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1、10申请公布号CN104185691A43申请公布日20141203CN104185691A21申请号201380004793822申请日2013010361/583,26120120105US61/604,83720120229US13/556,41020120724USC22C38/08200601C21D6/02200601C22C38/02200601C22C38/54200601C22C38/58200601B21D31/0020060171申请人纳米钢公司地址美国罗得岛72发明人DJ布拉纳甘BE米查姆JK瓦勒瑟AT鲍尔GG贾斯蒂斯BL内申成胜AV谢尔古伊瓦74专利代理机构中国国际贸。
2、易促进委员会专利商标事务所11038代理人李跃龙54发明名称具有高强度和高延展性的新类型的非不锈钢57摘要本公开涉及提供非不锈钢材合金的配方与方法，该合金具有相对高的强度与延展性。该合金可以以片材或压制形式提供，其特征在于它们特有的合金化学和可识别的结晶晶粒尺寸形态。该合金使得它们包括硼化物钉扎相。其中称为1类钢的该合金显示630至1100MPA的拉伸强度和1040的延伸率。2类钢显示875MPA至1590MPA的拉伸强度和530的延伸率。2类钢显示1000MPA至1750MPA的拉伸强度和0515的延伸率。30优先权数据85PCT国际申请进入国家阶段日2014070486PCT国际申请的申请。
3、数据PCT/US2013/0201122013010387PCT国际申请的公布数据WO2013/119334EN2013081551INTCL权利要求书3页说明书98页附图71页19中华人民共和国国家知识产权局12发明专利申请权利要求书3页说明书98页附图71页10申请公布号CN104185691ACN104185691A1/3页21一种方法，包括提供包含655809原子的FE、17151原子的NI、3559原子的B、4486原子的SI的金属合金；熔融所述合金并凝固以提供500NM20,000NM的基体晶粒尺寸和25NM500NM的硼化物晶粒尺寸；对所述合金施加机械应力和/或加热以形成下列晶粒。
4、尺寸分布和机械性质状况的至少一种，其中所述硼化物晶粒提供抵抗所述基体晶粒粗化的钉扎相A500NM20,000NM的基体晶粒尺寸，25NM500NM的硼化物晶粒尺寸，1NM200NM的析出晶粒尺寸，其中所述合金显示300MPA840MPA的屈服强度、630MPA1100MPA的拉伸强度和1040的拉伸延伸率；或B100NM2000NM的细化基体晶粒尺寸，1NM200NM的析出晶粒尺寸，200NM2,500NM的硼化物晶粒尺寸，其中该合金具有300MPA600MPA的屈服强度。2根据权利要求1的方法，其中所述合金包括下列一种或多种088原子的CR020原子的CU0188原子的MN。3根据权利要求1。
5、2中任一项的方法，其中在11002000的温度下实现所述熔融，和通过111034102K/S范围内的冷却实现凝固。4根据权利要求1的方法，其中将具有所述晶粒尺寸分布B的所述合金暴露于超过所述300MPA600MPA的屈服强度的应力，其中所述细化晶粒尺寸保持为100NM2000NM，所述硼化物晶粒尺寸保持为200NM2500NM，所述析出晶粒保持为1NM200NM，其中所述合金显示300MPA1400MPA的屈服强度、875MPA1590MPA的拉伸强度和530的延伸率。5根据权利要求4的方法，其中所述合金显示0210的应变硬化系数。6根据权利要求1的方法，其中在A或B中形成的所述合金为片材形式。
6、。7根据权利要求4的方法，其中所述合金为片材形式。8根据权利要求1的方法，其中将在A中形成的所述合金设置在车辆中。9根据权利要求4的方法，其中将所述合金设置在车辆中。10根据权利要求1的方法，其中将具有所述机械性质状况和晶粒尺寸分布的所述合金设置在钻铤、钻杆、套管、钻具接头、井头、压缩气体储存桶或液化天然气罐之一中。11根据权利要求4的方法，其中将所述合金设置在钻铤、钻杆、套管、钻具接头、井头、压缩气体储存桶或液化天然气罐之一中。12一种方法，包括A提供包含655809原子的FE、17151原子的NI、3559原子的B、4486原子的SI的金属合金；B熔融所述合金并凝固以提供500NM20,0。
7、00NM的基体晶粒尺寸和100NM2500NM的硼化物晶粒尺寸；和C加热所述合金并形成包括100NM10,000NM的晶粒和100NM2500NM的硼化物晶粒尺寸的板条组织，并且所述合金具有300MPA1400MPA的屈服强度、350MPA1600MPA的拉伸强度和012的延伸率。权利要求书CN104185691A2/3页313根据权利要求12的方法，其中所述合金包括下列的一种或多种088原子的CR；020原子的CU；0188原子的MN；14根据权利要求1213中任一项的方法，其中在11002000的温度下实现所述熔融，并通过111034102K/S范围内的冷却实现凝固。15根据权利要求12的。
8、方法，其包括在步骤C后加热该合金并且形成100NM10,000NM厚、0150微米长和100NM1000NM宽的薄片晶粒连同100NM2500NM的硼化物晶粒和1NM100NM的析出晶粒，其中所述合金显示350MPA1400MPA的屈服强度。16权利要求15的方法，其中合金受到应力并且形成具有100NM5000NM的晶粒、100NM2500NM的硼化物晶粒、1NM100NM的析出晶粒的合金，并且所述合金具有350MPA1400MPA的屈服强度、1000MPA1750MPA的拉伸强度和05150的延伸率。17根据权利要求16的方法，其中所述合金显示0109的应变硬化系数。18根据权利要求12的方。
9、法，其中在A或B中形成的所述合金为片材形式。19根据权利要求15的方法，其中形成的所述合金为片材形式。20根据权利要求16的方法，其中形成的所述合金为片材形式。21根据权利要求12的方法，其中将在A或B中形成的所述合金设置在车辆中。22根据权利要求15的方法，其中将所述合金设置在车辆中。23根据权利要求16的方法，其中将所述合金设置在车辆中。24根据权利要求12的方法，其中将在A或B中形成的所述合金设置在钻铤、钻杆、钻具接头、井头、压缩气体储存桶或液化天然气罐之一中。25根据权利要求15的方法，其中将所述合金设置在钻铤、钻杆、套管钻具接头、井头、压缩气体储存桶或液化天然气罐之一中。26根据权利。
10、要求16的方法，其中将所述合金设置在钻铤、钻杆、套管、钻具接头、井头、压缩气体储存桶或液化天然气罐之一中。27一种金属性合金，包含655809原子的FE；17151原子的NI；3559原子的B；4486原子的SI；其中所述合金显示500NM20,000NM的基体晶粒尺寸和25NM500NM的硼化物晶粒尺寸，并且其中所述合金显示下列的至少一种A在暴露于机械应力时，所述合金显示出500NM20,000NM的基体晶粒尺寸、25NM500NM的硼化物晶粒尺寸、1NM200NM的析出晶粒尺寸和提供300MPA840MPA的屈服强度、630MPA1100MPA的拉伸强度、1040的拉伸延伸率的机械性质状况。
11、；或B在暴露于热及随后的机械应力时，所述合金显示出100NM2000NM的细化晶粒尺寸、200NM2500NM的硼化物晶粒尺寸、1NM200NM的析出晶粒尺寸，其中所述合金显示300MPA1400MPA的屈服强度、875MPA1590MPA的拉伸强度和530的延伸率。28根据权利要求27的合金，其中在A和B中详述的所述合金为片材材料形式。权利要求书CN104185691A3/3页429一种金属性合金，包含655809原子的FE；17151原子的NI；3559原子的B；4486原子的SI；其中所述合金显示500NM20,000NM的基体晶粒尺寸和100NM2500NM的硼化物晶粒尺寸，其中所述合。
12、金A在第一次暴露于热时，形成包括100NM10,000NM的晶粒和100NM2500NM的硼化物晶粒尺寸的板条组织并且所述合金具有300MPA1400MPA的屈服强度、350MPA1600MPA的拉伸强度和012的延伸率；和B在第二次暴露于热及随后的应力时，所述合金具有100NM5000NM的晶粒、100NM2500NM的硼化物晶粒、1NM100NM的析出晶粒，并且所述合金具有350MPA1400MPA的屈服强度、1000MPA1750MPA的拉伸强度和05150的延伸率。30权利要求29的合金，其中在A或B中详述的所述合金为片材形式。权利要求书CN104185691A1/98页5具有高强度和。
13、高延展性的新类型的非不锈钢0001相关申请的交叉引用0002本申请要求2012年1月5日提交的美国临时申请序列号61/583,261、2012年2月29日提交的美国临时申请序列号61/604,837和2012年7月24日提交的美国申请序列号13/556,410的权益。技术领域0003本发明涉及具有改进的性质组合的新类型的非不锈钢合金，其适用于通过方法例如冷硬表面处理的片材制备。背景技术0004钢材已经被人类使用了至少3000年，并且广泛用于工业中，占工业用途的所有金属性合金的超过80重量。现有的钢技术基于控制共析转变。第一步骤是将合金加热至单相区奥氏体并随后以各种冷却速率将该钢材冷却或淬火以形。
14、成多相组织，该多相组织通常为铁素体、奥氏体和渗碳体的组合。取决于钢材在凝固或热处理时的冷却速率，可获得具有宽范围性质的多种特性显微组织例如珠光体、贝氏体和马氏体。控制共晶转变已导致多种现今可用的钢材。0005在本文中非不锈钢可理解为包含小于105的铬并且通常由碳素钢表示，所述碳素钢是目前为止最广泛使用的钢。碳钢的性质主要取决于其包含的碳量。由于具有非常低的碳含量低于005的C，这些钢为相对有延展性的并且具有类似于纯铁的性质。不能通过热处理将它们改性。它们是廉价的，但是工程应用可限于不重要的部件和一般的嵌板工作GENERALPANNELINGWORK。0006大多数合金钢中的珠光体组织形成需要比。
15、碳素钢中少的碳。大部分这些合金钢是低碳材料并且用10重量50重量的总量的各种元素合金化以改善其机械性质。将碳含量降低至010030的范围连同合金化元素的一些降低，增加了钢材的可焊接性和可成形性同时维持其强度。将这样的合金定级为表现出270700MPA拉伸强度的高强度低合金钢HSLA。0007先进的高强度钢AHSS钢可具有大于700MPA的拉伸强度并且包括诸如例如马氏体钢MS、双相DP钢、转变诱发塑性TRIP钢和复相CP钢的类型。随着强度水平提高，钢的延展性通常降低。例如，低强度钢LSS、高强度钢HSS和AHSS可分别显示在2555、1045和430水平下的拉伸延伸率。0008在马氏体时效钢中已。
16、获得了显著更高的强度高达2500MPA，所述马氏体时效钢是添加钴、钼、钛和铝的不含碳的铁镍合金。术语马氏体时效源自于强化机理，其用随后的时效硬化将合金转变成马氏体。普通的非不锈钢种的马氏体时效钢包含1718的镍、812的钴、35的钼和0216的钛。马氏体时效钢相对高的价格它们比通过标准方法制备的高合金工具钢贵几倍显著限制了它们在很多领域例如汽车工业的应用。它们对非金属性夹杂非常敏感，所述非金属性夹杂充当应力集中部位并且促说明书CN104185691A2/98页6进孔隙和微裂纹的形核，导致钢的延展性和断裂韧性的降低。为了是非金属夹杂物的含量最小化，通常在真空下熔化马氏体时效钢，这导致高成本的加工。
17、。发明内容0009本公开涉及用于制备金属性合金的方法，该方法包括提供一种包含655809原子的FE、17151原子的NI、3559原子的B、4486原子的SI的金属合金。接着可将该合金熔融并凝固以提供500NM20,000NM的基体晶粒尺寸和25NM500NM的硼化物晶粒尺寸。随后可对所述合金施加机械应力和/或加热以形成以下的晶粒尺寸分布和机械性质状况的至少一种，其中硼化物颗粒提供抵抗所述基体晶粒粗化的钉扎相A500NM20,000NM的基体晶粒尺寸，25NM500NM的硼化物晶粒尺寸，1NM200NM的析出晶粒尺寸，其中该合金显示300MPA840MPA的屈服强度、630MPA1100MPA。
18、的拉伸强度和1040的拉伸延伸率；或B100NM2000NM的细化基体晶粒尺寸、1NM200NM的析出晶粒尺寸、200NM2,500NM的硼化物晶粒尺寸，其中该合金具有300MPA600MPA的屈服强度。可将具有细化晶粒尺寸分布B的合金暴露于超过300MPA600MPA的屈服强度的应力，其中细化晶粒尺寸保持在100NM2000NM，硼化物晶粒尺寸保持在200NM2500NM，析出晶粒保持在1NM200NM，其中所述合金显示300MPA1400MPA的屈服强度、875MPA1590MPA的拉伸强度和530的延伸率。0010本公开还涉及一种包括提供金属合金的方法，该金属合金包含655809原子的F。
19、E、17151原子的NI、3559原子的B、4486原子的SI。随后可将该合金熔融并凝固以提供500NM20,000NM的基体晶粒尺寸和100NM2500NM的硼化物晶粒尺寸。接着加热该合金并形成包括100NM10,000NM的晶粒和100NM2500NM的硼化物晶粒尺寸的板条组织，其中该合金具有300MPA1400MPA的屈服强度、350MPA1600MPA的拉伸强度和012的延伸率。随后可加热前述的板条组织并且形成100NM10,000NM厚、0150微米长和100NM1000NM宽的薄片晶粒，连同100NM2500NM的硼化物晶粒和1NM100NM的析出晶粒，其中该合金显示350MPA1。
20、400MPA的屈服强度。前述的薄片组织可经受应力并形成具有100NM5000NM的晶粒、100NM2500NM的硼化物晶粒、1NM100NM的析出晶粒的合金，其中该合金具有350MPA1400MPA的屈服强度、1000MPA1750MPA的拉伸强度和05150的延伸率。0011本公开还涉及金属性合金，该金属性合金包含655809原子的FE、17151原子的NI、3559原子的B、4486原子的SI，其中该合金显示500NM20,000NM的基体晶粒尺寸和100NM2500NM的硼化物晶粒尺寸。该合金在第一次暴露于热时形成包括100NM10,000NM的晶粒和100NM2500NM的硼化物晶粒尺。
21、寸的板条组织，其中该合金具有400MPA1400MPA的屈服强度、350MPA1600MPA的拉伸强度和012的延伸率。在第二次暴露于热接着施加应力时，该合金具有100NM5000NM的晶粒、100NM2500NM的硼化物晶粒、1NM100NM的析出晶粒并且该合金具有350MPA1400MPA的屈服强度、1000MPA1750MPA的拉伸强度和05150的延伸率。附图说明0012参考附图可更好地理解以下的详细描述，提供所述附图用于说明的目的而不应理说明书CN104185691A3/98页7解为限制本发明的任何方面。0013图1说明了示例性双辊法。0014图2说明了示例性薄板坯连铸法。0015图。
22、3A说明了关于形成本文中的1类钢的组织和机理。0016图3B说明了关于形成本文中的2类钢合金的组织和机理。0017图4A说明了包含模态相形成的材料的代表性应力应变曲线。0018图4B说明了所示组织和相关的形成机理的应力应变曲线。0019图5说明了关于形成本文中的3类钢的组织和机理。0020图6A说明了薄片组织。0021图6B说明了与2类钢相比的3类钢在室温下拉伸时的机械响应。0022图7说明了依赖于它们来自初始形成的模态组织的显微组织发展的两类合金。0023图8说明了具有18MM厚度的合金6板材的图片A铸态；B在1100下HIP循环1小时后。0024图9说明了所示出的钢类型与双相DP钢相比的应。
23、力应变曲线的对比。0025图10说明了所示出的钢类型与复相CP钢相比的应力应变曲线的对比。0026图11说明了所示出的钢类型与转变诱发塑性TRIP钢相比的应力应变曲线的对比。0027图12说明了所示出的钢类型与马氏体MS钢相比的应力应变曲线的对比。0028图13说明了2类合金板材样品中显微组织的背散射SEM显微照片；A铸态，B在1100下经HIP一小时，和C在1100下HIP一小时和在700下热处理一小时。0029图14说明了处于铸态条件下的2类合金板材的X射线衍射数据强度对2；A测量图案，BRIETVELD计算图案。0030图15说明了处于经HIP的条件1100持续一小时下的2类合金板材的X。
24、射线衍射数据强度对2；A测量图案，B采用识别的峰的RIETVELD计算图案。0031图16说明了处于经HIP1000持续一小时和经热处理的条件350持续20分钟下的2类合金板材的X射线衍射数据强度对2；A测量图案，B采用识别的峰的RIETVELD计算图案。0032图17说明了2类合金板材样品的TEM显微照片；A铸态，B在1100下经HIP一小时，和C在1100下经HIP一小时和在700下热处理一小时。0033图18说明了铸态合金6板材中的显微组织的背散射SEM显微照片。0034图19说明了在1100下HIP循环一小时后3类合金板材中的显微组织的背散射SEM显微照片。0035图20说明了在110。
25、0下HIP循环一小时和热处理至700持续60分钟并相对缓慢炉冷后的3类合金板材中的显微组织的背散射SEM显微照片。0036图21说明了在1100下HIP循环一小时和在700下热处理60分钟并相对缓慢炉冷后的3类合金板材中的显微组织的背散射SEM显微照片。0037图22说明了处于铸态条件下的3类合金板材的X射线衍射数据强度对2，A测量图案；B采用识别的峰的RIETVELD计算图案。0038图23说明了处于经HIP的条件1100持续一小时下的3类合金板材的X射线说明书CN104185691A4/98页8衍射数据强度对2；A测量图案，B采用识别的峰的RIETVELD计算图案。0039图24说明了处于。
26、经HIP1100下持续一小时和热处理的条件700缓慢冷却至室温670分钟总时间的3类合金板材的X射线衍射数据强度对2；A测量图案，B采用识别的峰的RIETVELD计算图案。0040图25说明了铸态3类合金板材样品的TEM显微照片A铸态样品中晶间区域处的显微组织对应于图6中的区域B；B晶间区域处显示析出物的详细组织的放大图像；C基体晶粒的显微组织，其在由箭头指示的一个方向排列。0041图26说明了在1100下持续1小时的3类合金板材样品的TEM显微照片A具有板条组织的基体中均匀形成和分布的多个析出物；B在析出物附近的板条显微组织的详细显微组织；C显示具有板条组织的晶粒的暗场TEM图像。0042图。
27、27说明了在1100下HIP循环一小时和在700下热处理60分钟并相对缓慢炉冷后的3类合金板材样品中的显微组织的TEM显微照片A析出物略微生长，但是基体中的板条组织发展成薄片组织。B在更高的放大倍数下的基体组织。0043图28说明了处于各种条件下的2类合金板材的拉伸性质；A铸态，B在1100下HIP循环一小时后，和C在1100下HIP循环一小时和在700下热处理1小时后。0044图29说明了来自在1100下HIP循环1小时和在700下热处理1小时以及在室温下变形后的2类合金板材的拉伸试样中显微组织的SEM图像A夹持区域GRIPSECTION和B标记区域GAGESECTION。0045图30说明。
28、了在1100下HIP循环1小时和在700下热处理1小时后的2类合金板材的X射线数据之间的对比1拉伸测试后的试样标记部分上部曲线和2试样夹持部分下部曲线。0046图31说明了来自处于经HIP的条件1100持续1小时和在700下热处理1小时的2类合金板材的拉伸测试试样的标记部分的X射线衍射数据强度对2；A测量图案，B采用识别的峰的RIETVELD计算图案。0047图32说明了在1100下经HIP一小时和在700下热处理一小时的2类合金板材的TEM显微照片；A拉伸测试前；B拉伸测试后。0048图33说明了在1100下经HIP一小时和在700下热处理一小时的2类合金板材的TEM显微照片；A拉伸测试前，。
29、在热处理后观察到纳米析出物；B拉伸测试后，观察由纳米析出物的位错钉扎。0049图34是显示处于各种条件下的3类合金板材的拉伸性质的应力对应变曲线A铸态；B在1000下HIP循环1小时；和C在1100下HIP循环1小时和在700下热处理60分钟并相对缓慢炉冷。0050图35是在1100下HIP循环1小时和在700下热处理并缓慢冷却至室温670分钟总时间后的3类合金板材的X射线数据的对比1拉伸测试后的板材标记部分上部曲线；和2拉伸测试前的板材下部曲线。0051图36是来自处于经HIP的条件1100持续1小时的3类合金板材的拉伸测试试样的标记部分的X射线衍射数据强度对2A测量图案，B采用识别的峰的R。
30、IETVELD计算图案。0052图37是在来自处于经HIP的条件1100持续1小时和在700下热处理，缓说明书CN104185691A5/98页9慢冷却至室温670分钟总时间条件下的3类合金板材的拉伸测试试样的标记部分中发现的新识别的六方相空间群190的计算X射线衍射图案强度对2。请注意在括号中列出了衍射面。0053图38是在来自处于经HIP的条件1100持续1小时和在700下热处理，缓慢冷却至室温670分钟总时间条件下的3类合金板材的拉伸测试试样的标记部分中发现的新识别的六方相空间群186的计算X射线衍射图案强度对2。请注意在括号中列出了衍射面。0054图39是来自在1100下HIP循环1小。
31、时和在700下热处理60分钟并相对缓慢炉冷后的3类合金板材的拉伸试样中的显微组织的TEM显微照片A拉伸测试前；B拉伸测试后。0055图40是在相同的热机械处理后的合金17和合金27在室温下测试的应力应变曲线。0056图41是在1100下HIP循环1小时和在700下热处理1小时后变形前的合金17板材中的显微组织的SEM图像。0057图42是在1100下HIP循环1小时和在700下热处理1小时后变形前的合金27板材中的显微组织的SEM图像。0058图43是在HIP循环和在700下热处理1小时并且A在空气中和B用炉冷却后的合金2板材试样的拉伸测试时记录的应力应变曲线。0059图44是在HIP循环C和。
32、在700下热处理1小时并且A在空气中和B用炉冷却后的合金5板材试样的拉伸测试时记录的应力应变曲线。0060图45是在HIP循环和A在850下1小时并在空气中冷却和B在700下1小时用炉冷却的热处理后的合金52板材试样的拉伸测试时记录的应力应变曲线。0061图46说明了2类合金中的应变硬化系数与应变的函数关系。0062图47说明了3类合金中的应变硬化与应变的函数关系。0063图48说明了用增量应变对2类合金进行拉伸测试的应力应变曲线。0064图49说明了用增量应变对3类合金进行拉伸测试的应力应变曲线。0065图50说明了2类合金的应力应变曲线A处于初始状态和B在预应变至10并测试至失效后。006。
33、6图51说明了来自在预应变至10前后的2类合金的拉伸试样的标记部分的显微组织的SEM图像。0067图52说明了3类合金的应力应变曲线A处于初始状态和B在预应变至3并测试至失效后。0068图53说明了在1100下HIP循环1小时后的2类合金板材的应力应变曲线A处于初始状态和B在预应变至10和随后在1100下退火1小时后。0069图54说明了来自在预应变至10和随后在1100下退火1小时后的2类合金板材的拉伸试样的标记部分的显微组织的SEM图像。0070图55说明了在1100下HIP循环1小时后的3类合金板材的应力应变曲线，并且在A处于初始状态和B在预应变至3和随后在1100下退火1小时后进行测试。
34、。0071图56说明了来自在预应变至3和随后在1100下退火1小时后的3类合金板说明书CN104185691A6/98页10材的拉伸试样的标记部分的显微组织的SEM图像。0072图57说明了2类合金板材试样的应力应变曲线，该试样经受3个回合的拉伸测试至10变形，接着在步骤之间退火并测试至失效。0073图58说明了来自在3个回合的变形至10在回合之间退火前后的2类合金板材的拉伸测试试样。0074图59说明了来自在3个回合的变形至10在回合之间退火前后的2类合金板材的拉伸试样的标记中的显微组织的SEM图像。0075图60说明了来自在循环变形至10和在1100下退火1小时3次后的2类合金板材的拉伸试。
35、样中的显微组织的TEM图像，然后A在夹持区域中和B在标记中测试至失效。0076图61说明了在1100下HIP循环1小时和在700下热处理1小时并相对缓慢炉冷后的3类合金板材的应力应变曲线，该板材经受3个回合的拉伸测试至3变形，接着在步骤之间退火并测试至失效。0077图62说明了在700下合金203类的显著拉伸延伸率。0078图63是在700下拉伸后具有885的拉伸延伸率的合金203类试样的标记显微组织的SEM图像。0079图64是在850下拉伸后具有23的拉伸延伸率的合金203类试样的标记显微组织的SEM图像。0080图65是在700下拉伸后具有345的拉伸延伸率的合金223类试样的标记显微组。
36、织的SEM图像。0081图66是在850下拉伸后具有135的拉伸延伸率的合金223类试样的标记显微组织的SEM图像。0082图67是在700下拉伸后具有885的拉伸延伸率的合金203类试样的标记显微组织的TEM图像。0083图68是在850下拉伸后具有23的拉伸延伸率的合金203类试样的标记显微组织的TEM图像。0084图69说明了在提高的温度下变形后的合金20中纳米析出物的CU富集。0085图70是在700下拉伸后具有345的拉伸延伸率的合金223类试样的标记显微组织的TEM图像。0086图71是在850下拉伸后具有135的拉伸延伸率的合金223类试样的标记显微组织的TEM图像。0087图7。
37、2是A具有1英寸厚度的铸态板材，B从该板材切割的薄板，和C来自合金6的拉伸试样的图片。0088图73说明了来自合金6的1英寸厚板的拉伸性质。具体实施方式0089钢带材/钢片材尺寸0090如本申请中所描述的，通过冷硬表面处理，可制备具有1005000MM宽度、03MM150MM厚度的钢片材。可以以01MM的增量在这些范围内调整这些厚度范围和宽度说明书CN104185691A107/98页11范围。优选地，可使用双辊铸造，其可制备厚度为035MM和宽度为100MM5000MM的片材。优选地，还可利用薄板坯连铸，其可制备厚度为05150MM和宽度为100MM5000MM的片材。片材的冷却速率会取决于。
38、方法，但可为111034102K/S不等。在本文中还设想通过各种冷硬表面法的具有最高150MM或1MM150MM的厚度的浇铸部件来自各种方法，包括永久型铸造、熔模铸造、加压铸造、离心铸造等。此外，通过常规的压制和烧结或通过HIP/锻造的粉末冶金法是制备利用本申请中描述的化学、结构和机理的部分或完全致密的部件和装置即本文中所描述的2类或3类钢的预期路线。0091制备途径0092双辊浇铸描述0093通过冷硬表面处理制备钢材的一个实例是制备钢片材的双辊法。在图1中显示了NUCOR/CASTRIP法的示意图。如所示的，可将该方法分成三个阶段阶段1铸造，阶段2热轧，和阶段3带材卷绕。在阶段1期间，当凝固。
39、中的金属在通常由铜或铜合金制成的辊之间的辊隙ROLLNIP中会聚时形成该片材。在这个阶段钢材的典型厚度为1718MM，但是通过改变辊分隔距离，厚度可为0830MM不等。在阶段2期间，通常在7001200下将该制备状态的片材热轧以便从制备方法消除宏观缺陷例如孔隙、分散缩孔、气孔、针孔、夹渣等等的形成，并允许关键合金化元素的固溶化、奥氏体化等。取决于目标市场，热轧片材的厚度可变化，但通常为0320MM。在阶段3期间，可通过在卷绕前增加水冷和改变片材的输出RUNOUT长度来控制片材的温度和通常在300700的温度下的时间。除了热轧以外，还可通过交替的热机械处理策略例如热等静压、锻造、烧结等来进行阶段。
40、2。除了在带材卷绕过程期间控制热条件以外，还可通过后处理热处理来进行阶段3以便控制片材中的最终显微组织。0094薄板坯连铸描述0095通过冷硬表面处理制备钢材的另一个实例是制备钢片材的薄板坯连铸法。在图2中显示了ARVEDIESP法的示意图。以与双辊法类似的方式，可将薄板坯连铸法分成三个阶段。在阶段1中，以几乎同时的方式铸造和轧制液体钢材。通过迫使液体熔体穿过铜或铜合金模具来开始凝固过程以制备通常为50110MM的初始厚度，但这可基于液体金属可加工性和制备速度而改变即20150MM。几乎在刚刚离开模具后并且当钢片材的内芯仍为液体时，使用多级辊轧台使片材经受压缩，取决于最终的片材厚度目标，使厚度。
41、显著降低至10MM。在阶段2中，通过穿过一个或两个感应炉来加热钢片材并且在该阶段期间使温度分布和金相组织均匀化。在阶段3中，将片材进一步轧制到最终测量厚度目标，该目标可为0515MM厚度。在轧制后立即在输出辊道上冷却该带材以在卷绕成钢卷之前控制该片材的最终显微组织的发展。0096虽然在双辊浇铸或薄板坯连铸中形成片材的三个阶段过程是本方法的一部分，但是基于本文所描述的机理和组织类型以及所得的性质的新组合，本文中的合金对这些阶段的响应是特有的。0097新类型的非不锈钢0098本文中的非不锈钢合金使得它们能够形成本文中描述的1类、2类和3类钢，这些钢优选为晶态非玻璃态的，具有可识别的晶态晶粒尺寸形态。
42、。在本文中详细描述了该合金形成本文中的2类或3类钢的能力。然而，首先考虑描述1类、2类和3类钢的一般特征说明书CN104185691A118/98页12是有用的，下面提供该描述。00991类钢0100在图3A中显示了本文中的1类钢非不锈的形成。在本文中非不锈钢可理解为包含小于105的铬。如其中所示，初始形成模态组织，该模态组织是由合金的液体熔体开始并经冷却凝固的结果，这提供了具有特定晶粒尺寸的特定相的成核与生长。因此在本文中提到模态可理解为一种具有至少两种晶粒尺寸分布的组织。本文中的晶粒尺寸可理解为优选可通过诸如扫描电子显微镜法或透射电子显微镜法识别的具体特定相的单个晶体的尺寸。因此，可以优选。
43、通过经所示实验室规模程序和/或经涉及冷硬表面处理方法的诸如双辊处理或薄板坯连铸的工业规模方法进行加工来实现1类钢的组织1。0101因此1类钢的模态组织在由熔体冷却时将初始显示下列晶粒尺寸1500NM至20,000NM的基体晶粒尺寸，其含有奥氏体和/或铁素体；225NM至500NM的硼化物晶粒尺寸即非金属性晶粒，例如M2B，其中M是金属并共价键合到B上。该硼化物晶粒还优选是“钉扎”型相，其指的是通过钉扎相将有效地稳定该基体晶粒的特征，所述钉扎相在提高的温度下抵抗粗化。要注意的是，金属硼化物晶粒已经识别为表现出M2B的化学计量，但是其它化学计量也是可能的，并可以提供钉扎，包括M3B、MBM1B1、。
44、M23B6和M7B3。01021类钢的模态组织可以通过热机械变形和通过热处理发生形变，导致性质方面的某些变化，但是可以保持该模态组织。0103当将上述1类钢暴露于机械应力时，在图4A中说明了观察到的应力对应变图。因此观察到模态组织经历了被识别为动态纳米相析出的过程，所述动态纳米相析出导致了1类钢的第二类型组织。因此当该合金在应力下经受屈服时触发了此类动态纳米相析出，并且已经发现，经历动态纳米相析出的1类钢的屈服强度可优选出现在300MPA至840MPA。因此，可理解的是，动态纳米相析出因施加超过此类所示屈服强度的机械应力而发生。动态纳米相析出本身可以理解为在1类钢中形成其它可识别相，这种相被称。
45、为具有相关晶粒尺寸的析出相。也就是说，此类动态纳米相析出的结果是形成一种合金，其仍显示500NM至20,000NM的可识别基体晶粒尺寸、25NM至500NM的硼化物钉扎晶粒尺寸，连同形成了含有六方相及10NM至200NM的晶粒的析出晶粒。如上所述，当合金受到应力时该晶粒尺寸因此不会粗化，但是会导致析出晶粒如所述那样发展。0104提到六方相可理解为一种具有P63MC空间群186的双六方锥类六方相和/或具有六方P6BAR2C空间群190的复三方双锥类。此外，1类钢的此类第二类型组织的机械性质使得观察到拉伸强度落在630MPA至1100MPA范围内，并具有1040的延伸率。此外，1类钢的第二类型组织。
46、使得其表现出在经受所示屈服后几乎无变化的0104的应变硬化系数。该应变硬化系数参照式KN中N的值，其中代表在材料上施加的应力，是应变，K是强度系数。应变硬化指数N的值在0和1之间。0的值意味着合金是完全塑性固体即该材料对施加的力经历不可逆变化，而1的值代表100弹性体即该材料对施加的力经历可逆变化。0105下表1提供了本文中的1类钢的比较与性能总结。0106表11类钢的组织和性能的比较0107说明书CN104185691A129/98页1301082类钢0109在图3B和4B中说明了本文中的2类钢非不锈的形成。在本文中2类钢还可由识别的合金形成，其包括从组织类型1即模态组织开始后接着两种在本文。
47、中识别为静态纳米相细化和动态纳米相强化的新机理的两种新组织类型。在本文中将2类钢的新组织类型描述为纳米模态组织和高强度纳米模态组织。因此，可将本文中的2类钢表征如下组织1模态组织步骤1，机理1静态纳米相细化步骤2，组织2纳米模态组织说明书CN104185691A1310/98页14步骤3，机理2动态纳米相强化步骤4，和组织3高强度纳米模态组织步骤5。0110如其中所示的，初始形成组织1，其中模态组织是从合金的液体熔体开始并通过冷却凝固的结果，其提供具有特定晶粒尺寸的特定相的成核和生长。本文中的晶粒尺寸可再次理解为优选可通过诸如扫描电子显微镜法或透射电子显微镜法识别的具体特定相的单个晶体的尺寸。。
48、因此，可通过经所示实验室规模程序和/或经冷硬表面处理方法包括诸如双辊处理或薄板坯连铸的工业规模方法进行加工来实现2类钢的组织1。0111当从熔体冷却时，2类钢的模态组织因此将初始显示以下的晶粒尺寸1500NM20,000NM的基体晶粒尺寸，其含有奥氏体和/或铁素体；225NM500NM的硼化物晶粒尺寸即非金属性晶粒例如M2B，其中M为金属并且共价键合到B上。硼化物晶粒还可优选为“固定”型相，其指的是通过钉扎相有效地稳定该基体晶粒的特征，所述钉扎相在提高的温度下抵抗粗化。要注意的是，金属硼化物晶粒已经识别为表现出M2B的化学计量，但是其它化学计量也是可能的，并可以提供钉扎，包括M3B、MBM1B。
49、1、M23B6和M7B3，并且其不受上述的机理1或2影响。提到的晶粒尺寸应再次理解为优选可通过诸如扫描电子显微镜法或透射电子显微镜法识别的具体特定相的单个晶体的尺寸。此外，本文中的2类钢的组织1包括奥氏体和/或铁素体连同这样的硼化物相。0112在图4B中，显示了代表本文中的非不锈钢合金的应力应变曲线，该合金经历2类钢的变形行为。优选首先产生模态组织组织1，随后在产生后，现在可以通过作为静态纳米相细化机理的机理1特有地细化该模态组织，导致组织2。静态纳米相细化是指以下特征将初始落在500NM20,000NM范围内的组织1的基体晶粒尺寸进行尺寸压缩，以提供具有通常落入100NM2000NM范围内的基体晶粒尺寸的组织2。要注意的是，在一些合金中硼化物钉扎相可显著改变尺寸，尽管将其设计成在热处理期间抵抗基体晶粒粗化。由于这些硼化物钉扎位点的存在，将预期导致粗化的晶界运动受到称为ZENER钉扎或ZENER拉拽。