CN113388787B - 一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法 - Google Patents

一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其成分质量百分比为：C:0.35～0.85％，Mn:15.2～24.8％，Si:0.1～0.5％，Al:≤1.0％，S:≤0.005％，P:≤0.01％，Nb:0.5～1.5％，Ti:0.2～0.8％，V:0.2～0.75％，N:0.005～0.05％,稀土RE：0.02％～0.1％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。合金的层错能为24～30kJ/m2，Ti、Nb和V加入量的质量百分比满足：2:1:1。制备工艺包括合金熔炼及负压浇铸、均一化热处理及开坯、热轧制、纳米孪生化处理、纳米孪晶稳定化及低温时效化处理。本发明依托低层错能和微合金化的成分优化匹配设计，基于形变和热处理的手段进行精细化组织调控，实现组织良好匹配，合金兼具高强度、高韧性和高耐磨性。本发明耐磨钢综合力学性能优异，合金成本低，制备工艺简单，生产制造成本低，易于投入工业化生产和大范围的产业化装备。

Description

一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法
技术领域
本发明涉及一种耐磨钢及其加工制备技术领域，具体涉及一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法。
背景技术
钢铁材料至今仍是最重要，适应性和通用性最强的工程材料，其丰富的装备经验、低廉的生产成本、广阔的性能可塑性空间都是其他材料短期内难以比拟的。近年来，钢铁材料被更多地应用在航空航天、国防军工、新型交通运输技术等关键领域，钢铁行业也整体向绿色、环保、节能减排为目标的方向发展，这些都为进一步提升钢材的综合力学性能提出了要求。锰合金耐磨钢是常用的高性能钢材，具有良好的耐磨性、强度、塑性、耐腐蚀性，广泛应用在重载设备，矿山机械、先进装备、航天军工、交通运输等重要领域，在钢铁材料装备中占据重要地位。通常高锰合金钢优于具有稳定的奥氏体组织，其强度硬度相对较低，尽管具有优异的可加工硬化能力，但是其耐磨性工况仍然有待提高。随着工业的发展和不断进步，对耐磨的高强、高韧性都提出量更高的要求。
位错和孪生是金属材料的两种主要变形机制，一般认为，材料层错能较低时，层错密度较高，位错滑移受阻，材料变形时更易于发生孪生。孪晶所生成的孪晶界面对材料力学性能有着强韧化的作用。自Frommeyer等学者1997～1998年首次提出多锰合金钢的TWIP效应并研发出TWIP钢以来，以孪生为主要强化机制的高强、高韧性高锰合金钢一直备受关注。在保留相当的塑性同时大幅提升锰合金钢的强度(尤其是屈服强度)成为了材料性能的主要优化方向。此外，所用选制备方式的生产成本和工艺流程也是大规模产业化应用的需要重点考虑的问题。
当前行业内对于提高孪生高锰合金耐磨钢的强度主要有三种思路。首先是预应变处理。已有研究报道了通过预轧制和预拉伸都可以相当程度地提高孪生高锰合金钢的屈服强度，但也会显著降低材料的延伸率。研究发现，经过10％的轧制处理，可以使屈服强度超过1000MPa(参见文献钢铁,2011,46(11):77-81)。而Bouaziz等的研究，经过20％的再轧制处理，可以使Fe-22Mn-0.6C TWIP钢的屈服强度从600MPa上升至超过1400MPa，但延伸率显著降低至4％(参见文献Scripta Materialia,2010,62(9):713-715)。第二种是细晶强化。依据Hall-Petch公式，晶粒的细化会显著提高材料的强度，大多数情况下，都表明细晶强化会一定程度上损失相当的延伸率。单独依靠细晶强化也并不足以满足汽车工业对于材料屈服应力的需要，以Fe-22Mn-0.6C钢材为例，想达到汽车工业所需要的600～700MPa，需要将晶粒细化至1μm，然而工业轧制的大生产线只能达到最低在2.0μm的水平(参见文献CurrentOpinion in Solid State&Materials Science,2011,15(4):141-168)。第三种方式是第二相(析出)强化。有研究发现，Ti、V、Nb对材料都有一定的强化效应，不过后两者的强化上限相对Ti要更强一些，其中V的强化的贡献可达到400MPa，而Ti在150MPa附近。研究显示，V可以提高材料的抗拉强度和屈服强度，但会降低延伸率。如上所有的沉淀析出物的稳定温度范围在450℃至700℃之间。但是相对于传统的Nb、V、Ti微合金化HSLA钢，微合金化TWIP钢中加入的合金元素的量至少要增加一个数量级(参见文献一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性TWIP钢及制备方法[M].CN.2012)。除此之外，也有一系列如表面涂层等新方法进入了实验室研究阶段。而针对锰合金钢低层错能的特性，利用低温轧制提升材料内部孪晶密度的提升路线还没有得到广泛的实践和应用。
在现有的技术中，经过传统处理方式提升综合力学性能的锰合金耐磨钢往往在强化效果、加工工艺可行性上有一定的提升空间。例如，专利CN105200309A公布了一种提升高锰钢材料的热处理办法，依托退火处理可以获得粗晶(晶粒尺寸大于约5微米)和超细晶(尺寸小于1微米)的混合组织，使的晶界强化效果急剧增强，但材料的屈服强度提高不超过400MPa，仍难以满足重载耐磨领域的应用需求。专利CN107858602A公布了一种高韧性奥氏体型高锰钢板及其生产方法，包含轧制和热处理等工序，但由于变形量不足、轧制温度过高，强化效果并不明显。专利CN104962825A公布了一种超高锰多元素稀土耐磨合金钢衬板的制备方法，主要针对提升材料的耐磨性能，但是其屈服强度在600MPa左右，无法满足高强钢高耐磨的使用场景，且所使用的钢材含有较多稀土元素，生产装备成本较高。
组织细化是提高材料强度和韧性的有效手段。同时提高材料的强度和塑性是长期以来结构材料性能提升相关研究的主要目标，研究表明通过强变形后热处理获得均匀的、细化的显微组织是在学术界和工业生产中广泛实践并获得认可的可靠方案。但是相比与传统的强变形方式，诸如通道转角挤压、高压扭转等强塑性变形手段，强变形轧制具有生产成本低、生产设备资源多、易于制备大型块体材料等不可替代的优点。但是仅依靠强变形轧制很难得到大量的高角度晶界，通过强变形轧制所获得的低角度晶界对材料的塑性提升效果有限。通常需要合适的热处理工艺使强变形过的材料获得大量的高角度晶界，从而达到高水平的综合力学性能。(参见文献Progress in Materials Science,94(2018)462-540；45(2000)103-189.)
相比于常规的高角度晶界，孪晶界面在提高材料强度塑性方面有着更好的效果。作为一种高度共格的界面，孪晶界的界面储存能较高角度晶界低一个数量级。一方面，纳米孪晶界可将原始晶粒分成多个区域，起到细晶强化的作用。如果能在细晶或者超细晶组织中，进一步引入高密度纳米孪晶界面，则可以显著提升材料的强度和韧性。但是通常引入高密度孪晶的方法为热处理引入退火孪晶，但是优于退火过程中晶粒存在长大现象，同时孪晶尺寸也相对较大，很难达到同时高强度和高韧性的效果。针对高锰合耐磨钢，如果在成分设计上，能够获得具有一定相对低层错能的合金，使其奥氏体足够稳定，通过室温或者超低温的形变诱发高密度的纳米变形孪晶，引入高密度的孪晶界面，材料强度显著增加，同时基体结构仍然为奥氏体，因此兼具良好的塑韧性。此外，如果能够在合金设计及其制备工艺中能够制备出高密度的纳米析出相，与纳米孪晶界相互匹配，那么则可以进一步显著提升材料的强度。孪晶具备很强的阻碍位错运动能力和位错吸收能力，可以同时强化材料的强度和塑性。这为制备高性能的耐磨性金属材料提供了理论依据。目前，依托形变热处理引入高密度纳米孪晶和纳米析出的原理来制备高强韧耐磨合金还鲜有报道。
发明内容
本发明的目的就是为了克服上述现有技术存在的不足之处，提供一种基于成分优化设计的底层错能合金钢，并提供一种制备高密度纳米孪晶和纳米复合析出相强化为主，兼具高强度和高韧性的耐磨钢的制备工艺方法。
本发明的目的可以通过以下技术方案来实现：
所述的一种高强韧耐磨钢，通过合金优化设计，合金化学成分的质量百分比为：C:0.35～0.85％，Mn:15.2～24.8％，Si:0.1～0.5％，Al:≤1.0％，S:≤0.005％，P:≤0.01％，Nb:0.5～1.5％，Ti:0.2～0.8％，V:0.2～0.75％，N:0.005～0.05％,稀土RE：0.02％～0.5％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。
所述的一种高强韧耐磨钢的合金层错能为24～30kJ/m2，该合金中加入Nb、Ti和V加入量的优选条件下的质量百分比满足：2:1:1，研究表明该比例条件下，Nb、Ti和V的析出以其中两种或三种元素的复合碳氮化物析出为主，且尺寸细小，形貌以等轴粒状或球状。
上述一种高强韧耐磨钢，优选合金体系的成分质量百分比为：C:0.5～0.8％，Mn:20～24％，Si:0.1～0.5％，Al:≤1.0％，S:≤0.005％，P:≤0.01％，Nb:0.6～1.0％，Ti:0.3～0.5％，V:0.3～0.5％，N:0.01～0.02％,稀土RE：0.02～0.5％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。
上述的一种高强韧耐磨钢，进一步优选的成分的质量百分比为：C:0.5％,Mn:20±0.5％，Si:0.25％,Al≤1.0％,Nb:1.0±0.2％，Ti:0.5±0.1％，V:0.5±0.1％，N 0.01％，稀土RE：0.05±0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。
发明中的合金成分的设计关键在于：
该合金的组织为稳定的面心立方单相奥氏体组织，合金层错能为24～30kJ/m2，该层错能范围内，合金在室温及室温以下进行变形，在变形时位错滑移困难，易于发生孪生。可以实现孪生为主，位错滑移为辅的变形方式，通过合理的加工变形工艺及组织调控，能够实现组织的孪晶化。一般而言，孪晶的密度除了与材料本身的层错能有关，还与变形速率和变形温度密切相关，故本耐磨钢的成分设计充分考虑了层错能、相变温度等有益于后续实施加工工艺的诸多因素。
本材料采用中碳含量加微含量氮、高锰、低硅低铝、铌钒钛低合金化匹配的成分组合设计，技术特征在于：金成分加入Nb、Ti和V等在高温热轧过程中会诱发纳米析出相，高温起到动态回复和再结晶抑制晶粒长大，在热轧后的重新加热处理以及冷变形后重新加热中也能起到抑制晶粒长大作用；中高碳及微氮和高锰含量的设计，一方面主要是配合调整合金的层错能在设计范围内，为后续的纳米孪晶化提供保证。另外一方面确保一定量的碳化物的析出，既韧化了基体，同时大量的析出本身起到析出强化和纳米孪晶稳定化的作用，保证材料有足够碳化物析出，材料具有足够强度、硬度同时保持一定韧性，提高耐磨性及使用寿命。
具体来讲，本发明中的合金成分具有如下特点：
(1)C含量0.35～0.85wt％
由于高强度和高耐磨性的使用需求，本合金设计的C元素含量为0.35～0.85wt％。该碳含量范围与本发明中的微氮和高锰的体系配合，可以控制合金层错能在24～30kJ/m2，有利于实现纳米孪晶化的目的。更重要的是碳的加入有助于提升材料基体的强度，合理的热处理可以形成铁的碳化物，与适量Nb、Ti和V形成纳米的析出相都可以进一步强化合金及并在回复热处理过程中稳定纳米变形孪晶到更高一些的温度。根据合金层错能，C含量不宜过低，因为C含量过低水平容易变形过程发生TRIP效应，诱发形成α’或者ε马氏体，影响钢的塑性，无法达到实现高密度纳米孪晶化的目的。同时也不易过高，会影响铸造性能，降低可焊性。在本发明的成分体系中C含量的优选的范围为0.5～0.8wt％，最优范围为0.5wt％。选择此含量，可以有效增加碳化物的比例，基体硬度提高，耐磨性较好。研究发现，更高碳含量对韧性不利，碳化物虽然显著增加，渗碳体析出量增加，且碳化物粗化严重，且多分布在晶界上，导致材料的韧性下降。在本发明碳含量的合金体系下，发现磨损机制为粘着及磨粒磨损共同作用。相对高碳锰合金钢，本发明通过变质细化剂和控制铸造工艺或者随后的低温形变和热处理工艺结合，显著细化了奥氏体组织，并通过调控工艺析出的碳或谈氮化物均匀分布，使得制备的材料保证强度不明显降低的情况下，仍然具有相对良好的韧塑性指标，提高材料的耐磨性和使用寿命。
(2)Mn含量15.2～24.8wt％
锰是奥氏体区扩大化元素，也是耐磨钢中的重要合金元素。锰含量的过高会使合金硬度下降，铸造性能也会变差。本发明中，高锰合金含量范围和碳相互配合可以有效控制层错能，进而可以通过变形轧制引入纳米尺度变形孪晶，随后通过回复处理，使得纳米尺度孪晶稳定化。所以在本发明中碳含量的范围内，优化后的合金范围为15.2～24.8wt％。高强韧耐磨锰钢中Mn含量的上限定为24.8wt％。在传统多锰耐磨钢中，Mn含量都要高于15wt％，否则会变形过程中诱发ε马氏体的产生，发生TRIP效应。在本发明中，发现当Mn含量小于15.2wt％时，尽管抗拉强度会有所提高，但是屈服强度会稍有下降，同时塑性明显降低，同时发生大量变形过程中的TRIP效应。所以本发明中适宜的Mn含量的下限为15.2wt％，其优选成分为20±0.5wt％。本发明的锰含量，材料具有优异的加工硬化能力，这与所设计的合金具有优异的奥氏体稳定化和形成超细纳米孪晶组织结构有直接关系。
(3)Al、Si含量，Al≤1.0％,0.1≤Si≤0.5％
为了避免传统耐磨钢中高Al所带来的不利影响，在本发明的成分体系中铝和硅含量控制在了较低的水平。适量的Al含量可以很好的调节层错能，抑制ε马氏体的产生，提高材料的韧性。但是过高的Al含量会恶化材料的铸造性和焊接性。考虑本发明中材料的Mn含量，Al的优选成分确定为小于等于1.0％。Si是置换型元素，在多锰合金钢中能起到很好的固溶强化作用。经过试验发现在本发明中，若Si含量小于0.1wt％，固溶强化的效果并不明显，而Si含量过高表面性能，也极易引起焊接缺陷，故本发明中的Si含量确定为不高于0.5％。
(4)N含量N：0.005～0.05％
N元素具有很好的固溶强化和抗腐蚀性效果，其与Nb、Ti和V相互配合，在基体中形成的氮化物析出相具有极强的高温热稳定性和强化效果，可以作为纳米孪晶材强化的补充。考虑到本材料的高强韧使用需求，本发明中的N含量确定在0.005～0.05％。然而，在高锰合金钢中加入过多的N会造成N游离和塑性的显著下降。本发明的合金体系下，最佳的N的加入量定为0.01wt％。
(5)P和S的成分在：P≤0.01wt％,S≤0.005wt％
钢种中含有适量的P有助于提高加工切削性能，同对也有利于强化基体，促进奥氏体中的孪生。但是P容易在晶界偏聚而导致钢的脆性，因此本发明P的含量不宜超过P≤0.01wt％。S易在钢坯凝固过程中形成硫化物，尤其在高Mn钢中，极易形成MnS，易产生裂纹，不利于力学性能，故本发明中P含量不宜超过S≤0.005wt％。在优选成分中，应尽量避免次两种元素的掺入。
(6)稀土RE：0.02％～0.1％
本发明中稀土的主要作用是变质处理。由于稀土的变质剂的加入，多锰合金钢可以在不明显降低塑性和韧性的条件下，显著提高强度。同时，RE元素有一定的细化晶粒作用，可以提升晶界强度。本发明中RE的含量确定为0.02％～0.5％。稀土资源在我国储备较丰富，本发明中的成分设计立足于国情。但是由于过量的RE会使得晶界脆化，在中碳钢中一般加入微量稀土元素，即可明显地优化铸坯质量，获得良好使用效果。本发明中，RE的优选成分含量控制在0.05±0.01％。
(7)Nb、Ti、V含量Nb:0.5～1.5％，Ti:0.2～0.8％，V:0.2～0.75％
Nb的加入可以细化回复再结晶后的奥氏体晶粒，主要在于通过控制含Nb氮化物或碳氮化物的析出，利用其析出相粒子对晶界的钉扎以及固溶Nb原子溶质拖曳作用来抑制组织粗化，同时通过析出强化组织。加入Ti、V主要考虑其高温形成的Ti、V的碳氮化物或者两者与Nb配合形成Nb、Ti、V的复合碳氮化物，抑制晶粒长大细化晶粒的同时形成析出强化。此外，形成Ti的碳氮化物析出相具有极好的高温稳定性，可以有效提高焊接性能。与此同时，三种微量元素的加入也不宜过多，否则会引起材料性能的下降，这主要与第二相粒子的粗化有关。综合实验结果，确定三者微量元素的成分含量控制为Nb:0.5～1.5％，Ti:0.2～0.8％，V:0.2～0.75％。相对与传统的Ti、Nb、V微合金化，本研究中的添加量基本高一个数量级，但是仍然是微量添加的范畴。这主要是由于高锰含量的合金，导致析出的碳氮化物的活度限制增加，提高量三元素在合金中的溶解度，因此添加量相对增加，但是中高碳的添加即匹配，可以确保Ti、Nb、V在热轧和随后室温即低温轧制后的热处理中，能够全部析出，确保达到良好的效果。
本发明通过实验分析得到，Ti、Nb、V的析出相可以在孪晶界面附近析出，有效的提升孪晶的机械稳定性和热稳定性。同时，三者微量元素的加入可以有效提升材料拉伸形变初期的形变抗力，有效提升多锰合金钢的屈服强度，而且不会显著地影响材料的塑性。本发明中，Ti、Nb和V加入量的优选质量百分比满足：2:1:1。这主要是由于实验中发现，当加入的Nb、V的摩尔分数总量与的Ti量接近的时候，所形成的复合析出相粒子的形状多为接近球形或者椭球形，有利于减少对材料塑性的影响。否则析出相容易接近于方形，会显著降低塑性。通过实验还已得出，Nb和V析出相的总量为1:1时析出相分配最均匀，强化效果最好。
本发明针对所设计成分体系的耐磨合金，还涉及一种针对该耐磨合金钢的纳米孪晶强韧化制备工艺，其制备工艺包括合金熔炼及负压浇铸、均一化热处理及开坯、热轧制、纳米孪生化处理、纳米孪晶稳定化及低温时效化处理等工艺步骤，具体步骤的内容如下：
(1)合金熔炼及负压浇铸：按照上述成分在真空感应炉中均匀搅动熔炼，并进行电渣重熔后，负压浇铸成铸锭；
(2)均匀化热处理及开坯：步骤(1)得到的铸锭在1200～1280℃进行高温均匀化处理，保温时间2.0～5.0h，空冷至1100℃进行锻造或轧制开坯，终锻或终轧温度不低950℃，开坯后的材料厚度不小于60mm，水冷至室温；
(3)热轧制：经步骤(2)处理后的板材加热至900～950℃，保温2.0～5.0h后进行热轧，开轧温度不低于800℃，终轧温度不低于700℃，获得终轧厚度为10～30mm厚的板材，轧制后风冷至室温；
(4)纳米孪生化处理：步骤(3)处理后的合金材料重新加热至830～900℃保温0.5～1.0h后风冷至室温，随后室温或者超低温冷轧处理，轧制总变形量不大于80％，
(5)纳米孪晶稳定化及低温时效化处理：将步骤(4)处理后的材料加热至400～450℃进行位错回复处理，保温时间为1.0～2.0h，随后进行低温时效处理，时效温度为200～400℃，保温时间为5.0～8.0h，获得高密度纳米变形孪晶和纳米析出相强化高强韧耐磨钢。
上述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，步骤(1)中所采用的熔炼方式为真空感应，和电弧炉熔炼、加电渣重溶、真空熔炼加真空自耗中的任意一种或两种相结合，负压铸造为塑料薄膜密封砂箱，真空抽气***抽出型内空气；步骤(2)中均匀化温度为1250℃，保温为2.0h，开轧温度为1100℃，终轧制温度为950℃，开坯厚度为60mm。
上所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，步骤(3)所述的热轧制过程材料的加热温度950℃，保温2.0～5.0h后进行热轧，开轧温为800～850℃，终轧温度为700～750℃，获得终轧厚度为10～20mm厚的板材，轧制后风冷至室温；
上述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其特征在于：步骤(4)的纳米孪生化处理工艺还可包括一级冷轧和二级超低温轧制孪生化处理工艺：
一级化处理：将步骤(3)处理后的材料重新加热至800～900℃保温0.5～1.0h后风冷至室温，随后冷轧，变形量不大于50％，然后进行回复处理，加热至500～600℃保温0.5～1.0h，后空冷室温，实现材料组织的初级变形孪晶化和位错组织的回复；二级纳米孪生处理：将一级处理的材料进行超低温轧制，超低温材料的轧制温度低于-60℃，累计变形量为25～40％。
上述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，步骤(4)的纳米孪生处理包含两级处理，一级孪生处理的室温轧制变形量为40％，回复处理的温度为500℃保温1h；二级孪生处理的超低温轧制是在液氮温度下保温1.0小时，累计变形量为30％。
所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，步骤(5)中纳米孪晶稳定化处理为一步处理，加热至400℃，保温时间6h，处理后的组织为高密度纳米孪晶平均宽度小于50纳米，时效处理后的纳米析出相不大于15纳米。
所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，步骤(4)中所述的孪生处理，采用多道次小变形量异步轧制工艺，异步轧制的异速比为1.1～2.0,异步轧制包括如下任意一种方式：即两工作轧辊直径相同但转速不同、轧辊直径不同但转速相同或轧辊直径和转速均不相同，所获板材的显微组织为超细晶奥氏体单相组织，晶内富含高密度扭曲的退火孪晶和不同取向的纳米级变形孪晶。
所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，进一步优化的工艺可以为步骤(4)中所述二级孪生化处理温度为-60～-100℃，轧制总变形量为30～40％。
所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其步骤(4)中所述轧制温度为室温轧制，轧制总变形量为50％。
所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其步骤(4)中所述轧制温度为-80℃，变形量为75％。
所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其所制备的高强韧耐磨钢材料的组织为单相超细晶奥氏体，内部含有高稳定性高密度纳米孪晶强化和纳米析出相，纳米孪晶宽度小于20纳米，析出相小于10纳米，屈服强度不低于1500MPa，抗拉强度超过2000MPa。
所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其步骤(5)低温时效处理后所得高稳定性高密度纳米孪晶强化的高强韧耐磨钢的厚度不小于3mm。
上述的工艺技术的关键在于调控材料的组织，组织决定最终决定了材料的性能。本发明组织设计思路为：
研究中采用热轧后重新中温短时加热回复和再结晶处理，实现热轧变形材料晶粒的等轴化并且晶粒回复再结晶不显著长大。碳和氮元素的加入也控制了合金的层错能和位错运动和动态回复易于调控。本合金中，冷轧后和超低温轧制后都进行了回复热处理工艺。位错密度显著降低，通过引入大量的变形孪晶，低层错能的共格孪晶界面可以起到良好的晶界强化，同时韧化了材料，为随后的冷变形和超低温变形诱发纳米形变孪晶及后续回复孪晶稳定化处理打好基础。
单相的纳米孪晶强化的奥氏体和纳米析出相强化组合。奥氏体具有优异的加工硬化能力，通常粗晶奥氏体的强度和硬度相对较低。众所周知，组织细化是同时提高强度和塑性的有效手段。相对于通常的热轧工艺，本发明的热轧温度相对较低，终轧温度甚至只有700℃，这种工艺的选择主要是基于优化设计的合金成分，能够使得材料保持稳定的奥氏体组织，即使在室温以下也不会形变诱发马氏体相变。在热轧后经过再此加热到高温，并且短时保温的热处理方法，这已经初步细化的组织，研究表明，通过本发明的轧制工艺和随后的热处理，可以使得奥氏体晶粒初步细化到5～10微米，晶粒为等轴的晶粒，并且还有含一定量的退火孪晶。通过相对低温的热轧即实现晶粒显著细化，主要是由于高温完全固溶的钛和铌在热轧过程动态诱发析出，因为相对温度较低，析出主要纳米尺度的碳氮化复合析出为主。并且在随后配合的热处理工艺步骤中起到显著抑制晶粒长大的作用，进而实现通过工艺控制，实现组织细化的目的。本发明中通过轧制和处理实现奥氏体晶粒细化，在室温或者低温下深度形变处理，这主要是对与底层错能的合金而言，更低的温度有助于孪生的进行，位错得到抑制，而且研究表明，更低的温度变形孪晶的更加细化，同时可以能够更加有效地抑制位错开动，变形主要以孪生的方式进行。通过引入变形孪晶并经过稳定化处理后实现以奥氏体纳米孪晶为主，组织进一步细化，同时引入高密度孪晶界面，材料获得强化。更为重要的是，在热轧和冷轧后的回复热处理阶段都会诱发出大量的纳米尺度的析出相，韧化量基体的同时进一步提升了材料强度、硬度和耐磨性。
本发明的中低碳奥氏体锰合金耐磨钢，采用合金熔炼、均一化热处理及开坯、热轧制预处理、中间回火处理、一级低温轧制处理、二级低温轧制处理以及低温时效处理等工艺，在将合金中奥氏体晶粒组织细化的同时在材料中引入高密度多尺度退火孪晶和纳米孪晶。利用孪晶界面进一步分割晶粒内部区域，实现超细晶强化的效果。同时，由于孪晶界面的激活能较普通高角度晶界更低，界面呈现出更稳定的状态，也有很强的吸收和分解位错的能力故本发明所制备材料的具有高强度、高硬度并兼具良好的塑韧性，通过工艺控制生成量大量的纳米析出相与纳米孪晶相配合，进而是该合金呈现出优异的耐磨性。
与现有技术相比，本发明具有以下优点：
(1)本发明高性能耐磨钢具有高的性价比。所开发的合金无镍、铬、钼等贵金属元素，只材料廉价的铁、锰为主，通过微量低成本的碳、氮和微合金化铌、钛、钒，以及常规的热加工和冷加工及热处理工艺处理即可获得高强、高韧和高耐磨的性能效果。通过低成本的合金成分设计和方法制备的耐磨钢钢板材显微组织细小，结构为超细奥氏体基体，奥氏体晶粒内含有高密度高稳定性的纳米孪晶，同时还含有一定弥散分布的纳米级析出相，这种工艺组织结构特征的材料具有优异的综合力学性能。优选工艺下所制备的高强韧耐磨钢材料的组织为单相超细晶奥氏体，内部含有高稳定性高密度纳米孪晶强化和纳米析出相，纳米孪晶宽度小于20纳米，析出相小于10纳米，屈服强度不低于1500MPa，抗拉强度超过2000MPa。
(2)本发明的低层错能合金与制备方法中的核心工艺：低温轧制和低温回火处理工艺相结合，可以实现低层错能合金基体材料的纳米孪晶稳定化，并同时引入高密度纳米析出相，这种工艺兼具增强增韧的效果，是常规工艺无法达到的，这种方法具有一定优越性。众所周知，位错滑移和孪生是两种互相竞争的变形机制，在常温轧制中，位错滑移***较低温环境下会更加活跃，材料的加工硬化严重，一方面不利于实施强变形工艺，另一方面大量的位错生成会破坏前序变形制备的变形孪晶和退火孪晶。而在低温下轧制则抑制了位错的增殖和滑移，有利于提高变形量和制备高密度孪晶。而轧制方向相互垂直的两级低温轧制也是为了进一步提升变形量，在一级的孪生***出现饱和的前提下尽可能地多开动其他孪生体系。除此之外，轧制后续的低温回火工艺可以促进合金钢中析出相的析出，析出相在孪晶界面附近的析出可以对孪晶起到钉扎作用，有利于孪晶的热稳定性，同时低温时效回火也可在不破坏现存孪晶结构的前提下修复或新生成一部分退火孪晶。本发明制备方法中采用的低温轧制和低温回火的工艺参数互相配合，可以得到良好的制备和稳定孪晶效果，与低温时效的析出相结合，可以同时实现组织细化的晶界强化和析出强化的累加效果。
3.相对于传统的制备高密度纳米孪晶的强烈塑性变形SPD技术，本发明采用的材料相对兼的普通轧制方法即可实现组织超细化及纳米化的效果，克服了传统SPD工艺对于所生产产品尺寸的限制，且无需制造要求复杂的磨具。本发明所使用的制备工艺仅包含常规工业化生产程序，如轧制和热处理，本发明所涉及技术工艺简单、易于实施，生产成本低廉，有利于开展产业化应用。
附图说明
图1为本发明所涉及的高强韧耐磨钢的纳米孪晶增强增韧化制备方法示意图；
图2为本发明制备高强韧耐磨钢的高密度纳米孪晶的典型组织透射电镜照片。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明进行详细说明。需要指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。
实施例1
一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其步骤如下：
(1)合金熔炼及负压浇铸：合金的化学成分质量百分比为：C:0.35％,Mn:24.8％，Si:0.1％,Al:1.0％,S:0.005％，P:0.01％，Nb:0.5％，Ti:0.2％，V:0.2％，N 0.05％，稀土RE：0.02％，余量为Fe和不可避免的杂质；按照上述成分在真空感应炉中均匀搅动熔炼，并进行电渣重熔后，负压浇铸成铸锭；
(2)均一化热处理及开坯：步骤(1)得到的铸锭在1200℃进行高温均匀化处理，保温时间4h，空冷至1100℃进行锻造，终锻温度为950℃，开坯后的材料厚度为60mm，水冷至室温，负压铸造为塑料薄膜密封砂箱，真空抽气***抽出型内空气；
(3)热轧制：经步骤(2)处理后的板材加热至950℃，保温2.0h后进行热轧，开轧温度为850℃，终轧温度为700℃，获得终轧厚度为30mm厚的板材，轧后风冷至室温。轧制所得板材的显微组织为富含缺陷和变形孪晶的超细晶奥氏体单相组织；
(4)纳米孪生化处理：步骤(3)处理后的材料重新加热至830℃保温1.0h后风冷至室温，随后室温冷轧，变形量为50％。
(5)纳米孪晶稳定化及低温时效化处理：将步骤(4)处理后材料加热至400℃进行位错回复热处理2.0h，随后进行低温时效处理，时效温度为200℃，保温时间为8h。
经过上述工艺获得的材料具有高密度纳米孪晶和纳米析出，平均宽度为50nm左右，时效纳米析出相为15nm左右。可获得高密度纳米变形孪晶和纳米析出相强化高强韧耐磨钢，所制备材料的屈服强度超过1000MPa，抗拉强度超过1500MPa，断裂延伸率不低于20％。
实施例2
一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其步骤如下：
(1)合金熔炼及负压浇铸：合金的化学成分质量百分比为：合金的化学成分质量百分比为：C:0.85％,Mn:15.2％，Si:0.5％,Al:0.5％,S:0.004％，P:0.005％，Nb:1.5％，Ti:0.8％，V:0.75％，N 0.005％，稀土RE：0.5％，余量为Fe和不可避免的杂质；按照上述成分在真空感应炉中均匀搅动熔炼，并进行电渣重熔后，负压浇铸成铸锭；
(2)均一化热处理及开坯：步骤(1)得到的铸锭在1280℃进行高温均匀化处理，保温时间2h，空冷至1100℃进行锻造，终锻温度为980℃，开坯后的材料厚度为70mm，水冷至室温，负压铸造为塑料薄膜密封砂箱，真空抽气***抽出型内空气；
(3)热轧制：经步骤(2)处理后的板材加热至900℃，保温5.0h后进行热轧，开轧温度为850℃，终轧温度为700℃，获得终轧厚度为10mm厚的板材，轧后风冷至室温。轧制所得板材的显微组织为富含缺陷和变形孪晶的超细晶奥氏体单相组织；
(4)纳米孪生化处理：步骤(3)处理后的材料重新加热至900℃保温0.5h后风冷至室温，随后室温冷轧，采用多道次小变形量异步轧制工艺，异步轧制的异速比为1.5，两工作轧辊直径相同但转速不同，变形量为60％。
(5)纳米孪晶稳定化及低温时效化处理：将步骤(4)处理后材料加热至450℃进行位错回复热处理1.0h，随后进行低温时效处理，时效温度为400℃，保温时间为5h。
经过上述工艺获得的材料具有高密度纳米孪晶和纳米析出，平均宽度为30nm左右，时效纳米析出相为10nm左右。可获得高密度纳米变形孪晶和纳米析出相强化高强韧耐磨钢，所制备材料的屈服强度超过1300MPa，抗拉强度超过1700MPa，断裂延伸率不低于15％。
实施例3
一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，如图1所述，其步骤如下：
(1)合金熔炼及负压浇铸：合金的化学成分质量百分比为：C:0.5％,Mn:20％，Si:0.25％,Al:0.9％,S:0.005％，P:0.01％，Nb:1.0％，Ti:0.5％，V:0.5％，N 0.01％，稀土RE：0.5％，余量为Fe和不可避免的杂质；按照上述成分在真空感应炉中均匀搅动熔炼，并进行电渣重熔后，负压浇铸成铸锭；
(2)均一化热处理及开坯同实施例1步骤(2)，均匀化温度为1250℃，保温为3.0h，开轧温度为1100℃，中轧制温度为950℃，开坯厚度为60mm。
(3)热轧制：经步骤(2)处理后的板材加热至900℃，保温2.0h后进行热轧，开轧温度为830℃，终轧温度为700℃，获得终轧厚度为20mm厚的板材，轧后风冷至室温，热轧制方式为单道次同步轧制，轧辊温度为室温，轧制所得板材的显微组织为富含缺陷和变形孪晶的超细晶奥氏体单相组织；
(4)纳米孪生化处理：步骤(3)处理后的材料重新加热至830℃保温0.5h后风冷至室温，随后冷轧，采用多道次小变形量异步轧制工艺，异步轧制的异速比为2.0，两工作轧辊直径相同但转速不同，变形量为50％，然后进行回复处理，加热至500℃保温1h，后空冷室温，实现材料组织的初级变形孪晶化和位错的组织回复，获得一级化处理板材；将一级化处理板材进行超低温轧制，超低温材料的轧制温度为-80℃，在液氮温度下保温1小时，累计变形量为30％；
(5)纳米孪晶稳定化及低温时效化处理：将步骤(4)处理后材料加热至400℃进行位错回复热处理6h，随后进行低温时效处理，时效温度为200℃，保温时间为6h，处理后的高密度纳米孪晶平均宽度小于40nm，时效纳米析出相为15nm左右。
实施例4
一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其步骤如下：
(1)合金熔炼及负压浇铸：合金的化学成分质量百分比为：C:0.8％,Mn:24％，Si:0.5％,Al:0.9％,S:0.003％，P:0.006％，Nb:0.6％,Ti:0.3％,V:0.3％，N:0.02％，稀土RE:0.02％，余量为Fe和不可避免的杂质；按照上述成分在真空感应炉中均匀搅动熔炼，并进行电渣重熔后，负压浇铸成铸锭；
(2)均一化热处理及开坯同实施例1步骤(2)；
(3)热轧制：经步骤(2)处理后的板材加热至950℃，保温2.0h后进行热轧，开轧温度为850℃，终轧温度为720℃，获得终轧厚度为15mm厚的板材，轧后风冷至室温，热轧制方式为单道次同步轧制，轧辊温度为室温，轧制所得板材的显微组织为富含缺陷和变形孪晶的超细晶奥氏体单相组织；
(4)纳米孪生化处理：步骤(3)处理后的材料重新加热至900℃保温0.5h后风冷至室温，随后冷轧，采用多道次小变形量异步轧制工艺，异步轧制的异速比为1.1，轧辊直径和转速均不相同，变形量为50％，然后进行回复处理，加热至500℃保温1h，后空冷室温，实现材料组织的初级变形孪晶化和位错的组织回复，获得一级化处理板材；将一级化处理板材进行超低温轧制，超低温材料的轧制温度为-80℃，在液氮温度下保温1小时，累计变形量为30％；
(5)纳米孪晶稳定化及低温时效化处理：将步骤(4)处理后材料加热至400℃进行位错回复热处理6h，随后进行低温时效处理，时效温度为400℃，保温时间为4h，处理后的高密度纳米孪晶平均宽度小于50nm，时效纳米析出相小于15nm，可获得高密度纳米变形孪晶和纳米析出相强化高强韧耐磨钢。
实施例5
一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其步骤如下：
(1)熔炼合金成分为：C:0.5％,Mn:20.3％，Si:0.25％,Al:0.9％,Nb:0.9％,Ti:0.45％,V:0.45％，N:0.01％，稀土RE:0.045％，余量为Fe和不可避免的杂质；按照上述成分在真空感应炉中均匀搅动熔炼，并进行电渣重熔后，负压浇铸成铸锭；
(2)均一化热处理及开坯同实施例1步骤(2)；
(3)热轧制：经步骤(2)处理后的板材加热至900℃，保温2.0h后进行热轧，开轧温度为850℃，终轧温度为710℃，获得终轧厚度为15mm厚的板材，轧后风冷至室温，热轧制方式为单道次同步轧制，轧辊温度为室温，轧制所得板材的显微组织为富含缺陷和变形孪晶的超细晶奥氏体单相组织；
(4)纳米孪生化处理：步骤(3)处理后的材料重新加热至900℃保温0.5h后风冷至室温，随后冷轧，采用多道次小变形量异步轧制工艺，异步轧制的异速比为1.1，轧辊直径不同但转速相同，变形量为50％，然后进行回复处理，加热至500℃保温1h，后空冷室温，实现材料组织的初级变形孪晶化和位错的组织回复，获得一级化处理板材；将一级化处理板材进行超低温轧制，超低温材料的轧制温度为-80℃，在液氮温度下保温1小时，累计变形量为30％；
(5)纳米孪晶稳定化及低温时效化处理：将步骤(4)处理后材料加热至400℃进行位错回复热处理6h，随后进行低温时效处理，时效温度为375℃，保温时间为4h，处理后的高密度纳米孪晶平均宽度小于50nm，时效纳米析出相小于15nm，可获得高密度纳米变形孪晶和纳米析出相强化高强韧耐磨钢，所制备材料的屈服强度超过1030MPa，抗拉强度超过1550MPa，断裂延伸率不低于19％。
实施例6
一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其步骤如下：
(1)合金熔炼及负压浇铸：合金的化学成分质量百分比为：C:0.5％,Mn:20±0.5％，Si:0.25％,Al≤1.0％,Nb:1.0±0.2％，Ti:0.5±0.1％，V:0.5±0.1％，N 0.01％，稀土RE：0.05±0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质；按照上述成分在真空感应炉中均匀搅动熔炼，并进行电渣重熔后，负压浇铸成铸锭；
(2)均一化热处理及开坯同实施例2步骤(2)；
(3)热轧制：经步骤(2)处理后的板材加热至920℃，保温2.0h后进行热轧，开轧温度为880℃，终轧温度为700℃，获得终轧厚度为20mm厚的板材，轧后风冷至室温，热轧制方式为单道次同步轧制，轧辊温度为室温，轧制所得板材的显微组织为富含缺陷和变形孪晶的超细晶奥氏体单相组织；
(4)纳米孪生化处理：同实施例3中步骤(4)，其中二级超低温材料的轧制温度在液为温度下保温1小时，累计变形量为40％；
(5)纳米孪晶稳定化及低温时效化处理：将步骤(4)处理后材料加热至400℃进行位错回复热处理6h，随后进行低温时效处理，时效温度为320℃，保温时间为6h，可获得高密度纳米变形孪晶和纳米析出相强化高强韧耐磨钢。
实施例7
一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，如图1所述，其步骤如下：
(1)合金熔炼及负压浇铸：合金的化学成分质量百分比为：C:0.65％,Mn:22％，Si:0.3％,Al:1.0％,Nb:0.8％，Ti:0.4％，V:0.4％，N 0.015％，稀土RE：0.25％，余量为Fe和不可避免的杂质；按照上述成分在真空感应炉中均匀搅动熔炼，并进行电渣重熔后，负压浇铸成铸锭；
(2)均一化热处理及开坯同实施例1步骤(2)；
(3)热轧制：经步骤(2)处理后的板材加热至930℃，保温2.0h后进行热轧，开轧温度为980℃，终轧温度为800℃，获得终轧厚度为10mm厚的板材，轧后风冷至室温，热轧制方式为单道次同步轧制，轧辊温度为室温，轧制所得板材的显微组织为富含缺陷和变形孪晶的超细晶奥氏体单相组织；
(4)纳米孪生化处理：步骤(3)处理后的材料重新加热至900℃保温0.5h后风冷至室温，随后冷轧，采用多道次小变形量异步轧制工艺，异步轧制的异速比为1.7，轧制温度为-80℃，变形量为75％；
(5)纳米孪晶稳定化及低温时效化处理：将步骤(4)处理后材料加热至400℃进行位错回复热处理6h，随后进行低温时效处理，时效温度为320℃，保温时间为6h，处理后的高密度纳米孪晶平均宽度小于30nm，时效纳米析出相小于15nm，可获得高密度纳米变形孪晶和纳米析出相强化高强韧耐磨钢。
实施例8
一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其步骤如下：
(1)合金熔炼及负压浇铸：合金的化学成分质量百分比为：C:0.6％,Mn:18％，Si:0.3％,Al:0.5％,Nb:1.0％，Ti:0.5％，V:0.5％，N 0.02％，稀土RE：0.25％，余量为Fe和不可避免的杂质；按照上述成分在电弧炉熔炼和真空自耗，负压浇铸成铸锭；
(2)均一化热处理及开坯同实施例2步骤(2)；
(3)热轧制：经步骤(2)处理后的板材加热至900℃，保温2.0h后进行热轧，开轧温度为800℃，终轧温度为700℃，获得终轧厚度为10mm厚的板材，轧后风冷至室温，热轧制方式为单道次同步轧制，轧辊温度为室温，轧制所得板材的显微组织为富含缺陷和变形孪晶的超细晶奥氏体单相组织；
(4)纳米孪生化处理：步骤(3)处理后的材料重新加热至830℃保温0.5h后风冷至室温，随后冷轧，采用多道次小变形量异步轧制工艺，异步轧制的异速比为1.7，轧辊直径和转速均不相同，变形量为50％，然后进行回复处理，加热至500℃保温1h，后空冷室温，实现材料组织的初级变形孪晶化和位错的组织回复，获得一级化处理板材；将一级化处理板材进行超低温轧制，超低温材料的轧制温度为-80℃，在液氮温度下保温1小时，累计变形量为30％；
(5)纳米孪晶稳定化及低温时效化处理：将步骤(4)处理后材料加热至400℃进行位错回复热处理6h，随后进行低温时效处理，时效温度为220℃，保温时间为6h，所制备的高强韧耐磨钢材料的组织为单相超细晶奥氏体，内部含有高稳定性高密度纳米孪晶强化和纳米析出相，纳米孪晶宽度小于20纳米，析出相小于10纳米，屈服强度不低于1500MPa，抗拉强度超过2000MPa，延伸率不低于8.0％。
实施例9
一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，
材料制备步骤同实施例3；
其区别技术特征在于：步骤(4)的一级孪生室温轧制变形量为50％重新加热温度为500℃进行位错回复热处理1.0h；二级孪生处理的温度为-100℃，异步轧制的异速比为1.5，轧制变形量为40％；步骤(5)纳米孪晶稳定化处理温度为400℃保温1h，随后进行低温时效处理，温度为220℃，保温时间为6h，所制备的高强韧耐磨钢材料的组织为单相超细晶奥氏体，内部含有高稳定性高密度纳米孪晶强化和纳米析出相，纳米孪晶宽度为小于20纳米，如实施例图2所示。析出相为5～10纳米，屈服强度1700MPa，抗拉强度超过2100MPa。
实施例10
一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，
材料制备步骤同实施例8；
其区别技术特征在于：步骤(4)的一级孪生室温轧制变形量为50％重新加热温度为600℃进行位错回复热处理0.5h；二级孪生处理的温度为液氮温度，异步轧制的异速比为1.2，轧制变形量为50％；步骤(5)纳米孪晶稳定化和时效处理温度为400℃，保温时间为6h，所制备的高强韧耐磨钢的组织为单相超细晶奥氏体，内部含有高稳定性高密度纳米孪晶强化和纳米析出相，纳米孪晶宽度为20纳米，析出相为5～10纳米，板厚4.0mm，屈服强度1600MPa，抗拉强度超过2000MPa。

Claims (15)

1.一种高强韧耐磨钢，其特征在于：合金化学成分的质量百分比为：C:0.35～0.85％，Mn:15.2～24.8％，Si:0.1～0.5％，Al:≤1.0％，S:≤0.005％，P:≤0.01％，Nb:0.5～1.5％，Ti:0.2～0.8％，V:0.2～0.75％，N:0.005～0.05％,稀土RE：0.02％～0.5％，其余成分为Fe和不可避免的杂质；所述高强韧耐磨钢制备方法为：
(1)合金熔炼及负压浇铸：按照上述成分在真空感应炉中均匀搅动熔炼，并进行电渣重熔后，负压浇铸成铸锭；
(2)均匀化热处理及开坯：步骤(1)得到的铸锭在1200～1280℃进行高温均匀化处理，保温时间2.0～5.0h，空冷至1100℃进行锻造或轧制开坯，终锻或终轧温度不低950℃，开坯后的材料厚度不小于60mm，水冷至室温；
(3)热轧制：经步骤(2)处理后的板材加热至900～950℃，保温2.0～5.0h后进行热轧，开轧温度不低于800℃，终轧温度不低于700℃，获得终轧厚度为10～30mm厚的板材，轧制后风冷至室温；
(4)纳米孪生化处理：步骤(3)处理后的合金材料重新加热至830～900℃保温0.5～1.0h后风冷至室温，随后室温或者超低温冷轧处理，轧制总变形量不大于80％，(5)纳米孪晶稳定化及低温时效化处理：将步骤(4)处理后的材料加热至400～450℃进行位错回复处理，保温时间为1.0～2.0h，随后进行低温时效处理，时效温度为200～400℃，保温时间为5.0～8.0h，获得高密度纳米变形孪晶和纳米析出相强化高强韧耐磨钢；
所述步骤(4)的纳米孪生化处理工艺包括一级冷轧和二级超低温轧制孪生化处理工艺：一级化处理：将步骤(3)处理后的材料重新加热至800～900℃保温0.5～1.0h后风冷至室温，随后冷轧，变形量不大于50％，然后进行回复处理，加热至500～600℃保温0.5～1.0h，后空冷室温，实现材料组织的初级变形孪晶化和位错组织的回复；二级纳米孪生处理：将一级处理的材料进行超低温轧制，超低温材料的轧制温度低于-60℃，累计变形量为25～40％。
2.如权利要求1所述一种高强韧耐磨钢，其特征在于：合金的层错能为24～30kJ/m2，Nb、Ti和V加入量的质量百分比满足：2:1:1。
3.如权利要求1所述的一种高强韧耐磨钢，其特征在于：合金的成分质量百分比为：C:0.5～0.8％，Mn:20～24％，Si:0.1～0.5％，Al:≤1.0％，S:≤0.005％，P:≤0.01％，Nb:0.6～1.0％，Ti:0.3～0.5％，V:0.3～0.5％，N:0.01～0.02％,稀土RE：0.02～0.5％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。
4.如权利要求1所述的一种高强韧耐磨钢，其特征在于：该钢成分的质量百分比为：C:0.5％,Mn:20±0.5％，Si:0.25％,Al≤1.0％,Nb:1.0±0.2％，Ti:0.5±0.1％，V:0.5±0.1％，N 0.01％，稀土RE：0.05±0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。
5.如权利要求1至权利要求4中任何一项所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
(1)合金熔炼及负压浇铸：按照上述成分在真空感应炉中均匀搅动熔炼，并进行电渣重熔后，负压浇铸成铸锭；
(2)均匀化热处理及开坯：步骤(1)得到的铸锭在1200～1280℃进行高温均匀化处理，保温时间2.0～5.0h，空冷至1100℃进行锻造或轧制开坯，终锻或终轧温度不低950℃，开坯后的材料厚度不小于60mm，水冷至室温；
(3)热轧制：经步骤(2)处理后的板材加热至900～950℃，保温2.0～5.0h后进行热轧，开轧温度不低于800℃，终轧温度不低于700℃，获得终轧厚度为10～30mm厚的板材，轧制后风冷至室温；
(4)纳米孪生化处理：步骤(3)处理后的合金材料重新加热至830～900℃保温0.5～1.0h后风冷至室温，随后室温或者超低温冷轧处理，轧制总变形量不大于80％，(5)纳米孪晶稳定化及低温时效化处理：将步骤(4)处理后的材料加热至400～450℃进行位错回复处理，保温时间为1.0～2.0h，随后进行低温时效处理，时效温度为200～400℃，保温时间为5.0～8.0h，获得高密度纳米变形孪晶和纳米析出相强化高强韧耐磨钢；
所述步骤(4)的纳米孪生化处理工艺包括一级冷轧和二级超低温轧制孪生化处理工艺：一级化处理：将步骤(3)处理后的材料重新加热至800～900℃保温0.5～1.0h后风冷至室温，随后冷轧，变形量不大于50％，然后进行回复处理，加热至500～600℃保温0.5～1.0h，后空冷室温，实现材料组织的初级变形孪晶化和位错组织的回复；二级纳米孪生处理：将一级处理的材料进行超低温轧制，超低温材料的轧制温度低于-60℃，累计变形量为25～40％。
6.如权利要求5所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其特征在于:步骤(1)中所采用的熔炼方式为真空感应，和电弧炉熔炼、加电渣重溶、真空熔炼加真空自耗中的任意一种或两种相结合，负压铸造为塑料薄膜密封砂箱，真空抽气***抽出型内空气；步骤(2)中均匀化温度为1250℃，保温为2.0h，开轧温度为1100℃，终轧制温度为950℃，开坯厚度为60mm。
7.如权利要求5所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其特征在于:步骤(3)所述的热轧制过程材料的加热温度950℃，保温2.0～5.0h后进行热轧，开轧温为800～850℃，终轧温度为700～750℃，获得终轧厚度为10～20mm厚的板材，轧制后风冷至室温。
8.如权利要求5所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其特征在于：步骤(4)纳米孪生处理包含两级处理，一级孪生处理的室温轧制变形量为40％，回复处理的温度为500℃保温1h；二级孪生处理的超低温轧制是在液氮温度下保温1.0小时，累计变形量为30％。
9.如权利要求5所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其特征在于：步骤(5)纳米孪晶稳定化处理为一步处理，加热至400℃，保温时间6h，处理后的组织为高密度纳米孪晶平均宽度小于50纳米，时效处理后的纳米析出相不大于15纳米。
10.如权利要求5所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其特征在于，步骤(4)中所述的孪生处理，采用多道次小变形量异步轧制工艺，异步轧制的异速比为1.1～2.0,异步轧制包括如下任意一种方式：即两工作轧辊直径相同但转速不同、轧辊直径不同但转速相同或轧辊直径和转速均不相同，所获板材的显微组织为超细晶奥氏体单相组织，晶内富含高密度扭曲的退火孪晶和不同取向的纳米级变形孪晶。
11.如权利要求5所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其特征在于，步骤(4)中所述二级孪生化处理温度为-60～-100℃，轧制总变形量为30～40％。
12.如权利要求5所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其特征在于，步骤(4)中所述轧制温度为室温轧制，轧制总变形量为50％。
13.如权利要求5所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其特征在于，步骤(4)中所述轧制温度为-80℃，变形量为75％。
14.如权利要求5所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其特征在于：所制备的高强韧耐磨钢材料的组织为单相超细晶奥氏体，内部含有高稳定性高密度纳米孪晶强化和纳米析出相，纳米孪晶宽度小于20纳米，析出相小于10纳米，屈服强度不低于1500MPa，抗拉强度超过2000MPa。
15.如权利要求5所述的一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法，其特征在于，经步骤(5)低温时效处理后所得高稳定性高密度纳米孪晶强化的高强韧耐磨钢的厚度不小于3mm。
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