶粒晶界。尽管热处理可以通过静态纳米相细化(机理#1，图8)在该基体相中诱导晶粒细化，但显微组织似乎保持粗大，并且在热处理后可以看到边界硼化物相的部分球化，并沿着之前的枝晶边界定位。由此，当合金以大的厚度铸造时，在凝固后直接热处理该板材不会提供实现所述性质所需的细化和结构均化，导致相对低劣的性质。
由此，在以高厚度/降低的冷却速率铸造的样品中发现通过提高温度的热处理进行的静态纳米相细化相对无效。其中静态纳米相细化将不会有效的范围取决于特定的合金化学和模态结构中枝晶的尺寸，但是通常在大于或等于2.0毫米的铸造厚度和小于或等于250K/s的冷却速率下发生。
情形实施例#3：HIP循环对具有不同厚度的板材的性质的影响
对表4中列举的合金58和合金59进行具有1.8毫米至20毫米的不同厚度的板材铸造。在压力真空铸造机(PVC)中铸造具有1.8毫米的铸态厚度的薄板材。使用工业纯原料，根据表4中提供的原子比称出35克的装料。随后将所述原料材料置入电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯氩作为保护气体将原料电弧熔炼为铸锭。将该铸锭翻转几次并重新熔炼以确保均匀性。单独地，该铸锭为盘形，直径为～30毫米，在最厚的点处的厚度为～9.5毫米。所得铸锭随后放置在PVC室中，使用RF感应熔融并随后喷射到涉及用于铸造厚度为1.8毫米的3×4英寸板材的铜模具中。
通过使用Indutherm VTC 800 V真空倾斜铸造机铸造具有5至20毫米的厚度的板材。使用工业纯原料，根据表4中提供的原子比对特定合金称出不同质量的装料。该装料随后置入铸造机的坩埚中。使用RF感应将该原料熔融并随后倾入设计用于铸造具有表16中所述尺寸的板材的铜模具中。
表16 铸件板材参数
使用具有钼炉并具有4英寸直径×5英寸高度的炉腔尺寸的American IsostaticPress Model 645机器对来自各合金的各板材施以热等静压(HIP)。以10℃/分钟加热该板材直到达到目标温度，并暴露于气体压力下持续对这些研究所规定的1小时时间。要注意的是，HIP循环用作原位热处理和除去某些铸造缺陷的方法以模拟板坯连铸时的热轧步骤。在表17中列举了HIP循环参数。在HIP循环后，将来自两种合金的板材在箱式炉中在900℃下热处理1小时。
表17 HIP循环参数
使用电火花线切割机床(EDM)从所HIP态下以及在HIP循环和热处理后的板材上切割拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持刚性和顶部夹具移动的位移控制进行，该测力传感器连接到顶部夹具上。为了比较HIP循环与热处理造成的显微组织改变，使用由Carl Zeiss SMT Inc制造的EVO-MA10扫描电子显微镜通过SEM检查铸态、HIP过和热处理过的状态下的样品。为了制造SEM试样，切割该板材样品的横截面并通过SiC纸研磨，随后用金刚石介质浆料逐渐抛光直至1微米细度。最终的抛光用0.02微米细度的SiO2溶液进行。
在图14中显示了随板材厚度而改变的在HIP循环后来自两种合金的板材的拉伸性质。在两种合金中均观察到，随着提高的铸态厚度，性质方面出现显著降低。当两种合金以1.8毫米铸造时实现了最佳性质。
在铸态状态下和在HIP循环后在合金59的板材中的显微组织的实例显示在图15至图17中。在铸态条件下的板材中可以观察到模态结构(结构#1)(图15a、图16a、图17a)，枝晶尺寸随着铸件板材厚度而提高。在HIP循环后，该模态结构可以通过静态纳米相细化(机理#1)部分转变为纳米模态结构(结构#2)，但是结构看上去粗大(注意到个别晶粒尺寸超出SEM分辨率)。但是，如在所有情况下可以看到的那样(图15b、图16b、图17b)，硼化物相优选沿着凝固时形成的初级枝晶排列。明显更小的枝晶(在以1.8毫米厚度铸造的情况下)导致硼化物的更均匀分布，与具有更大厚度的铸件板材中相比获得了更好的性质(图15b)。在HIP循环后的附加热处理在所有板材中导致性质的改善，在来自两种合金的1.8毫米厚板材中获得更显著的效果(图18)。在以更大厚度(即5至20毫米)铸造的样品中，性质方面的改善是最小的。
该情形实施例展示了尽管在高温下的HIP循环和附加热处理可以在基体相中诱发一定程度的晶粒细化，但静态纳米相细化通常是无效的。此外，在HIP循环后仅可以看到边界硼化物相的部分球化，复杂硼化物相沿着该基体晶粒晶界定位。
情形实施例#4：热轧对具有不同厚度的板材的性质的影响
使用Indutherm VTC 800 V真空倾斜铸造机由合金1和合金2铸造具有5毫米至20毫米的不同厚度的板材。使用工业纯原料，根据表4中提供的原子比对特定合金称出不同质量的装料。随后将该装料置入该铸造机的坩埚中。使用RF感应将原料熔融并随后倾入设计为铸造具有表15中所述尺寸的板材的铜模具中。使用Fenn Model 061轧机和Lucifer 7-R24气氛受控箱式炉对来自各种合金的各块板材施以热轧。在轧制开始前将该板材放置在预热至1140℃的炉中60分钟。随后以10％至25％压下量的多个道次热轧该板材，模拟薄板坯工艺(图2)中阶段2过程中的多机架热轧或厚板坯连铸(图1)中的热轧。根据板材的铸造厚度，总热轧压下量为75至88％。来自合金1的热轧板材的实例显示在图19中。在表18中提供了两种合金的各板材的热轧压下量。
表18 热轧压下量(％)
铸态厚度(毫米) 合金1 合金2
5 75.7 76.0
10 83.8 86.0
20 88.5 88.0
使用电火花线切割机床(EDM)从热轧后的板材上切割拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持刚性和顶部夹具移动的位移控制进行，该测力传感器连接到顶部夹具上。为了比较热轧前后具有不同初始厚度的板材中的显微组织，使用由Carl Zeiss SMTInc制造的EVO-MA10扫描电子显微镜对所选样品进行SEM分析。为了制造SEM试样，切割来自合金1的板材样品的横截面并通过SiC纸研磨，随后用金刚石介质浆料逐渐抛光直至1微米细度。最终的抛光用0.02微米细度的SiO2溶液进行。
图20中显示了在不同厚度下铸造并热轧的来自合金1和合金2的板材的拉伸性质。如可以看到的那样，在热轧之前，铸态状态下的两种合金表现出较低的强度和延展性，样品之间性质变化程度较高。在热轧后，在所有厚度下来自两种合金的样品表现出在拉伸性质方面的显著改善，以及样品之间性质变化的减小。以5毫米厚度铸造的板材具有略微更低的性质，这可以通过当仍然存在某些铸件中缺陷时更小的热轧压下量来解释。在热轧后来自合金1的板材样品的SEM分析通过独立于初始铸造厚度的热轧片材体积展现了类似的结构(图21至图23)。与热处理(图11至图13)和HIP循环(图15至18)不同，热轧通过动态纳米相细化(机理#0，图8)导致结构均匀化，并在本文中研究的任何铸造厚度处形成均化模态结构(结构#1a，图8)。均化模态结构的形成导致了超出几个热轧循环后的铸态样品的显著的性质改善。
该情形实施例展示了通过动态纳米相细化(机理#0，图8)形成均化模态结构(结构#1a，图8)在完成时导致转化为目标纳米模态结构(结构#2，图8)，这是在以大厚度铸造的合金中实现相对均匀的结构与性质的优选工艺路线。
情形实施例#5：热处理对来自合金1和合金2的热轧片材的影响
使用Indutherm VTC 800 V真空倾斜铸造机由合金1与合金2进行50毫米厚度的板材铸造以模拟薄板坯工艺(图2)的阶段1。使用工业纯原料，根据表4中提供的原子比对合金1与合金2称出不同质量的装料。该装料随后置入铸造机的坩埚中。使用RF感应将原料熔融并随后倾入设计为铸造具有50毫米厚度的板材的铜模具中。使用Fenn Model 061轧机和Lucifer 7-R24气氛受控箱式炉对来自各合金的板材施以热轧。在轧制开始前将该板材放置在预热至1140℃的炉中60分钟。随后以每一道次10％至25％的压下量反复轧制该板材直至3.5毫米厚度，模拟薄板坯工艺(图2)过程中阶段2处的多机架热轧或厚板坯连铸(图1)处的热轧步骤。该板材在轧制步骤之间放置在该炉中1至2分钟以便使它们部分恢复用于下一轧制道次的温度。如果该板材变得太长以至于不适应该炉，将它们冷却，切割至更短的长度，随后在该炉中再加热60分钟，随后向着目标测量厚度再次轧制。对两种合金实现93％的总压下量。热轧片材在表19中列举的不同参数下热处理。
表19 热处理参数
热处理 温度(℃) 时间(分钟) 冷却
HT1 850 360 0.75℃/分钟至<500℃随后空气
HT2 950 360 空气
HT3 1150 120 空气
使用Brother HS-3100电火花线切割机床(EDM)从来自合金1与合金2的轧制和热处理过的片材上切割拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持刚性和顶部夹具移动的位移控制进行，该测力传感器连接到顶部夹具上。非接触性视频引伸计用于应变测量。
不同参数下热轧和热处理后的合金1与合金2的片材的拉伸性质绘制在图24中。存在性质随提高的热处理温度而改善的一般趋势。
该情形实施例展示了，当以50毫米厚度铸造并在热轧下经历动态纳米相细化(机理#0，图8)导致形成均化模态结构(结构#1a，图8)时，在本文中的合金中可以实现先进的性质组合。根据合金化学、热轧参数和施加的热处理，随后的热处理导致通过静态纳米相细化(机理#1，图8)部分或完全转变为纳米模态结构(结构#2，图8)。
情形实施例#6：在不同条件下50毫米厚的铸件板材的拉伸性质
使用Indutherm VTC 800 V真空倾斜铸造机由合金1与合金2进行50毫米厚度的板材铸造以模拟薄板坯工艺(图2)的阶段1。使用工业纯原料，根据表4中提供的原子比对合金1与合金2称出不同质量的装料。该装料随后置入铸造机的坩埚中。使用RF感应将原料熔融并随后倾入设计为铸造具有50毫米厚度的板材的铜模具中。使用Fenn Model 061轧机和Lucifer 7-R24气氛受控箱式炉对来自各合金的板材施以热轧。在轧制开始前将该板材放置在预热至1140℃的炉中60分钟。随后以每一道次10％至25％的压下量反复轧制该板材直至3.5毫米厚度，模拟薄板坯工艺(图2)过程中阶段2处的多机架热轧或厚板坯连铸(图1)处的热轧步骤。该板材在轧制步骤之间放置在该炉中1至2分钟以便使它们返回该温度。如果该板材变得太长以至于不适应该炉，将它们冷却，切割至更短的长度，随后在该炉中再加热60分钟，随后向着目标测量厚度再次轧制。对两种合金实现96％的总压下量。
为了评价热轧后该板材中的显微组织，使用由Carl Zeiss SMT Inc制造的EVO-MA10扫描电子显微镜对来自两种合金的板材样品进行SEM分析。为了制造SEM试样，切割来自合金1的板材样品的横截面并通过SiC纸研磨，随后用金刚石介质浆料逐渐抛光直至1微米细度。最终的抛光用0.02微米细度的SiO2溶液进行。在以96％的压下量热轧后铸态厚度为50毫米的合金1与合金2的板材中显微组织的SEM图像分别显示在图25和图26中。如可以看到的那样，对两种合金均观察到在整个板材厚度中的均匀结构，证实由于动态纳米相细化(机理#0，图8)在热轧过程中形成了均化模态结构(结构#1a，图8)。
为了模拟通过厚板坯或薄板坯工艺制得的片材的可能后加工，施加具有39％的压下量的附加冷轧以及随后的热处理。来自合金1的轧制片材在950℃下热处理6小时，来自合金2的轧制片材在1150℃下热处理2小时。使用Brother HS-3100电火花线切割机床(EDM)从来自合金1与合金2的片材上切割拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持刚性和顶部夹具移动的位移控制进行，该测力传感器连接到顶部夹具上。非接触性视频引伸计用于应变测量。
在热轧、热轧并随后冷轧以及热轧并随后冷轧和热处理条件下的合金1与合金2的拉伸性质绘制在图27中。热轧数据显示了符合在薄板坯制造(包括凝固、热轧和卷材)情况下的生产状态的片材性质。向热轧片材施加冷轧以便将片材厚度降低至2毫米，导致通过动态纳米相强化机理显著强化了片材材料。热轧并冷轧片材的后继热处理提供了具有1000至1200MPa的强度和17至24％的延展性的性质。最终性质可以根据合金化学以及铸造与后加工参数而不等。
该情形实施例展示了当以50毫米厚度铸造并在热轧处经受动态纳米相细化(机理#0，图8)以形成均化模态结构(结构#1a，图8)时，可以实现先进的性质组合。根据合金化学和热轧参数，在热轧时还可能发生向纳米模态结构(结构#2，图8)的部分或完全转变。主要差别在于在特定数量的机理#0(动态纳米相细化)的循环后结构#1a(均化模态结构)是否直接转变为结构#2(纳米模态结构)，或是否需要附加热处理来激活机理#1(静态纳米相细化)以形成结构#2(纳米模态结构)。随后通过冷轧进行的后加工导致通过动态纳米相强化(机理#2，图8)形成了高强度纳米模态结构(结构#3，图8)。
情形实施例#7：铸态厚度对来自合金1和合金2的片材性质的影响
使用Indutherm VTC 800 V铸造机以5至50毫米的不同厚度铸造板材。使用工业纯原料，根据表4中提供的原子比对特定合金称出不同质量的装料。随后将根据表4中提供的原子比的合金1与合金2的装料置入Indutherm VTC 800 V真空倾斜铸造机的坩埚中。使用RF感应将原料熔融并随后倾入设计为铸造具有表13中所述尺寸的板材的铜模具中。使用Fenn Model 061轧机和Lucifer 7-R24气氛受控箱式炉对来自各种合金的所有板材施以热轧。在轧制开始前将该板材放置在预热至1140℃的炉中60分钟。该板材随后反复轧制至1.2到1.4毫米的厚度。为了模拟通过薄板坯工艺制得的片材的可能后加工，向热轧板材施加具有39％的压下量的附加冷轧，并随后在1150℃下热处理2小时。
使用Brother HS-3100电火花线切割机床(EDM)从来自合金1与合金2的轧制和热处理过的片材上切割该拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持刚性和顶部夹具移动的位移控制进行，该测力传感器连接到顶部夹具上。视频引伸计用于应变测量。在图28中绘制了两种合金的拉伸数据。与铸态厚度无关，在后加工片材中测得了具有类似的强度和对合金1在20至29％范围内和对合金2在19至26％范围内的延展性的一致性质。
该情形实施例展示了通过动态纳米相细化(机理#0，图8)在热轧过程中在合金1与合金2中形成了均化模态结构(结构#1a，图8)，导致了独立于初始铸造厚度的一致性质。也就是说，如果开始于模态结构并经受动态纳米相细化至均化模态结构，可以随后用图8中的顺序继续进行以实现可用的机械性质，而不考虑结构1中存在的初始铸造厚度的厚度(即当模态结构厚度大于或等于2.0毫米时，如大于或等于2.0毫米的厚度至500毫米的厚度)。
情形实施例#8:热处理对热轧后片材显微组织的影响
使用Indutherm VTC 800 V真空倾斜铸造机由合金2铸造厚度为20毫米的板材。使用工业纯原料，根据表4中提供的原子比对特定合金称出不同质量的装料。随后将该装料置入该铸造机的坩埚中。使用RF感应将原料熔融并随后倾入设计为铸造具有20毫米厚度的板材的铜模具中。使用Fenn Model 061轧机和Lucifer 7-R24气氛受控箱式炉对铸件板材施以热轧。在轧制开始前将该板材放置在预热至1140℃的炉中60分钟。随后以多个10％至25％压下量的道次热轧该板材，模拟薄板坯工艺(图2)中阶段2过程中的多机架热轧或厚板坯连铸(图1)中的热轧。总热轧压下量为88％。在热轧后，所得片材在950℃下热处理6小时。
为了比较热处理造成的显微组织改变，通过SEM检查热轧后的样品和附加热处理后的样品。为了制造SEM试样，切割该片材样品的横截面并通过SiC纸研磨，随后用金刚石介质浆料逐渐抛光直至1微米细度。最终的抛光用0.02微米细度的SiO2溶液进行。使用由CarlZeiss SMT Inc制造的EVO-MA10扫描电子显微镜通过扫描电子显微镜法(SEM)检查在热轧和热处理后来自合金2的片材样品的显微组织。
图29显示了在具有88％的压下量的热轧后该片材的显微组织。可以看出，通过动态纳米相细化(机理#0，图8)，热轧导致了结构均化，导致形成了均化模态结构(结构#1a，图8)。但是，尽管在外层区域中，微细硼化物相在尺寸上相对均匀并且均匀地分布在基体中，但在中心层区域中，尽管硼化物相被热轧有效地破碎，但硼化物相的分布不如在外层中那么均匀。可以看出硼化物分布并不均匀。在950℃下附加热处理6小时后，如图30中所示，该硼化物相在外层中和在中心层区域中都均匀地分布。此外，硼化物在尺寸方面变得更加均匀。图29与图30之间的比较也显示，在热处理后，硼化物相的纵横比更小，其形态接近于球形几何形状，并且硼化物尺寸在热处理后在整个片材体积中更为均匀。附加热处理后的显微组织是典型的纳米模态结构(结构#2，图8)。随着纳米模态结构的形成，该热处理片材样品在拉伸测试过程中转变为高强度纳米模态结构，导致了1222MPa的极限抗拉强度(UTS)和26.2％的拉伸延伸率，与热处理前1193MPa的UTS和17.9％的延伸率相比，凸显了热处理对结构优化的效果。
该情形实施例展示了在热轧后在热处理过程中通过静态纳米相细化(机理#1，图8)在具有均化模态结构(结构#1a，图8)的片材材料中发生的本文中的合金中的纳米模态结构形成(结构#2，图8)导致随后在该片材变形过程中的动态纳米相强化(机理#2)的有效性所需的结构优化的重要性。
情形实施例#9：热处理对热处理后合金8性质的影响
使用工业纯原料，根据表4中提供的原子比对合金8称出不同质量的装料。将元素成分称重，并使用Indutherm VTC 800 V真空倾斜铸造机以50毫米厚度铸造装料。使用RF感应将原料熔融，并随后倾入水冷的铜模具中。使用Fenn Model 061轧机和Lucifer 7-R24气氛受控箱式炉对铸造的板材施以热轧。该样品经由多次轧制过程而热轧至厚度方面约96％的压下量，随后在低于各合金的固相线温度50℃的温度下均热40分钟，模拟薄板坯生产的阶段2。在轧制道次之间，在炉中保持约3分钟用于保持板坯中的热轧温度。热轧片材按照表20中的热处理安排在惰性气氛中热处理。
表20 合金8热轧片材的热处理基体
热处理 温度(℃) 时间(分钟) 冷却
HT1 850 360 0.75℃/分钟至<500℃随后空气
HT2 950 360 空气
HT3 1100 120 空气
使用Brother HS-3100电火花线切割机床(EDM)从来自合金8的轧制并热处理过的片材上切割拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持刚性和顶部夹具移动的位移控制进行，该测力传感器连接到顶部夹具上。视频引伸计用于应变测量。在不同条件下热处理后的合金8的拉伸数据绘制在图31a中。合金8的拉伸性质显示随着附加的热轧和热处理得到了改善。在通过热轧的96％厚度降低后，拉伸延伸率>10％，抗拉强度为约1300MPa。已经在HT3条件(表19)下热处理过的合金8具有>15％的拉伸延伸率，具有约1300MPa的抗拉强度。图31b图示了代表性应力-应变曲线，该曲线显示了通过提高热轧压下量以及随后的热处理获得的合金行为改善。
该情形实施例展示了在附加热轧循环和更长时间(HT1，表19)或更高温度(HT3，表19)的热处理后，当发生向纳米模态(结构#2，图8)的更完全转变时，在合金8片材中获得了更好的性质。
情形实施例#10：热处理对以50毫米厚度铸造的合金16性质的影响
使用工业纯原料，根据表4中提供的原子比对合金16称出不同质量的装料。将元素成分称重，并使用Indutherm VTC 800 V真空倾斜铸造机以50毫米厚度铸造装料。使用RF感应将原料熔融，并随后倾入水冷的铜模具中。板坯连铸对应于薄板坯生产的阶段1。使用Fenn Model 061轧机和Lucifer 7-R24气氛受控箱式炉对铸造的板材施以热轧。该样品经由多次轧制过程(10次总计)而热轧至厚度方面约96％的压下量，随后在低于合金16的固相线温度50℃的温度下均热40分钟，模拟薄板坯生产的阶段2。在轧制道次之间，在炉中保持约3分钟用于保持板坯中的热轧温度。在热轧步骤过程中，激活动态纳米相细化(机理#0)。热轧片材按照表21中的热处理安排在惰性气氛中热处理。
表21 合金16的热处理基体
热处理 温度(℃) 时间(分钟) 冷却
HT1 850 360 0.75℃/分钟至<500℃随后空气
HT2 950 360 空气
HT6 1150 120 空气
使用Brother HS-3100电火花线切割机床(EDM)从来自合金16的轧制并热处理过的片材上切割拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持刚性和顶部夹具移动的位移控制进行，该测力传感器连接到顶部夹具上。视频引伸计用于应变测量。在不同条件下热处理后的合金16的拉伸数据绘制在图32中。合金16的拉伸性质显示随着附加的热轧和热处理得到了改善。在通过热轧的96％厚度降低后，拉伸延伸率>25％，抗拉强度为～1100MPa。已经在HT6条件(表20)下热处理过的合金16具有>35％的拉伸延伸率，具有约1050MPa的抗拉强度。
该情形实施例展示了在看上去符合在该合金中通过静态纳米相细化(机理#1，图8)完全转变为纳米模态结构(结构#2，图8)的最优化条件的最高温度下的热处理(HT6，表20)后在合金16的热轧片材中可以实现更好的性质。
情形实施例#11：热处理对以50毫米厚度铸造的合金24性质的影响
使用工业纯原料，根据表4中提供的原子比对合金24称出不同质量的装料。将元素成分称重，并使用Indutherm VTC 800 V真空倾斜铸造机以50毫米厚度铸造装料。使用RF感应将原料熔融，并随后倾入水冷的铜模具中。板坯连铸对应于薄板坯生产的阶段1。使用Fenn Model 061轧机和Lucifer 7-R24气氛受控箱式炉对铸造的板材施以热轧。该样品经由多次轧制过程热轧至厚度方面～96％的压下量，随后在低于该合金的固相线温度50℃的温度下均热40分钟，模拟薄板坯生产的阶段2。在轧制道次之间，在炉中保持约3分钟用于保持板坯中的热轧温度。热轧片材按照表22中的热处理安排在惰性气氛中热处理。
表22 合金24的热处理基体
热处理 温度(℃) 时间(分钟) 冷却
HT1 850 360 0.75℃/分钟至<500℃随后空气
HT2 950 360 空气
HT5 1100 120 空气
使用Brother HS-3100电火花线切割机床(EDM)从来自合金24的轧制并热处理过的片材上切割拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持刚性和顶部夹具移动的位移控制进行，该测力传感器连接到顶部夹具上。视频引伸计用于应变测量。在不同条件下热处理后的合金24的拉伸数据绘制在图33a中。合金24的拉伸性质显示随着附加的热轧和热处理得到了改善。在通过热轧的96％厚度降低后，拉伸延伸率>20％，抗拉强度为约1300MPa。已经在HT3条件下热处理过的合金24具有>21％的拉伸延伸率，具有约1200MPa的抗拉强度。图33b图示了代表性应力-应变曲线，该曲线显示了在具有降低的延展性的热轧后通过提高热处理温度获得的合金延展性改善。
该情形实施例展示了在所有三种条件下的热处理导致强度降低，并且延展性提高，表明在可以激活动态纳米相细化(机理#0，图8)与静态纳米相细化(机理#1，图8)时在热轧过程中在该合金中可以形成纳米模态结构(结构#2，图8)。附加热处理可以导致某些结构粗化，由此降低强度。
情形实施例#12：塑性变形对合金1片材显微组织的影响
将50毫米厚的合金1板材在1150℃下用分别为85.2％和73.9％的两步骤压下进行热轧并随后在950℃下热处理6小时。对热处理后的样品进行拉伸试验。通过透射电子显微镜法(TEM)研究样品在单轴变形之前和之后的显微组织。由测试试样的夹持部分和拉伸标尺(分别代表了拉伸变形之前和之后的状态)切割TEM试样。TEM试样制备程序包括切割、减薄、电抛光。首先，样品用电火花切割机床切割，随后通过用磨料尺寸每次降低的垫研磨来进行减薄。通过分别用9微米、3微米和1微米金刚石悬浮溶液抛光来实现进一步减薄至60至70微米厚度。从该箔中冲压直径3毫米的圆盘，并使用双射流抛光机用电抛光来实现最终的抛光。所用化学溶液是混合在甲醇基础物(base)中的30％硝酸。在对于TEM观察并非充分薄的区域情况下，使用Gatan精密离子抛光系统(PIPS)对该TEM试样进行离子研磨。离子研磨通常在4.5keV下进行，并且倾斜角由4°降低至2°以开拓薄区域。
使用在200kV下运行的JEOL 2100高分辨率显微镜进行TEM研究。在热轧和热处理之后和在变形之前的合金1板材中的显微组织的TEM图像显示在图34中。可以看出，合金1板坯样品因热轧显示出织构化的显微组织。在该样品中还看到了显微组织细化。由于在拉伸变形之前热处理该样品，显微组织细化表明在热处理过程中发生静态纳米相细化(机理#1，图8)，导致了纳米模态结构(结构#2，图8)形成。当形成均化模态结构(结构#1a，图8)时，在热处理之前的热轧导致硼化物相在基体中的均匀分布。在这种合金中的均化模态结构对应于类型2(表3)。如图34中所示，在热处理后在该样品中可以发现尺寸为200至500纳米的基体晶粒。在该基体晶粒中，还可以发现堆垛层错，表明形成了奥氏体相。
图35显示了取自拉伸试样的标尺段的样品的亮场TEM图像。如可以看到的那样，通过动态纳米相强化(机理#2，图8)在变形过程中发生了进一步的结构细化，形成了高强度纳米模态结构(结构#3，图8)。在该基体中通常观察到尺寸为200至300纳米的晶粒，并且可以找到非常微细的六方相析出物。此外，在变形前在该样品中显示的堆垛层错在该拉伸变形后消失，表明奥氏体转变为铁素体，并且在该拉伸变形过程中在该基体晶粒中产生了位错。
该情形实施例描述了初始以50毫米厚度铸造并随后进行热轧和热处理的合金1中的高强度纳米模态结构形成(结构#3，图8)。通过启动机理的结构发展遵循图8中显示的途径。
情形实施例#13：塑性变形对合金8片材显微组织的影响
将50毫米厚的合金8板材在1150℃下进行热轧并在950℃下热处理6小时。对热处理后的样品进行拉伸试验。通过透射电子显微镜法(TEM)研究样品拉伸变形之前和之后的显微组织。由测试试样的夹持部分和拉伸标尺(分别代表了拉伸变形之前和之后的状态)切割TEM试样。TEM试样制备程序包括切割、减薄、电抛光。首先，样品用电火花切割机床(EDM)切割，随后通过用磨料尺寸每次降低的垫研磨来进行减薄。通过分别用9微米、3微米和1微米金刚石悬浮溶液抛光来实现进一步减薄至60至70微米厚度。从该箔中冲压直径3毫米的圆盘，并使用双射流抛光机用电抛光来实现最终的抛光。所用化学溶液是混合在甲醇基础物中的30％硝酸。在对于TEM观察并非充分薄的区域的情况下，使用Gatan精密离子抛光系统(PIPS)对该TEM试样进行离子研磨。离子研磨通常在4.5keV下进行，并且倾斜角由4°降低至2°以开拓薄区域。使用在200kV下运行的JEOL 2100高分辨率显微镜进行TEM研究。
在热轧和热处理之后和在变形之前的合金8板材中的显微组织的TEM图像显示在图36a中。如可以看到的那样，变形前的合金8样品显示细化的显微组织，因为在该样品中发现了几百纳米的晶粒，证实了在热处理过程中的均化模态结构(结构1a，图8)形成和随后的静态纳米相细化(机理#1，图8)激活，形成了纳米模态结构(结构#2，图8)。此外，在基体晶粒中显示了明和暗对比度的调制，类似于层状类型结构。层状结构特征的存在表明在该合金中的均化模态结构为类型3(表3)。当形成均化模态结构(结构#1a，图8)时，硼化物相在热轧过程中有效地被破碎。
在拉伸变形后，在该样品中可以看到进一步的显微组织细化，并且发现在合金8中形成纳米尺寸的析出物。如图36b中所示，在变形前在基体中几乎不能看到显示初期纳米尺寸析出物的稍暗的对比度。在变形后，纳米尺寸析出物似乎发展了更强的对比度，如图36b中所示。通过高放大倍数图像可以更好地显示纳米尺寸析出物的变化。图37显示了在更高放大倍数下变形前后的基体结构。与变形前的纳米尺寸析出物的弱对比度相反，如图37中可以看出的那样，析出物在变形后得到了更好地发展。析出物区域的近景表明，它们由多个更小的析出物组成，图37b。通过高分辨率TEM进行的研究进一步揭示了纳米尺寸析出物的结构。如图38中所示，纳米尺寸析出物的晶格不同于该基体，但是它们的几何形状不能清楚地限定，表明它们可能刚刚形成，或者与该基体相吻合。在变形后，该析出物可以充分识别，具有通常为5纳米或更小的尺寸。
该情形实施例描述了初始以50毫米厚度铸造并随后进行热轧和热处理的合金8中的高强度纳米模态结构形成(结构#3，图8)。通过该机理的结构发展遵循图8中显示的途径。
情形实施例#14：塑性形变对合金16片材显微组织的影响
将50毫米厚的合金16板材在1150℃下进行热轧并在1150℃下热处理2小时。对热处理后的样品进行拉伸试验。通过透射电子显微镜法(TEM)研究样品在拉伸变形之前和之后的显微组织。由测试试样的夹持部分和拉伸标尺(分别代表了拉伸变形之前和之后的状态)切割TEM试样。TEM试样制备程序包括切割、减薄、电抛光。首先，样品用电火花切割机床切割，随后通过用磨料尺寸每次降低的垫研磨来进行减薄。通过分别用9微米、3微米和1微米金刚石悬浮溶液抛光来实现进一步减薄至60至70微米厚度。从该箔中冲压直径3毫米的圆盘，并使用双射流抛光机用电抛光来实现最终的抛光。所用化学溶液是混合在甲醇基础物中的30％硝酸。在对于TEM观察并非充分薄的区域的情况下，使用Gatan精密离子抛光系统(PIPS)对该TEM试样进行离子研磨。离子研磨通常在4.5keV下进行，并且倾斜角由4°降低至2°以开拓薄区域。使用在200kV下运行的JEOL 2100高分辨率显微镜进行TEM研究。
变形之前合金16板坯样品的TEM图像显示在图39a中。可以看出，合金16板坯因热轧显示出织构化的显微组织。通过图39b中显示的暗场TEM图像进一步揭示了轧制织构。但是，在该样品中看到了显微组织细化。如通过亮场与暗场图像所显示的那样，在该样品中可以看到数百纳米的细化晶粒，表明在该热处理过程中发生了静态纳米相细化(机理#1，图8)，导致形成纳米模态结构(结构#2，图8)。如图39b中所示，在热处理后在该样品中可以发现尺寸为200至500纳米的基体晶粒。由于大的硼化物相的破碎和重新分布，在热轧过程中在该基体中形成了小的硼化物相。在热轧后，当形成均化模态结构(结构#1a)时，该硼化物相均匀地分布在基体中。该合金中的均化模态结构类似于合金1并符合类型2(表3)。
在拉伸变形后，在该样品中观察到相当大量的显微组织细化。图40显示了由拉伸试样的标尺部分获得的该样品的亮场和暗场TEM图像。与变形前的显微组织相反，如在图40中可以看到的那样，通常观察到尺寸为200至300纳米的晶粒，并且可以找到新的六方相的非常微细的析出物，证明在变形过程中发生了形成高强度纳米模态结构(结构#3)的动态纳米相强化(机理#2)。此外，在拉伸变形过程中在该基体晶粒中产生了位错。
该情形实施例描述了初始以50毫米厚度铸造并随后进行热轧和热处理的合金16中的高强度纳米模态结构的形成(结构#3，图8)。通过该机理的结构发展遵循图8中显示的途径。
情形实施例#15：合金32和合金42的性质
使用Indutherm VTC 800V真空倾斜铸造机由合金32和合金42铸造具有50毫米厚度的板材，用于模拟薄板坯工艺(图2)的阶段1。使用Fenn Model 061轧机和Lucifer 7-R24气氛受控箱式炉对来自各种合金的板材施以热轧。在轧制开始前将该板材放置在预热至1140℃的炉中60分钟。随后以每一道次10％至25％的压下量反复轧制该板材直至2mm的厚度，模拟薄板坯工艺(图2)中阶段2过程中的多机架热轧。该板材在轧制步骤之间放置在该炉中1至2分钟以便使它们返回该温度。如果该板材变得太长以至于不适应该炉，将它们冷却，切割至更短的长度，随后在该炉中再加热60分钟，随后向着目标测量厚度再次轧制。该热轧的总压下量为96％。将来自两种合金的热轧片材在850℃下进行热处理6小时，并缓慢地随炉冷却(0.75℃/分钟)至500℃，随后空气冷却。
使用Brother HS-3100电火花线切割机床(EDM)从来自合金32与合金42的轧制和热处理过的片材上切割拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持刚性和顶部夹具移动的位移控制进行，该测力传感器连接到顶部夹具上。视频引伸计用于应变测量。
两种合金的拉伸性质绘制在图41中。热轧数据显示了在包括凝固、热轧和卷材的薄板坯生产(图41中的空心符号)的情况下符合制得原样状态的片材的性质。两种合金在热轧状态下显示了类似的性质，具有45至48％的高延展性。当合金32在热处理状态下显示出延展性的显著提高(最高至66.56％)(图41中的实心符号)(这可能是由于消除了缺陷和附加基体晶粒粗化)时，合金42片材的热处理已经略微改变了该性质。
该情形实施例展示了以50毫米厚度铸造并经受热轧的合金32和合金42中的性质。这些合金中的高延展性表明在热轧过程中形成了类型1的均化模态结构(表3)。
情形实施例#16：热轧过程中合金24中的结构评估
通过TEM研究初始以50毫米厚度铸造的合金24板材中的结构演化。使用InduthermVTC 800 V真空倾斜铸造机完成铸造，随后该板坯在1100℃下热轧成2毫米厚的片材。为了研究该结构演化，通过TEM研究在铸态和热轧条件下的来自合金24的样品。
TEM试样制备程序包括切割、减薄和电抛光。首先，样品用电火花切割机床切割，随后通过用磨料尺寸每次降低的垫研磨来进行减薄。通过分别用9微米、3微米和1微米金刚石悬浮溶液抛光来实现进一步减薄至60至70微米厚度。从该箔中冲压直径3毫米的圆盘，并使用双射流抛光机用电抛光来实现最终的抛光。所用化学溶液是混合在甲醇基础物中的30％硝酸。在对于TEM观察并非充分薄的区域的情况下，使用Gatan精密离子抛光系统(PIPS)对该TEM试样进行离子研磨。离子研磨通常在4.5keV下进行，并且倾斜角由4°降低至2°以开拓薄区域。使用在200kV下运行的JEOL 2100高分辨率显微镜进行TEM研究。
在图42中显示了铸态板材的显微组织，其为模态结构(结构#1，图8)。如可以在图42a中看到的那样，硼化物相是细长的，在基体的晶界处排列。硼化物相的尺寸可以为1微米至最高10微米，而二者之间的基体尺寸通常为5至10微米。通常，可以看出，硼化物相驻留在适合该模态结构的基本特征的基体的晶界处。在图42b中显示的该合金中还可以观察到在一些区域中部分转变为纳米模态结构(结构#2，图8)，其中该基体晶粒经受细化。部分转变可能涉及在以大厚度铸造合金时缓慢的冷却速率，导致延长的在提高温度下的时间以便在某些区域中允许受限的静态纳米相细化(机理#1，图8)。
在热轧后，将该硼化物相打碎成小的粒子，并充分分散在该基体中，显示通过动态纳米相细化(机理#0，图8)的结构均化，导致形成均化模态结构(结构#1a，图8)。如图43中所示，硼化物相的尺寸在某些地方可以为1微米至5微米，但是细长的形状极大地降低为较小的纵横比。与铸态状态相比，该基体晶粒显著细化，基体晶粒尺寸降低到200至500纳米。该基体晶粒是细长的，在轧制后沿轧制方向排列。
该情形实施例展示了以50毫米厚度铸造并经受热轧的合金24板材中的结构发展。显微组织演化按照图8中所示的指向所需结构的途径，激活了相应的机理。
情形实施例#17：所选合金中的弹性模量
对表22中列举的所选合金测量弹性模量。所用各合金以50毫米的厚度铸造成板材。使用高温惰性气体炉，根据合金固相线温度在热轧前将该材料升温至所需温度。初始热轧将材料厚度降低约85％。使用磨料介质从热轧材料上除去氧化物层。从所得板坯上切片中心，并热轧约附加的75％。在除去最终的氧化物层后，使用电火花线切割机床(EDM)从所得材料中心切割ASTM E8亚尺寸拉伸样品。在Instron机械测试框架(型号3369)上进行拉伸测试，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。将样品在室温下以每秒1×10-3的应变速率在位移控制下进行测试。将样品安装到固定的底部夹具上，顶部夹具连接到移动的十字头。50kN的测力传感器连接到顶部夹具以测量载荷。进行拉伸负载至低于在该材料的拉伸测试中预先观察到的屈服点的负荷，该负荷曲线用于获得模量值。样品在低于预测的屈服载荷的拉伸载荷下预循环以使夹持沉降对测量的影响最小化。表23中的弹性模量数据作为5次单独测量的平均值来报道。模量值通常对市售钢材为190至210GPa不同，取决于合金化学和热-机械处理。
表23 所选合金的弹性模量数据
合金 热轧压下量(％) 热处理 弹性模量GPa
合金8 96.1 HT16 206
合金16 96.1 无 200
合金24 96.0 无 191
合金26 95.4 无 200
合金32 96.4 无 210
合金42 96.4 无 199
该情形实施例展示了本文中的合金的模量值为190至210GPa不等，这通常是对于商业钢材的，并取决于合金化学和热-机械处理。
情形实施例#18：具有50毫米厚度的铸件板材中的偏析分析
使用工业纯原料，根据表4中提供的原子比对所选合金称出不同质量的装料。该元素成分在分析天平上称重并使用Indutherm VTC 800 V真空倾斜铸造机以50毫米厚度铸造该装料。使用RF感应将原料熔融，并随后倾入水冷的铜模具中，形成铸造板材。板材铸造对应于薄板坯生产的阶段1(图2)。
在该铸件板材的中心是收缩漏斗，其通过最后量的液体金属的凝固生成。穿过该板材中心的横截面的示意图显示在图44中，其在该图顶部显示了该收缩漏斗。
使用电火花线切割机床(EDM)切割两个约4毫米厚的薄切片，一个由铸造板材的顶部切割，另一个由铸造板材的底部切割。来自底部薄切片的中心(在图44中标记为“B”)和来自收缩漏斗的内侧边缘(在图44中标记为“A”)的小样品用于各所选合金的化学分析。通过电感耦合等离子体(ICP)法进行化学分析，该方法能够精确地测量个别元素的浓度。
化学分析的结果显示在图45中。对确定的四种合金，对于在铸造板材的顶部(A)和底部(B)的测试位置，显示了以重量％为单位的各单个元素的含量。顶部(A)与底部(B)之间的差值为0.00重量％至0.19重量％，没有宏观偏析的迹象。
该情形实施例展示了尽管该铸造板材的厚度为50毫米，在来自本文中的合金的铸造板材中没有检测到宏观偏析。
情形实施例#19：与现有钢种的拉伸性质比较
将来自表4的所选合金的拉伸性质与现有钢种的拉伸性质进行比较。所选合金和相应参数列举在表24中。将拉伸应力-应变曲线与现有的双相(DP)钢(图46)；复相(CP)钢(图47)；转变诱发塑性(TRIP)钢(图48)；和马氏体(MS)钢(图49)进行比较。双相钢可以理解为包含以岛状物的形式含有硬质马氏体第二相的铁素体基体的钢类型，复相钢可以理解为含有由铁素体与贝氏体组成并含有少量马氏体、残留奥氏体和珠光体的基体的钢类型，转变诱发塑性钢可以理解为是由嵌在铁素体基体中的奥氏体组成并附加含有硬质贝氏体和马氏体第二相的钢类型，马氏体钢可以理解为由可含有少量铁素体和/或贝氏体的马氏体基体组成的钢类型。
表24 所选拉伸曲线标记和标识
该情形实施例展示了本文中公开的合金与现有的先进的高强度(AHSS)钢种相比具有相对优异的机械性质。20％和更高的延展性证明，通过所选合金可以提供片材材料的冷成型性，并使其适用于许多工艺，如相对复杂部件的冷冲压。
情形实施例#20：符合薄板坯连铸的铸态厚度下所选合金的拉伸性质
使用Indutherm VTC 800 V真空倾斜铸造机进行以50毫米的厚度由合金1、合金8、合金16、合金24、合金26、合金32和合金42铸造板材，以便模拟薄板坯工艺(图2)的阶段1。使用工业纯原料，根据表4中提供的原子比称出不同质量的装料。随后将该装料置入该铸造机的坩埚中。使用RF感应将原料熔融并随后倾入设计为铸造具有50毫米厚度的板材的铜模具中。使用Fenn Model 061轧机和Lucifer 7-R24气氛受控箱式炉对来自各合金的板材施以热轧。在轧制开始前将该板材放置在预热至1140℃的炉中60分钟。随后以每一道次10％至25％的压下量反复轧制该板材直至3.5毫米厚度，模拟薄板坯工艺(图2)过程中阶段2处的多机架热轧或厚板坯连铸(图1)中的热轧步骤。该板材在轧制步骤之间放置在该炉中1至2分钟以便使它们返回至该温度。如果该板材变得太长以至于不适应该炉，将它们冷却，切割至更短的长度，随后在该炉中再加热60分钟，随后向着目标测量厚度再次轧制。对所有合金实现96％的总压下量。
在表7中规定的不同条件下对来自各合金的轧制片材进行热处理。使用BrotherHS-3100电火花线切割机床(EDM)从片材上切割拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持刚性和顶部夹具移动的位移控制进行，该测力传感器连接到顶部夹具上。非接触性视频引伸计用于应变测量。
在热轧和随后的热处理(表25)后合金1、合金8、合金16、合金24、合金26、合金32和合金42的拉伸性质绘制在图50中。还显示了以3.3毫米铸造并随后热轧和热处理(表8)的相同合金的性质用于比较。
表25 在50毫米厚度下铸造的所选合金的拉伸性质
该情形实施例显示了当铸造厚度由3.3毫米提高至50毫米时，在本文中的合金中实现了相同的性质水平，证明本文中的合金中的机理在符合薄板坯连铸工艺的厚度下遵循图8中所显示的途径。
情形实施例#21：无硼合金
本文中的无硼合金(合金63至合金74)的化学组成列举在表4中，其提供了所用的优选原子比。这些化学已经在Indutherm VTC800V真空倾斜铸造机中通过板坯连铸用于材料加工。根据表4中对各合金提供的原子比，使用指定量的具有已知组成和杂质含量的市售铁添加剂粉末以及所需附加合金化元素以3千克装料称出指定组成的合金。将称出的合金装料放置在涂有氧化锆的二氧化硅基坩埚中，并装入铸造机中。在真空下使用14kHz RF感应线圈进行熔融。加热装料直到完全熔融，时间为观察到固体成分的最后点之后45秒至60秒，以便提供过热并确保熔体均匀性。随后将熔体倾入水冷的铜模具中以形成约50毫米厚(在用于薄板坯连铸过程的厚度范围内)和75毫米×100毫米大小的实验室铸件板坯。
在Netzsch Pegasus 404差示扫描量热计(DSC)上对凝固态的铸造板坯样品进行本文中的合金的热分析。测量制度由以下组成：快速升高直至900℃，接着以10℃/分钟的速率受控升温至1425℃，以10℃/分钟的速率由1425℃受控冷却至900℃，并以10℃/分钟的速率第二次加热至1425℃。从最后的加热阶段中进行固相线、液相线和峰值温度的测量，以确保平衡状态下的材料的代表性测量，并具有最好的可能测量接触。在表26中列举的合金中，熔融在一个阶段中发生，除了在合金65中以两个阶段熔融。由～1278℃的最小值记录初始熔融，并取决于合金化学。在1450℃下记录到最高的最终熔融温度。
表26 熔融行为的差热分析数据
在1250℃的温度下对来自各合金的50毫米实验室板坯施以热轧，除了来自合金68的板坯，其在1250℃下轧制。使用在线Lucifer EHS3GT-B18隧道炉在Fenn Model 061单级轧机上进行轧制。将材料保持在热轧温度下40分钟的初始停留时间以确保均匀的温度。在轧机上的每一道次后，将样品返回到隧道炉，保持4分钟的温度恢复以修正热轧道次过程中的温度损失。以两次操作进行热轧，第一操作实现约80％至88％的总压下量至6毫米至9.5毫米的厚度。在热轧的第一操作后，从热轧材料中心切割130毫米至200毫米长的一段片材。切割段随后用于热轧的第二操作以便实现96％至97％的两次操作的总压下量。用于所有合金的特定热轧参数的列表可以在表27中获得。
表27 热轧参数
对已经热轧到6毫米至9.5毫米的铸造材料的切片测量该合金的密度。将切片切割至25毫米×25毫米的尺寸，并随后表面研磨以除去来自热轧过程的氧化物。体密度的测量取自这些研磨样品，使用阿基米德法在允许在空气与蒸馏水中称量的特殊构造的天平中测量各合金的密度。各合金的密度列在表28中，并发现为7.64至7.80g/cm3不等。试验结果已经揭示了该技术的精确度为±0.01g/cm3。
表28 平均合金密度
合金 密度(g/cm3)
合金63 7.78
合金64 7.72
合金65 7.66
合金66 7.76
合金67 7.70
合金68 7.64
合金69 7.79
合金70 7.78
合金71 7.80
合金72 7.80
合金73 7.80
合金74 7.79
随后对充分热轧的片材施以多个道次的冷轧。在Fenn Model 061单级轧机上进行轧制。用于该合金的特定冷轧参数的列表显示在表29中。
表29 冷轧参数
在热轧和冷轧后，经由EDM切割拉伸试样。所得样品在表30中规定的参数下进行热处理。在CAMCo G1200-ATM密封气氛炉中进行氢气热处理。在室温下装载样品，并以1200℃/小时加热至目标停留温度。在表30中列举的气氛中进行停留。样品在氩气气氛中在炉控制下冷却。无氢热处理在Lucifer 7GT-K12密封箱式炉中在氩气吹扫下进行，或在ThermCraftXSL-3-0-24-1C管式炉中进行。在空气冷却的情况下，试样保持在目标温度下一段目标时间，从炉中取出并在空气中冷却。在受控冷却的情况下，炉温以规定速率降低，样品保持装载。
表30 热处理参数
在热轧、冷轧和热处理条件下测试拉伸试样。在Instron机械测试框架(型号3369)上测量拉伸性质，利用Instron的Bluehill控制与分析软件。所有试验在室温下以底部夹具保持刚性和顶部夹具移动的位移控制进行；该测力传感器连接到顶部夹具上。
在热轧状态条件下的合金的拉伸性质列举在表31中。极限抗拉强度值可以为947至1329MPa不等，拉伸延伸率为20.5至55.4％不等。该屈服应力为267至520MPa。本文中的钢合金中的机械特性值取决于合金化学和热轧条件。热轧状态状态下的合金63的示例性应力-应变曲线显示在图52中，展现了典型的2类行为(图7)。
表31 热轧后合金的拉伸性质
在热轧和后继冷轧后的所选合金的拉伸性质列举在表32中，其显示了结构#3或高强度纳米模态结构。极限抗拉强度值为1402至1766MPa不等，拉伸延伸率为9.7至29.1％不等。屈服应力为913至1278MPa。本文中的钢合金中的机械特性值取决于合金化学和加工条件。
表32 冷轧后所选合金的拉伸性质
在不同参数(表30)下热轧并后继热处理后的热轧片材的拉伸性质列举在表33中。极限抗拉强度值为669至1352MPa不等，拉伸延伸率为15.9至78.1％不等。屈服应力为217至621MPa。本文中的钢合金中的机械特性值取决于合金化学和加工条件。
表33 采用热轧和后继热处理的合金的拉伸性质
该情形实施例展示了无硼合金中的机理遵循图8中显示的途径，而不形成硼化物，提供了高强度与高延展性性质的组合。
情形实施例22：在无硼合金中的结构发展
在Indutherm VTC800V真空倾斜铸造机中铸造来自合金65的具有50毫米厚度的板材。根据表4中提供的原子比，使用指定量的具有已知组成和杂质含量的市售铁添加剂粉末以及所需附加合金化元素以3千克装料称出指定组成的合金。将称出的合金装料放置在涂有氧化锆的二氧化硅基坩埚中，并装入铸造机中。在真空下使用14kHz RF感应线圈进行熔融。加热装料直到完全熔融，时间为观察到固体成分的最后点之后45秒至60秒，以便提供过热并确保熔体均匀性。随后将熔体倾入水冷的铜模具中以形成约50毫米厚(在用于薄板坯连铸过程的厚度范围内)和75毫米×100毫米大小的实验室铸件板坯。
对来自合金65的50毫米厚实验室板坯在1250℃的温度下施以热轧，总压下量为97％。随后对充分热轧的片材施以多个道次的冷轧至1.2毫米的厚度。将冷轧片材随后在850℃下热处理5分钟，模拟市售片材生产中的在线退火。为了制造SEM试样，切割该铸态下、热轧后和冷轧以及后继热处理后的片材样品的横截面并通过SiC纸研磨，随后用金刚石介质浆料逐渐抛光直至1微米细度。最终的抛光用0.02微米细度的SiO2溶液进行。使用由CarlZeiss SMT Inc制造的EVO-MA10扫描电子显微镜通过扫描电子显微镜法(SEM)检查来自合金65的样品的显微组织。
图53显示了铸态下、热轧后和冷轧以及后继热处理后的合金65中的显微组织的SEM图像，展现了由铸态状态下的模态结构(图53a)、热轧状态下的纳米模态结构(图53b)和冷轧后的高强度纳米模态结构(图53c)的结构发展。
该情形实施例展示了无硼合金中的结构发展类似于含硼合金(图8)，尽管基体晶粒尺寸在不存在硼化物钉扎相的情况下可能是较大的。

Claims (20)

1.一种方法，包括：
a.提供包含61.0至88.0原子％的Fe、0.5至9.0原子％的Si、0.90至19.0原子％的Mn和任选最高8.0原子％的B的金属合金；
b.按照以下之一熔融所述合金并冷却和凝固和形成具有厚度的合金：
i.以<250K/s的速率冷却；或
ii.凝固至＞2.0毫米的厚度
c.其中所述凝固的合金具有熔点(Tm)，并将所述合金加热到700℃至低于所述合金Tm的温度，并降低所述合金的所述厚度。
2.权利要求1的方法，其中步骤(c)中的所述合金以10-6至104的施加应变率降低厚度。
3.权利要求1的方法，其中步骤(c)之后的所述合金在700℃至1200℃的温度下热处理以形成具有200MPa至1000MPa的屈服强度的合金。
4.权利要求1的方法，其中具有200MPa至1000MPa的屈服强度的所述合金具有：
a.50纳米至50000纳米的晶粒
b.如果存在的话，20纳米至10000纳米的硼化物晶粒
c.1纳米至200纳米的析出晶粒。
5.权利要求1的方法，其中步骤(c)中的所述合金重复热处理至700℃到低于所述合金Tm的所述温度，并在各所述热处理过程中降低所述合金厚度。
6.权利要求1的方法，其中步骤(c)中的所述凝固合金显示出屈服强度，并对所述合金施加应力，超过所述屈服强度并提供表现出200MPa至1650MPa的屈服强度、400MPa至1825MPa的抗拉强度和2.4％至78.1％的延伸率的所得合金。
7.权利要求6的方法，其中所述所得合金具有以下的一种或多种：
a.25纳米至25000纳米的晶粒
b.如果存在的话，20纳米至10000纳米的硼化物晶粒
c.1纳米至200纳米的析出晶粒。
8.权利要求1的方法，其中步骤(b)中的所述凝固合金具有大于或等于2.0毫米至最高500毫米的厚度。
9.权利要求6的方法，其中所述所得合金具有0.1毫米至25.0毫米的厚度。
10.权利要求1的方法，进一步包含以下的一种或多种：
0.1至9.0原子％的Ni；
0.1至19.0原子％的Cr；
0.1至4.0原子％的Cu；和
0.1至4.0原子％的C。
11.权利要求6的方法，其中所述所得合金设置在车辆中。
12.权利要求7的方法，其中所述所得合金设置在车辆中。
13.权利要求6的方法，其中所述合金设置在钻铤、钻杆、管套、工具接头、井口、压缩气体储罐或液化天然气罐之一中。
14.权利要求7的方法，其中所述合金设置在钻铤、钻杆、管套、工具接头、井口、压缩气体储罐或液化天然气罐之一中。
15.一种方法，包括：
a.提供包含61.0至88.0原子％的Fe、0.5至9.0原子％的Si、0.90至19.0原子％的Mn和任选最高8.0原子％的B的金属合金；
b.按照以下之一熔融所述合金并冷却和凝固和形成具有厚度的合金：
i.以<250K/s的速率冷却；或
ii.凝固至＞2.0毫米的厚度
c.其中所述合金具有熔点(Tm)，并将所述合金加热到700℃至低于所述合金Tm的温度，并降低所述合金的所述厚度，其中所述合金具有屈服强度，并对所述合金施加应力，超过所述屈服强度并提供表现出200MPa至1650MPa的屈服强度、400MPa至1825MPa的抗拉强度和2.4％至78.1％的延伸率的所得合金。
16.权利要求15的方法，其中在步骤(b)中形成的所述合金具有大于2.0毫米至最高500毫米的厚度。
17.权利要求15的方法，其中所述所得合金具有0.1毫米至25.0毫米的厚度。
18.一种方法，包括：
a.提供包含61.0至88.0原子％的Fe、0.5至9.0原子％的Si；0.90至19.0原子％的Mn和任选最高8.0原子％的B的金属合金；
b.熔融所述合金并冷却和凝固和形成具有＞2.0毫米至最高500毫米的厚度的合金：
c.其中所述合金具有熔点(Tm)，并将所述合金加热到700℃至低于所述合金Tm的温度，并降低所述合金的所述厚度至0.1毫米至25.0毫米的厚度，其中所述合金具有屈服强度，并对所述合金施加应力，超过所述屈服强度并提供表现出200MPa至1650MPa的屈服强度、400MPa至1825MPa的抗拉强度和2.4％至78.1％的延伸率的所得合金。
19.权利要求18的方法，其中所述所得合金设置在车辆中。
20.权利要求18的方法，其中所述合金设置在钻铤、钻杆、管套、工具接头、井口、压缩气体储罐或液化天然气罐中之一中。
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