一種高強度、高塑性的高錳鋼材料及其加工方法

　　【技術領域】

　　[0001] 本發明屬于鋼鐵材料及其加工制備領域，涉及一種高錳鋼，尤其是一種高強度、高 塑性的高錳鋼材料及其加工方法。

　　【背景技術】

　　[0002] 眾說周知，細化晶粒是提高鋼鐵材料的強度、降低韌脆轉變溫度、提高韌性的重要 途徑。低溫錳鋼研究探索方面的一個重要戰略就是細化晶粒以實現在成分不變的前提下優 化組織和性能。初期的研究發現，晶粒納米化，可以實現材料強度的提高，但是塑性卻大幅 下降。這說明單純的細化晶粒是行不通的。

　　【發明內容】

　　[0003] 本發明要解決的技術問題是提供一種提高高錳鋼強度和塑性的方法及高錳鋼材 料，該方法借助退火理工藝獲得粗晶（晶粒尺寸大于約5微米）和超細晶(尺寸小于1微米） 的混合組織，使得晶界強化效果急劇增強，其增強效果比粗晶組織的效果提高了 10倍；在 強化效果急劇增強的同時，材料的塑性不但沒有降低反而有所提高。

　　[0004] 為解決上述技術問題，本發明采用的技術方案1是： 一種高強度、高塑性的高錳鋼材料，所述高錳鋼中錳的重量百分比為30~36%，所述高錳 鋼中晶粒尺寸小于1微米的超細晶占晶粒總體積的百分比為20~30°/〇。

　　[0005] 本發明還提供了一種上述高錳鋼材料的加工方法，其包括以下工藝步驟： A、 高錳鋼熔煉：所述高錳鋼中Mn的重量百分比為30°/『36%，按照設計要求計算投料比 例，將高錳鋼熔煉成鋼錠； B、 鋼錠的后處理：將步驟A中的鋼錠保持在1150°C ~1200°C條件下熱處理2~4小時、然 后轉移到室溫、在水淬池中均質完成固溶處理； C、 開坯乳制成板：首先將鋼錠坯料加熱至在900°C ~1000°C、然后熱乳成10~20mm厚毛 板，再在l〇〇〇°C ~1100°C下保持1~2小時，后轉移到室溫、水淬池中均質； D、 冷乳、退火成型：熱鍛后的毛板在室溫下經10~20道次冷乳到1.0 mm-2. Omm厚的鋼 板，乳制變形量為90%-95%，所述鋼板在600°C _900°C保持5分鐘-1小時，后轉移到室溫、水 淬池中完成淬火處理。

　　[0006] 優選的，所述高錳鋼的組分配比為：Mn 29%~36%、C 0. 02%~0. 06%、S彡0. 01%、 P < 0. 008%、其余為Fe，以上均為重量百分比。

　　[0007] 優選的，高錳鋼的組分配比還可以是：Mn 30%~36%、C 0. 1%~0. 2%、S彡0. 008%、 P彡0· 008%、Si彡0· 01%、Cr 6%~8%、Ni 0· 2%~0· 3%，其余為Fe，以上均為重量百分配比。

　　[0008] 上述技術方案中，高錳鋼材料經過大變形量的冷乳、退火處理后，獲得了超細晶 (晶粒尺寸小于1微米）與粗晶的混合組織，且超細晶占總晶粒體積的20%以上，尤其是在 20~30%的范圍時，高錳鋼性能出現了兩種非常有利的異常現象，一是晶界強化效果急劇增 強，其增強效果比粗晶的效果提高了 10倍；二是在強化效果急劇增強的同時，材料的塑性 不但沒有降低反而有所提高。這些異常現象不能用已建立起來的混晶組織強韌化學說來 簡單解釋；表明控制這類高錳鋼的微觀組織，可誘導新的強韌化機制，這是一個基礎科學問 題，需要進一步的深入研究；這些新發現也為調控材料微觀組織、充分發揮材料的潛能提供 了希望。

　　[0009] 采用上述技術方案產生的有益效果在于：（1)本發明通過多道次冷乳和較大的變 形量、以及合理的退火溫度和退火時間的控制，得到了粗晶（晶粒尺寸大于約5微米)和超細 晶(尺寸小于1微米）的混合組織，其中超細晶占晶粒總體積的20~30%時，該微觀結構的尚 錳鋼在室溫下的拉伸強度和塑性得到明顯提高；（2)本發明在調控材料微觀組織、充分發 揮材料潛能方向提供了新的思路；（3)本發明熱處理工藝簡單，適用于規模化生產，節能環 保，加工技術簡易，容易實現。

　　【附圖說明】

　　[0010] 圖la~g分別是實施例1~5和對比例1~2制備的高錳鋼EBSD圖； 圖2a是實施例1中高錳鋼晶粒尺寸分布圖；圖2b和c分別是實施例5中高錳鋼微觀 組織取向差分布和晶粒尺寸分布圖；圖2d和e分別是對比例2中制備的高錳鋼微觀組織取 向差分布和晶粒尺寸分布圖； 圖3是實施例1中未經退火處理的高錳鋼拉伸曲線； 圖4a、b和c分別是實施例1~5和對比例1~2的拉伸曲線； 圖5是不同晶粒尺寸的霍爾-佩奇關系圖； 圖6a~b是實施例11~12制備的高錳鋼EBSD圖； 圖7是實施例13制備的高錳鋼EBSD圖； 圖8a~d是實施例11~14中尚猛鋼拉伸曲線； 圖9是實施例11中未經退火處理的高錳鋼拉伸曲線； 圖10a~d分別是實施例19~21和對比例3制備的高錳鋼EBSD圖 圖lla~c是實施例19~21制備的高錳鋼微觀取向差分布； 圖12是實施例19~21和對比例3~4制備的高錳鋼室溫下拉伸曲線； 圖13是實施例19~21制備的高錳鋼在-180°C下的拉伸曲線； 圖14是實施例1中制備的高錳鋼XRD圖； 圖15是實施例1中制備的高錳鋼材料經過深冷處理后的XRD圖。

　　【具體實施方式】

　　[0011] 實施例1~實施例5 本實施例1中所述高錳鋼的成分按重量百分比計為：Mn 34. 5、C 0. 04%，S彡0. 01%， P < 0. 008%，其余為Fe和不可避免的雜質。硫、磷的含量為限制性含量。具體加工步驟為： A、按照上述高錳鋼的組分配比，計算投料比例，將配料在工頻電感應爐中熔煉、爐內氬 氣正壓環境，以防止Mn在熔煉過程中揮發，將配料熔煉成鋼錠。

　　[0012] B、鋼錠的后處理：將步驟A中的鋼錠保持在1150°C ~1200°C條件下熱處理2~4小 時、然后轉移到室溫、水淬池中均質完成固溶處理；經過固溶處理后，鑄錠中各相充分溶解， 有利于提高高錳鋼板材的韌性及抗蝕性能，消除應力與軟化。

　　[0013] C、開坯乳制成板：固溶處理后的高錳鋼鑄錠開坯后經過熱乳、回火均質。

　　[0014] 熱乳、均質的工藝條件為：首先將坯料加熱至在900°C ~1000°C、然后熱乳成 10~20mm厚的毛板，終乳溫度不小于900°C;再在1000°C ~1100°C下保持1~2小時，后轉移到 室溫、水淬池中均質。熱乳后進行均質可消除因熱乳而產生的應力集中點。

　　[0015] D、冷乳、退火成型：熱乳后的毛板在室溫下經10~20道次冷乳到1. 3厚的鋼板，乳 制變形量為90%-92%，所述鋼板在600°C保持1小時，后轉移到室溫、水淬池中完成淬火處 理。

　　[0016] 作為本發明的實施例2~5,與實施例1不同的是步驟D中，退火的條件分別為：實 施例2、650°C退火5分鐘；實施例3、650°C退火10分鐘，實施例4、650°C退火30分鐘；實施 例5、700°C退火1小時。

　　[0017] 作為對比例1和2,步驟D中，退火的條件分別為：800°C退火1小時、1000°C退火1 小時。

　　[0018] 將上述實施例1~5以及對比例1和2中制得的高錳鋼分別進行EBSD測試，結果參 見圖la~g，分別比對：實施例1~3 (600°C退火1小時、650°C退火5分鐘和650°C退火10分 鐘）樣品中的組織均為部分再結晶和形變組織構成，再結晶晶粒較細，其中黑色區域為形變 組織；實施例4和實施例5 (650°C退火30分鐘和700°C退火1小時）中樣品的組織為完全 再結晶組織，所述再結晶組織包括晶粒尺寸小于1微米的超細再結晶小晶粒和晶粒尺寸大 于5微米的粗晶粒混合體；對比例1和2均為完全再結晶的粗晶。

　　[0019] 對實施例1、實施例5和對比例1、對比例2進行晶粒尺寸的統計分析。參見圖 2a~e，從圖中可以看出，實施例1中小于1微米的晶粒約占總晶粒體積的48. 9% ;從圖2b和 c可以看出，實施例5所制備的尚猛鋼為完全再結晶組織，小于1微米的晶粒占總晶粒體積 的25. 5%。分別對實施例1~5和對比例1~2進行晶粒分布進行統計，其結果參見表1。

　　[0020] 將實施例1~5的高錳鋼進行XRD測試，結果表明，均為完全奧氏體結構。圖14是 其中實施例1中高錳鋼的XRD圖；將實施例1中的高錳鋼在液氮中浸泡30分鐘后進行XRD 測試，結果表明，完全奧氏體結構未發生相變。

　　[0021] 在室溫下、按照GB/T 228. 1-2010(金屬材料拉伸試驗第一部分：室溫試驗方法)進 行拉伸試驗，寬度為5毫米，標距為10毫米，拉伸速率為1. 2毫米/分鐘，結果參見圖4a~c 以及表1，并以未進行退火處理的高錳鋼拉伸結果進行比對，參見圖3。

　　[0022] 從圖3和圖4a~c可以看出，未經退火處理的高錳鋼抗拉強度高，但是延伸率很低； 經過退火處理后的高錳鋼拉伸強度和屈服強度仍然較高，延伸率大幅度提高；退火溫度提 高至800°C以上時，晶粒變大，屈服強度明顯變差。

　　[0023] 表1實施例1~5及對比例1~2中高錳鋼的拉伸試驗結果 CN 105200309 A 說明書 4/7 頁

　　本實施例通過控制冷乳后退火溫度來實現對晶粒形貌的控制，從晶粒形貌和晶粒尺寸 來看，退火溫度低（600°C)時為回復階段，晶粒不長大；提高退火溫度到650°C，高錳鋼發 生再結晶，部分晶粒長大，其形成了再結晶長大的晶粒和未發生再結晶的形變組織；當在 650°C延長退火時間至Ih時，其中未發生再結晶的形變組織比例降低，此時晶粒尺寸仍然 還較小；繼續提高退火溫度至700°C，全部發生再結晶，生成細小的晶粒；繼續升高退火溫 度至800~1000°C，再結晶晶粒發生長大，變成粗晶，晶粒尺寸大于5微米。

　　[0024] 晶粒尺寸及超細晶(小于1微米)所占的體積百分比對高錳鋼的強度和塑性有較大 的影響；晶粒尺寸并非越小越好，其中小晶粒所占的體積百分比也并非越大越好。獲得更高 的均勻延伸率和強度優選小于1 μπι的晶粒所占體積比為23 % ~ 28 %，更加優選28%。

　　[0025] 將實施例1~5以及對比例1~2的屈服強度和晶粒尺寸進行霍爾-佩奇強化對比， 參見圖5 :sa2=-177+160d 1/2為800°C退火一小時、900°C退火一小時和KKKTC退火一小時 的晶粒尺寸和屈服強度的關系曲線；sy=-729+1664d 1/2為600°C退火一小時、650°C退火5分 鐘、650°C退火10分鐘、650°C退火30分鐘和700°C退火一小時的晶粒尺寸和屈服強度的關 系曲線；兩個霍爾-佩奇斜率分別為160和1664相差約10倍，說明小晶粒尺寸的強化效果 為粗晶樣品的10倍。

　　[0026] 以上結果表明：①通過退火溫度和退火時間調控高錳鋼微觀組織中超細亞晶的體 積分數在23 % ~ 28 %時，高錳鋼的晶界強化效果急劇增強，②在強化效果急劇增強的同 時，材料的塑性不但沒有降低反而有所提高。

　　[0027] 實施例6~實施例9 與實施例1不同的是，步驟A中高錳鋼的組分配比為：Mn 32、C 0. 04%，S彡0. 01%， PS 0.008%，其余為Fe和不可避免的雜質不同；步驟D中，退火溫度不同，具體參見表2。經 XRD測試，均為奧氏體結構。

　　[0028] 表2實施例6~10試驗數據 CN 105200309 A 說明書 5/7 頁

　　從實施例6~10,可以看出，利用部分再結晶獲得粗晶（晶粒尺寸大于約5微米）和超細 晶(尺寸小于1微米）的混合組織，調控超細晶的體積分數在20~30%時，高錳鋼強度的塑性 不但沒有降低反而有所提高，提高了高錳鋼的強塑積。

　　[0029] 實施例 11~14 A、按照高錳鋼重量百分比為Mn 30%、C 0· 15%、S彡0· 008%、P彡0·

　　008%、Si彡0· 01%、 Cr 7%、Ni 0.25%，其余為Fe;計算投料比例、并熔煉成鋼錠；并進行電渣重溶處理。

　　[0030] B、鋼錠的后處理：將步驟A中的鋼錠保持在1150°C ~1200°C條件下熱處理2~4小 時、然后轉移到室溫、水淬池中均質完成固溶處理。

　　[0031] C、開坯乳制成板：經步驟B處理后的鋼錠加熱至900~1000°C、然后熱乳成10~20mm 厚的毛板，終乳溫度不低于900°C ;再將毛板在1000°C ~1100°C下保持1~2小時，后轉移到 室溫、水淬池中均質。熱乳后進行均質可消除因熱乳而產生的應力集中點。

　　[0032] 步驟D :熱乳后的毛板在室溫下經10~20道次冷乳到1. 2厚的鋼板，乳制變形量為 95%，所述鋼板在600°C保持1小時，后轉移到室溫、水淬池中完成淬火處理。

　　[0033] 作為本發明的實施例12~14,與實施例11不同的是步驟D中，退火的條件分別為： 實施例12、700°C退火1小時；實施例13、800°C退火1小時，實施例14、900°C退火1小時。

　　[0034] 將上述實施例11~14制得的高錳鋼分別進行EBSD測試，實施例11和12(600°C退 火1小時、700°C退火1小)高錳鋼的微觀組織均為部分再結晶組織和形變組織構成，其中黑 色區域為形變組織，小于1微米的超細晶占總晶粒體積的比例分別為40%和35% ;實施例13 和14中的高錳鋼為完全再結晶組織，所述再結晶組織包括晶粒尺寸小于1微米的超細再結 晶小晶粒和晶粒尺寸大于5微米的粗晶粒混合體，實施例13和14中超細晶占總晶粒體積 的比例分別為21. 0%和22. 8%。

　　[0035] 將實施例11~14中制備的高錳鋼在室溫下按照GB/T 228. 1-2010 (金屬材料拉伸 試驗第一部分：室溫試驗方法）進行拉伸試驗，寬度為5毫米，標距為10毫米，拉伸速率為 1. 2毫米/分鐘，進行拉伸試驗，結果參見圖8a~d和表3,并以未進行退火處理的高錳鋼拉 伸結果進行比對，參見圖9。將拉伸后的高錳鋼進行XRD測試，結果表明均為完全奧氏體結 構。

　　[0036] 表3實施例11~14中高錳鋼的拉伸試驗結果

　　從表3可以看出，未經退火處理的高錳鋼抗拉強度高，但是延伸率很低；經過退火處 理后的尚猛鋼拉伸強度仍然$父尚，延伸率大幅度提尚；尤其是當超細晶占總晶粒體積為 20~28%時，強塑積較高。

　　[0037] 實施例 15~18 與實施例11不同的是，步驟A中高錳鋼的組分配比為：Mn 35、C 0. 04%，S彡0. 01%， PS 0.008%，其余為Fe和不可避免的雜質不同；步驟D中，退火溫度不同，具體參見表4。經 XRD測試，均為奧氏體結構。

　　[0038] 表4實施例15~18的部分退火條件和拉伸試驗結果

　　實施例19~21 A、 高錳鋼料方的組分按重量百分比計為Mn 20%、C 0. 7%、S彡0. 01%、P彡0. 008%、其余 為Fe的組分配比，計算投料比例、并熔煉成鋼錠； B、 鋼錠的后處理：將步驟A中的鋼錠保持在1150°C~1200°C條件下熱處理2~4小時、然 后轉移到室溫、水淬池中均質完成固溶處理； C、 開坯乳制成毛板：將鋼錠坯料加熱至在900°C ~1200°C厚、熱乳成24_厚的板狀樣 品，再經ll〇〇°C -1200°C均質化處理1-2小時； D、 冷乳乳制成板：第一道次從24mm冷乳50%到12mm，然后經650°C退火30分鐘后、室 溫下在水淬池中淬火；第二道次從12mm冷乳50%到6mm，然后經650 °C退火30分鐘后、室溫 下在水淬池中淬火；第三道次從6mm冷乳50%到3mm，650°C退火15分鐘后、室溫下在水淬 池中淬火；最后從3mm冷乳到2mm，經500°C退火1小時后，室溫下在水淬池中淬火。

　　[0039] 實施例20和實施例21，與實施例19不同的是，最后一次退火溫度分別為600°C和 700°C。將實施例19、20和21分別進行XRD測試，結果表明均為完全奧氏體結構。作為對 比例3和對比例4,最后一次退火溫度分別為800°C和900°C。

　　[0040] 將實施例19~21和對比例3制得的高錳鋼進行EBSD測試，參見圖10a~10d，其晶 粒尺寸的分布參見圖lla~圖Ilc0

　　[0041] 將實施例19~21和對比例3~4中制備的高錳鋼在室溫下按照GB/T 228. 1-2010(金 屬材料拉伸試驗第一部分：室溫試驗方法）進行拉伸試驗，寬度為5毫米，標距為10毫米， 拉伸速率為1. 2毫米/分鐘，進行拉伸試驗。結果參見圖12和表5。

　　[0042] 表5實施例19~21和對比例3~4中高錳鋼的拉伸試驗結果

　　另取實施例19~20中制備的高錳鋼在-180°C按照GB/T 13239-2006 (金屬材料低溫拉 伸試驗方法)進行拉伸實驗，實驗結果參見圖13。將拉伸后的試樣進行XRD測試，結果表明： 在-180°C的條件下，其仍為完全奧氏體結構。

　　[0043] 從以上附圖中可以看出：實施例19顯微組織中小于1 μπι的晶粒占約37. 3%，在室 溫拉伸時抗拉強度1137MPa，平均延伸率22. 8%，強塑積25880MPa% ;在-180°C拉伸時抗拉強 度1540MPa，平均延伸率13. 68%，強塑積21067MPa%。

　　[0044] 實施例20中，顯微組織中小于1 μπι的晶粒占約25. 5%，在室溫拉伸時抗拉強度 1140MPa，平均延伸率41. 44%，強塑積47256MPa% ;在-180°C拉伸時抗拉強度1391MPa，平均 延伸率17. 1%，強塑積23786MPa%。

　　[0045] 實施例21中，顯微組織中小于1 μπι的晶粒占約28. 5%，在室溫拉伸時抗拉強度 1085. 58MPa，平均延伸率51. 3%，強塑積55506MPa% ;在-180°C拉伸時抗拉強度1543MPa，平 均延伸率52. 4%，強塑積80853MPa%。

　　[0046] 對比例3和4,顯微組織中小于1 μ m的晶粒為0,室溫下拉伸，對比例3的抗拉強 度為966. 16MPa，平均延伸率為49. 29%，強塑積為47622MPa%。

　　[0047] 以上結果表明：獲得更高的均勻延伸率和強度優選小于Ιμπι的晶粒占約25 % ~ 29 %，更加優選28. 5%。

　　[0048] 綜上所述，對于高錳鋼材料，當通過退火工藝控制微觀組織中的超細晶粒占總晶 粒體積的20~30%時，使得晶界強化效果急劇增強；在強化效果急劇增強的同時，材料的塑 性不但沒有降低反而有所提高。該結論可以推至其它材料中，在其它材料方面的應用在進 一步的研究中。

　　【主權項】

　　1. 一種高強度、高塑性的高錳鋼材料，所述高錳鋼中錳的重量百分比為20~36%，其特 征在于所述高錳鋼中晶粒尺寸小于1微米的超細晶占晶粒總體積的百分比為20~30%。2. 根據權利要求1所述的高強度、高塑性的高錳鋼材料的制備工藝，其特征在于晶粒 尺寸小于1微米的超細晶占晶粒總體積的百分比為22~28%，所述尚猛鋼為完全奧氏體結 構。3. -種權利要求1所述的高強度、高塑性的高錳鋼材料的加工方法，其特征在于包括 以下工藝步驟： A、 高錳鋼熔煉：所述高錳鋼中Mn的重量百分比為309K36%，按照設計要求計算投料比 例，將高錳鋼熔煉成鋼錠； B、 鋼錠的后處理：將步驟A中的鋼錠保持在1150°C~1200°C條件下熱處理2~4小時、然 后轉移到室溫、在水淬池中均質完成固溶處理； C、 開坯乳制成板：首先將鋼錠坯料加熱至在900°C~1000°C、然后熱乳成10~20mm厚的 毛板，再在l〇〇〇°C~1100°C下保持1~2小時，后轉移到室溫、水淬池中均質； D、 冷乳、退火成型：熱鍛后的毛板在室溫下經10~20道次冷乳到I.Omm-2.Omm厚的鋼 板，乳制變形量為90%-95%，所述鋼板在600°C_900°C保持5分鐘-1小時，后轉移到室溫、水 淬池中完成淬火處理。4. 根據權利要求2所述的高強度、高塑性的高錳鋼材料的加工方法，其特征在于所述 高錳鋼的組分配比為：Mn30%~36%、C0. 02%~0. 06%、S彡0. 01%、P彡0. 008%、其余為Fe，以 上均為重量百分比。5. 根據權利要求4所述的高強度、高塑性的高錳鋼材料的加工方法，其特征在于Mn的 重量百分比含量為34%~35%。6. 根據權利要求4所述的高強度、高塑性的高錳鋼材料的加工方法，其特征在于步驟D 中所述鋼板在650°C_700°C保持10分鐘-1小時。7. 根據權利要求3所述的高強度、高塑性的高錳鋼材料的加工方法，其特征在于所述 高錳鋼的組分配比為：Mn29%~36%、C0? 1%~0. 2%、S彡 0? 008%、P彡 0? 008%、Si彡 0? 01%、Cr 6%~8%、Ni0. 2%~0. 3%，其余為Fe，以上均為重量百分配比。8. 根據權利要求7所述的高強度、高塑性的高錳鋼材料的加工方法，其特征在于所述 高錳鋼的組分配比為：Mn30%~35%、C0? 1%~0. 2%、S彡 0? 008%、P彡 0? 008%、Si彡 0? 01%、Cr 6%~8%、Ni0? 2%~0. 3%，其余為Fe。9. 根據權利要求8所述的高強度、高塑性的高錳鋼材料的加工方法，其特征在于所述 高錳鋼的組分配比為：Mn30%、C0? 15%、S彡 0? 008%、P彡 0? 008%、Si彡 0? 01%、Cr7%、和 NiO. 25%，其余為Fe;步驟D中所述鋼板在800°C_900°C保持30分鐘-1小時。10. 根據權利要求1所述的高強度、高塑性的高錳鋼材料的加工方法，其特征在于包括 以下工藝： A、 高錳鋼料方的組分按重量百分比計為Mn19%~21%、C0. 55%~0. 75%、S彡0. 01%、 P< 0. 008%、其余為Fe的組分配比，計算投料比例、并熔煉成鋼錠； B、 鋼錠的后處理：將步驟A中的鋼錠保持在1150°C~1200°C條件下熱處理2~4小時、然 后轉移到室溫、水淬池中均質完成固溶處理； C、 開坯乳制成毛板：將鋼錠坯料加熱至在900°C~1200°C厚、熱乳成24_厚的板狀樣 品，再經ll〇〇°C-1200°c均質化處理1-2小時； D、冷乳乳制成板：第一道次從24mm冷乳50%到12mm，然后經650°C退火30分鐘后淬火； 第二道次從12mm冷乳50%到6mm，然后經650 °C退火30分鐘后淬火；第三道次從6mm冷乳 50%到3mm，650°C退火15分鐘后淬火；最后從3mm冷乳到2_，經500°C~700°C退火1小時 后，淬火。

　　【專利摘要】本發明公開了一種高強度、高塑性的高錳鋼材料及其加工方法，所述高錳鋼中錳的重量百分比為30~36%，所述高錳鋼中晶粒尺寸小于1微米的超細晶占晶粒總體積的百分比為20~30%。本發明借助退火理工藝獲得粗晶（晶粒尺寸大于約5微米）和超細晶（尺寸小于1微米）的混合組織，使的晶界強化效果急劇增強，其增強效果比預期的晶粒納米化的效果提高了10倍；在強化效果急劇增強的同時，材料的塑性不但沒有降低反而有所提高。

　　【IPC分類】C21D8/02, C22C38/04, C22C38/58

　　【公開號】CN105200309

　　【申請號】CN201510492300

　　【發明人】王玉輝, 黃曉旭, 王天生, 彭艷

　　【申請人】燕山大學

　　【公開日】2015年12月30日

　　【申請日】2015年8月12日

　　【公告號】CN104152797A, CN104846175A, CN104846273A