專利名稱：一種具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于材料技術(shù)領(lǐng)域，特別涉及一種具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板及其制備方法。
背景技術(shù)：
鋼是所有金屬中用途最廣泛的一種材料，在航空、核能、艦船、石化等工業(yè)領(lǐng)域廣泛應(yīng)用，近年來向交通運(yùn)輸(汽車、火車)、廚房用具、家用電器、建筑裝飾等民用領(lǐng)域發(fā)展。 因此，鋼材的性能與人們的生活安全密切相關(guān)。目前，汽車工業(yè)用鋼的開發(fā)主要致力于提高鋼的強(qiáng)度并保持其成形性。汽車輕量、安全、低能耗的發(fā)展趨勢對鋼鐵產(chǎn)品在品種、規(guī)格、質(zhì)量上提出更高的要求。研發(fā)質(zhì)量輕、耐沖擊的運(yùn)輸工具體系的新設(shè)計(jì)理念要求開發(fā)強(qiáng)度高、 塑性好及能量吸收能力優(yōu)良、比質(zhì)量輕的材料。提高強(qiáng)度可以減輕汽車的重量(滿足節(jié)能環(huán)保需求)，而塑性提高則可滿足復(fù)雜車型設(shè)計(jì)及提高駕乘安全性能的需求。近幾年來，國內(nèi)汽車行業(yè)發(fā)展迅速，帶來對汽車用鋼需求量的上升，另外，目前世界船舶建造訂單噸位總和為3億5630萬噸，中國造船廠占世界水上運(yùn)輸設(shè)備建造總量的 69.4%，韓國僅占23%。雖然我國已經(jīng)從數(shù)量上逾越韓國和日本成為世界第一造船大國，但并不是第一造船強(qiáng)國，這主要是因?yàn)槭艿礁咝阅茕撹F材料的制約。例如，在我國從俄羅斯將 “瓦格良”號(hào)航空母艦買入進(jìn)行修復(fù)時(shí)，就發(fā)現(xiàn)我國的軍用鋼性能較差，與該艦鋼板連接處的強(qiáng)度根本無法達(dá)到該航母所需的要求；依照當(dāng)時(shí)用鋼的質(zhì)量，即使能夠修復(fù)“瓦良格”號(hào)也會(huì)對其整體結(jié)構(gòu)的強(qiáng)度和防護(hù)性能造成很大的破壞。而當(dāng)時(shí)我國尚不具備建造航空母艦用鋼的能力，因此希望從俄羅斯引進(jìn)這種特殊鋼的生產(chǎn)技術(shù)，航空母艦用鋼與民用大型船舶用鋼相比所具有的特殊性主要包括抗海水腐蝕、防磁性、耐高溫性以及有很高的強(qiáng)度、 韌度和良好的焊接性能等等，目前我國生產(chǎn)的汽車用鋼仍不能完全滿足汽車工業(yè)發(fā)展的需求。高錳鋼的研究與使用歷史悠久，具有良好的加工硬化性能，因而高錳鋼廣泛用于制造抗沖擊磨損的工件。近年來，高錳鋼在理論研究和實(shí)際應(yīng)用方面日益得到重視。高錳鋼在變形過程中因穩(wěn)定奧氏體相中形成應(yīng)變誘導(dǎo)孿晶而提高塑性。但在實(shí)踐中發(fā)現(xiàn)，只有在沖擊大、應(yīng)力高、磨料硬的情況下，高錳鋼的高耐磨性才得到體現(xiàn)。而且，由于高錳鋼的屈服強(qiáng)度低，初次使用時(shí)易于變形，并且造成較大的磨損；另外，寒冷地區(qū)經(jīng)常發(fā)生高錳鋼部件脆性斷裂現(xiàn)象；因此，如何通過適當(dāng)?shù)某煞旨凹庸すに囋O(shè)計(jì)，通過孿生或相變以提高高錳鋼的屈服強(qiáng)度，同時(shí)提高其塑性變形能力，降低初次使用時(shí)的變形量而進(jìn)一步提高高錳鋼耐沖擊性、耐磨性而使其成為新一代車體材料，成為材料研究工作者的新課題，也成為當(dāng)前世界范圍內(nèi)的金屬材料的研究熱點(diǎn)之一。在工程應(yīng)用上，為了強(qiáng)化材料采用固溶強(qiáng)化法，這是一種利用大量融入固溶體中的溶質(zhì)原子造成晶格畸變，晶格畸變增大了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，使滑移難以進(jìn)行，從而使合金固溶體的強(qiáng)度與硬度增加。在溶質(zhì)原子濃度適當(dāng)時(shí)，可提高材料的強(qiáng)度和硬度，而其韌性和塑性卻有所下降。這就涉及到另兩種強(qiáng)化機(jī)制，馬氏體相變強(qiáng)化及孿生強(qiáng)化。馬氏體是一種能使鋼變硬、增強(qiáng)的組織，馬氏體強(qiáng)化已經(jīng)普遍應(yīng)用于鋼鐵。由于馬氏體相變時(shí)原子規(guī)則地發(fā)生位移，使材料在相變時(shí)塑性增長，利用此特點(diǎn)已開發(fā)了相變誘發(fā)塑性鋼(TRIP)，可以在提高鋼強(qiáng)度的同時(shí)使其保持一定的塑性變形能力；同時(shí)，在工程應(yīng)用中為了強(qiáng)化材料采用細(xì)化晶粒法，這是一種利用大量晶界限制或釘軋位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)來提高材料的強(qiáng)度，可由著名的 Hall-Petch關(guān)系來描述。人們已經(jīng)從各種金屬及合金中觀察到高強(qiáng)度，大多數(shù)金屬材料的屈服強(qiáng)度和硬度值隨晶粒尺寸的減小表現(xiàn)出增加的趨勢，很好地遵從Hall-Petch關(guān)系。 孿生誘導(dǎo)塑性鋼(TWIP)正是利用金屬在變形過程中因?yàn)榍凶兌鴮?dǎo)致孿晶界面增加的特點(diǎn)， 使材料中塑性變形的同時(shí)因?yàn)閷\晶界對位錯(cuò)的阻礙作用而使其強(qiáng)度增加，與通過晶粒細(xì)化導(dǎo)致材料強(qiáng)化具有相同的效果，從而使材料同時(shí)具有高強(qiáng)度及高韌性。普通粗晶體鋼(晶粒尺寸約為100 mm)在室溫下拉伸的屈服強(qiáng)度僅為90 MPa,超細(xì)晶微合金鋼(Fe-0.8C，晶粒尺寸約為6 mm)在室溫下拉伸，其屈服強(qiáng)度310 MPa (Bramfitt B. L. , Marder A. R. , Metallurgical and Petroleum Engineers, 191-198 (1973))。Ding Hao 等人(Ding H. , Ding H. , Song D. , Tang Ζ. Y. , Yang P. , Strain hardening behavior of a TRIP/TWIP steel with 18. 8% Mn, Materials Science and Engineering A,Vol. 528， 868-873(2011))采用真空熔煉技術(shù)_熱軋技術(shù)所制備的Fe-18. 8Μη_2· 9Si_2. 9A1-0. 04C 鋼，經(jīng)1100°C退火lhr，在室溫拉伸時(shí)，其屈服強(qiáng)度為400 MPa，抗拉強(qiáng)度為1300 MPa,拉伸真應(yīng)變量為45%，變形后微觀組織中存在大量的孿晶及馬氏體；雖然該方法所制備的材料基于同樣的變形原理，但是其抗拉強(qiáng)度及拉伸塑性均較低。韓國科學(xué)家Park 等人(Park K. Τ.，Jin K. G. Han S. H.，Hwang S. W.，Choi K. Y. , Lee C.S., Stacking fault energy and plastic deformation of fully austenitic high manganese steels: Effect of Al addition, Materials Science and Engineering A, Vol. 527，3651-3661 Q010))通過真空熔煉-熱軋-冷軋-退火方法制備的Fe-22Mn-XAl-0. 6C鋼，在變形后微觀結(jié)構(gòu)中存在高密度的孿晶，其屈服強(qiáng)度為 300士20MPa，隨Al含量不同，其抗拉強(qiáng)度在670MPa至870MPa之間變化，拉伸塑性在54%至 80%之間變化；雖然其屈服強(qiáng)度較高，拉伸塑性最高也可達(dá)到80%，但抗拉強(qiáng)度最高值僅為 870MPao法國科學(xué)家 Bouaziz 等人(Liang X·，Mcermid J. R. , Bouaziz 0·，Wang Χ., Embury J. D. , Zurob H. S. , Acta Materialia, Vol. 57 3978-3988 0009))采用真空熔煉-熱軋技術(shù)制備的 ^-22%Μη-1. 2%C鋼，屈服強(qiáng)度為380MPa，抗拉強(qiáng)度1600MPa，但是拉伸塑性僅42%，仍不夠理想，而且其含碳量高達(dá)1. 2%，使后續(xù)加工性能變差。我國包衛(wèi)平等人(包衛(wèi)平，熊志平，趙艷君，任學(xué)平，不同熱處理工藝對 Fe-30Mn-3Si-4Al TWIP鋼力學(xué)組織性能的影響，精密成型工程，卷2，5-9(2010))采用真空感應(yīng)爐氬氣保護(hù)熔煉方法所制備的i^e-SOMn-SSilAl TffIP鋼，在1000°C保溫45min固溶， 水淬冷卻至室溫，平均晶粒尺寸約為50 μ m,其屈服強(qiáng)度為311 MPa,抗拉強(qiáng)度約668 MPa ； 雖然其塑性較好，但是其相對較低的抗拉強(qiáng)度，仍然無法滿足對強(qiáng)度及耐磨性能要求較高的應(yīng)用領(lǐng)域的需求。

發(fā)明內(nèi)容
針對現(xiàn)有高錳鋼在綜合性能上存在的上述缺陷，本發(fā)明提供一種具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板及其制備方法，通過變形過程中TRIP效應(yīng)、TWIP效應(yīng)和C元素的固溶強(qiáng)化作用， 制成具有超高強(qiáng)度和韌性的高錳鋼。本發(fā)明的具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板的成分按重量百分比為Mn20.廣20. 3%， CO. 6廣0.63%，余量為！^和不可避免雜質(zhì)，其抗拉強(qiáng)度為1910 2010 MPa，拉伸延展性為 75 85%，屈服強(qiáng)度為310 400MPa。上述的具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板的微觀結(jié)構(gòu)為等軸奧氏體晶粒，晶粒的直徑在 40 60 μm0本發(fā)明的具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板的制備方法按以下步驟進(jìn)行
1、將碳、金屬狗及金屬M(fèi)n置于熔煉爐中，在保護(hù)氣體條件下進(jìn)行熔煉，然后澆注成鑄錠，其成分按重量百分比為Mn20.廣20. 3%，CO. 6廣0. 63%，余量為！^和不可避免雜質(zhì)；
2、將鑄錠加熱至1200士 10°C保溫廣汕進(jìn)行固溶處理，在1200 士 10°C進(jìn)行軋制，變形量為83 85%，終軋溫度為900士 10°C ；
3、軋制結(jié)束后以5(T80°C/s的速度降溫至820士 10°C，保溫0. 5 lh，再水冷至室溫，獲得具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板。上述方法中，當(dāng)需要進(jìn)一步提高屈服強(qiáng)度時(shí)，對具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板進(jìn)行冷軋，冷軋變形量為10 40%，然后升溫至750士 10°C，保溫2 IOmin ；獲得的冷軋鋼板的抗拉強(qiáng)度為1730 1930 MPa，拉伸延展性為37 72%，屈服強(qiáng)度為40(Tll00MPa。上述方法中所述的保護(hù)氣體選用氬氣。上述的具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板的晶粒內(nèi)部存在不同取向的孿晶片層結(jié)構(gòu)，取向相同的孿晶片層互相平行，孿晶片層結(jié)構(gòu)所占面積百分比為1(Γ15% ；經(jīng)過冷軋后孿晶片層結(jié)構(gòu)提高到20 5洲
本發(fā)明通過層錯(cuò)能計(jì)算進(jìn)行成分設(shè)計(jì)，確定上述合金成分，其層錯(cuò)能理論值約為19 mj/mol，在適當(dāng)?shù)募庸l件下易于通過馬氏體相變及機(jī)械孿生，從而形成大量納米尺度的馬氏體片層及孿晶亞結(jié)構(gòu)，使金屬得到強(qiáng)化；熔煉過程采用惰性氣體Ar保護(hù)方法，并結(jié)合連續(xù)熱軋制及快速冷卻技術(shù)使組織結(jié)構(gòu)均勻。本發(fā)明的利用真空感應(yīng)熔煉技術(shù)及連續(xù)軋制技術(shù)，并結(jié)合快速冷卻技術(shù)，通過合理的工藝過程和工藝參數(shù)制備出具有TRIP/TWIP效應(yīng)的鋼材料，該材料具有非常高的室溫拉伸強(qiáng)度，遠(yuǎn)高于用傳統(tǒng)方法制備的相當(dāng)晶粒尺寸的鋼樣品的抗拉強(qiáng)度；該產(chǎn)品應(yīng)用性極強(qiáng)，由于具有相變及孿生效應(yīng)，在再加工過程中產(chǎn)生大量納米量級(jí)的馬氏體片層及孿晶亞結(jié)構(gòu)，此類結(jié)構(gòu)中具有極強(qiáng)的吸收位錯(cuò)大能力，使得材料具有非常高的強(qiáng)度及良好的塑性及優(yōu)越的耐磨耐蝕性能，對迅速發(fā)展的汽車工業(yè)，建筑業(yè)，化學(xué)工業(yè)，原子能工業(yè)，造船等新技術(shù)領(lǐng)域等高技術(shù)的發(fā)展具有重要價(jià)值；本發(fā)明的制備方法簡單，只需改進(jìn)工藝條件，控制適當(dāng)?shù)臒崽幚砑袄鋮s參數(shù)即可獲得。


圖1為本發(fā)明實(shí)施例1中的制備的具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板微觀組織形貌圖； 圖2為本發(fā)明實(shí)施例3中的制備的具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板微觀組織形貌圖3為本發(fā)明具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板在室溫條件下，單向拉伸的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線圖；其中1為實(shí)施例1的產(chǎn)品數(shù)據(jù)，2為實(shí)施例2的產(chǎn)品數(shù)據(jù)，3為實(shí)施例3的產(chǎn)品數(shù)據(jù)；圖4為本發(fā)明實(shí)施例1的制備的具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板在單向拉伸變形后的透射電子顯微鏡照片圖5所示為本發(fā)明實(shí)施例1的具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板在單向拉伸變形后的高倍透射電子顯微鏡照片圖，圖中ε為馬氏體片層，TBs為納米孿晶，SFs為納米孿晶層錯(cuò)結(jié)構(gòu)。
具體實(shí)施例方式本發(fā)明實(shí)施例中采用的熱軋?jiān)O(shè)備為Φ450雙輥單向異步軋機(jī)。本發(fā)明實(shí)施例中采用的冷軋?jiān)O(shè)備為兩輥軋機(jī)。本發(fā)明實(shí)施例中采用的快速冷卻設(shè)備為多噴嘴超快速冷卻裝置，該技術(shù)為已知技術(shù)。本發(fā)明實(shí)施例中冷軋后采用的保溫設(shè)備為SX2-12-10型箱式電阻爐。本發(fā)明實(shí)施例中采用的熔煉設(shè)備為真空感應(yīng)爐。本發(fā)明實(shí)施例中采用的金屬Fe、金屬M(fèi)n和C粉末(粒度彡50目)的重量純度均彡 99. 9%ο本發(fā)明實(shí)施例中將冶煉的物料置于真空度< lOOPa，再通入氬氣至常壓進(jìn)行保護(hù)。實(shí)施例1
將金屬Fe、金屬M(fèi)n及C粉末置于熔煉爐中，在氬氣條件下進(jìn)行熔煉，然后澆注成鑄錠， 其成分按重量百分比為Mn20. 2%，CO. 62%，余量為！^和不可避免雜質(zhì)；
鑄錠中雜質(zhì)成分按重量百分比為 SiO. 182%, A10. 002%,NiO. 046%, CuO. 085%,NbO. 019%, V0. 068%, CoO. 013%, TiO. 004%, P0. 018%, B0. 004%, W0. 028%, NO. 002%, SO. 007% ；
將鑄錠加熱至1200士 10°C保溫Ih進(jìn)行固溶處理，在1200士 10°C進(jìn)行6道次軋制，變形量為83%，終軋溫度為900士 10°C;其中奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制在105(Γ1200 內(nèi)完成，未再結(jié)晶區(qū)變形在90(Ti00(rc完成；
軋制結(jié)束后以50°c /s的速度降溫至820士 10°C，保溫0. 5h，再水冷至室溫，獲得具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板，抗拉強(qiáng)度2010 MPa,拉伸延展性85%，屈服強(qiáng)度310MPa ；微觀結(jié)構(gòu)為等軸奧氏體晶粒，晶粒的直徑在4(Γ60 μ m,晶粒內(nèi)部存在孿晶片層結(jié)構(gòu)，其所占面積百分?jǐn)?shù)為10% ；具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板厚度為6mm ；微觀組織形貌如圖1所示，單向拉伸的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線如圖2所示，單向拉伸變形后的透射電子顯微鏡照片如圖3所示，單向拉伸變形后的高倍透射電子顯微鏡照片如圖4所示；
普通粗晶體微合金鋼(晶粒尺寸約為100 μ m)在室溫下拉伸，其屈服強(qiáng)度在90 MPa； 超細(xì)晶微合金鋼(晶粒尺寸約為6μπι)在室溫下拉伸，其屈服強(qiáng)度310 MPa，抗拉強(qiáng)度為 630MPa ；具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板材料比超細(xì)晶微合金鋼晶粒尺寸大9倍，但屈服強(qiáng)度值相等，而抗拉強(qiáng)度提高了 3倍多；具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板材料與普通粗晶鋼相比，屈服強(qiáng)度是普通粗晶鋼的3倍，抗拉強(qiáng)度提高了近10倍。實(shí)施例2
將金屬Fe、金屬M(fèi)n及C粉末置于熔煉爐中，在氬氣條件下進(jìn)行熔煉，然后澆注成鑄錠， 其成分按重量百分比為Mn20. 1%，C0. 63%，余量為！^和不可避免雜質(zhì)；
將鑄錠加熱至1200士 10°C保溫池進(jìn)行固溶處理，在1200士 10°C進(jìn)行7道次軋制，變形量為84%，終軋溫度為900士 10°C ；軋制結(jié)束后以60°C /s的速度降溫至820士 10°C，保溫0. 8h，再水冷至室溫，獲得具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板；抗拉強(qiáng)度為I960 MPa，拉伸延展性為80%，屈服強(qiáng)度為360MPa ；
將具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板進(jìn)行冷軋，變形量為30% ；然后升溫至750士 10°C，保溫 IOmin,經(jīng)過冷軋的鋼板抗拉強(qiáng)度1930 MPa,拉伸延展性72%，屈服強(qiáng)度400MPa ；微觀結(jié)構(gòu)為等軸奧氏體晶粒，晶粒的直徑在3(Γ50 μ m,晶粒內(nèi)部存在孿晶片層結(jié)構(gòu)，其所占面積百分?jǐn)?shù)為20%;單向拉伸的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線如圖2所示；
通過真空熔煉-軋制技術(shù)制備的 ^-22Μη-1.2(鋼，抗拉強(qiáng)度可達(dá)到1600 MPa，屈服強(qiáng)度僅為300 MPa，拉伸塑性為40%，其綜合性能與具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板材料相比有顯著差距。 實(shí)施例3
將金屬Fe、金屬M(fèi)n及C粉末置于熔煉爐中，在氬氣條件下進(jìn)行熔煉，然后澆注成鑄錠， 其成分按重量百分比為Mn20. 3%，CO. 61%，余量為！^和不可避免雜質(zhì)；
將鑄錠加熱至1200士 10°C保溫池進(jìn)行固溶處理，在1200士 10°C進(jìn)行8道次軋制，變形量為85%，終軋溫度為900士 10°C ；
軋制結(jié)束后以80°C /s的速度降溫至820士 10°C，保溫lh，再水冷至室溫，獲得具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板；抗拉強(qiáng)度為1910MPa，拉伸延展性為75%，屈服強(qiáng)度為400MPa ；
將具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板進(jìn)行冷軋，變形量為20% ；最后升溫至650士 10°C，保溫2 min,獲得的冷軋鋼板的抗拉強(qiáng)度1730 MPa,拉伸延展性37%，屈服強(qiáng)度IlOOMPa ；微觀結(jié)構(gòu)為等軸奧氏體晶粒，晶粒的直徑在1(Γ50 μ m,晶粒內(nèi)部存在孿晶片層結(jié)構(gòu)，其所占面積百分?jǐn)?shù)為52% ；單向拉伸的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線如圖2所示；微觀組織形貌如圖2所示；
采用真空感應(yīng)爐氬氣保護(hù)熔煉方法所制備的 ^-30Μη-33 -4Α1 TffIP鋼，在1000°C保溫45min固溶，平均晶粒尺寸約為50 μ m，其屈服強(qiáng)度為311 MPa，抗拉強(qiáng)度670 MPa，在對強(qiáng)度、耐磨性能要求較高的領(lǐng)域，具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板材料仍然具有獨(dú)特的優(yōu)勢。
權(quán)利要求
1.一種具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板，其特征在于該鋼板的成分按重量百分比為 Mn20.廣20. 3%，CO. 6廣0. 63%，余量為!^e和不可避免雜質(zhì)，所述的具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板的抗拉強(qiáng)度為1910 2010 MPa，拉伸延展性為75 85%，屈服強(qiáng)度為31(T400MPa。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板，其特征在于該鋼板的微觀結(jié)構(gòu)為等軸奧氏體晶粒，晶粒的直徑在4(Γ60 μ m。
3.—種權(quán)利要求1所述的具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板的制備方法，其特征在于按以下步驟進(jìn)行(1)將碳、金屬狗及金屬M(fèi)n置于熔煉爐中，在保護(hù)氣體條件下進(jìn)行熔煉，然后澆注成鑄錠，其成分按重量百分比為Mn20.廣20. 3%，CO. 6廣0. 63%，余量為！^和不可避免雜質(zhì)；(2)將鑄錠加熱至1200士10°C保溫廣3h進(jìn)行固溶處理，在1200士 10°C進(jìn)行軋制，變形量為83 85%，終軋溫度為900士 10°C ；(3)軋制結(jié)束后以5(T80°C/s的速度降溫至820士 10°C，保溫0. 5 lh，再水冷至室溫， 獲得具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板。
全文摘要
一種具有超高強(qiáng)度超高韌性鋼板及其制備方法，屬于材料技術(shù)領(lǐng)域，鋼板成分按重量百分比為Mn20.1~20.3%，C0.61~0.63%，余量為Fe；制備方法為(1)將Fe、Mn及C在保護(hù)氣體條件下進(jìn)行熔煉，然后澆注；(2)加熱至1200±10℃保溫1~3h進(jìn)行固溶處理，在1200±10℃進(jìn)行軋制；(3)后以50~80℃/s的速度降溫至820±10℃，水冷至室溫。本發(fā)明制備的鋼板材料具有非常高的室溫拉伸強(qiáng)度，應(yīng)用性極強(qiáng)，并且制備方法簡單，只需改進(jìn)工藝條件，控制適當(dāng)?shù)臒崽幚砑袄鋮s參數(shù)即可獲得。
文檔編號(hào)C22C38/04GK102392179SQ201110409529
公開日2012年3月28日 申請日期2011年12月12日 優(yōu)先權(quán)日2011年12月12日
發(fā)明者左良, 王沿東, 申勇峰, 薛文穎, 邱從懷 申請人:東北大學(xué)