CN112725698B - 一种多尺度结构块体材料及其制备方法和应用 - Google Patents

一种多尺度结构块体材料及其制备方法和应用 Download PDF

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Abstract

本发明涉及材料领域，具体公开了一种多尺度结构块体材料及其制备方法和应用，多尺度结构块体材料是以CrMo合金钢为原料，采用亚温淬火、冷轧、再结晶退火等工艺，制备具有纳米晶粒、亚微米晶粒和微米晶粒多尺度均匀混合结构的块体材料。通过调整块体材料中纳米晶粒、亚微米晶粒和微米晶粒所占比例，实现调控块体材料塑性变形机制，从而调控块体材料强度和塑性，解决了现有一些纳米结构材料“高强度低塑性”的问题。本发明提出了采用多种混合变形机制的微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度均匀混合结构来调控块体材料强塑性的新思路，提供的方法简单，具有广阔的市场前景。

Description

一种多尺度结构块体材料及其制备方法和应用
技术领域
本发明涉及材料领域，具体是一种多尺度结构块体材料及其制备方法和应用。
背景技术
纳米材料是指在三维空间中至少有一维处于纳米尺寸(1-100nm)或由它们作为基本单元构成的材料，具有诸多的优异性能。由于现有纳米材料通常为一维或者二维纳米结构，不适用于实际的工业生产。因此，制备大尺寸的纳米结构块体材料(即块体纳米结构材料)将有助于尽快将纳米结构材料的这些优异的性能应用到工程上。
目前，大量的研究表明块体纳米金属材料(纳米金属材料是具有纳米晶粒的金属与合金)普遍存在着强度高塑性低的问题。因此，力图将块体纳米金属材料强度与塑性进行协同提升，是当前的研究重点。一般来说，晶粒细化有利于同时提高材料的强度和塑性。但是，当材料的晶粒尺寸减小到纳米尺度时，晶粒内部的位错萌生、运动和存储受到强烈的约束，晶粒中位错交互作用引起材料硬化的能力下降，加工硬化的降低导致变形协调性降低，因而材料的总体塑性降低。例如，纳米晶钢板具有较高的比强度，对于工程结构的轻量化具有重要的意义。然而，大多数的纳米晶钢板的塑性很低，难以加工成型。
因此，现有的纳米金属材料存在以下不足：现有的纳米金属材料存在容易在高应力下直接断裂的问题，宏观上表现为强度高、塑性低现象。
发明内容
本发明实施例的目的在于提供一种多尺度结构块体材料及其制备方法和应用，以解决上述背景技术中提出的现有纳米金属材料存在无法在具有较高强度的同时又具有足够塑性的问题。
为实现上述目的，本发明实施例提供如下技术方案：
一种多尺度结构块体材料，是以CrMo合金钢为原料，经过亚温淬火得到(微米级)铁素体和马氏体的均匀混合组织，然后进行冷轧、再结晶退火，以将所述马氏体转变成亚微米晶和纳米晶，得到所述多尺度结构块体材料，该多尺度结构块体材料具有微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度结构，即是具有纳米晶粒、亚微米晶粒和微米晶粒多尺度均匀混合结构的块体材料。
本发明实施例的另一目的在于提供一种多尺度结构块体材料的制备方法，所述的多尺度结构块体材料的制备方法，包括以下步骤：
1)称取CrMo合金钢进行亚温淬火得到铁素体和马氏体的均匀混合组织；
2)将所述铁素体和马氏体的均匀混合组织进行冷轧、再结晶退火，以将所述马氏体转变成亚微米晶和纳米晶，得到所述多尺度结构块体材料，该多尺度结构块体材料具有微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度结构。
作为本发明进一步的方案：在所述的多尺度结构块体材料的制备方法中，所述亚温淬火的具体步骤包括第一次加热淬火与第二次加热淬火；其中，所述第一次加热淬火的加热温度是750-770℃，保温时间是25-35min；所述第二次加热淬火的加热温度是780-810℃，保温时间是25-35min。
作为本发明再进一步的方案：所述冷轧的冷轧变形量(截面法计算)大于70％。
作为本发明再进一步的方案：所述再结晶退火的温度是440-460℃，保温时间为90min。
本发明实施例的另一目的在于提供一种采用上述的多尺度结构块体材料的制备方法制备得到的多尺度结构块体材料。
本发明实施例的另一目的在于提供一种上述的多尺度结构块体材料的制备方法在提高纳米晶钢板的强度和/或塑性中的应用。
本发明实施例的另一目的在于提供一种上述的多尺度结构块体材料在制备塑性金属材料中的应用。
与现有技术相比，本发明的有益效果是：
本发明实施例提供的多尺度结构块体材料以CrMo合金钢为原料，通过亚温淬火、冷轧、再结晶退火等工艺的协同配合，可以实现材料强度与塑性的协同提升，制备的多尺度结构块体材料通过控制微观塑性变形机制来实现在具有较高强度的同时又具有足够的塑性，解决了现有纳米金属材料存在无法在具有较高强度的同时又具有足够塑性的问题；而提供的制备方法简单，具有广阔的市场前景。
附图说明
图1为本发明一实施例制备的淬火钢板的显微组织图像。
图2为本发明一实施例制备的冷轧钢板的显微组织图像。
图3为本发明一实施例提供的多尺度结构块体材料的扫描电镜图片。
图4为本发明一实施例提供的多尺度结构块体材料的透射电镜图片。
图5为本发明一实施例提供的多尺度结构块体材料的拉伸曲线图。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步详细地说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。
本发明实施例提供的一种多尺度结构块体材料，具有微米/亚微米/纳米晶多尺度结构，属于钢铁材料及其制造技术领域，所述多尺度结构块体材料是以CrMo合金钢为原料，经过亚温淬火得到铁素体(微米级)和马氏体的均匀混合组织，然后进行冷轧、再结晶退火，以将所述马氏体转变成亚微米晶(由亚微米级尺寸(100nm-1000nm)的晶体所组成的材料)和纳米晶(由纳米级尺寸(1nm-10nm)的晶体所组成的材料)，该多尺度结构块体材料具有微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度结构。可以用于钢板制造技术。
在本发明实施例中，要想微米/亚微米/纳米晶多尺度均匀混合结构产生变形协同效应，必须位错机制和晶界变形机制共同发挥作用。在一个微米/亚微米/纳米晶试样变形过程中，要想实现混合变形机制的共同发挥作用，微米晶粒(微米晶颗粒)、亚微米晶粒(亚微米晶颗粒)和纳米晶粒(纳米晶颗粒)必须彼此相邻、混合均匀。为此，在试样制备过程中采用亚温淬火法获得铁素体+马氏体的均匀混合组织，随后再采用马氏体大变形冷轧法细化马氏体部分晶粒，从而获得混合均匀的微米/亚微米/纳米晶复合结构。
需要说明的是，目前，多尺度多层级复合结构的研究报道还不多，没有充分发挥该结构的优势。本发明提供的一种多尺度结构块体材料，是采用微米晶/亚微米晶/纳米晶三维多尺度均匀混合结构优化块体纳米晶钢板力学性能。在纳米晶中均匀地混合一部分微米/亚微米级晶粒，微米/亚微米级铁素体晶粒中能容纳足够的位错，可以使得位错变形机制得以发挥作用，产生塑性变形；在微米/亚微米级铁素体晶粒变形后，与其相邻的纳米晶粒也要相应地发生转动和滑动，大量的纳米晶粒通过晶界变形机制产生塑性变形，提供良好的塑性。同时，其中纳米晶铁素体部分具有高强度。这样，本发明提供的多尺度结构块体材料作为微/亚微米/纳米混晶组织低碳钢在具有较高强度的同时又具有足够的塑性。这实质上是通过控制微观塑性变形机制来实现的。
作为本发明的另一优选实施例，所述的多尺度结构块体材料的抗拉强度不小于1192MPa，断后伸长率不小于13.8％。
作为本发明的另一优选实施例，所述CrMo合金钢中的化学成分按照质量百分含量(mass％)包括：0.1％-0.2％C，0.1％-0.3％Si，0.4％-0.8％Mn，0.8％-1.2％Cr，0.3％-0.6％Mo，P<0.035％，S<0.035％，其余为Fe。
作为本发明的另一优选实施例，所述CrMo合金钢中的化学成分按照质量百分含量(mass％)包括：0.13％-0.16％C，0.19％-0.23％Si，0.5％-0.6％Mn，0.9％-1.1％Cr，0.4％-0.5％Mo，P<0.020％，S<0.020％，其余为Fe。
优选的，所述CrMo合金钢中的化学成分按照质量百分含量(mass％)包括：0.15％C，0.21％Si，0.550％Mn，0.99％Cr，0.47％Mo，0.015％P，0.010％S，其余为Fe。
作为本发明的另一优选实施例，所述亚温淬火是亚共析钢(含碳量在0.0218-0.77％之间的结构钢称为亚共析钢)在Ac1温度(碳钢在某具体加热规范时的相变温度)-Ac3温度(加热时铁素体转变为奥氏体的终了温度)之间两相区内加热，经充分保温后淬火，又称临界区淬火。
作为本发明的另一优选实施例，所述亚温淬火的具体步骤包括第一次加热淬火与第二次加热淬火；其中，所述第一次加热淬火的加热温度是750-770℃，保温时间是25-35min；所述第二次加热淬火的加热温度是780-810℃，保温时间是25-35min。
优选的，所述第一次加热淬火的加热温度是760℃，保温时间是25min。所述第二次加热淬火的加热温度是800℃，保温时间是25min。
本发明实施例还提供一种上述多尺度结构块体材料的制备方法，所述的多尺度结构块体材料的制备方法，包括以下步骤：
1)称取CrMo合金钢进行亚温淬火得到铁素体和马氏体的均匀混合组织；
2)将所述铁素体和马氏体的均匀混合组织进行冷轧、再结晶退火，以将所述马氏体转变成亚微米晶和纳米晶，得到所述多尺度结构块体材料，该金属材料具有微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度结构。
作为本发明的另一优选实施例，在所述的多尺度结构块体材料的制备方法中，所述亚温淬火的具体步骤包括第一次加热淬火与第二次加热淬火；其中，所述第一次加热淬火的加热温度是750-770℃，保温时间是25-35min；所述第二次加热淬火的加热温度是780-810℃，保温时间是25-35min。
优选的，所述第一次加热淬火的加热温度是760℃，保温时间是25min。所述第二次加热淬火的加热温度是800℃，保温时间是25min。
作为本发明的另一优选实施例，所述冷轧的冷轧变形量(截面法计算)大于70％。
优选的，所述冷轧的冷轧变形量(截面法计算)是75％。
作为本发明的另一优选实施例，在所述的多尺度结构块体材料的制备方法中，所述再结晶退火的温度是440-460℃，保温90min。
优选的，所述再结晶退火的温度区间是450℃，保温90min。
作为本发明的另一优选实施例，所述的多尺度结构块体材料的制备方法，包括以下步骤：
1)准备CrMo合金钢，具体是15CrMo(钢系珠光体组织耐热钢)，可以采用现有产品，化学成分(mass％)：0.15％C，0.21％Si，0.550％Mn，0.99％Cr，0.47％Mo，其余为Fe；
2)然后将15CrMo进行亚温淬火，包括第一次加热淬火与第二次加热淬火；所述第一次加热淬火的加热温度是760℃，具体是将加热炉预热至760℃，将CrMo合金钢放入其中保温25min，然后出炉水淬；所述第二次加热淬火的加热温度是800℃，具体是将加热炉预热至800℃，将第一次加热淬火后的CrMo合金钢放入其中保温25min，然后出炉水淬，经过上述2次快速亚温淬火，获得铁素体和马氏体的均匀混合组织，即微米级铁素体晶粒和板条型马氏体组织；
3)在亚温淬火后再在冷轧机上实施75％变形量的冷轧(截面法计算)，得到冷轧钢板；
4)将所述冷轧钢板在450℃区间进行再结晶退火。
其中，冷轧后的板条型马氏体发生再结晶，转变成亚微米晶(100nm-1000nm)和纳米晶粒；冷轧后的铁素体未发生再结晶，保持微米级晶粒。这样就制备了混合均匀的微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度结构钢板。
本发明实施例还提供一种采用上述的多尺度结构块体材料的制备方法制备得到的微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度结构块体材料。
本发明实施例还提供一种所述的微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度结构块体材料制备方法，在提高纳米晶钢板的强度和/或塑性中的应用。
本发明实施例还提供一种所述的微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度结构块体材料制备方法在制备塑性金属材料中的应用。
以下通过列举具体实施例对本发明的微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度结构块体材料制备方法的技术效果做进一步的说明。
实施例1
一种多尺度结构块体材料的制备方法，包括以下步骤：
1)材料制备：准备CrMo合金钢，具体是15CrMo(钢系珠光体组织耐热钢)，化学成分(mass％)：0.15％C，0.21％Si，0.550％Mn，0.99％Cr，0.47％Mo，0.015％P，0.010％S，其余为Fe；
2)循环加热淬火：将15CrMo进行亚温淬火，包括第一次加热淬火与第二次加热淬火；
其中，所述第一次加热淬火的加热温度是760℃，具体是将加热炉预热至760℃，将CrMo合金钢放入其中保温25min，然后出炉水淬；
所述第二次加热淬火的加热温度是800℃，具体是将加热炉预热至800℃，将第一次加热淬火后的CrMo合金钢放入其中保温25min，然后出炉水淬；
经过上述2次快速亚温淬火，获得淬火钢板，具体是铁素体和马氏体的均匀混合组织，即微米级铁素体晶粒和微米级板条型马氏体组织，具体的显微组织图像如图1所示；在图1中，F表示的为微米级铁素体晶粒，M表示的为微米级板条型马氏体；
3)大变形冷轧：将亚温淬火后得到的淬火钢板再在冷轧机上实施75％变形量的冷轧(截面法计算)，得到冷轧钢板；具体的冷轧钢板的显微组织图像如图2所示；在图2中，F表示的为微米级铁素体晶粒，M表示的为微米级板条型马氏体；
4)再结晶退火：将所述冷轧钢板在450℃区间进行再结晶退火；
其中，冷轧后的微米级板条型马氏体进行再结晶退火后发生再结晶，转变成亚微米晶(100nm-1000nm)和纳米晶粒；冷轧后的微米级铁素体晶粒未发生再结晶，保持微米级晶粒；这样就制备了混合均匀的微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度结构钢板，即本发明的多尺度结构块体材料。
图3是本发明实施例中的多尺度结构块体材料的扫描电镜(SEM)图像，具体是采用扫描电镜观察到的该微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度结构钢板的微米级显微组织，是由微米级铁素体晶粒和再结晶马氏体组成；在图3中，F为微米级铁素体晶粒，Rex.M为再结晶马氏体(内部包含亚微米级铁素体晶粒和纳米级铁素体晶粒)。
实施例2
将实施例1中制备的微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度结构钢板进行透射电镜(TEM)表征，具体的结果如图4所示；其中，图4是采用透射电镜观察图3中Rex.M表示的再结晶马氏体区域的显微组织，可以看出再结晶马氏体区域是由亚微米级和纳米级再结晶铁素体晶粒组成。
实施例3
将实施例1中制备的微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度结构钢板进行拉伸性能测试，断后伸长率测试参考GB/T228-2002《金属材料室温拉伸试验方法》，抗拉强度测试参考GB/T28.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行试验，或者参考GB/T228-2002或刘鸿文编著的《材料力学》中的内容进行。
具体的微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度结构钢板拉伸性能测试结果见下表1所示，对应的拉伸曲线图见图5所示。
表1微米晶/亚微米晶/纳米晶多尺度结构钢板拉伸性能测试结果表
Figure BDA0002863753330000091
根据图5与表1的结果可以看出，本发明实施例制备的多尺度结构块体材料的抗拉强度高达1192MPa，比普通15CrMo钢板抗拉强度(450-590MPa)提高一倍以上；并且具有较好的塑性(伸长率为13.8％)，因此，本发明提出了具有多种混合变形机制的微/纳米晶复合结构来优化纳米晶钢板强韧性的新思路，通过亚温淬火、冷轧、再结晶退火等工艺的协同配合，可以实现现有多尺度结构块体材料的强度与塑性的协同提升。
实施例4
一种多尺度结构块体材料的制备方法，与实施例1相比，除了CrMo合金钢的化学成分按照质量百分含量(mass％)包括：0.1％C，0.1％Si，0.4％Mn，0.8％Cr，0.3％Mo，0.013％P，0.011％S，其余为Fe外，其他与实施例1相同。
实施例5
与实施例4相比，除了CrMo合金钢的化学成分按照质量百分含量(mass％)包括：0.18％C，0.3％Si，0.8％Mn，1.2％Cr，0.6％Mo，0.012％P，0.010％S，其余为Fe外，其他与实施例4相同。
实施例6
与实施例4相比，除了CrMo合金钢的化学成分按照质量百分含量(mass％)包括：0.12％C，0.14％Si，0.45％Mn，0.85％Cr，0.35％Mo，0.011％P，0.009％S，其余为Fe外，其他与实施例4相同。
实施例7
与实施例4相比，除了CrMo合金钢的化学成分按照质量百分含量(mass％)包括：0.13％C，0.19％Si，0.5％Mn，0.9％Cr，0.4％Mo，0.014％P，0.011％S，其余为Fe外，其他与实施例4相同。
实施例8
与实施例4相比，除了CrMo合金钢的化学成分按照质量百分含量(mass％)包括：0.16％C，0.23％Si，0.6％Mn，1.1％Cr，0.5％Mo，0.013％P，0.009％S，其余为Fe外，其他与实施例4相同。
实施例9
与实施例1相比，除了所述第一次加热淬火的加热温度是750℃，保温时间是35min；所述第二次加热淬火的加热温度是780℃，保温时间是35min外，其他与实施例1相同。
实施例10
与实施例1相比，除了所述第一次加热淬火的加热温度是770℃，保温时间是25min；所述第二次加热淬火的加热温度是810℃，保温时间是25min外，其他与实施例1相同。
实施例11
与实施例1相比，除了所述第一次加热淬火的加热温度是770℃，保温时间是30min；所述第二次加热淬火的加热温度是795℃，保温时间是25min外，其他与实施例1相同。
实施例12
与实施例1相比，除了所述第一次加热淬火的加热温度是760℃，保温时间是30min；所述第二次加热淬火的加热温度是810℃，保温时间是25min外，其他与实施例1相同。
实施例13
与实施例1相比，除了所述冷轧的冷轧变形量(截面法计算)是71％外，其他与实施例1相同。
实施例14
与实施例1相比，除了所述冷轧的冷轧变形量(截面法计算)是73％外，其他与实施例1相同。
实施例15
与实施例1相比，除了所述冷轧的冷轧变形量(截面法计算)是78％外，其他与实施例1相同。
实施例16
与实施例1相比，除了所述冷轧的冷轧变形量(截面法计算)是85％外，其他与实施例1相同。
实施例17
与实施例1相比，除了所述冷轧的冷轧变形量(截面法计算)是90％外，其他与实施例1相同。
实施例18
与实施例1相比，除了所述再结晶退火的温度是440℃外，其他与实施例1相同。
实施例19
与实施例1相比，除了所述再结晶退火的温度是460℃外，其他与实施例1相同。
实施例20
与实施例1相比，除了所述再结晶退火的温度是452℃外，其他与实施例1相同。
实施例21
与实施例1相比，除了所述再结晶退火的温度是454℃外，其他与实施例1相同。
实施例22
与实施例1相比，除了所述再结晶退火的温度是448℃外，其他与实施例1相同。
需要说明的是，一般来说，晶粒细化有利于同时提高材料的强度和塑性。但是，当材料的晶粒尺寸减小到纳米尺度时，晶粒内部的位错萌生、运动和存储受到强烈的约束，晶粒中位错交互作用引起材料硬化的能力下降，加工硬化的降低导致变形协调性降低，因而材料的总体塑性降低。所以，块体纳米金属的塑性降低现象实质上是位错变形机制失效引起的。
另一方面，晶界变形机制也没有起到主导作用。许多已知的高塑性纳米材料都是以晶界变形机制为主导的。比如，纳米晶铜的常温超塑性就是以晶界变形机制为主导的。对于纳米晶低碳钢来说，由于其熔点较高，室温下晶界的移动能力较弱，无法开动晶界变形机制。而不启动晶界变形机制就使得纳米晶低碳钢的细晶优势无法发挥出来。从以上的分析可以发现，在纳米晶低碳钢变形时，微观上的位错变形机制和晶界变形机制都无法发挥作用，导致材料在高应力下直接断裂，表现为宏观上的强度高塑性低现象。本发明从分析塑性变形机制入手，揭示了造成纳米晶低碳钢低塑性的原因，提出了具有多种混合变形机制的微米/亚微米/纳米晶多尺度均匀混合结构来优化纳米晶钢板强塑性的新思路，通过亚温淬火、冷轧、再结晶退火等工艺的协同配合，可以实现现有纳米金属材料的强度与塑性的协同提升，这一理论创新是本发明的关键点，而制备微米/亚微米/纳米晶多尺度结构的具体技术路线与工艺参数也是本发明的关键点。
上面对本发明的较佳实施方式作了详细说明，但是本发明并不限于上述实施方式，在本领域的普通技术人员所具备的知识范围内，还可以在不脱离本发明宗旨的前提下作出各种变化。这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举。而由此所引申出的显而易见的变化或变动仍处于本发明的保护范围之中。

Claims (9)

1.一种多尺度结构块体材料，其特征在于，所述多尺度结构块体材料是以CrMo合金钢为原料，经过亚温淬火得到铁素体和马氏体的均匀混合组织，然后进行冷轧、再结晶退火，得到具有纳米晶粒、亚微米晶粒和微米晶粒多尺度均匀混合结构的块体材料，CrMo合金钢中的化学成分按照质量百分含量计算包括：0.1%-0.2%C，0.1%-0.3%Si，0.4%-0.8%Mn，0.8%-1.2%Cr，0.3%-0.6%Mo，P<0.035%，S<0.035%，其余为Fe。
2.根据权利要求1所述的多尺度结构块体材料，其特征在于，所述的多尺度结构块体材料的抗拉强度不小于1192MPa，断后伸长率不小于13.8%。
3.根据权利要求1所述的多尺度结构块体材料，其特征在于，所述CrMo合金钢中的化学成分按照质量百分含量计算包括：0.13%-0.16%C，0.19%-0.23%Si，0.5%-0.6%Mn，0.9%-1.1%Cr，0.4%-0.5%Mo，P<0.020%，S<0.020%，其余为Fe。
4.一种如权利要求1-3任一所述的多尺度结构块体材料的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
1）采用CrMo合金钢进行亚温淬火得到铁素体和马氏体的均匀混合组织；
2）将所述铁素体和马氏体的均匀混合组织进行冷轧、再结晶退火，以将所述马氏体转变成亚微米晶和纳米晶，得到所述多尺度结构块体材料。
5.根据权利要求4所述的多尺度结构块体材料的制备方法，其特征在于，在所述的多尺度结构块体材料的制备方法中，所述亚温淬火的具体步骤包括第一次加热淬火与第二次加热淬火；其中，所述第一次加热淬火的加热温度是750-770℃，保温时间是25-35min；所述第二次加热淬火的加热温度是780-810℃，保温时间是25-35min。
6.根据权利要求4所述的多尺度结构块体材料的制备方法，其特征在于，在所述的多尺度结构块体材料的制备方法中，所述冷轧的冷轧变形量大于70%。
7.根据权利要求4所述的多尺度结构块体材料的制备方法，其特征在于，在所述的多尺度结构块体材料的制备方法中，所述再结晶退火的温度是440-460℃，保温时间为90min。
8.一种采用权利要求5或6或7或4所述的多尺度结构块体材料的制备方法制备得到的多尺度结构块体材料。
9.一种如权利要求5或6或7或4所述的多尺度结构块体材料的制备方法在提高纳米晶钢板的强度和/或塑性中的应用。
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Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110241364A (zh) * 2019-07-19 2019-09-17 东北大学 一种高强塑纳米/亚微米晶冷轧304不锈钢带及其制备方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1072272C (zh) * 1997-01-29 2001-10-03 新日本制铁株式会社 冲击能吸收特性和成形良好的高强度钢板及其制造方法
JP3934303B2 (ja) * 2000-03-31 2007-06-20 株式会社神戸製鋼所 高強度マルテンサイト鋼の製造方法
CN1273633C (zh) * 2003-06-24 2006-09-06 宝山钢铁股份有限公司 超细晶粒低碳低合金双相钢板及其制造方法
JP5435837B2 (ja) * 2006-03-20 2014-03-05 新日鐵住金株式会社 高張力厚鋼板の溶接継手
MX338539B (es) * 2010-06-30 2016-04-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero laminada en caliente y metodo de fabricación de la misma.
WO2012153008A1 (fr) * 2011-05-12 2012-11-15 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ou piece ainsi obtenue
CN106868414B (zh) * 2015-12-11 2018-11-30 燕山大学 超细晶铁素体/低温贝氏体双相低碳钢及其制备方法
WO2017109540A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110241364A (zh) * 2019-07-19 2019-09-17 东北大学 一种高强塑纳米/亚微米晶冷轧304不锈钢带及其制备方法

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