CN114231853A - 一种强塑积大于98GPa%的TWIP钢及制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开一种强塑积大于98GPa％的TWIP钢及制备方法，属于高强塑积汽车用钢的技术领域。所述TWIP钢的化学成分按质量百分比计为：C 0.8‑1.3％，Cr 1.8‑2.3％，Mo 0.8‑1.3％，Cu 0.3‑0.7％，Mn 15‑20％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。所述方法包括前后依次进行的熔炼、浇铸、均匀化处理、热锻、多道次热轧、水淬至室温、酸洗、多道次冷轧、平整轧制、再结晶退火处理、水淬至室温。本发明通过成分设计，开发出一种新型高C，高Cr、Mo，适量Cu合金化TWIP钢，由于Cr元素的添加将该TWIP钢的层错能保持在适宜孪晶生成的范围，使其拉伸变形过程中产生大量且细小的纳米孪晶组织。

Description

一种强塑积大于98GPa％的TWIP钢及制备方法
技术领域
本发明属于高强塑积汽车用钢的技术领域，涉及一种强塑积大于98GPa％的TWIP钢及制备方法。
背景技术
过去几十年中，汽车工业发展迅猛，汽车保有量大幅提升。然而，由此引发的全球燃油短缺、环境污染等问题日益严重，节能环保成为汽车工业发展的必然之路。而汽车轻量化设计，既能在保证汽车安全性的前提下降低车身自重，又能够同比提高汽车燃油经济性降低碳排放，因为是目前应对以上问题的有效方式之一。
现有的实现轻量化的途径之一，就是使用高强钢代替低强度级别的汽车钢，在保障零部件性能要求的同时减少钢材用量，这对汽车用钢铁材料的强度级别提出了更高的要求。目前已经开发出的第一代汽车用高强钢有双相(DP)钢、相变诱发塑性(TRIP)钢、马氏体钢等，这些高强钢的开发与应用一定程度上解决了车身重、油耗高、成本高等问题。然而，现在应用于汽车组件的高强钢板的强塑性级别并不高，强塑积大概在15-20GPa％左右。在此基础上如果进一步提高强度，钢板的塑性会严重下降，通常会使得复杂形状构件的成型加工更加困难，实用性不强。
为解决上述技术问题，研发了孪晶诱发塑性(Twinning-Induced Plasticity，简称TWIP)钢，其以优越的力学性能(如：抗拉强度≥800MPa，总延伸率60％～90％)受到业界的广泛关注，成为新一代汽车用钢的有力竞争者。而普通的TWIP钢强塑积能够达到45GPa％，已经表现出比第一代汽车用钢更加优越的力学性能。但由于TWIP钢问世时间较短，关于TWIP钢的研究还处于初级阶段，TWIP钢的力学性能还有进一步发掘的潜力。
TWIP钢拉伸变形过程中逐渐产生的形变孪晶组织，阻碍位错运动降低位错平均自由程，是TWIP钢具有优越力学性能的主要因素。而孪晶的生成主要受层错能影响，合金元素的添加能够通过改变层错能影响孪晶的演化过程，并最终引起材料力学性能的变化。
例如：中国发明专利CN101956134A公开了一种高强度、高塑性含铜高碳TWIP钢及其制备工艺。在TWIP钢中加入Cu元素，虽然能够进一步优化提升合金性能，但使不足之处在于Cu含量过高，在热轧过程中易发生开裂且生产成本较高。
中国发明专利CN105441796A公开了一种具有高强塑积TWIP钢及其制备方法。该TWIP钢中加入更多的C元素，并进行Al合金化，其强塑积达到50GPa％。其不足之处在于C和Al元素的添加，显著提高了TWIP钢的层错能，抑制形变孪晶的生成，减弱了TWIP钢的加工硬化能力。
根据A.Dumay等人在《Influence of addition elements on the stacking-fault energy and mechanical properties of an austenitic Fe-Mn-C steel》中报道，Al、Mn、Cu、C等元素均是升高TWIP钢层错能的元素，而Cr则是降低层错能的元素。
研究发现，若TWIP钢中层错能过高会抑制形变孪晶的产生，并导致孪晶宽化，使孪晶数量减少，引起TWIP钢力学性能退化。因此，在TWIP钢的成分设计过程中，应综合考虑所添加元素的种类和配比，将TWIP钢层错能保持在适宜孪晶生成的水平，促进形变孪晶持续生产，改善TWIP钢的加工硬化能力，进一步提升TWIP钢的强度和塑性。
发明内容
本发明解决的技术问题是如何调节使得TWIP钢中层错能利于形变孪晶的产生，从而使调节后的TWIP钢具有更好的冲压成形性，制备而成的零部件具有更高的能量吸收和抵抗碰撞变形的能力，满足汽车工业对高强汽车钢的需求，有利于促进TWIP钢在汽车工业中的大范围应用。
为解决上述技术问题，本发明提供如下技术方案：
一种强塑积大于98GPa％的TWIP钢，所述TWIP钢的化学成分按质量百分比计为：C0.8-1.3％，Cr 1.8-2.3％，Mo 0.8-1.3％，Cu 0.3-0.7％，Mn 15-20％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。
优选地，所述TWIP钢中的金相为完全再结晶的奥氏体组织，平均晶粒尺寸为40-74μm。
优选地，所述TWIP的钢抗拉强度为1060-1170MPa，总延伸率为92-94％，强塑积大于98GPa％。
一种上述的强塑积大于98GPa％的TWIP钢的制备方法，所述方法包括前后依次进行的熔炼、浇铸、均匀化处理、热锻、多道次热轧、水淬至室温、酸洗、多道次冷轧、平整轧制、再结晶退火处理、水淬至室温。
优选地，所述制备方法的步骤如下：
S1、按照所述TWIP钢的化学成分称量合金原料，将称量好的合金原料放置在电磁感应炉中，在氩气保护下进行真空熔炼，随后将冶炼钢水浇铸得到铸锭；
S2、对步骤S1中的铸锭进行均匀化处理，之后热锻成方形钢坯；
S3、对步骤S2中的方形钢坯进行5道次热轧制，热轧后水淬冷却至室温，防止碳化物析出，得到热轧钢板；
S4、对步骤S3中的热轧钢板进行酸洗，之后利用四辊冷轧机进行10道次冷轧制和1道次平整轧制，得到冷轧薄板；
S5、对步骤S4中的冷轧薄板进行再结晶退火处理，之后快速淬入水中并冷却至室温，得到具有不同平均晶粒尺寸奥氏体晶粒的成品TWIP钢钢板。
优选地，所述步骤S2中的均匀化处理的温度为1200±30℃，时间为0.3-0.7h；所述步骤S2中的方形钢坯截面尺寸为60mm×35mm，热锻的温度为900-1150℃。
优选地，所述步骤S3中的5道次热轧制需要将所述方形钢坯再加热至1200±30℃保温0.3-0.7h，开轧温度为1150±20℃，终轧温度高于900℃。
优选地，所述步骤S3中的热轧钢板厚度为5.5-6.5mm。
优选地，所述步骤S4中的冷轧薄板厚度为2.5-3.5mm，冷轧的轧下量为50％。
优选地，所述步骤S5中的再结晶退火处理的温度为1000-1140℃，时间为28-37min。
本发明实施例提供的上述技术方案，至少具有如下有益效果：
上述方案中，本发明所生产的TWIP钢的力学性能满足抗拉强度为1060-1170MPa、总延伸率为92-94％、强塑积达到98GPa％以上，最高可达110GPa％，强度和塑性匹配优异，具有比现有汽车钢更好的成形性和碰撞能量吸收能力。
本发明所述TWIP钢的化学成分中提高了C的含量，适当添加Cr、Mo合金元素，该成分的TWIP钢层错能适中，能够促使TWIP钢在拉伸变形过程中产生大量细小、密集的形变孪晶组织，孪晶组织的尺寸分布均匀，增强了TWIP钢的加工硬化能力。适量Cu元素的添加，提高了材料的耐蚀性能。
本发明所述TWIP钢的制备过程采用的多道次冷轧和再结晶退火工艺，制备方法简单、经济，能够依托现有生产线实现大规模工业化生产，对于促进汽车轻量化设计，减少能源耗，降低温室气体排放具有重要的经济价值和有益的社会意义。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明实施例1的平均晶粒尺寸为40μm的TWIP钢的金相组织图；
图2是本发明实施例2的平均晶粒尺寸为54μm的TWIP钢的金相组织图；
图3为本发明实施例3的平均晶粒尺寸为74μm的TWIP钢的金相组织图；
图4为本发明的TWIP钢在室温条件进行单向拉伸的工程应力-应变曲线图；其中：标记1为本发明实施例1的TWIP钢拉伸数据曲线，标记2为本发明实施例2的TWIP钢拉伸数据曲线，标记3为本发明实施例3的TWIP钢拉伸数据曲线，标记4为本发明实施例4的TWIP钢拉伸数据曲线，标记5为本发明实施例5的TWIP钢拉伸数据曲线；
图5为本发明实施例1的TWIP钢拉断后断面处产生的大量细小、密集的纳米孪晶透射图。
具体实施方式
为使本发明要解决的技术问题、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图及具体实施例进行详细描述。
实施例1
选用纯度≥99.9％的Fe、Mn、C、Cr、Mo、Cu粉末作为合金原料，将合金原料至于电磁感应炉中，在氩气保护下进行真空熔炼，随后将冶炼钢水浇铸成锭，铸锭化学成分质量百分比为：C 0.8％，Cr 1.8％，Mo 0.8％，Cu 0.3％，Mn 15％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质；
将所述铸锭加热至1200±30℃保温0.3-0.7h，进行均匀化处理，随后热锻成截面尺寸为60mm×35mm的方形钢坯，锻造温度900-1150℃；
将所述锻造钢坯再加热至1200±30℃保温0.3-0.7h，利用轧机进行5道次轧制，得到厚度为5.5-6.5mm的热轧钢板，开轧温度为1150±20℃，终轧温度高于900℃，热轧后水淬冷却至室温；
将所述热轧钢板进行酸洗，随后利用四辊冷轧机进行10道次轧制和1道次平整轧制，得到厚度为2.5-3.5mm的冷轧钢板，轧下量50％；
将所述冷轧钢板进行再结晶退火处理，退火温度为1000℃，保温时间为28min，退火后快速淬入水中冷却至室温，组织为完全再结晶的奥氏体组织，组织结构如图1所示。
对本实施例制备的TWIP钢进行拉伸性能测试。根据GBT228-2002，“金属材料室温拉伸实验方法”将热处理后的钢板加工成标准拉伸试样，拉伸速率为0.05mm/s。
由此测得的本实施例制备的TWIP钢的拉伸性能见下表1，工程应力-应变曲线如图4中的标记1曲线所示。
可以看到，该TWIP钢经1000℃再结晶退火后获得完全奥氏体组织，晶粒尺寸为40μm，抗拉强度达1170MPa，总延伸率为94％，强塑积达110GPa％，大大超过当前先进高强汽车钢的强塑积水平。微观组织观察发现，本发明TWIP钢拉伸组织中产生大量细小、密集的形变孪晶组织，如图5。
实施例2
选用纯度≥99.9％的Fe、Mn、C、Cr、Mo、Cu粉末作为合金原料，将合金原料至于电磁感应炉中，在氩气保护下进行真空熔炼，随后将冶炼钢水浇铸成锭，铸锭化学成分质量百分比为：C 1.3％，Cr 2.3％，Mo 1.3％，Cu 0.7％，Mn 20％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质；
将所述铸锭加热至1200±30℃保温0.3-0.7h，进行均匀化处理，随后热锻成截面尺寸为60mm×35mm的方形钢坯，锻造温度900-1150℃；
将所述锻造钢坯再加热至1200±30℃保温0.3-0.7h，利用轧机进行5道次轧制，得到厚度为5.5-6.5mm的热轧钢板，开轧温度为1150±20℃，终轧温度高于900℃，热轧后水淬冷却至室温；
将所述热轧钢板进行酸洗，随后利用四辊冷轧机进行10道次轧制和1道次平整轧制，得到厚度为2.5-3.5mm的冷轧钢板，轧下量50％；
将所述冷轧钢板进行再结晶退火处理，退火温度为1100℃，保温时间为30min，退火后快速淬入水中冷却至室温，组织为完全再结晶的奥氏体组织，组织结构如图2所示。
对本实施例制备的TWIP钢进行拉伸性能测试。根据GBT228-2002，“金属材料室温拉伸实验方法”将热处理后的钢板加工成标准拉伸试样，拉伸速率为0.05mm/s。
由此测得的本实施例制备的TWIP钢的拉伸性能见下表1，工程应力-应变曲线如图4中的标记2曲线所示。
可以看到，该TWIP钢经1100℃再结晶退火后获得完全奥氏体组织，晶粒尺寸为54μm，抗拉强度达1095MPa，总延伸率为93％，强塑积达102GPa％，大大超过当前先进高强汽车钢的强塑积水平。微观组织观察发现，本发明TWIP钢拉伸组织中产生大量细小、密集的形变孪晶组织，如图5。
实施例3
选用纯度≥99.9％的Fe、Mn、C、Cr、Mo、Cu粉末作为合金原料，将合金原料至于电磁感应炉中，在氩气保护下进行真空熔炼，随后将冶炼钢水浇铸成锭，铸锭化学成分质量百分比为：C 1.2％，Cr 1.9％，Mo 0.9％，Cu 0.4％，Mn 17％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质；
将所述铸锭加热至1200±30℃保温0.3-0.7h，进行均匀化处理，随后热锻成截面尺寸为60mm×35mm的方形钢坯，锻造温度900-1150℃；
将所述锻造钢坯再加热至1200±30℃保温0.3-0.7h，利用轧机进行5道次轧制，得到厚度为5.5-6.5mm的热轧钢板，开轧温度为1150±20℃，终轧温度高于900℃，热轧后水淬冷却至室温；
将所述热轧钢板进行酸洗，随后利用四辊冷轧机进行10道次轧制和1道次平整轧制，得到厚度为2.5-3.5mm的冷轧钢板，轧下量50％；
将所述冷轧钢板进行再结晶退火处理，退火温度为1140℃，保温时间为37min，退火后快速淬入水中冷却至室温，组织为完全再结晶的奥氏体组织，组织结构如图3所示。
对本实施例制备的TWIP钢进行拉伸性能测试。根据GBT228-2002，“金属材料室温拉伸实验方法”将热处理后的钢板加工成标准拉伸试样，拉伸速率为0.05mm/s。
由此测得的本实施例制备的TWIP钢的拉伸性能见下表1，工程应力-应变曲线如图4中的标记3曲线所示。
可以看到，该TWIP钢经1140℃再结晶退火后获得完全奥氏体组织，晶粒尺寸为74μm，抗拉强度达1060MPa，总延伸率为92％，强塑积达98GPa％，大大超过当前先进高强汽车钢的强塑积水平。微观组织观察发现，本发明TWIP钢拉伸组织中产生大量细小、密集的形变孪晶组织，如图5。
实施例4
选用纯度≥99.9％的Fe、Mn、C、Cr、Mo、Cu粉末作为合金原料，将合金原料至于电磁感应炉中，在氩气保护下进行真空熔炼，随后将冶炼钢水浇铸成锭，铸锭化学成分质量百分比为：C1.2％，Cr 2.2％，Mo 1.2％，Cu 0.5％，Mn 19％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质；
将所述铸锭加热至1200±30℃保温0.3-0.7h，进行均匀化处理，随后热锻成截面尺寸为60mm×35mm的方形钢坯，锻造温度900-1150℃；
将所述锻造钢坯再加热至1200±30℃保温0.3-0.7h，利用轧机进行5道次轧制，得到厚度为5.5-6.5mm的热轧钢板，开轧温度为1150±20℃，终轧温度高于900℃，热轧后水淬冷却至室温；
将所述热轧钢板进行酸洗，随后利用四辊冷轧机进行10道次轧制和1道次平整轧制，得到厚度为2.5-3.5mm的冷轧钢板，轧下量50％；
将所述冷轧钢板进行再结晶退火处理，退火温度为1030℃，保温时间为32min，退火后快速淬入水中冷却至室温，组织为完全再结晶的奥氏体组织，组织结构如图3所示。
对本实施例制备的TWIP钢进行拉伸性能测试。根据GBT228-2002，“金属材料室温拉伸实验方法”将热处理后的钢板加工成标准拉伸试样，拉伸速率为0.05mm/s。
由此测得的本实施例制备的TWIP钢的拉伸性能见下表1，工程应力-应变曲线如图4中的标记4曲线所示。
可以看到，该TWIP钢经1030℃再结晶退火后获得完全奥氏体组织，晶粒尺寸为44μm，抗拉强度达1146MPa，总延伸率为93％，强塑积达107GPa％，大大超过当前先进高强汽车钢的强塑积水平。微观组织观察发现，本发明TWIP钢拉伸组织中产生大量细小、密集的形变孪晶组织，如图5。
实施例5
选用纯度≥99.9％的Fe、Mn、C、Cr、Mo、Cu粉末作为合金原料，将合金原料至于电磁感应炉中，在氩气保护下进行真空熔炼，随后将冶炼钢水浇铸成锭，铸锭化学成分质量百分比为：C 1.1％，Cr 1.8％，Mo 0.8％，Cu 0.4％，Mn 17％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质；
将所述铸锭加热至1200±30℃保温0.3-0.7h，进行均匀化处理，随后热锻成截面尺寸为60mm×35mm的方形钢坯，锻造温度900-1150℃；
将所述锻造钢坯再加热至1200±30℃保温0.3-0.7h，利用轧机进行5道次轧制，得到厚度为5.5-6.5mm的热轧钢板，开轧温度为1150±20℃，终轧温度高于900℃，热轧后水淬冷却至室温；
将所述热轧钢板进行酸洗，随后利用四辊冷轧机进行10道次轧制和1道次平整轧制，得到厚度为2.5-3.5mm的冷轧钢板，轧下量50％；
将所述冷轧钢板进行再结晶退火处理，退火温度为1070℃，保温时间为35min，退火后快速淬入水中冷却至室温，组织为完全再结晶的奥氏体组织，组织结构如图3所示。
对本实施例制备的TWIP钢进行拉伸性能测试。根据GBT228-2002，“金属材料室温拉伸实验方法”将热处理后的钢板加工成标准拉伸试样，拉伸速率为0.05mm/s。
由此测得的本实施例制备的TWIP钢的拉伸性能见下表1，工程应力-应变曲线如图4中的标记5曲线所示。
可以看到，该TWIP钢经1070℃再结晶退火后获得完全奥氏体组织，晶粒尺寸为50μm，抗拉强度达1115MPa，总延伸率为92％，强塑积达103GPa％，大大超过当前先进高强汽车钢的强塑积水平。微观组织观察发现，本发明TWIP钢拉伸组织中产生大量细小、密集的形变孪晶组织，如图5。
表1实施例1-5制备的TWIP钢的性能
Figure BDA0003400174150000091
上述方案中，本发明所生产的TWIP钢的力学性能满足抗拉强度为1060-1170MPa、总延伸率为92-94％、强塑积达到98GPa％以上，最高可达110GPa％，强度和塑性匹配优异，具有比现有汽车钢更好的成形性和碰撞能量吸收能力。
本发明所述TWIP钢的化学成分中提高了C的含量，适当添加Cr、Mo合金元素，该成分的TWIP钢层错能适中，能够促使TWIP钢在拉伸变形过程中产生大量细小、密集的形变孪晶组织，孪晶组织的尺寸分布均匀，增强了TWIP钢的加工硬化能力。适量Cu元素的添加，提高了材料的耐蚀性能。
本发明所述TWIP钢的制备过程采用的多道次冷轧和再结晶退火工艺，制备方法简单、经济，能够依托现有生产线实现大规模工业化生产，对于促进汽车轻量化设计，减少能源耗，降低温室气体排放具有重要的经济价值和有益的社会意义。
以上所述是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明所述原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种强塑积大于98GPa％的TWIP钢，其特征在于，所述TWIP钢的化学成分按质量百分比计为：C 0.8-1.3％，Cr 1.8-2.3％，Mo 0.8-1.3％，Cu 0.3-0.7％，Mn 15-20％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的强塑积大于98GPa％的TWIP钢，其特征在于，所述TWIP钢中的金相为完全再结晶的奥氏体组织，平均晶粒尺寸为40-74μm。
3.根据权利要求1所述的强塑积大于98GPa％的TWIP钢，其特征在于，所述TWIP的钢抗拉强度为1060-1170MPa，总延伸率为92-94％，强塑积大于98GPa％。
4.一种如权利要求1-3任一所述的强塑积大于98GPa％的TWIP钢的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括前后依次进行的熔炼、浇铸、均匀化处理、热锻、多道次热轧、水淬至室温、酸洗、多道次冷轧、平整轧制、再结晶退火处理、水淬至室温。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述制备方法的步骤如下：
S1、按照所述TWIP钢的化学成分称量合金原料，将称量好的合金原料放置在电磁感应炉中，在氩气保护下进行真空熔炼，随后将冶炼钢水浇铸得到铸锭；
S2、对步骤S1中的铸锭进行均匀化处理，之后热锻成方形钢坯；
S3、对步骤S2中的方形钢坯进行5道次热轧制，热轧后水淬冷却至室温，防止碳化物析出，得到热轧钢板；
S4、对步骤S3中的热轧钢板进行酸洗，之后利用四辊冷轧机进行10道次冷轧制和1道次平整轧制，得到冷轧薄板；
S5、对步骤S4中的冷轧薄板进行再结晶退火处理，之后快速淬入水中并冷却至室温，得到具有不同平均晶粒尺寸奥氏体晶粒的成品TWIP钢钢板。
6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S2中的均匀化处理的温度为1200±30℃，时间为0.3-0.7h；所述步骤S2中的方形钢坯截面尺寸为60mm×35mm，热锻的温度为900-1150℃。
7.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中的5道次热轧制需要将所述方形钢坯再加热至1200±30℃保温0.3-0.7h，开轧温度为1150±20℃，终轧温度高于900℃。
8.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中的热轧钢板厚度为5.5-6.5mm。
9.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S4中的冷轧薄板厚度为2.5-3.5mm，冷轧的轧下量为50％。
10.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S5中的再结晶退火处理的温度为1000-1140℃，时间为28-37min。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115323135A (zh) * 2022-08-12 2022-11-11 华北理工大学 一种强塑积不低于45GPa%的超高强塑积中锰钢的制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101956134A (zh) * 2010-11-01 2011-01-26 福州大学 一种高强度、高塑性含铜高碳twip钢及其制备工艺
CN112662932A (zh) * 2019-10-15 2021-04-16 中国石油化工股份有限公司 一种twip钢及其制备方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101956134A (zh) * 2010-11-01 2011-01-26 福州大学 一种高强度、高塑性含铜高碳twip钢及其制备工艺
CN112662932A (zh) * 2019-10-15 2021-04-16 中国石油化工股份有限公司 一种twip钢及其制备方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115323135A (zh) * 2022-08-12 2022-11-11 华北理工大学 一种强塑积不低于45GPa%的超高强塑积中锰钢的制备方法

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