CN112662954A - 一种析出强化的低温用钢及其热处理工艺 - Google Patents

一种析出强化的低温用钢及其热处理工艺 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种析出强化的低温用钢，由以下质量百分比的元素组成：C：0.005‑0.015％；Ni：1.5‑4.5％；Mn：5.0‑10.0％；Al：1.0‑3.0％；Cu：1.5‑3.0％；S：≤0.004％；P：≤0.003％；N：0.003‑0.005％；O：0.0005‑0.001％；Ca：0.0005‑0.005％；余量为Fe。本发明进一步提供一种析出强化的低温用钢的热处理工艺。本发明提供的一种析出强化的低温用钢及其热处理工艺，能够得到一种低温强塑性和韧性兼具的节镍型纳米析出强化低温钢，应用成本低，无需冷变形处理，热处理工艺简单，经济适用性强。

Description

一种析出强化的低温用钢及其热处理工艺
技术领域
本发明属于低温用钢的技术领域，涉及一种析出强化的低温用钢及其热处理工艺，具体涉及一种节镍型纳米析出强化的低温用钢及其预析出-双配分热处理工艺。
背景技术
随着海洋钻井平台、海底油气输送与油气储运等装备制造的快速发展，在海洋环境下使用的低温用特殊钢的需求量显著上升。以液化天然气(LNG)为例，LNG运输船所用到的材料一方面需要有较高的低温强塑性，另一方面则需要兼具低温韧性和止裂能力。在富Ni铁素体型低温钢中，目前应用较为成熟的是9Ni钢，但Ni元素成本高，开发难度大，因而实现低镍型低温钢的性能突破是十分重要的。
为保证良好的低温塑性，需要引入一定量的残余奥氏体，进而激发相变诱发塑性(TRIP)效应。残余奥氏体的热稳定性和机械稳定性是维持TRIP效应的关键因素，常规的淬火-配分(QP)或淬火-配分-回火(QPT)工艺是利用C元素在马氏体和奥氏体之间的配分实现奥氏体稳定化。然而，通过C元素稳定的奥氏体在低温下的机械稳定性往往较低，并且过量的C元素引起的淬透性增加会进一步增大焊接时的热影响区，降低材料的焊接性能。同时，众所周知，通过冷变形细化晶粒和引入位错是提高强度的有效途径，但这种强化方式限制了材料的大规模工业化应用。因此，有必要对现有低温用钢及其制备工艺进行改进。
发明内容
鉴于以上所述现有技术的缺点，本发明的目的在于提供一种析出强化的低温用钢及其热处理工艺，通过成分的科学设计，利用Mn元素在析出过程中的局部偏聚诱导逆相变，改良残余奥氏体与铁素体基体的界面共格性，同时在奥氏体中引入Mn元素浓度梯度，提高残余奥氏体的机械稳定性，制备出一种低温强塑性和韧性兼具的低温用钢，用于解决现有技术中缺乏具有良好的低温强韧性组合且能够用于低温环境下使用的超低碳低镍型低温钢及其制备方法的问题。
为实现上述目的及其他相关目的，本发明第一方面提供一种析出强化的低温用钢，由以下质量百分比的元素组成：
C(碳)：0.005-0.015％；Ni(镍)：1.5-4.5％；Mn(锰)：5.0-10.0％；Al(铝)：1.0-3.0％；Cu(铜)：1.5-3.0％；S(硫)：≤0.004％；P(磷)：≤0.003％；N(氮)：0.003-0.005％；O(氧)：0.0005-0.001％；Ca(钙)：0.0005-0.005％；余量为Fe(铁)。
上述析出强化的低温用钢中还包括不可避免的杂质。所述不可避免的杂质是低温用钢在制备过程中不可避免沾染的微量杂质元素。
优选地，所述析出强化的低温用钢，由以下质量百分比的元素组成：
C(碳)：0.008-0.012％；Ni(镍)：1.5-3.0％；Mn(锰)：7.0-10.0％；Al(铝)：1.0-2.0％；Cu(铜)：2.0-3.0％；S(硫)：0.001-0.004％；P(磷)：0.001-0.003％；N(氮)：0.003-0.005％；O(氧)：0.0005-0.001％；Ca(钙)：0.0005-0.005％；余量为Fe(铁)。
更优选地，所述析出强化的低温用钢，由以下质量百分比的元素组成：
C(碳)：0.008-0.012％；Ni(镍)：1.5-2.5％；Mn(锰)：7.0-8.0％；Al(铝)：1.5-2.0％；Cu(铜)：2.5-3.0％；S(硫)：0.002-0.004％；P(磷)：0.002-0.003％；N(氮)：0.003-0.005％；O(氧)：0.0005-0.001％；Ca(钙)：0.0005-0.005％；余量为Fe(铁)。
本发明中析出强化的低温用钢的元素组成，其中，超低碳C为了保证材料焊接性能；添加6％以上Mn元素以替代Ni元素，将Ni含量降低至4％以下；同时加入适量Al和Cu元素从而引入析出强化效应，提高镍系铁素体低温钢经济效益及其低温强塑性。
具体来说，Mn元素一方面可作为奥氏体稳定元素，另一方面可在预析出过程中实现局部偏聚，从而起到提高局部逆相变驱动力的作用。更重要的是，基于局部正逆相变的奥氏体记忆效应是优化双相界面共格性的有效途径，因此在超低碳体系中通过Mn元素的添加以替代Ni元素可有效优化材料性能，并提高经济效益。
另外，为得到优异的材料强度，需引入高密度纳米析出相产生强化效应，可通过添加适量Al和Cu元素与Ni元素形成NiAl和富铜相从而起到析出强化的效果。
本发明第二方面提供一种析出强化的低温用钢的热处理工艺，按配比取各元素组分混合后冶炼，再板坯连铸成铸锭，进行热轧处理，获得的钢锭进行回火预析出后水淬，再依次进行第一次两相区等温后水淬、第二次两相区等温后水淬，以提供所述低温用钢。
优选地，所述冶炼为常规的钢铁冶炼工艺。
优选地，所述板坯连铸为常规的钢铁铸造工艺。
优选地，所述铸锭在热轧处理前需要除锈去油、清洗干净。避免热轧处理过程中的受力不均现象。
优选地，所述热轧处理是将铸锭由初轧温度至终轧温度进行多步热轧后空冷。
更优选地，所述初轧温度为1150-1250℃。
更优选地，所述终轧温度为700-800℃。
更优选地，所述多步热轧包括以下步骤：
第一步：热轧温度：1150-1250℃，保温时间：115-125分钟；
第二步：热轧温度：880-970℃，保温时间：65-75分钟；
第三步：热轧温度：700-800℃，保温时间：20-30分钟。
更优选地，所述多步热轧的每次压下率保持在20-30％。
所述压下率是指锻压和轧制时常用表示相对变形的压下率表示变形程度。当多步轧制压下率尽量维持在一个稳定范围内时，轧制效果较好。
优选地，所述回火的温度为A1温度至A1温度以下50-120℃区间。
更优选地，所述回火的温度为A1温度至A1温度以下50-100℃区间。
优选地，所述回火的时间为0.5-1.5h。更优选地，所述回火的时间为0.5-1.0h。
优选地，所述第一次两相区等温的等温温度为A1温度至A1温度以上20-100℃区间。
进一步优选地，所述第一次两相区等温的等温温度为A1温度至A1温度以上50-80℃区间。
上述A1温度为620-670℃。
优选地，所述第一次两相区等温的等温温度高于所述第二次两相区等温的等温温度30-40℃。更高的第一次两相区等温的等温温度是为了在第二次两相区等温之前获得更多的新鲜马氏体，以优化逆变奥氏体和铁素体基体的界面共格性。
优选地，所述第一次两相区等温和第二次两相区等温的等温时间均为0.5-1.5h。
更优选地，所述第一次两相区等温和第二次两相区等温的等温时间均为0.5-1.0h。
优选地，所述水淬是将回火或等温处理后的钢锭进行水冷却至室温。上述室温为20-25℃。
如上所述，本发明提供的一种析出强化的低温用钢及其热处理工艺，采用多步等温淬火达到预析出-双配分工艺，通过选取合适的等温温度和保温时间，在实现第一步回火得到纳米析出相和Mn元素的局部偏聚，第二步第一次两相区等温得到少量残余奥氏体和新鲜马氏体，第三步第二次两相区等温实现奥氏体逆相变和Mn元素配分，通过纳米析出相和奥氏体的综合效应，得到一种低温强塑性和韧性兼具的节镍型纳米析出强化低温钢。
其中，第一步预析出一方面通过引入纳米析出相起到析出强化的作用，另一方面借助Mn元素在析出相附近的富集作用实现Mn元素的局部偏聚。在本发明中，NiAl相和富Cu相的协同析出在提高强度的同时不降低韧性，同时，由于Mn元素与Cu、Ni元素较高的结合焓，因此可实现Mn元素的局部偏聚。除此之外，Mn元素替代部分Ni元素能够显著提高钢的强塑性，并降低成本，提高经济效益。基于第一步引入的Mn元素局部偏聚，第二步第一次两相区等温处理得到的部分残余奥氏体在随后的淬火过程中由于奥氏体稳定元素的不足进一步生成新鲜马氏体，这些新鲜马氏体优化了第三步第二次两相区等温过程中的逆变奥氏体与铁素体基体的界面共格性，从而提高了残余奥氏体的机械稳定性。
本发明提供的一种析出强化的低温用钢及其热处理工艺，采用预析出-双配分工艺，在拉伸过程中利用残余奥氏体的TRIP效应和纳米析出相的析出强化，能够制备-196℃温度下屈服强度940-980MPa、抗拉强度1300-1400MPa、延伸率30-40％以及强塑积达到45000-48000MPa％的高强塑性节镍型纳米析出强化低温钢，无需冷变形处理。
本发明提供的一种析出强化的低温用钢及其热处理工艺，采用析出诱导逆相变优化残余奥氏体和铁素体基体的界面共格性，利用残余奥氏体的TRIP效应和NiAl、富铜相等纳米析出颗粒的强化效应，制备获得强塑性和低温韧性兼具的节镍型低温钢，应用成本低，热处理工艺简单，经济适用性强。
附图说明
图1显示为本发明中经过预析出和未经预析出的双配分热处理后得到的低温钢扫描显微组织对比图1a、1b，其中，图1a为实施例1中预析出-双配分的低温钢扫描显微组织图；图1b为对比例1中未经预析出的双配分的低温钢扫描显微组织图。
图2显示为本发明中经过预析出和未经预析出的双配分热处理后得到的低温钢双相界面共格关***计图2a、2b，其中，图2a为实施例1中预析出-双配分的低温钢双相界面共格关***计图；图2b为对比例1中未经预析出的双配分的低温钢双相界面共格关***计图。
具体实施方式
以下由特定的具体实施例说明本发明的实施方式，熟悉此技术的人士可由本说明书所揭露的内容轻易地了解本发明的其他优点及功效。
请参阅图1至图2。须知，本说明书所附图式所绘示的结构、比例、大小等，均仅用以配合说明书所揭示的内容，以供熟悉此技术的人士了解与阅读，并非用以限定本发明可实施的限定条件，故不具技术上的实质意义，任何结构的修饰、比例关系的改变或大小的调整，在不影响本发明所能产生的功效及所能达成的目的下，均应仍落在本发明所揭示的技术内容得能涵盖的范围内。同时，本说明书中所引用的如“上”、“下”、“左”、“右”、“中间”及“一”等的用语，亦仅为便于叙述的明了，而非用以限定本发明可实施的范围，其相对关系的改变或调整，在无实质变更技术内容下，当亦视为本发明可实施的范畴。
须知，下列实施例中未具体注明的工艺设备或装置均采用本领域内的常规设备或装置；所有压力值和范围都是指相对压力。
此外应理解，本发明中提到的一个或多个方法步骤并不排斥在所述组合步骤前后还可以存在其他方法步骤或在这些明确提到的步骤之间还可以***其他方法步骤，除非另有说明；还应理解，本发明中提到的一个或多个设备/装置之间的组合连接关系并不排斥在所述组合设备/装置前后还可以存在其他设备/装置或在这些明确提到的两个设备/装置之间还可以***其他设备/装置，除非另有说明。而且，除非另有说明，各方法步骤的编号仅为鉴别各方法步骤的便利工具，而非为限制各方法步骤的排列次序或限定本发明可实施的范围，其相对关系的改变或调整，在无实质变更技术内容的情况下，当亦视为本发明可实施的范畴。
以下实施例使用的含碳、镍、锰、铝、铜、硫、磷、氮、氧、钙、铁等元素的原料均可从市场上购买，实现冶炼、板坯连铸、热轧处理、回火、等温处理、水淬等工艺的设备也可从市场上购买获得。
实施例1
按配比取含各元素组分混合后冶炼，再板坯连铸成铸锭，各组分由以下质量百分比的元素组成：C：0.008-0.012％；Ni：2.0-3.0％；Mn：6.0-8.0％；Al：1.5-2.0％；Cu：2.5-3.0％；S：≤0.004％；P：≤0.003％；N：0.003-0.005％；O：0.0005-0.001％；Ca：0.0005-0.005％；余量为Fe。将铸锭除锈去油、清洗干净，避免热轧处理过程中的受力不均现象。
将铸锭进行热轧处理，由初轧温度1200℃至终轧温度750℃进行多步热轧后空冷。多步热轧的步骤为：分别连续在1200、900、750℃温度下，下压率分别为25％、25％、25％，保温时间分别为120、70、30分钟。
将热轧处理后的钢锭，在A1温度以下50-100℃保温0.5-1.0h进行回火预析出，然后水冷至室温进行水淬。再在A1温度以上50-80℃进行第一次两相区等温保温0.5-1.0h，然后水冷至室温进行水淬。最后进行第二次两相区等温保温0.5-1.5h，第二次两相区等温的等温温度低于第一次两相区等温的等温温度30-40℃，然后水冷至室温进行水淬，获得低温用钢样品1#。上述A1温度为620-670℃。室温为20-25℃。
实施例2
按配比取含各元素组分混合后冶炼，再板坯连铸成铸锭，各组分由以下质量百分比的元素组成：C：0.008％；Ni：2.0％；Mn：7.0％；Al：1.5％；Cu：2.0％；S：0.004％；P：0.003％；N：0.003％；O：0.0005％；Ca：0.0005％；余量为Fe。将铸锭除锈去油、清洗干净，避免热轧处理过程中的受力不均现象。
将铸锭进行热轧处理，由初轧温度1200℃至终轧温度750℃进行多步热轧后空冷。多步热轧的步骤为：分别连续在1150、850、770℃温度下，下压率分别为30％、25％、25％，保温时间分别为115、65、25分钟。
将热轧处理后的钢锭，在A1温度以下50℃保温1.0h进行回火预析出，然后水冷至室温进行水淬。再在A1温度以上80℃进行第一次两相区等温保温0.5h，然后水冷至室温进行水淬。最后进行第二次两相区等温保温1.0h，第二次两相区等温的等温温度低于第一次两相区等温的等温温度40℃，然后水冷至室温进行水淬，获得低温用钢样品2#。上述A1温度为630℃。室温为20-25℃。
实施例3
按配比取含各元素组分混合后冶炼，再板坯连铸成铸锭，各组分由以下质量百分比的元素组成：C：0.01％；Ni：2.5％；Mn：7.0％；Al：2.0％；Cu：2.5％；S：0.004％；P：0.003％；N：0.003％；O：0.0005％；Ca：0.0005％；余量为Fe。将铸锭除锈去油、清洗干净，避免热轧处理过程中的受力不均现象。
将铸锭进行热轧处理，由初轧温度1200℃至终轧温度750℃进行多步热轧后空冷。多步热轧的步骤为：分别连续在1180、880、760℃温度下，下压率分别为25％、25％、30％，保温时间分别为125、65、30分钟。
将热轧处理后的钢锭，在A1温度以下80℃保温1.0h进行回火预析出，然后水冷至室温进行水淬。再在A1温度以上80℃进行第一次两相区等温保温0.5h，然后水冷至室温进行水淬。最后进行第二次两相区等温保温1.0h，第二次两相区等温的等温温度低于第一次两相区等温的等温温度40℃，然后水冷至室温进行水淬，获得低温用钢样品3#。上述A1温度为620℃。室温为20-25℃。
对比例1
按配比取含各元素组分混合后冶炼，再板坯连铸成铸锭，各组分由以下质量百分比的元素组成：C：0.008-0.012％；Ni：2.0-3.0％；Mn：6.0-8.0％；Al：1.5-2.0％；Cu：2.5-3.0％；S：≤0.004％；P：≤0.003％；N：0.003-0.005％；O：0.0005-0.001％；Ca：0.0005-0.005％；余量为Fe。将铸锭除锈去油、清洗干净，避免热轧处理过程中的受力不均现象。
将铸锭进行热轧处理，由初轧温度1200℃至终轧温度750℃进行多步热轧后空冷。多步热轧的步骤为：分别连续在1200、900、750℃温度下，下压率分别为25％、25％、25％，保温时间分别为120、60、30分钟。
将热轧处理后的钢锭，在A1温度以下50-80℃保温0.5-1.0h进行回火预析出，然后水冷至室温进行水淬。再在A1温度以上50-70℃进行两相区等温保温0.5-1.5h，然后水冷至室温进行水淬，获得低温用钢对比样品1*。上述A1温度为620-670℃。室温为20-25℃。
测试例1
将实施例1中获得的低温用钢样品1#，与对比例1中获得的低温用钢对比样品1*，分别进行常温和低温拉伸实验，具体结果见表1。由表1可知，相较于未进行预析出的低温钢，主要得益于残余奥氏体诱导的TRIP效应以及纳米析出相的协同强化作用，经过预析出-双配分工艺处理后，低温钢的超低温强塑性得到大大提升，能够制备-196℃温度下屈服强度940-980MPa、抗拉强度1300-1400MPa、延伸率30-40％以及强塑积达到49000-63000MPa％的高强塑积节镍型纳米析出强化低温钢。
表1低温钢预析出-双配分前后力学性能对比表
Figure BDA0002844273910000071
注：其中√代表已处理，/代表未处理
测试例2
将实施例1中获得的低温用钢样品1#，与对比例1中获得的低温用钢对比样品1*，分别进行X射线衍射实验对残余奥氏体含量进行测量，具体结果见表2。并对两种样品采用扫描电镜进行组织表征，具体结果见图1a、1b。
由表2可知，经过预析出-双配分工艺处理之后，低温钢的残余奥氏体含量维持在43.3-45.6％，未经过预析出工艺处理的低温钢中残余奥氏体含量为42.7-44.9％，两者残余奥氏体含量几乎相同。两种工艺下相同奥氏体含量所带来的不同力学性能主要取决于双相界面共格关系的调控，从而影响了奥氏体在相变过程中所诱导的TRIP效应，经过预析出-双配分工艺处理的低温钢中的奥氏体具有更高机械稳定性，因此低温下强塑性更好。
表2低温钢预析出-双配分前后残余奥氏体含量对比表
样品 回火 配分 再配分 奥氏体含量(％)
1# √ √ √ 43.3-45.6
1* / √ √ 42.7-44.9
注：其中√代表已处理，/代表未处理
由图1a、1b可知，经过预析出-双配分工艺处理后的组织兼具残余奥氏体、铁素体(回火马氏体)和纳米析出相，且晶粒尺寸得到了有效细化，经过多步热处理之后，纳米析出相弥散分布于基体中，起到了有效的强化作用。未经预析出工艺处理的低温钢组织与前者类似，基体组织均为回火马氏体和纳米析出相的复相组织。
测试例3
将实施例1中获得的低温用钢样品1#，与对比例1中获得的低温用钢对比样品1*，分别进行电子背散射衍射(EBSD)界面取向关***计分析，具体结果见图2a、2b。由图2a、2b可知，在经过预析出-双配分工艺后，奥氏体/铁素体双相界面关系得到了优化，大多呈共格关系，而未经过预析出工艺处理的低温钢存在大量奥氏体与基体呈半共格甚至非共格关系。
综上所述，本发明提供的一种析出强化的低温用钢及其热处理工艺，能够得到一种低温强塑性和韧性兼具的节镍型纳米析出强化低温钢，应用成本低，无需冷变形处理，热处理工艺简单，经济适用性强。所以，本发明有效克服了现有技术中的种种缺点而具高度产业利用价值。
上述实施例仅例示性说明本发明的原理及其功效，而非用于限制本发明。任何熟悉此技术的人士皆可在不违背本发明的精神及范畴下，对上述实施例进行修饰或改变。因此，举凡所属技术领域中具有通常知识者在未脱离本发明所揭示的精神与技术思想下所完成的一切等效修饰或改变，仍应由本发明的权利要求所涵盖。

Claims (10)

1.一种低温用钢，由以下质量百分比的元素组成：
C：0.005-0.015％；Ni：1.5-4.5％；Mn：5.0-10.0％；Al：1.0-3.0％；Cu：1.5-3.0％；S：≤0.004％；P：≤0.003％；N：0.003-0.005％；O：0.0005-0.001％；Ca：0.0005-0.005％；余量为Fe。
2.根据权利要求1所述的一种低温用钢，其特征在于，所述低温用钢，由以下质量百分比的元素组成：
C：0.008-0.012％；Ni：1.5-3.0％；Mn：7.0-10.0％；Al：1.0-2.0％；Cu：2.0-3.0％；S：≤0.004％；P：≤0.003％；N：0.003-0.005％；O：0.0005-0.001％；Ca：0.0005-0.005％；余量为Fe。
3.根据权利要求1-2任一所述的一种低温用钢的热处理工艺，按配比取各元素组分混合后冶炼，再板坯连铸成铸锭，进行热轧处理，获得的钢锭进行回火预析出后水淬，再依次进行第一次两相区等温后水淬、第二次两相区等温后水淬，以提供所述低温用钢。
4.根据权利要求3所述的一种低温用钢的热处理工艺，其特征在于，所述热轧处理是将铸锭由初轧温度至终轧温度进行多步热轧后空冷；所述初轧温度为1150-1250℃；所述终轧温度为700-800℃。
5.根据权利要求4所述的一种低温用钢的热处理工艺，其特征在于，所述多步热轧包括以下步骤：
第一步：热轧温度：1150-1250℃，保温时间：115-125分钟；
第二步：热轧温度：880-970℃，保温时间：65-75分钟；
第三步：热轧温度：700-800℃，保温时间：20-30分钟。
6.根据权利要求3所述的一种低温用钢的热处理工艺，其特征在于，所述回火的温度为A1温度至A1温度以下50-120℃区间。
7.根据权利要求3所述的一种低温用钢的热处理工艺，其特征在于，所述回火的时间为0.5-1.5h。
8.根据权利要求3所述的一种低温用钢的热处理工艺，其特征在于，所述第一次两相区等温的等温温度为A1温度至A1温度以上20-100℃区间。
9.根据权利要求3所述的一种低温用钢的热处理工艺，其特征在于，所述第一次两相区等温的等温温度高于所述第二次两相区等温的等温温度30-40℃。
10.根据权利要求3所述的一种低温用钢的热处理工艺，其特征在于，所述第一次两相区等温和第二次两相区等温的等温时间均为0.5-1.5h。
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6014096B2 (ja) * 1981-04-30 1985-04-11 住友金属工業株式会社 耐遅れ破壊性のすぐれた高張力鋼
CN103160730A (zh) * 2013-03-20 2013-06-19 钢铁研究总院 一种大膨胀量焊管及其制造方法
CN104928592A (zh) * 2015-07-17 2015-09-23 上海交通大学 一种高强耐低温钢及其热处理工艺
CN105648314A (zh) * 2016-01-22 2016-06-08 东北大学 -80℃Akv值大于100J的中锰钢板及其制备方法
CN107699803A (zh) * 2017-09-29 2018-02-16 上海交通大学 一种超低碳低温用钢及其热处理工艺

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5316922B2 (ja) * 2006-06-29 2013-10-16 日立金属株式会社 半硬質磁性材料の製造方法
WO2020128579A1 (en) * 2018-12-19 2020-06-25 Arcelormittal Low-carbon, high-strength 9% nickel steels for cryogenic applications

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6014096B2 (ja) * 1981-04-30 1985-04-11 住友金属工業株式会社 耐遅れ破壊性のすぐれた高張力鋼
CN103160730A (zh) * 2013-03-20 2013-06-19 钢铁研究总院 一种大膨胀量焊管及其制造方法
CN104928592A (zh) * 2015-07-17 2015-09-23 上海交通大学 一种高强耐低温钢及其热处理工艺
CN105648314A (zh) * 2016-01-22 2016-06-08 东北大学 -80℃Akv值大于100J的中锰钢板及其制备方法
CN107699803A (zh) * 2017-09-29 2018-02-16 上海交通大学 一种超低碳低温用钢及其热处理工艺

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
YONG LI,ET AL.: ""Mechanical response of a medium manganese steel with encapsulated austenite"", 《SCRIPTA MATERIALIA》 *

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