CN105051236B - 新类别的温成形先进高强度钢 - Google Patents

Abstract

公开了金属合金，其含有48.0‑81.0原子％Fe，2.0‑8.0原子％B，4.0‑14.0原子％Si，和Cu、Mn或Ni中的至少一种或多种，其中Cu以0.1‑6.0原子％存在，Mn以0.1‑21.0原子％存在，Ni以0.1‑16.0原子％存在。可以在温度200℃‑850℃下加热合金持续至多1小时时间段，且冷却时没有共析转变。然后可将该合金可以成形为选定形状。

Description

新类别的温成形先进高强度钢

相关申请的交叉引用

本申请要求2013年2月22日提交的美国临时申请No.61/768， 131的权益。

技术领域

本发明涉及一种新型的可温成形的先进高强度钢(AHSS)。该 钢可温成形，这是由于其独特的组织，该组织允许它产生相对高的强 度而不需要奥氏体化和淬火。

背景技术

现有的热成形钢是通过各种商品名包括USIBOR^TM， DUXTIBOR^TM等而产生马氏体等级的变体。这一类别材料能产生通常 在1200至1600MPa范围的高强度，具有5-8％的有限延伸率。在生 产条件下，这些等级的钢在它们的退火软条件下，和主要由铁素体加 上渗碳体构成，和因此表现出低拉伸强度。为了产生高强度部件，钢 必须被加热到其奥氏体化温度(即A3)，其取决于化学组成通常在 850-1000℃范围。在适当保持时间以形成单相奥氏体固溶体后，钢然 后变形以产生部件，部件可以是各种结构和非结构零件。变形后，保 持该部件以确保保持形状，然后取决于成形部件的厚度与钢合金的特 定淬透性，在油或水中淬火。通常，采用典型至多0.05wt％的少量添 加硼来增加钢的淬透性，这意味着它打开用于马氏体形成的工艺窗口。 在正确的淬火时，钢部件然后形成马氏体结构，其是坚硬和脆性的。 通常进行随后的热处理以产生回火马氏体，其结果是通过牺牲一些强 度水平改进延伸率。

发明概述

本发明涉及可加温成形(通过直接加热或感应加热在200℃至 850℃的温度下处理1.0秒至1小时的时间段)的钢合金。元素组成范 围(原子百分比)包括：Fe存在量为48.0-81.0，B 2.0-8.0，Si 4.0-14.0 和至少一种奥氏体稳定剂(稳定奥氏体形成的元素)，包括Cu、Mn 和Ni中的一种或多种，其中Cu的存在量为0.1-6.0原子百分比，Mn 的存在量为0.1-21.0原子百分比和Ni的存在量为0.1-16.0原子百分比。 任选地，一种可以以至多32.0原子百分比的水平包括铬。其它任选元 素如C、Al、Ti、V、Nb、Mo、Zr、W和Pd可以以至多10.0原子％ 存在。已知/期望存在的杂质包括Nb、Ti、S、O、N、P、W、Co、 Sn，其可以以至多10.0原子％的水平存在。这里适用于温成形的合金 包括这里描述的1类、2类和3类钢。由于通过新的促成性(enabling) 机理所促进的新的促成性组织类型，取决于上述钢的类别，应用于离心浇铸的本发明的钢合金提供宽范围的强度和延伸率的独特性能组 合。

附图简要说明

图1铁碳二元体系的富铁区域的二元相图。

图2二元Fe-C相图，示出了新级别的温成形钢(上部突出)和 常规钢(下部突出)之间的差异。

图3模型相图，表示新的温成形钢等级的预期相平衡。

图4示出了关于形成这里的1类钢的组织和机理。

图5示出了具有模态(Modal)组织的材料的代表性应力-应变曲 线。

图6示出了关于形成这里的2类钢合金的组织和机理。

图7示出了在2类合金中所示组织和相关机理的应力-应变曲线。

图8示出了关于形成这里的3类钢合金的组织和机理。

图9示出了在3类合金中所示组织和相关机理的拉伸强度-拉伸延 伸率曲线。

图10在铸态状态的板材图像。

图11纳米钢尺寸R&D样品的几何形状，其经改变以增大掌握部 分至9.5毫米，以容纳1/8"掌握针孔。

图12在合金213中的拉伸延伸率和屈服应力的温度依赖性。

图13在HIP周期和热处理之后，在变形到57.5％之前和之后的3 类合金36样品的视图。

图14在来自合金82的商业片材中的拉伸强度，屈服应力和拉伸 延伸率与测试温度的函数关系。

具体实施方式

由于非常不同的冶金和促成性冶金转变(即不从奥氏体到马氏 体)，新类别的温成形钢不需要奥氏体化。在图1中显示了二元Fe-C 相图的富铁二元部分。该图用于描述在～30,000种已知的全球等效铁和 钢合金中的基本相平衡。在图2中，Fe-C二元相图用于显示新类别的 温成形钢和常规钢之间的差异。除了奥氏体不锈钢和TWIP(孪生诱 导塑性)钢，几乎所有常规钢的开发的主要焦点是基于共析转变的热 处理和组织发展。尽管热处理温度、时间和策略可以广泛地变化，但 一般第一步骤是将钢加热到单相奥氏体区域。至目标温度的加热速率 和在该温度的时间是重要的，因为钢的淬透性对于材料的平均晶粒尺寸敏感。根据钢如何从奥氏体化温度冷却或淬火，将会导致产生在宽 范围的特征组织，包括珠光体、上和下贝氏体、球状渗碳体 (spherodite)、和马氏体。另外，可生产具有不同分数的所有这些特 征显微组织以及铁素体，残余奥氏体和渗碳体相的复合或双相显微组织。

如图2所示，新类别的温成形钢固有地不同，因为相和组织开发 上的焦点在包晶区域而不是共析区域。注意，包晶不变(peritectic invariant)反应涉及液体与特定的转变，液体+δ铁素体产生奥氏体。 这非常不同于固态共析转变，其产生奥氏体产生铁素体加上渗碳体。

为了进一步解释这些差别，在图3中提供了用于温成形合金的模 型相图。x-轴(标示为原子百分比合金)是指如上所述的包括Fe，B 和Si，和Cu、Mn或Ni中的至少一种的合金。然后，y轴上的温度 将取决于所选择的合金而变化。可以看出，在这里的钢的复杂多组分相图中没有对于现有钢来说非常关键的共析转变。转变包括通过包晶 转变的初始凝固和与γ/奥氏体稳定性环相关的奥氏体到铁素体转变的 高温部分。

这里产生的新类型钢可包括温成形的这里所述的任何1类、2类 或3类钢合金，但是优选包括温成形的2类或3类钢合金。这些1类、 2类和3类钢组织对高温稳定，和可在已知用于具有30-120％的典型 热成形延展性的热成形工艺的常规温度下热成形。但是，这里的1类、 2类和3类钢在室温下显示出相对高的强度和延展性，和在温暖温度 下(即200到850℃)保持它的高延展性。因此，可以通过各种方法 包括冷轧、冲压、轧制成形、液压成形等用于冷变形。此外，现在可 通过温成形工艺处理1类、2类和3类钢。在温成形中，现在通过直接加热(例如炉加热)和/或感应加热将上述钢加热至小于温成形的温 度范围，通常为200-850℃，持续1.0秒至1小时的时段。因为多个关 键因素(将在随后加以描述)，该温度范围使制造成为可能。简言之， 现在温成形可以降低成本，同时通过最小化或避免在冷成形钢的发现 的回弹问题而产生新功能。

温成形钢的促成性优点/新功能

锌涂层

通过通常称为镀锌的方法保护钢不受腐蚀，该方法提供阳极牺牲 涂层以保护钢的表面不受腐蚀。有多种将锌或锌合金施加到表面的方 法，包括常规镀锌、热浸镀锌、镀锌退火等。所有这些方法具有相同 的特征，锌以不同程度结合到钢的表面。对于温成形，这是一个问题， 因为锌显示出419℃的低熔点。因此，在常规的马氏体/可压制成形的 钢的热成形过程中，锌涂层熔化且蒸发，因而使所得的钢部件易于遭 受腐蚀性侵蚀。尽管努力产生较厚的初始锌层和/或缩短热成形的周期 时间来限制高温暴露，但结果都是徒劳的，导致高成本的随后部件成 形涂覆步骤以恢复阳极表面。通过在低于锌的熔点(即～200至～419℃)的温度下的温成形，锌损失的问题可最小化或完全避免。因此， 由温成形加工的新的纳米模态(NanoModal)钢通过用常规镀锌工艺 预涂覆然后在成品温变形部件中保持该保护涂层的能力产生新的功 能。

周期时间

常规的热成形路线利用传送带型连续炉，其允许以连续的方式进 料热成形的部件，在热变形之前到达其目标奥氏体化温度。这些连续 气体加热炉的长度可为50米以上，而且如果在热成形操作过程中出现 任何问题，通常废弃移动通过长的炉子的所有部分，因为在随后的再 加热过程中，它们的冶金组织将会受到不可恢复的有害影响。通过加 热到用于温成形的较低温度，所使用的此连续炉的长度需要显著更小， 需要更少的基础设施，更低量的废弃部分，和特别是更低的能量成本。 这最终导致更低成本的部件，由此允许该技术用于更广泛的应用范围。

氧化/后处理

限制温成形的成本因素是在高温暴露期间形成的氧化皮/氧化物 的去除，因而需要通过现有的喷丸/喷砂处理去除。由于对于奥氏体化 现有材料必要的提高温度的暴露，因此发生氧化。此外，该工艺不适 于惰性气体气氛，因为在热成形后，这些部件必须在液体介质中进行 淬火以形成马氏体，因此产生额外的氧化。对于新类别的温成形钢， 该变形的温度会显著更低，这限制/防止了对于高温暴露为典型的氧 化。另外，由于温成形钢不需要淬火和它们在固态下呈现出对于冷却 速率的不敏感响应，因此在保持于惰性气氛中以防止或最小化氧化的 同时可能够加工温成形的部件。因而，这有望导致不需要经受昂贵的喷砂/喷丸工艺的部件，因为避免了氧化皮形成。

冷却/水淬火

现有的热成形钢需要从它们的高温奥氏体化温度淬火以便形成提 供高强度的马氏体组织。在油、水、盐水、卤水等中淬火期间，可发 生部件畸变和/或开裂，这可引起较高比例的废料。此外，由于马氏体 组织的形成是与冷却速率高度相关的，因此可发生一些区域的冷却不 足，例如当从液体介质形成蒸气阻挡体时。这导致在某些区域的较低 的强度水平，产生有限强度的不足，这造成在部件设计时，通常导致 比必要更高的规格厚度和更重的部件，以克服局部强度变化。新类别 的纳米模态温成形钢不需要水淬火，且不需要加热到在常规的奥氏体 化中发现的高温。因此，由于没有淬火畸变，严格的尺寸控制是可能的。这导致更低的废品率和该技术的降低成本。

预成型/最终精加工

因为现有体马氏体钢需要在高温奥氏体化，热变形，然后在液体 介质中淬火，所以所得的部件从原始的坯料尺寸畸变。由于存在畸变， 特别是在淬火期间的畸变，在部件中的最终细节(即最后的修整，并 孔等)不可能是在起始坯料中预成型。因此，需要在后冲压操作中的 昂贵的激光修整或机械再引弧(re-striking)(其需要昂贵的模具) 作为最终后精加工以放入最终孔中，且修整成最终部件尺寸，所述模 具需要定期维护以处置由所需的热成形造成的极强材料。通过温成形， 有显著较低的温度范围，导致显著更低的热膨胀，连同不需要淬火， 这意味着温成形钢提供了先前未知的设计和加工能力。因此，在温成 形前，起始坯料可以完全或部分地预成形有孔和适当修整，从而产生 新功能和消除现有的热成形工艺所固有的最后的昂贵激光修整加工。

新类别的钢合金

这里的非不锈钢的合金是这样的：它们能够形成这里描述的作为 1类钢、2类钢或3类钢，其优选为具有可鉴别的晶态晶粒尺寸形态的 晶态(非玻璃质)的。这里详细描述合金形成这里所述的1类、2类 或3类钢的能力。然而，有用的是首先考虑1类、2类和3类钢的总体的特征描述，现在在下面提供这些。

1类钢

在图4中示出了这里的1类钢的形成。如图所示，最初形成模态 组织，该模态组织是起始于合金的液体熔体和通过冷却而凝固的结果， 其提供了具有特定晶粒尺寸的特定相的成核和生长。因此，这里提到 的模态可理解为具有至少两种晶粒尺寸分布的组织。这里的晶粒尺寸 可以理解为特定的特别相的单晶尺寸，优选可由例如扫描电子显微镜 或透射电子显微镜的方法鉴别。因此，优选可由通过实验室规模工序 和/或通过工业规模方法例如粉末雾化或合金铸造进行加工而得到1 类钢的组织#1。

因此，当从熔体冷却时，1类钢的模态组织初始显示出如下晶粒 尺寸：(1)500nm至20000nm的基体晶粒尺寸，含有铁素体和/或 奥氏体；(2)25nm-500nm的硼化物晶粒尺寸(即非金属晶粒例如 M₂B，其中M是金属，且共价键合到B)。硼化物晶粒还可以优选是 "钉扎"型相，其是指这样的特征：基体晶粒将会有效地受到钉扎相的 稳定，该钉扎相在升高的温度下抵抗粗化。注意，已鉴别该金属硼化 物晶粒显示出M₂B的化学计量比，但其它的化学计量比是可能的，并 且可提供包括M₃B、MB(M₁B₁)、M₂₃B₆和M₇B₃的钉扎。

可以将1类钢的模态组织进行热机械变形和/或热处理，导致一些 性能变化，但可以保持模态组织。

当将如上所述的1类钢暴露于机械应力时，在图5中显示了观测 到应力对应变图。因此观察到，模态组织经受了鉴别的动态纳米相析 出，导致1类钢的第二种组织，即模态纳米相组织。因此，当该合金 在应力下经历屈服时，引发这种动态纳米相析出，且已发现经受动态 纳米相析出的1类钢的屈服强度可以优选出现在400MPa-1300MPa。 因此，可以理解，由于施加超过该所示屈服强度的机械应力，发生了 动态纳米相析出。动态纳米相析出本身可以理解为在1类钢中形成其 他可鉴别的相，称为具有相关的晶粒尺寸的析出相。即，这样的动态 纳米相析出的结果是形成仍显示出500nm-20000nm的可鉴别的基体 晶粒尺寸、25nm-500nm的硼化物钉扎晶粒尺寸，以及含有1.0nm-200 nm的晶粒和六方相的析出晶粒形成的合金。如上所述，当合金受到 应力时，晶粒尺寸不粗化，但导致了如所述的析出晶粒的发展。

提到六方相可以理解为具有P6₃mc空间群(#186)的复六方椎体 类六方相和/或具有六方p6bar2C空间群(#190)的复三方复椎体类。 此外，1类钢的该第二种组织的力学性能使得观察到的拉伸强度落在 700MPa至1400MPa的范围，具有10-50％的延伸率。此外，1类钢的第二种组织使得它展示出0.1-0.4的应变硬化系数，其在经受所示屈 服后大致平坦。应变硬化系数是指式σ＝Kεⁿ中的n值，其中σ表示 施加在材料上的应力，ε为应变，K是强度系数。应变硬化指数n的 值在0和1之间。值0意味着该合金是完美的塑性固体(即该材料经 受不可逆变化到所施加的力)，而值1表示100％弹性固体(即材料 经受可逆变化到所施加的力)。

下表1A提供了这里的1类钢的对比和性能概要。

表1A 1类钢的组织和性能的比较

2类钢

这里在图6中示出了2类钢的形成。这里也可从鉴别的合金形成 2类钢，其在开始于组织类型#1模态组织后包括两种新的组织类型， 接着是这里鉴定为静态纳米相细化和动态纳米相强化的两种新机理。 在这里将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，这里的2类钢的特征可为如下：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(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)。

如其中所示，初始形成组织#1，其中模态组织是起始于合金的液 体熔体和通过冷却而凝固的结果，其提供了具有特定晶粒尺寸的特定 相的成核和生长。这里的晶粒尺寸可以再次理解为特定的特别相的单 晶的尺寸，优选可由例如扫描电子显微镜或透射电子显微镜的方法鉴 别。因此，优选可由通过实验室规模工序和/或通过工业规模方法例如 粉末雾化或合金铸造进行加工而得到2类钢的组织#1。

因此，当从熔体冷却时，2类钢的模态组织将会初始显示出如下 晶粒尺寸：(1)500nm至20000nm的基体晶粒尺寸，含有奥氏体和 /或铁素体；(2)25nm-500nm的硼化物晶粒尺寸(即非金属晶粒例 如M₂B，其中M是金属，且共价键合到B)。硼化物晶粒还可以优选 是"钉扎"型相，其是指这样的特征：基体晶粒将会有效地受到钉扎相 的稳定，该钉扎相在升高的温度下抵抗粗化。注意，已鉴别该金属硼 化物晶粒显示出M₂B的化学计量比，但其它的化学计量比是可能的， 并且可以提供钉扎包括M₃B、MB(M₁B₁)、M₂₃B₆和M₇B₃，且其不 受上述机理#1或#2的影响。这里的晶粒尺寸可以再次理解为特定的 特别相的单晶尺寸，优选可由例如扫描电子显微镜或透射电子显微镜 的方法鉴别。此外，这里的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。

在图7中示出了应力-应变曲线，其表示经历2类钢的变形行为的 这里的非不锈钢合金。优选首先产生模态组织(组织#1)，然后在产 生后，现在可以通过机理#1独特地细化模态组织，机理#1是静态纳米 相细化机理，导致组织#2。静态纳米相细化是指这样的特征：初始落 在500nm-20,000nm范围内的组织1的基体晶粒尺寸在尺寸上被减小 以提供具有通常落在100nm到2000nm范围的基体晶粒尺寸的组织 2。注意，在一些合金中，硼化物钉扎相可明显改变尺寸，同时它被设 计为抵抗热处理过程中的基体晶粒粗化。由于这些硼化物钉扎位点的 存在，预期导致粗化的晶界运动受到称为齐纳(Zener)钉扎或齐纳 阻滞的过程的延迟。因此，尽管由于减少的总界面面积，基体的晶粒 生长可以是能量有利的，但硼化物钉扎相的存在将由于这些相的高界 面能抵消该粗化驱动力。

2类钢中的静态纳米相细化机理#1的特性，注意到落在500 nm-20,000nm范围内的微米级奥氏体相(γ-Fe)部分地或完全地转变 成新相(例如铁素体或α-Fe)。最初存在于2类钢的模态组织(组织 1)中的铁素体(α-铁)的体积分数为0-45％。作为静态纳米相细化机理#2的结果，在组织#2中的铁素体(α-铁)体积分数一般是20-80％。 静态转变优选发生在升高的温度的热处理期间，且因此涉及独特的细 化机理，因为在升高的温度下，晶粒粗化而不是晶粒细化是常规的材 料响应。

因此，在静态纳米相细化机理期间，晶粒粗化不会发生在这里的 2类钢合金中。在动态纳米相强化期间，组织#2独特地能够转变为组 织#3，结果，形成了组织#3，其示出800-1800MPa的拉伸强度值， 具有5-40％的总延伸率。

根据合金化学组成，在静态纳米相细化和后续热工艺期间在一些 非不锈钢高强度钢中可以形成纳米级析出物。纳米析出物在1nm到 200nm范围内，这些相的大部分(>50％)尺寸为10～20nm，这远小 于在组织#1中形成的用于延迟基体晶粒粗化的硼化物钉扎相。而且， 在静态纳米相细化期间，硼化物晶粒尺寸长得更大，到200-2500nm 的尺寸范围。

从上文展开，在提供2类钢的这里的合金的情况下，当这种合金 超过其屈服点，塑性变形在恒定应力发生，然后是动态相变，导致组 织#3的产生。更具体地，在诱导足够的应变后，出现拐点，其中应力 -应变曲线的斜率发生变化并且增大(图7)，且强度随着应变增大， 显示出机理#2(动态纳米相强化)的激活。

随着动态纳米相强化期间的进一步应变，强度继续增加，但是应 变硬化系数值逐渐降低，直到几乎失效。发生一些应变软化，但仅在 接近断裂点，这可能归因于在缩颈处的局部横截面面积的减少。注意， 在通常定义为动态过程的机理#2的应力下，在材料应变下发生强化转 变，导致组织#3。动态是指该过程可以通过施加超出材料屈服点的应 力而发生。可以对合金实现的拉伸性能(实现组织3)包括在800-1800 MPa范围内的拉伸强度值和5-40％的总延伸率。所实现的拉伸性能的 水平也取决于随着应变增加而发生的转变量，对应于2类钢的特征应 力应变曲线。

因此，取决于转变水平，现在还可以在这里的2类钢中开发取决 于变形水平的可调节屈服强度，且在组织#3中，屈服强度最终可以从 400MPa变化到1700MPa。即，这里的合金范围之外的常规钢只展 现出相对低水平的应变硬化，因此取决于先前的变形历程，其屈服强 度可以仅在小范围(例如，100到200MPa)内变化。在这里的2类 钢中，随着组织#2转变为组织#3，屈服强度可在宽范围内变化(例如 400至1700MPa)，允许可调节的变化以使设计者和终端用户在各种 应用中成为可能，并且将组织#3用于各种应用，例如机动车车身组织的碰撞管理。

关于该动态机理，观察到一种或多种新的和/或附加的析出相，显 示出1nm-200nm的可鉴别晶粒尺寸。此外，在所述析出相中，还有 其他的鉴别结果：具有P6₃mc空间群(#186)的复六方相椎体类六方 相，具有P6bar2C空间群(#190)的复三方复椎体类，和/或具有Fm3m 空间群(#225)的M₃Si立方相。因此，动态转变可以部分或完全地 发生，且导致具有新的纳米级/近纳米级相的显微组织的形成，在材料 中提供相对高的强度。即，组织#3可以理解为这样的显微组织：具有 一般为100nm-2000nm的基体晶粒尺寸，其受到在200-2500nm范围内的硼化物相的钉扎，且具有在1nm-200nm范围内的析出相。具 有1nm-200nm的晶粒尺寸的上述析出相的初始形成开始于静态纳米 相析出，且在动态纳米相强化期间继续，导致组织3的形成。在组织 2中具有1nm-200nm的晶粒尺寸的析出相的体积分数在组织3中增 加，有助于所鉴别的强化机理。还应当注意的是，在组织3中，γ铁 的水平是可选的，且取决于特定的合金化学组成和奥氏体稳定性可消 除。

注意，动态再结晶是一种已知的过程，但是不同于机理#2(图6)， 因为它包括从小晶粒形成大晶粒，使得它不是细化机理而是粗化机理。 另外，与这里陈述的机理不同，随着新的未变形的晶粒被变形晶粒取 代，而且，与这里的强化机理不同，这还导致强度的相应降低。还应 注意，已知钢中的亚稳奥氏体在机械应力下转变为马氏体，但优选地， 在本申请中描述的新钢合金中没有找到马氏体或体心四方的铁相的证 据。

下表1B提供了这里的2类钢的组织与性能特征的对比。

表1B 2类钢的组织与性能特征的对比

3类钢

3类钢与通过这里描述的多步骤工艺形成高强度层状纳米模态组 织有关。

为了在非不锈钢无碳钢合金中实现包括高强度和足够延伸率的拉 伸响应，现在公开优选的七步方法(如图8所示)。组织发展开始于 组织#1-模态组织(步骤#1)。然而，现在3类钢中的机理#1涉及板 条相产生(步骤#2)，这导致组织#2-模态板条相组织(步骤#3)，其 通过机理#2－层状纳米相产生(步骤#4)转变为组织#3－层状纳米模 态组织(步骤#5)。组织#3的变形导致激活机理#3-动态纳米相强化 (步骤#6)，其导致组织#4的形成-高强度层状纳米模态组织(步骤 #7)。还可参考下表1C。

通过所示的实验室规模和/或通过工业规模方法，包括冷硬表面处 理，例如双辊连铸或薄板坯连铸，可以在具有本申请所述化学组成的 合金中实现涉及模态组织(即双、三和更高级)的形成的组织#1。因 此，当从熔体冷却时，3类钢的模态组织将会初始显示出下面的晶粒 尺寸：(1)500nm至20000nm的基体晶粒尺寸，含有铁素体或α－ Fe(所需的)和任选的奥氏体或γ－Fe；(2)100nm-2500nm的硼 化物晶粒尺寸(即非金属晶粒例如M₂B，其中M是金属且共价键合 到B)；(3)350至1000MPa的屈服强度；(4)400-1200MPa的 拉伸强度；和0-3.0％的总延伸率。它也显示出基体晶粒的枝状生长形 态。硼化物晶粒还可以优选是"钉扎"型相，其是指这样的特征：基体 晶粒受到在升高的温度下抵抗粗化的钉扎相的有效稳定。注意，金属 硼化物晶粒已经鉴别为显示M₂B化学计量比，但其它化学计量比是可 能的，并可以提供钉扎包括M₃B、MB(M₁B₁)、M₂₃B₆和M₇B₃，其 不受上述机理#1、#2或#3的影响。晶粒尺寸再次可以理解为优选可通 过方法如扫描电子显微镜或透射电子显微镜鉴别的特定特别相的单晶 尺寸。因此，这里的3类钢的组织#1包括铁素体连同这样的硼化物相。

组织#2涉及通过机理#1从具有枝状形态的模态组织(组织1)形 成具有均匀分布的析出物的模态板条相组织。板条相组织通常可理解 为由从板状晶体晶形成的组织。"枝状形态"可以理解为树状的，并且 “板状”可理解为片状的。通过板状晶体晶粒形成，优选在升高的温度 下(例如在700℃-1200℃温度下)发生板条组织形成，其具有：(1) 通常100-10000nm的板条组织晶粒尺寸；(2)100nm至2500nm的 硼化物晶粒尺寸；(3)350MPa-1400MPa的屈服强度；(4)350MPa 到1600MPa的拉伸强度；(5)0-12％的延伸率。组织#2也包含α-Fe，和γ-Fe保持为可选的。

可发现尺寸通常为100-1000nm的第二硼化物析出物相分布在板 条基体中作为孤立颗粒。第二硼化物析出物相可以理解为不同化学计 量比的非金属性晶粒(M₂B、M₃B、MB(M₁B₁)、M₂₃B₆、并且M₇B₃)， 其中M是金属，且共价结合到硼。这些硼化物析出物不同于在组织#1 中的尺寸极少改变或不改变的硼化物晶粒。

由于铁素体通过鉴定为层状纳米相产生的机理#2静态转变成一 种或多种相，因此组织#3(层状纳米模态组织)涉及形态的形成。静 态转变是由于因升高温度的热处理期间的扩散而发生合金化元素分 布，母相分解成一种或几种新相，其可以优选地发生在700℃至1200℃ 的温度范围。层状(或分层的)组织由两种相的交替层构成，由此单 独的薄层存在于三维相连的聚集组织(colony)中。在3类合金中， 层状纳米模态组织包含：⑴100nm到1000nm宽100nm到10000nm 厚和0.1-5微米长的薄层；(2)不同的化学计量比(M₂B、M₃B、MB(M₁B₁)、M₂₃B₆、和M₇B₃)的100nm－2500nm的硼化物晶粒，其 中M是金属且共价结合到硼，(3)1nm至100nm的析出晶粒；(4) 350MPa至1400MPa的屈服强度。层状纳米模态组织继续包含α-Fe， 和γ-Fe保持可选的。

在塑性变形(即超过材料的屈服应力)期间，层状纳米模态组织 (组织#3)通过动态纳米相强化(机理#3，暴露于机械应力)转变为 组织#4，显示出在1000-2000MPa的范围内的相对高的拉伸强度。在 图9中示出了应力-应变曲线，其表示与2类钢相比，经历3类钢的变 形行为的具有这里的组织#3的合金。如图9所示，当施加应力时，组 织#3中提供所示的曲线，导致3类钢的组织#4。

在变形期间的强化涉及在材料应变时发生的相转变，且将机理#3 定义为动态过程。对于在本申请描述的水平下显示高强度的合金，优 选在变形之前形成层状组织。对于这一机理特定的是，微米级奥氏体 相转变成显微组织特征尺寸通常降低到纳米级范围的新相。在铸造期 间，一些分数的奥氏体可初始形成在一些3类合金中，且然后可保持 存在于组织#1和组织#2中。在施加应力而应变期间，形成通常具有在 1至100nm范围内的纳米晶粒的新的或附加的相。

在后变形组织#4(高强度层状纳米模态组织)中，铁素体晶粒包 含交替层，该交替层具有由在变形期间形成的新相构成的纳米组织。 取决于特定化学组成和奥氏体的稳定性，还可存在一些奥氏体。与在 组织#3中的层(其中每一层代表单个或仅几个晶粒)不同，在组织#4 中，由于动态纳米相强化，存在大量的不同相的纳米晶粒。由于纳米 级相形成发生于合金变形期间，因此它表示应力诱导转变和定义为动 态过程。变形过程中的纳米级相析出造成合金的大量应变硬化。动态 转变可部分地或完全地发生，导致具有指定为高强度层状纳米模态组 织(组织#4)的新的纳米级或接近纳米级相的显微组织的形成，该高 强度层状纳米模态组织(组织#4)在材料中提供高强度。因此，取决 于由机理#3实现的强化量和具体化学组成，可以以各种水平的强化形 成组织#4。

下表1C提供了这里的3类钢组织和性能特征的比较。

表1C新的组织类型的组织和性能的比较

合金性能

在新合金中，在一种或多种阶段中发生熔化，而从～1000℃(取 决于合金的化学组成)初始熔化，且最终的熔化温度可达～1500℃。 熔化行为中的变化反映在合金的冷硬表面加工时的复相形成，取决于 其化学组成。合金的密度从7.2g/cm³变化至8.2g/cm³。来自每一类别 的合金中的机械特性值将取决于该合金的化学组成与加工/处理条件。 对于1类钢，极限拉伸强度值可以从700变化到1500MPa，而拉伸延 伸率从5变化到40％。屈服应力在400-1300MPa范围内。对于2类 钢，极限拉伸强度值可以从800变化到1800MPa，而拉伸延伸率从5 变化到40％。屈服应力在400-1700MPa的范围内。对于3类钢材， 极限拉伸强度值可以从1000变化到2000MPa，而拉伸延伸率从0.5 到15％。屈服应力在500-1800MPa的范围内。其他类别的钢可预期 具有上面列出的范围之外的可能的屈服强度、拉伸强度、和延伸率值。

实施例

优选的合金化学组成和样品制备

在表2中显示了所研究的合金的化学组成，其提供所采用的优选 原子比。已经通过在压力真空铸造机(PVC)中的片材铸造使用材料 加工研究了这些化学组成。使用高纯度的元素或铁添加剂 (ferroadditives)和其他容易商购的成分，根据表2中提供的原子比，称出目标合金的35g合金原料。然后将原料材料放入电弧熔炼系统的 铜炉膛中。使用高纯氩作为保护气体，将原料电弧熔炼成锭。将锭翻 转数次并再熔化，以保证均匀性。在混合后，然后将铸锭铸造成约 12mm宽×30mm长×8mm厚的指状物的形式。然后，将得到的指状物放置在PVC室中，使用RF感应熔化，然后喷射到设计用于铸造1.8mm 厚的3×4英寸的片材的铜模具上。在图10中示出了铸造板材的一个 例子。合金的压铸涉及以相对高的冷却速率的熔体凝固，该速率与在 不同的片材制造方法中的金属凝固相关，所述方法包括但不限于在双 辊、薄带材，薄板坯连铸中的冷硬表面上的片材凝固。

存在的Fe的原子百分比因此可为48.0，48.1，48.2，48.3，48.4， 48.5，48.6，48.7，48.8，48.9，49.0，49.1，49.2，49.3，49.4，49.5， 49.6，49.7，49.8，49.9，50.0，50.1，50.2，50.3，50.4，50.5，50.6， 50.7，50.8，50.9，51.0，51.1，51.2，51.3，51.4，51.5，51.6，51.7，51.8，51.9，52.0，52.1，52.2，52.3，52.4，52.5，52.6，52.7，52.8， 52.9，53.0，53.1，53.2，53.3，53.4，53.5，53.6，53.7，54.8，53.9， 53.053.1，53.2，53.3，53.4，53.5，53.6，53.7，53.8，53.9，54.0， 54.1，54.2，54.3，54.4，54.5，54.6，54.7，54.8，54.9，55.0，55.1， 55.2，55.3，55.4，55.5，55.6，55.7，55.8，55.9，56.0，56.1，56.2， 56.3，56.4，56.5，56.6，56.7，56.8，56.957.0，57.1，57.2，57.3， 57.4，57.5，57.6，57.7，57.8，57.9，58.0，58.1，58.2，58.3，58.4， 58.5，58.6，58.7，58.8，58.9，59.0，59.1，59.2，59.3，59.4，59.5， 59.6，59.7，59.8，59.9，60.0，60.1，60.2，60.3，60.4，60.5，60.6， 60.7，60.8，60.961.0，61.1，61.2，61.3，61.4，61.5，61.6，61.7， 61.8，61.9，62.0，62.1，62.2，62.3，62.4，62.5，62.6，62.7，62.8， 62.9，63.0，63.1，63.2，63.3，63.4，63.5，63.6，63.7，63.8，63.9， 64.0，64.1，64.2，64.3，64.4，64.5，64.6，64.7，64.8，64.9，65.0， 65.1，65.2，65.3，65.4，65.5，65.6，65.7，65.8，65.9，66.0，66.1， 66.2，66.3，66.4，66.5，66.6，66.7，66.8，66.9，67.0，67.1，67.2，67.3，67.4，67.5，67.6，67.7，67.8，67.9，68.0，68.1，68.2，68.3， 68.4，68.5，68.6，68.7，68.8，68.9，69.0，69.1，69.2，69.3，69.4， 69.5，69.6，69.7，69.8，69.9，70.0，70.1，70.2，70.3，70.4，70.5， 70.6，70.7，70.8，70.9，71.0，71.1，71.2，71.3，71.4，71.5，71.6， 71.7，71.8，71.9，72.0，72.1，72.2，72.3，72.4，72.5，72.6，72.7， 72.8，72.9，73.0，73.1，73.2，73.3，73.4，73.5，73.6，73.7，73.8， 73.9，74.0，74.1，74.2，74.3，74.4，74.5，74.6，74.7，74.8，74.9， 75.0，75.1，75.2，75.3，75.4，75.5，75.6，75.7，75.8，75.9，76.0， 76.1，76.2，76.3，76.4，76.5，76.6，76.7，76.8，76.9，77.0，77.1， 77.2，77.3，77.4，77.5，77.6，77.7，77.8，77.9，78.0，78.1，78.2， 78.3，78.4，78.5，78.6，78.7，78.8，78.9，79，79.1，79.2，79.3，79.4， 79.5，79.6，79.7，79.8，79.9，80.0，80.1，80.2，80.3，80.4，80.5， 80.6，80.7，80.8，80.9，81.0。

B原子百分比因此可为2.0，2.1，2.2，2.3，2.4，2.5，2.62.7， 2.8，2.93.0，3.1，3.2，3.3，3.4，3.5，3.6，3.7，3.8，3.9，4.0，4.1， 4.2，4.3，4.4，4.5，4.6，4.7，4.8，4.9，5.0，5.1，5.2，5.3，5.4，5.5， 5.6，5.7，5.8，5.9，6.0，6.1，6.2，6.3，6.4，6.5，6.6，6.7，6.8，6.9，7.0，7.1，7.2，7.3，7.4，7.5，7.6，7.7，7.8，7.9，8.0。

Si原子百分比因此可为4.0，4.1，4.2，4.3，4.4，4.5，4.6，4.7， 4.8，4.9，5.0，5.1，5.2，5.3，5.4，5.5，5.6，5.7，5.8，5.9，6.0，6.1， 6.2，6.3，6.4，6.5，6.6，6.7，6.8，6.9，7.0，7.1，7.2，7.3，7.4，7.5， 7.6，7.7，7.8，7.9，8.0，8.1，8.2，8.3，8.4，8.5，8.6，8.7，8.8，8.9，9.0，9.1，9.2，9.3，9.4，9.5，9.6，9.7，9.8，9.9，10.0，10.1，10.2， 10.3，10.4，10.5，10.6，10.7，10.8，10.9，11.0，11.1，11.2，11.3， 11.4，11.5，11.6，11.7，11.8，11.9，12.0，12.1，12.2，12.3，12.4， 12.5，12.6，12.7，12.8，12.9，13.0，13.1，13.2，13.3，13.4，13.5， 13.6，13.7，13.8，13.9，14.0。

Cu原子百分比因此可为0.1，0.2，0.3，0.4，0.5，0.6，0.7，0.8， 0.9，1.0，1.1，1.2，1.3，1.4，1.5，1.6，1.7，1.8，1.9，2.0，2.1，2.2， 2.3，2.4，2.5，2.62.7，2.8，2.93.0，3.1，3.2，3.3，3.4，3.5，3.6， 3.7，3.8，3.9，4.0，4.1，4.2，4.3，4.4，4.5，4.6，4.7，4.8，4.9，5.0，5.1，5.2，5.3，5.4，5.5，5.6，5.7，5.8，5.9，6.0。

Mn原子百分比因此可为0.1，0.2，0.3，0.4，0.5，0.6，0.7，0.8， 0.91.0，1.1，1.2，1.3，1.4，1.5，1.6，1.7，1.8，1.9，2.0，2.1，2.2， 2.3，2.4，2.5，2.6，2.7，2.8，2.9，3.0，3.1，3.2，3.3，3.4，3.5，3.6， 3.7，3.8，3.9，4.0，4.1，4.2，4.3，4.4，4.5，4.6，4.7，4.8，4.9，5.0，5.1，5.2，5.3，5.4，5.5，5.6，5.7，5.8，5.9，6.0，6.1，6.2，6.3，6.4， 6.5，6.6，6.7，6.8，6.9，7.0，7.1，7.2，7.3，7.4，7.5，7.6，7.7，7.8， 7.9，8.0，8.1，8.2，8.3，8.4，8.5，8.6，8.7，8.8，8.9，9.0，9.1，9.2， 9.3，9.4，9.5，9.6，9.7，9.8，9.9，10.0，10.1，10.2，10.3，10.4， 10.5，10.6，10.7，10.8，10.9，11.0，11.1，11.2，11.3，11.4，11.5， 11.6，11.7，11.8，11.9，12.0，12.1，12.2，12.3，12.4，12.5，12.6， 12.7，12.8，12.9，13.0，13.1，13.2，13.3，13.4，13.5，13.6，13.7， 13.8，13.9，14.0，14.1，14.2，14.3，14.4，14.5，14.6，14.7，14.8， 14.9，15.0，15.1，15.2，15.3，15.4，15.5，15.6，15.7，15.8，15.9， 16.0，16.1，16.2，16.3，16.4，16.5，16.6，16.7，16.8，16.9，17.0， 17.1，17.2，17.3，17.4，17.5，17.6，17.7，17.8，17.9，18.0，18.1， 18.2，18.3，18.4，18.5，18.6，18.7，18.8，18.9，19.0，19.1，19.2， 19.3，19.4，19.5，19.6，19.7，19.8，19.9，20.0，20.1，20.2，20.3， 20.4，20.5，20.6，20.7，20.8，20.9，21.0.

Ni原子百分比因此可为0.1，0.2，0.3，0.4，0.5，0.6，0.7，0.8， 0.9，1.0，1.1，1.2，1.3，1.4，1.5，1.6，1.7，1.8，1.9，2.0，2.1，2.2， 2.3，2.4，2.5，2.62.7，2.8，2.93.0，3.1，3.2，3.3，3.4，3.5，3.6， 3.7，3.8，3.9，4.0，4.1，4.2，4.3，4.4，4.5，4.6，4.7，4.8，4.9，5.0，5.1，5.2，5.3，5.4，5.5，5.6，5.7，5.8，5.9，6.0，6.1，6.2，6.3，6.4， 6.5，6.6，6.7，6.8，6.9，7.0，7.1，7.2，7.3，7.4，7.5，7.6，7.7，7.8， 7.9，8.0，8.1，8.2，8.3，8.4，8.5，8.6，8.7，8.8，8.9，9.0，9.1，9.2， 9.3，9.4，9.5，9.6，9.7，9.8，9.9，10.0，10.1，10.2，10.3，10.4， 10.5，10.6，10.7，10.8，10.9，11.0，11.1，11.2，11.3，11.4，11.5， 11.6，11.7，11.8，11.9，12.0，12.1，12.2，12.3，12.4，12.5，12.6， 12.7，12.8，12.9，13.0，13.1，13.2，13.3，13.4，13.5，13.6，13.7， 13.8，13.9，14.0，14.1，14.2，14.3，14.4，14.5，14.6，14.7，14.8， 14.9，15.0，15.1，15.2，15.3，15.4，15.5，15.6，15.7，15.8，15.9， 16.0。

如果存在，作为任选元素的Cr的原子百分比因此可为0.1，0.2， 0.3，0.4，0.5，0.6，0.7，0.8，0.9，1.0，1.1，1.2，1.3，1.4，1.5，1.6， 1.7，1.8，1.9，2.0，2.1，2.2，2.3，2.4，2.5，2.6，2.7，2.8，2.9，3.0， 3.1，3.2，3.3，3.4，3.5，3.6，3.7，3.8，3.9，4.0，4.1，4.2，4.3，4.4， 4.5，4.6，4.7，4.8，4.9，5.0，5.1，5.2，5.3，5.4，5.5，5.6，5.7，5.8， 5.9，6.0，6.1，6.2，6.3，6.4，6.5，6.6，6.7，6.8，6.9，7.0，7.1，7.2， 7.3，7.4，7.，7.6，7.7，7.8，7.9，8.0，8.1，8.2，8.3，8.4，8.5，8.6， 8.7，8.8，8.9，9.0，9.1，9.2，9.3，9.4，9.5，9.6，9.7，9.8，9.9，10.0， 10.1，10.2，10.3，10.4，10.5，10.6，10.7，10.8，10.9，11.0，11.1， 11.2，11.3，11.4，11.5，11.6，11.7，11.8，11.9，12.0，12.1，12.2， 12.3，12.4，12.5，12.6，12.7，12.8，12.9，13.0，13.1，13.2，13.3， 13.4，13.5，13.6，13.7，13.8，13.9，14.0，14.1，14.2，14.3，14.4，14.5，14.6，14.7，14.8，14.9，15.0，15.1，15.2，15.3，15.4，15.5， 15.6，15.7，15.8，15.9，16.0，16.1，16.2，16.3，16.4，16.5，16.6， 16.7，16.8，16.9，17.0，17.1，17.2，17.3，17.4，17.5，17.6，17.7， 17.8，17.9，18.0，18.1，18.2，18.3，18.4，18.5，18.6，18.7，18.8， 18.9，19.0，19.1，19.2，19.3，19.4，19.5，19.6，19.7，19.8，19.9， 20.0，20.1，20.2，20.3，20.4，20.5，20.6，20.7，20.8，20.9，21.0， 21.1，21.2，21.3，21.4，21.5，21.6，21.7，21.8，21.9，22.0，22.1， 22.2，22.3，22.4，22.5，22.6，22.7，22.8，22.9，23.0，23.1，23.2， 23.3，23.4，23.5，23.6，23.7，23.8，23.9，24.0，24.1，24.2，24.3， 24.4，24.5，24.6，24.7，24.8，24.9，25.0，25.1，25.2，25.3，25.4， 25.5，25.6，25.7，25.8，25.9，26.0，26.1，26.2，26.3，26.4，26.5， 26.6，26.7，26.8，26.9，27，27.1，27.2，27.3，27.4，27.5，27.6，27.7， 27.8，27.9，28.0，28.1，28.2，28.3，28.4，28.5，28.6，28.7，28.8， 28.9，29.0，29.1，29.2，29.3，29.4，29.5，29.6，29.7，29.8，29.9， 30.0，30.1，30.2，30.3，30.4，30.5，30.6，30.7，30.8，30.9，31.0， 31.1，31.2，31.3，31.4，31.5，31.6，31.7，31.8，31.9，32.0。

情形实施例#1：2类不锈钢合金的可温成形性

进行研究以评价在升高的温度下在本申请中描述的合金的可温成 形性。在通过双辊连铸或薄板坯连铸生产板材的情况下，所采用合金 应具有良好的可成形性从而通过作为生产工艺的一个步骤的热轧进行 加工。此外，在用于具有通过例如热压、热冲压等的方法制造具有不 同构造的部件的用途方面，热成形能力是高强度合金的关键特征。

使用铁添加剂和其他容易商购的成分，根据表2中提供的原子比， 称出用于代表2类钢的合金82的35g商业纯度(CP)原料。然后将 原料材料放入电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯氩作为保护气体， 将原料电弧熔炼成锭。将锭翻转数次并再熔化，以保证均匀性。然后， 将得到的锭放置在PVC室中，使用RF感应熔化，然后喷射到设计用 于铸造1.8mm厚的3×4英寸的片材的铜模具上。

在1150℃下使用American Isostatic Press Model 645机器将由合 金82所得到的板材进行HIP循环，该机器具有炉腔尺寸为4英寸直 径×5英寸高度的钼炉。以10℃/min将该板材加热直至目标温度，和 暴露于30ksi的等静压压力1小时。在HIP循环后，在850℃施加1 小时的热处理。从经处理的板材切割具有12mm规格长度和3mm宽 度的拉伸试样。

在表4指定的温度下，以表3中列出的测试参数完成拉伸测量。 通过增大掌握部件以适应升高温度拉伸试验所需的针孔，改变纳米钢 R&D样品的几何形状(如图11中所示)。改变的样品的掌握部分为 9.5mm(3/8”)。在表5中，对于来自合金82的经处理的板材显示了拉伸测试结果的概述，包括总的拉伸延伸率(应变)、屈服强度和极 限拉伸强度。为了比较，在相同的处理后，列出了相同合金的室温拉 伸性能范围。可以看出，在700℃下高强度合金的延展性是2倍高， 且在800℃测试时，达到至多92％，展示出合金的高的温成形能力。 合金的温暖温度延展性强烈取决于合金的化学组成、热机械处理参数 和测试温度。

表3 拉伸测试参数

参数	值
		测试标准	ASTM E21-09
均热时间	5-30分钟
		测试速率	0.020in/min

表4 测试温度

表5 合金82的拉伸测试结果

情形实施例#2：2类非不锈钢合金的可温成形性

使用铁添加剂和其他容易商购的成分，根据表2中提供的原子比， 称出用于代表2类钢的合金213的35g商业纯度(CP)原料。然后， 将原料材料放入电弧熔炼系统的铜炉膛中。使用高纯氩作为保护气体， 将原料电弧熔炼成锭。将锭翻转数次并再熔化，以保证均匀性。然后， 将得到的锭放置在PVC室中，使用RF感应熔化，然后喷射到设计用 于铸造1.8mm厚的3×4英寸的片材的铜模具上。

在1125℃下使用American Isostatic Press Model 645机器将由合 金213所得到的板材进行HIP循环，该机器具有炉腔尺寸为4英寸直 径×5英寸高度的钼炉。以10℃/min将该板材加热直至目标温度，和 暴露于30ksi的等静压压力1小时。从经处理的板材切割具有R&D样 品几何尺寸(图11)的拉伸试样。

在表7指定的温度下，以表6中列出的测试参数完成拉伸测量。 在表8中，对于来自合金213的经处理的板材显示了拉伸测试结果的 概述，包括总的拉伸延伸率(应变)、屈服强度和极限拉伸强度。为 了比较，在相同的处理后，列出了相同合金的室温拉伸性能范围。可 以看出，在700℃下测试时该合金显示出高达74％的延展性，展示出 高的温成形能力。在图12中说明了屈服应力和拉伸延伸率的温度依赖 性。合金的温暖温度延展性依赖于合金化学组成、热机械处理参数和 测试温度。

表6 拉伸测试参数

参数	值
		测试标准	ASTM E21-09
测试气氛	环境
		均热时间	20-30分钟
应变速率	0.424/minute
		位移速率(控制参数)	0.020in/min(0.508mm/min)

表7 测试温度

表8 合金213的测试结果

情形实施例#3：3类合金的可温成形性

进行研究以评价在升高的温度下在本申请中描述的合金的可温成 形性。在通过双辊连铸或薄板坯连铸生产板材的情况下，所采用合金 应具有良好的可成形性从而通过作为生产工艺的一个步骤的热轧进行 加工。此外，在用于具有通过例如热压、热冲压等的方法制造具有不 同构造的部件的用途方面，热成形能力是高强度合金的关键特征。

使用高纯元素，根据表2中提供的原子比，称出用于代表3类钢 的合金36的35g合金原料。然后将原料材料放入电弧熔炼系统的铜炉 膛中。使用高纯氩作为保护气体，将原料电弧熔炼成锭。将锭翻转数 次并再熔化，以保证均匀性。然后，将得到的锭放置在PVC室中，使 用RF感应熔化，然后喷射到设计用于铸造1.8mm厚的3×4英寸的板 材的铜模具上。

在1100℃下使用American Isostatic Press Model 645机器将由合 金36所得到的板材进行HIP循环，该机器具有炉腔尺寸为4英寸直 径×5英寸高度的钼炉。以10℃/min将该板材加热直至目标温度，和 暴露于30ksi的等静压压力1小时。在HIP循环后，在850℃施加1 小时的热处理。从经处理的板材切割具有纳米钢R&D样品几何尺寸 (图11)的拉伸试样。

在700℃下以0.001s^－1的应变速率进行拉伸测量。在表9中，对 于来自合金36的经处理的板材显示了拉伸测试结果的概述，包括总的 拉伸延伸率(应变)、屈服强度和极限拉伸强度。为了比较，在相同 的处理后，列出了相同合金的室温拉伸性能范围。可以看出，在700℃ 测试时，在室温下具有至多1650MPa的极限强度的高强度合金表现 出至多88.5％的高延展性，展示出高的温成形能力。合金的温暖温度 延展性强烈取决于合金化学组成、热机械处理参数和测试温度。在图 13示出测试样品的例子。

表9 合金36的拉伸测试结果

情形实施例#4：来自2类合金的商业片材的可温成形性

采用在线热轧(在～1050℃下进行，到～9％的压下率)，通过薄 带坯连铸使用合金82用于商业片材生产。不优化片材材料的条件(由 于低温和在线轧制的压下，部分转变成纳米模态组织)。从生产的片 材切割具有纳米钢R&D样品几何形状的拉伸试样(图11)。以表10 中列出的测量参数，在表11指定的温度下，进行拉伸测试。在表12 中，对于从合金82生产的片材显示了拉伸测试结果的概述，包括总的 拉伸延伸率(应变)、屈服应力和极限拉伸强度。在图14显示了强度 特性和拉伸延伸率的温度依赖性。可以看出，尽管在在线热轧中仅部 分转变成纳米模态组织，但在700℃可实现至多30％的延展性。在具 有完全转变的片材中期望获得甚至更高的温成形能力。

表10 拉伸测试参数

参数	值
		测试标准	ASTM E21-09
均热时间	5-30分钟
		测试速率1	0.020in/min
测试速率2	0.005in/in-min，0.05in/in-min

表11 测试温度

表12 测试结果

Claims (9)

1.一种加工合金的方法，包括：

提供金属合金，其由以下构成：

48.0－81.0原子％Fe，

2.0-8.0原子％B，

4.0-14.0原子％Si，

Cu、Mn或Ni中的至少一种或多种，其中Cu以0.1－6.0原子％存在，Mn以0.1-21.0原子％存在，Ni以0.1-16.0原子％存在，

任选水平为至多32原子％的Cr，

任选水平为至多10原子％的C、Al、Ti、V、Nb、Mo、Zr、W或Pd，和

不可避免的杂质；

熔化所述合金并凝固以形成500nm至20000nm的基体晶粒尺寸和25nm-500nm的硼化物晶粒尺寸；

使所述合金经受机械应力或加热以形成以下中的至少一者

(a)500nm至20000nm的基体晶粒尺寸，25nm-500nm的硼化物晶粒尺寸，1nm－200nm的析出晶粒尺寸，其中所述合金显示出400MPa－1300MPa的屈服强度，700MPa-1400MPa的拉伸强度和10％－50％的拉伸延伸率；

(b)100nm-2000nm的细化的基体晶粒尺寸，1nm-200nm的析出晶粒尺寸，200nm-2500nm的硼化物晶粒尺寸，其中该合金具有300MPa-800MPa的屈服强度，

其中在200℃-850℃的温度下加热所述(a)的合金或所述(b)的合金持续至多1小时的时间段，其中在冷却时没有共析转变。

2.根据权利要求1的方法，其中将所述合金成形为选定形状。

3.根据权利要求1的方法，其中使具有所述100nm-2000nm的细化的基体晶粒尺寸、1nm-200nm的析出晶粒尺寸、200nm-2500nm的硼化物晶粒尺寸和300MPa-800MPa的屈服强度的所述合金暴露于超过300MPa-800MPa的所述屈服强度的应力，其中所述细化的基体晶粒尺寸保持在100nm-2000nm，所述硼化物晶粒尺寸保持在200nm-2500nm，所述析出晶粒尺寸保持在1nm-200nm，其中所述合金显示出400MPa-1700MPa的屈服强度，800MPa-1800MPa的拉伸强度，和5％-40％的延伸率。

4.根据权利要求3的方法，其中将所述合金加热到200℃-850℃的温度持续至多1小时的时间段，且在冷却时没有共析转变。

5.根据权利要求4的方法，其中将所述合金成形为选定形状。

6.一种加工合金的方法，包括：

(a)提供金属合金，其由如下构成：

48.0－81.0原子％的Fe，

2.0-8.0原子％的B，

4.0-14.0原子％的Si，

Cu、Mn或Ni中的至少一种或多种，其中Cu以0.1－6.0原子％存在，Mn以0.1-21.0原子％存在，且Ni以0.1-16.0原子％存在，

任选水平为至多32原子％的Cr，

任选水平为至多10原子％的C、Al、Ti、V、Nb、Mo、Zr、W或Pd，和

不可避免的杂质；

(b)熔化所述合金且凝固以提供枝状形态和500nm至20000nm的基体晶粒尺寸和100nm-2500nm的硼化物晶粒尺寸；

(c)热处理所述合金和形成板条组织，该板条组织包括100nm-10000nm的晶粒，100nm-2500nm的硼化物晶粒，其中所述合金具有300MPa-1400MPa的屈服强度，350MPa-1600MPa的拉伸强度，和0-12％的延伸率；

(d)在步骤(c)后热处理所述合金，和形成100nm-10,000nm厚，0.1微米到5.0微米长和100nm-1000nm宽的层状晶粒，以及100nm-25000nm的硼化物晶粒和1.0nm-100nm的析出晶粒，其中所述合金具有350MPa–1400MPa的屈服强度；

(e)其中在步骤(d)后将所述合金在200℃-850℃的温度下加热持续至多1小时的时间段，且在冷却时没有共析转变。

7.根据权利要求6的方法，其中在步骤(e)之前使在步骤(d)中形成的合金经受应力，且形成具有100nm-5000nm的晶粒，100nm-2500nm的硼化物晶粒和1nm-100nm的析出晶粒的合金，且所述合金具有500MPa-1800MPa的屈服强度，1000-2000MPa的拉伸强度，和0.5％-15％的延伸率。

8.根据权利要求6的方法，其中将所述合金成形为选定形状。

9.根据权利要求7的方法，其中将所述合金成形为选定形状。