CN115976419A

CN115976419A - 高强高塑性轻质钢及其热处理工艺

Info

Publication number: CN115976419A
Application number: CN202211225620.6A
Authority: CN
Inventors: 刘栋; 易红亮; 崔青玲; 李龙雨; 蔡明�; 黄子昕
Original assignee: Huawei Technologies Co Ltd; Northeastern University China
Current assignee: Huawei Technologies Co Ltd; Northeastern University China
Priority date: 2022-10-09
Filing date: 2022-10-09
Publication date: 2023-04-18

Abstract

本发明公开了高强高塑性轻质钢及其热处理工艺，以质量百分数计，该轻质钢包含以下成分：1.10≤C≤1.50％，15≤Mn≤30％，11≤Al≤15％，P≤0.05％，S≤0.05％以及N≤0.05％；其屈服强度大于1000MPa，总延伸率大于30％，且密度小于6.5g/cm³。

Description

高强高塑性轻质钢及其热处理工艺

技术领域

本发明涉及高强高塑性轻质钢及其热处理工艺。

背景技术

碳排放平衡战略是如今在世界范围内正在经历的一场经济和社会发展方式的巨大变革，“高碳模式”将会严重制约社会未来发展，呼吁国家尽快建立碳平衡制度，走低碳发展道路，并以此为突破口，加速资源节约型、环境友好型社会的建设。因此，材料轻量化已经成为制造业广泛关注和亟待解决的问题。

材料的轻量化设计主要包括两种方式：第一、提高零件强度以剪薄尺寸；第二、降低材料密度。

国内外众多学者已对第一种方法进行了深入的研究。应当关注的是，较薄尺寸的零件会极大地损害材料的刚度、抗冲击性以及抗凹陷性能。而解决这些缺陷的唯一方式是增加材料的厚度，这已成为第一种减重方式在产品应用上的悖论。此外，过高强度的金属板材为后续的成型过程带来了极大的挑战。

第二种减重方式是向合金中添加能够降低其密度的化学元素，如Al，Si，Be和C等。这种方式通常可以获得密度≤7.3g/cm³的合金钢，同时兼具优异的力学及可成型性能。合金中添加轻质元素，在降低材料密度的同时，也带来了不可避免的缺陷，具体如下所述：

Si虽然可以降低合金比重并有利于强度，但Si的过量添加会导致合金表面产生厚度不均、形状不规的氧化膜，使其在高温变形过程中发生开裂，因此行业内一般将Si的添加量保持在2wt.％以下。Si元素添加量的限制影响了其对合金的减重潜力。

Be是比Si和Al更轻质的金属元素，原子序数为4，密度仅1.85g/cm³，是适合降低材料密度的金属元素。但是，在世界卫生组织国际癌症研究机构公布的《致癌物清单初步整理参考》中，Be在一类致癌物清单中。Be及其化合物都有剧毒，这对合金生产及使用人员的健康都带来了挑战。

Al和C是最重要的添加元素。Al和C的添加都可以降低材料密度。除了其元素本身密度较小外，将两者添加至Fe中可以有效扩大合金晶体点阵参数，产生晶格膨胀。可以说，Al和C对合金钢密度降低的贡献作用是双重的。根据本研究团队的调研和实验研究。合金钢中每添加1wt.％的Al可以降低其0.1g/cm³的密度，每添加1wt.％的C可以降低其0.4g/cm³的密度。值得关注的是，在传统发明中，如果添加过量的Al和C，则会不可避免地形成如渗碳体(Fe,Mn)₃C，κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC以及Fe-Al(FeAl,Fe₃Al)等有序结构。如果不能结合巧妙的微观组织及热处理工艺设计，这类第二相析出物(有序相)会极大地影响材料的塑韧性，导致其冷轧和后续服役过程中的失效发生。

事实上，对于实现材料应用的综合节能减排的目标，材料性能只是应当考虑的一方面，限制材料生产及加工过程中的能源消耗及气体排放也是必须考虑的。这就要求研究人员在设计材料的过程中应尽量考虑采用低成本、低能耗的加工及热处理手段。例如，在一些合金中，研究人员为了提高材料的力学性能，常常采用较长时间、较高温度的时效处理。时效过程被公认为是高能耗、高排放的热处理手段，与此类发明的初衷是相违背的。另外，材料的生产加工成本是材料综合成本的重要组成部分，若材料生产过程中工序复杂，对生产人员水平要求过高以及对生产设备运转负荷较大，则无疑会不可避免地增加材料的综合成本，进而降低产品市场竞争力。例如，部分发明采用多阶段退火-冷却-(时效)工艺以提高产品性能，但复杂的生产工艺往往不符合工业连续生产的要求，更或者需要对现有产线进行升级改造；部分发明材料内含有大量极高硬度的第二相析出粒子，这对后续的机械加工带也来了较大的挑战，例如：材料后续的CNC加工，构件生产商不得不更频繁地更换价格高昂的切削刀具。又例如，部分发明利用中低温(500～800℃)轧制以提高材料的屈服强度及综合力学性能，不同于高温热轧，合金钢在中低温度下的变形抗力远大于高温，长时间高负载轧制生产对生产机械稳定性与安全性都带来了挑战，同时也加速了轧辊的变形与磨损，因此厂商也不得不频繁地更换价格高昂的轧辊等部件。以上材料的生产弊端无疑都增加了材料的成本压力，削弱了产品的市场竞争力。这些都应是发明研究人员亟立关注和避免的问题。因此，这就要求本领域研究人员进行发明创造时应深入考虑材料所需的综合成本，选用产品全生命周期内低能耗、低排放且广泛适应工业连续生产的生产加工方式，实现可持续发展目标。

中国专利CN108396244A、CN112030077A、CN112410680A以及CN112877606A中均披露了显微组织中含有一定比例κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC的合金钢。这些合金中均有较高的C、Al含量，C含量约为0.9～1.6wt.％，Al含量约为9～13wt.％。合金钢的屈服强度≥1050MPa，最大抗拉强度≥1100MPa，最大延伸率≤27％，最低密度≥6.6g/cm³。

中国专利CN113025794A公布了一种提高低密度Fe-Mn-Al-C钢强度的方法，将合金钢于500～850℃中低温轧制20～70％后再于600℃时效处理，可以获得屈服强度≥1370MPa的合金钢。

中国专利CN112899579A和CN112899580A公开了一类高C高Al低密度钢，其屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1100MPa，延伸率≥20％，密度为6.5g/cm³左右。合金钢组织为全奥氏体FCC，并通过添加Cr元素以提高材料的耐腐蚀性。

中国专利CN113088826A公开了一种Fe-Mn-Al-C系低密度钢，材料通过高温固溶，高温热轧后快速喷水冷却以抑制κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC的析出，获得屈服强度≥450MPa，最大抗拉强度≥720MPa，延伸率≥50％的合金钢。

中国专利CN109154055公开了一种经冷轧和退火的钢板、其制造方法以及这样的钢用以制造车辆部件的用途。该发明采用了高温热轧，两次冷轧及两次长时间退火的热处理工艺，获得了包含至少0.1％的晶内κ碳化物，最高至10％的粒状铁素体，以及奥氏体的显微组织。所述钢板的密度≤7.2g/cm³，延伸率≥5.0％，抗拉强度≥1300MPa，屈服强度≥1200MPa。

然而，上述中国专利均存在一些缺陷，具体如下所述：

中国专利CN112877606A(中国专利CN108396244A、CN112030077A以及CN112410680A同理)中披露了显微组织中含有一定比例κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC的合金钢。合金钢中C含量约为1.0～1.6wt.％，Al含量约为9～13wt.％，Mn含量约为25～30wt.％，此外，还添加了0.6～1.0wt.％Mo，1.0～1.2wt.％V，0.01～0.04wt.％Ti以及0.02～0.04wt.％Nb；材料屈服强度≥1300MPa，最大抗拉强度≥1500MPa，最大延伸率≥20％。该发明采用熔炼-锻造-粗轧-精轧-时效的加工工艺，热轧温度介于700～1200℃之间，轧制后需于600～650℃中温等温时效。另外，该发明专利中含有较高的C和Al元素，合金钢经热处理后，过多的V(Nb,Ti)碳化物，κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC以及Fe-Al(FeAl,Fe₃Al)的有序结构等提高材料强度的同时也极大地影响了材料的塑韧性，因此该发明最大延伸率仅≥20％。再者，V(Nb,Ti)碳化物及κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC的析出消耗了原本固溶在晶格中的C和Al原子，导致晶格膨胀程度降低而升高了合金密度。此外，该类发明采用了价格高昂的微合金原料(Mo，V，Ti及Nb)，以及能耗及排放较高的长时间时效过程，其较高的综合合金强度是通过较高的综合成本和对塑韧性的妥协获得的。

中国专利CN113025794A公开了一种提高低密度Fe-Mn-Al-C钢强度的方法。先将钢件进行固溶处理，再于500～850℃中低温轧制20～70％，并水冷后于600℃时效处理，随后空冷至室温，可得到屈服强度≥1370MPa，延伸率≥8％的合金钢。该工艺一方面采用较低的热轧温度，进而抑制了位错大量回复和重排，使变形过程中产生的位错被保留，含有初始高密度位错的合金位错增值能力和加工硬化水平都很弱，塑韧性不佳；另一方面，大量的变形组织积累了大量形变能，也导致后续时效过程中κ碳化物的大量析出。需要明确的是，该合金的强度提升是通过低温加工后时效过程和材料的不完全再结晶实现的，这样的方式有两个明显弊端：1、材料力学性能具有强烈的各向异性，其轧制方向的力学性能要远远好于垂直于轧制方向；2、过多κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC的析出提高了材料强度的同时也极大地影响了材料的塑韧性。因此，该合金塑韧性较差，延伸率仅≥8％。此外，不同于高温热轧，合金钢在500～850℃中低温度下的变形抗力远大于高温，长时间高负载轧制生产对生产机械稳定性与安全性都带来了挑战，同时也加速了轧辊的变形与磨损，因此厂商也不得不频繁地更换价格高昂的轧辊等部件，增加了该产品的综合成本。

中国专利CN112899579A公布了一种耐腐蚀高强度轻质钢及制备方法。该合金钢的成分为：C:1.4～1.7wt.％，Mn:25～30wt.％，Al:10～12wt.％，Cr:3～5wt.％和Nb:0.05～0.1wt.％。该专利采用熔炼-锻造-热轧的加工工艺，轧后材料屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1100MPa，延伸率≥20％，密度为6.5g/cm³左右，组织为全奥氏体。虽然，该专利获得了较高的机械强度(屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1100MPa)和较低密度(6.5g/cm³)的合金钢。但应当注意的是，该发明获得的合金微观组织为全奥氏体，无法实现异相结构的钉扎和生长抑制作用，为避免奥氏体晶粒的异常长大而损害材料强度，就必须严格控制合金钢的终轧温度，该发明材料的终轧温度约为950℃，严格限制终轧温度使其生产工艺窗口较窄，不利于产品的连续工业生产，增加了材料的综合成本。另外，较低的终轧温度虽然保证了晶粒不过度长大，但与此同时，温度降低，κ碳化物溶解度也随之降低，大量κ碳化物析出将极大地损害材料的塑韧性。因此，该发明获得的材料总延伸率仅≥20％。本发明控制高温晶粒尺寸的另一手段是添加昂贵的微合金元素Nb，此举也增加了合金的原料成本，削弱了产品市场竞争力。

中国专利CN113088826A公布了一种微合金化高强韧低密度钢及其制备方法。在Fe-Mn-Al-C合金系的铁基奥氏体微观组织基础上含有微合金化元素中的一种或多种：V、Nb、Ti和Mo，且微合金化元素与Fe-Mn-Al-C合金系中的C在奥氏体晶粒中和/或奥氏体晶界中以碳化物析出，以实现低密度钢的高强韧和低密度有效结合。该发明设计成分为：C:0.60～1.20wt.％，Mn:26～34.0wt.％，Al:6.0～12wt.％，Nb:0～0.25wt.％，V:0～0.25wt.％，Ti:0～0.25wt.％以及Mo:0～0.25wt.％。合金钢经熔炼、锻造以及热轧成型材后于900～1150℃进行高温固溶处理，获得了屈服强度为500～800MPa，抗拉强度为700～1000MPa，塑性不低于50％的轻质钢。发明者为避免大量κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC和Nb-V-Ti-Mo类碳化物的析出损害材料塑韧性，采取热轧后在较高温度(900～1150℃)下固溶处理的工艺。发明者采用较高的C、Mn含量及趋于保守的Al含量设计，故合金微观组织基本为全奥氏体。单相组织加较高的固溶温度，导致固溶后合金的晶粒因过度生长而变得粗大(≥100μm)。根据晶粒尺寸与材料强度的Hall-Petch关系，晶粒尺寸的增加会强烈地损害合金机械强度。因此，该发明合金的屈服强度仅有500～800MPa，最大抗拉强度仅有700～1000MPa。另外，该发明添加了大量昂贵的微合金元素(V、Nb、Ti和Mo)以期提高产品机械性能，增加了材料的生产成本。

中国专利CN109154055公开了经冷轧和退火的钢板、其制造方法以及这样的钢用以制造车辆部件的用途。所述钢板主要合金成分，包含：0.6<C<1.3wt.％，15<Mn<35wt.％，6.0<Al<15wt.％，Si<2.40wt.％，S<0.015wt.％，P<0.1wt.％，N<0.1wt.％。该发明采用了高温热轧，两次冷轧及两次长时间退火的热处理工艺，获得了包含至少0.1％的晶内κ碳化物、最高至10％的粒状铁素体，以及奥氏体的显微组织。所述钢板的密度≤7.2g/cm³，延伸率≥5.0％，抗拉强度≥1300MPa，屈服强度≥1200MPa。该发明获得了较高的屈服强度和抗拉强度的合金钢。但应当指出的是，根据其披露的实施例，满足其权利要求性能的实施例的总延伸率均≤18％；满足相对较高延伸率(≈20％)的实施例则具有较低的屈服和抗拉强度。正如本领域专业人员所熟知，该发明第二阶段冷轧后采用了较低的退火温度，该温度下合金钢冷变形组织不能发生充分再结晶而保留了较高的位错密度，该发明材料的高强度正是通过高初始位错密度获得的，因此合金塑性亦相对较低，事实上并没有克服材料强度-塑性不可兼得的难题。该专利虽将最高Al含量保护至15％，但实施例中合金钢最低密度仅大于6.72g/cm³，未实现合金钢强度-塑性-密度的良好匹配。此外，该发明合金钢的加工及热处理工艺涉及两次累积压下量10～80％冷轧及两次400～1000℃退火，且第二段退火时间较长，工艺窗口较窄，轧制及退火工序复杂，或难以适应工业生产。

因此，基于上述现有技术存在的诸多缺陷，亟待开发合适的材料以及热处理工艺，以获得具有高强度、高塑性和低密度的环境友好型轻质钢。

发明内容

针对现存材料及工艺存在的问题，本发明旨在解决如何避免高C高Al添加降低合金密度与其形成κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC导致材料脆性之间的矛盾，并提供一种高强度、高塑性和低密度的环境友好型轻质钢及热处理工艺，该轻质钢屈服强度大于1000MPa，总延伸率大于30％，且密度小于6.5g/cm³。

为实现上述目的，在一个方面，本发明提供了如下技术方案：高强高塑性轻质钢，以质量百分数计，包含以下成分：1.10≤C≤1.50％，15≤Mn≤30％，11≤Al≤15％，P≤0.05％，S≤0.05％以及N≤0.05％。

在一些实施方式中，所述轻质钢垂直于轧制方向截面晶粒尺寸≤20μm。

在一些实施方式中，以质量百分数计，1.30≤C≤1.50％，25≤Mn≤30％，11≤Al≤14％，合金密度：5.9～6.3g/cm³。

在一些实施方式中，以质量百分数计，11≤Al≤13％，合金密度，6.0～6.3g/cm³。

在一些实施方式中，奥氏体组织中C，Al和Mn三者的质量百分数满足公式1，

(p1+p2*C％+p3*Al％+p4*Al²％) / (1+p5*C％+p6*Al％)≥Mn％ (1)

其中，p1＝-19.191，p2＝0.699，p3＝4.105，p4＝-0.1957，p5＝-0.0163，p6＝-0.0677。

在一些实施方式中，所述轻质钢以体积百分数计，其微观组织包含以下构成：1vol％≤κ型碳化物(Fe，Mn)₃AlC≤5vol％、其余为奥氏体。

在一些实施方式中，所述轻质钢的屈服强度≥900MPa，延伸率≥30％。

在一些实施方式中，所述轻质钢的屈服强度≥1000MPa，延伸率≥40％。

在上述技术方案中，本发明在高C高Al的基础上，加入更高含量的Mn，提高了C和Al的溶解度，抑制了κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC在奥氏体中的析出。本发明在钢铁材料中实现了添加12wt.％以上的Al且很好地抑制κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC析出(1vol％≤κ≤5vol％)，其余为奥氏体组织(如图4a，图5a，图6a所示)。通过设计加入较高的Al，使合金钢晶格产生膨胀，以降低后续热处理过程中原子的扩散速率，从而抑制晶粒高温下的过度长大。基于该设计理念下，轻质钢具有优异的机械性能，轻质钢的屈服强度≥900MPa，延伸率≥30％；优选的，屈服强度≥1000MPa，延伸率≥40％。

在另一个方面，本发明还提供了上述所述的高强高塑性轻质钢的热处理工艺，包括如下步骤：

1)利用电弧或感应熔炼，将配料后的合金原料熔炼并浇铸成板材；

2)将所述板材冷轧，冷轧累积压下量不低于50％且不高于90％；

3)在1000～1200℃的条件下退火10～20min。

在一些实施方式中，所述冷轧累积压下量不低于60％且不高于90％。

在一些实施方式中，所述退火温度为1000～1100℃。

在一些实施方式中，所述退火时间为15～20min。

在上述技术方案中，本发明结合高C高Al高Mn的成分设计，进一步优化了轻质钢的热处理工艺，选取较高的退火温度1000～1100℃，以实现材料发生快速再结晶并进一步抑制κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC的析出。具体地，本发明通过加入较高的Al，降低了高温下原子的扩散速率，抑制晶粒过度长大，这样的合金设计使材料可以在较高温度下退火且晶粒不过度长大成为可能(如图4a，图5a)。因此，本发明在钢铁材料中实现了添加12wt.％以上的Al，并有效控地制了退火晶粒尺寸，降低了合金密度且很好地抑制κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC析出(1vol％≤κ≤5vol％，其余为奥氏体)。选取了合适的轧制变形量及退火时间，保证了材料在发生充分再结晶的基础上其晶粒获得合理细化。

在一些实施方式中，以质量百分数计，包含以下成分：1.10≤C≤1.30％，12≤Al≤15％，15≤Mn≤20％，合金密度：5.9～6.4g/cm³。

在一些实施方式中，以质量百分数计，13≤Al≤15％；合金密度：5.9～6.3g/cm³。

在一些实施方式中，C、Al和Mn三者的质量百分数满足：Mn％≥2.3C％+Al％。

在一些实施方式中，双相组织中奥氏体的C、Al和Mn三者的质量百分数满足公式2，

(p1+p2*C％+p3*Al％+p4*Al²％) / (1+p5*C％+p6*Al％)≥Mn％ (2)

在一些实施方式中，所述轻质钢的微观组织包括奥氏体：77～84vol％，铁素体：13～21vol％，以及极少量κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC：1～4vol％。。

在一些实施方式中，所述轻质钢的屈服强度≥1200MPa，延伸率≥30％。

在一些实施方式中，所述轻质钢的屈服强度≥1300MPa，延伸率≥30％。

上述技术方案中，在高C高Al高Mn的基础上，优化C、Al和Mn三者的比例，通过更高Al含量，并降低一定的C含量和Mn含量的成分设计，使合金形成双相异质结构(如图4b，图5b，图6b所示)，铁素体的晶格密排程度低于奥氏体，如此，进一步降低了合金的密度，并通过双相异质结构实现了更优的力学性能。轻质钢的屈服强度≥1200MPa，延伸率≥30％；优选的，轻质钢的屈服强度≥1300MPa。

3)在1000～1200℃的条件下退火10～20min。

在一些实施方式中，所述冷轧累积压下量不低于70％且不高于90％。

在一些实施方式中，所述退火温度为1100～1200℃。

在一些实施方式中，所述退火时间为10～15min。

上述技术方案中，创新性设计并提出合金钢双相异质微观结构，此结构下合金微观组织初始位错密度极低，不含或含有极少量的析出粒子。选取了合适的轧制变形量，累积压下量优选为50～90％，进一步优选为70～90％，原始δ铁素体经冷轧后会变形、破碎及分割，均匀地分布于合金形变亚结构中。冷轧板材经高温退火，优选为1000～1200℃，进一步优选为1100～1200℃，优选退火时间为10～20min，进一步优选为10～15min。退火后变形组织发生再结晶，同时，铁素体发生一定量的溶解和多边形化(等轴化)，此时剩余未相变的铁素体分布于再结晶奥氏体晶界和晶内并产生钉扎效应，并产生两相生长牵制作用抑制再结晶奥氏体晶界迁移和晶粒长大，实现较高退火温度下晶粒仍保持较小尺寸而不伴随第二相κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC的过量析出(如图4b，图5b所示)。此外，也基于高合金添加提高了奥氏体的动态再结晶温度从而抑制了奥氏体的再结长大。最终形成设计的双相异质结构。

综上所述，本发明具有以下有益效果：

1、优异的机械性能：本发明得到屈服强度≥1000MPa，总延伸率≥30％和密度≤6.5g/cm³的轻质钢，进一步优化了合金的强度和塑性，解决了高C高Al添加提高合金强度，降低合金密度与其形成κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC导致材料脆性之间的矛盾；

2、更低的合金密度：通过对成分和热处理制度的精心设计，在保证合金强塑性的同时，实现优于现有材料的密度；

3、经济效益与环境效益：与中国专利CN112877606A、CN113025794A与CN113088826A相比，本发明所涉及的轻质钢合金成分简单，轧制与热处理工艺简单，且不需要时效处理，能广泛适应现有的生产条件，可以节省大量的能源成本与生产工艺成本，资源节约，环境友好。

附图说明

图1为κ碳化物析出的成分区间；

图2为两种典型成分钢的热力学平衡相图；

图3为两种典型成分钢的凝固组织；

图4为两种典型成分钢的退火组织；

图5为两种典型成分钢的退火组织相含量；

图6为两种典型成分钢的退火组织相组成；

图7为两种典型成分钢的工程应力-应变曲线。

具体实施方式

本发明通过对轻质钢成分组成、热处理过程及微观组织特性进行研究，并获得了以下见解：

1、若将钢铁材料密度降低至6.5g/cm³以下，同时维持良好的塑性，延伸率大于20％，则需要向合金中加入低密度或能引起材料晶格膨胀的元素，如：C，Al等。如果添加过量的Al和C，则会不可避免地形成如渗碳体(Fe,Mn)₃C、κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC以及Fe-Al(FeAl,Fe₃Al)的有序结构，这些析出产物会极大地损害材料的塑韧性。因此，本发明需要解决的主要问题是如何避免高C高Al添加降低合金密度与其形成κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC导致材料脆性之间的矛盾。

2、为了抑制κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC析出，常规的技术方案是降低合金中C，Al元素的添加量，减小碳化物析出驱动力，显然，降低C，Al含量与本发明降低密度的初衷相违背。发明人首次提出向合金中添加奥氏体稳定元素，稳定合金面心立方(FCC)晶格结构，可使其晶胞的八面体间隙内可容纳更多的C原子，增加碳化物析出壁垒，可在添加更高C、Al含量实现低密度的前提下抑制κ碳化物的析出。

3、升高热处理温度会提高碳化物固溶度积，抑制碳化物析出。但随着热处理温度升高，原子扩散能力增强而导致材料微观组织晶粒异常长大。晶粒长大是晶界迁移及吞并的结果，晶界迁移是原子扩散控制的，因此，凡是能抑制元素扩散的方式均能抑制晶粒生长。高合金添加可以使材料产生晶格畸变，抑制原子扩散进而提高奥氏体的动态再结晶温度并抑制奥氏体再结晶后的晶粒长大。此外，双相效应(面心立方及体心立方)也是阻碍高温下晶界迁移及吞并的最有效的方式之一，通过对合金成分和工艺的设计，在合金微观组织中引入双相异质结构，使变形后的合金高温再结晶过程中产生两相相互钉扎和牵制生长的作用，进而抑制晶粒高温下的异常生长，提高晶粒的热稳定性。以上发明思想旨在实现合金微观组织在较高退火温度下仍能保持较小尺寸，并不伴随大量碳化物的析出。

4、铁素体(体心立方，BCC)的晶胞致密度约为0.68，奥氏体(面心立方，FCC)的晶胞致密度约为0.74，也就是说，相同体积下奥氏体钢可以容纳更多的原子，密度更高。因此，在轻质钢内引入铁素体相可以在材料成分确定的基础上经热处理进一步降低合金密度。此外，通过对合金微观结构的精心设计，引入一定含量的铁素体也有助于材料微观组织细化及力学性能优化。

以上述见解为基础，本发明通过对材料合金成分与热处理制度的组合控制，确保C、Al与Mn含量的组合在本发明的设计范围之内，尽可能使合金组织经热处理后消除κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC，并保证较小的晶粒尺寸。材料合金成分与热处理制度及组织特征具体如下：

本发明提供了一种高强高塑性轻质钢，以质量百分数(wt.％)计，包含以下成分：1.10≤C≤1.50％、15≤Mn≤30％、11≤Al≤15％、P≤0.05％、S≤0.05％以及N≤0.05％；且轻质钢垂直于轧制方向截面晶粒尺寸≤20μm。

优选的，以质量百分数(wt.％)计，1.30≤C≤1.50％、25≤Mn≤30％、11≤Al≤14％；合金密度：5.9～6.3g/cm³。；进一步优选的，11≤Al≤13％，合金密度：6.0～6.3g/cm³。

进一步的，在Al含量为11～13wt.％，且C含量为1.3～1.5wt.％的情况下，奥氏体组织中C，Al及Mn之间须满足公式1条件，如图1所示，方能避免κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC的析出：

(p1+p2*C％+p3*Al％+p4*Al²％) / (1+p5*C％+p6*Al％)≥Mn％ (1)

轻质钢以体积百分数计，其微观组织包含以下构成：1vol％≤κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC≤5vol％、其余为奥氏体。

轻质钢的屈服强度≥900MPa，延伸率≥30％；优选的，轻质钢的屈服强度≥1000MPa，延伸率≥40％。

为将钢铁材料密度降低至6.5g/cm³以下，同时保持良好的塑性，延伸率大于30％，上述技术方案需要解决的主要问题是如何避免高C高Al添加降低合金密度与其形成κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC导致材料脆性之间的矛盾。本发明通过加入更高的Mn(奥氏体稳定元素)，从而提高了奥氏体中C和Al的溶解度，进而抑制κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC在奥氏体中析出。本发明在钢铁材料中实现了添加12wt.％以上的Al且很好地抑制κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC析出(1vol％≤κ≤5vol％，其余为奥氏体)。通过加入较高的Al，使合金晶格产生膨胀而降低热处理过程中原子扩散速率，抑制晶粒高温下的过度长大。

相应的，本发明还提供了高强高塑性轻质钢的热处理工艺，包括如下步骤：

2)将浇铸板材酸洗或磨光后冷轧，冷轧累积压下量不低于50％且不高于90％；优选的，冷轧累积压下量不低于60％且不高于90％；

3)将经过冷轧后的板材切割成合适的尺寸，在氩气或氮气的保护下，在1000～1200℃的条件下退火10～20min；优选的，退火温度为1000～1100℃，退火时间为15～20min。

优选地，冷轧累积压下量不低于60％且不高于90％，若冷轧累积压下量过低，则不能保证将足够的位错(储存能)引入合金内部，影响合金钢的再结晶行为。正如本领域专业人员所熟知，合金再结晶前位错密度越高(储存能越高)，再结晶过程中再结晶晶粒的形核点越多，在保证合金晶粒不过度生长的前提下，再结晶晶粒越细。若冷轧累积压下量过高，则所需轧制力也相应过高，轧机负荷过大不利于轧制的稳定性和安全性，同时也会加快轧辊磨损，因此厂商也不得不频繁更换价格高昂的轧辊等部件，增加了材料的生产加工成本。另外，冷轧变形量和晶粒细化并非线性关系，晶粒细化至一定程度后加大冷轧变形量也不会使组织进一步细化。优选地，选取退火温度为1000～1100℃，此制度下，可以实现材料发生快速再结晶并抑制κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC析出。若退火温度过低，则合金钢冷轧组织中的位错只发生部分回复而不能完全再结晶，加之较低退火温度下会析出大量的κ型碳化物，强烈地损害材料塑性。例如，中国专利CN113025794A，该发明合金的强度提升是通过低温变形后不完全再结晶实现的，这样的方式有两个明显弊端：1、机械力学性能具有强烈的各向异性，其轧制方向的力学性能远远优于垂直于轧制方向；2、过多κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC提高了材料强度的同时也极大地影响了材料的塑韧性；因此，该合金塑韧性较差，该专利延伸率仅可保持在8％以上。本专利强韧性机制与该专利完全不同，本专利合金钢的微观组织呈等轴状且位错密度极低，仅有极少量(≤4vol.％)碳化物析出，如图4所示；材料性能无各向异性，因此拉伸塑性超过30％，如图7所示。此外，较低的退火温度下碳化物固溶度积也较小，意味着此温度下碳化物析出程度增大，也会影响材料的塑韧性。但若退火温度过高，再结晶晶粒短时间内就会发生长大。例如，中国专利CN113088826A，发明合金经高温退火后晶粒因过度生长而变得十分粗大(≥100μm)，严重影响了合金强度及其应用。优选地，退火时间选取为15～20min。过短的退火时间会使材料不能充分加热，导致合金不能实现完全再结晶，不完全再结晶合金的微观组织中含有大量的原始位错，会严重影响材料的塑韧性；若退火时间过长，则再结晶晶粒会发生长大，影响合金强度。因此，本发明也基于高合金量添加提高了奥氏体的动态再结晶温度从而抑制了奥氏体再结晶后的长大，实现合金在较高退火温度下晶粒为全奥氏体(如图5a，图6a所示)且仍保持较小尺寸，如图4a所示。最终实现了全奥氏体组织，极少的κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC(1vol.％≤κ≤4vol.％)，及较小晶粒尺寸(≤20μm)三者的协同组合，获得屈服强度≥1000MPa，延伸率≥40％的轻质钢。

优选的，以质量百分数(wt.％)计，包含以下成分：1.10≤C≤1.30％，12≤Al≤15％，15≤Mn≤20％，合金密度：5.9～6.4g/cm³。

进一步的13≤Al≤15％，合金密度：5.9～6.3g/cm³。

优选的，C、Al和Mn三者的质量百分数满足：Mn％≥2.3C％+Al％。

进一步优选的，在Al含量为13～15wt.％，C含量为1.1～1.3wt.％，且Mn％≥2.3C％+Al％的情况下，C，Al和Mn之间须满足公式2条件，如图1所示，方能避免κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC的析出：

(p1+p2*C％+p3*Al％+p4*Al²％) / (1+p5*C％+p6*Al％)≥Mn％ (2)

所述轻质钢的微观组织包括奥氏体：77～84vol.％，铁素体：13～21vol.％，以及极少量κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC：1～4vol.％。

所述轻质钢的屈服强度≥1200MPa，延伸率≥30％；优选的，轻质钢的屈服强度≥1300MPa；延伸率≥30％。

上述技术方案通过将合金的微观组织设计为奥氏体+铁素体双相，在Al含量12～15wt.％且C含量1.1～1.3wt.％基础上，且C，Al和Mn满足Mn≥2.3C％+Al％的成分设计。合金设计中通过加入更高的Al含量，并降低一定的C含量和Mn含量，形成双相组织(如图5b和图6b所示)。铁素体的晶格密排程度低于奥氏体，将铁素体引入合金微观组织，从而也能实现降低合金密度的效果，并通过双相组织实现更优力学性能(如图7b所示)。κ碳化物析出要求组织中同时富集浓度较高的C、Al元素。根据元素扩散动力学，较高温度下，C、Mn元素会自发地向奥氏体结构中扩散，而Al元素则自发地向铁素体中扩散。双相组织的引入使C、Al元素不能同时高浓度地存在于同一相内，因此有利于抑制κ碳化物析出。通过设计使奥氏体中富集更高的C和Mn，同时Al含量降低，使得奥氏体中C-Al-Mn满足公式2条件(如图1所示)，可有效抑制κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC析出。

相应的，本发明还提供了所述的高强高塑性轻质钢的热处理工艺，包括如下步骤：

1)利用电弧或感应熔炼，将配料后的合金原料熔炼并浇铸成5mm厚板材；

2)将浇铸板材上下表面酸洗或磨光后冷轧，冷轧累积压下量不低于50％且不高于90％；优选的，所述冷轧累积压下量不低于70％且不高于90％；

3)将经过冷轧后的板材切割成合适的尺寸，在氩气或氮气的保护下，在1000～1200℃的条件下退火10～20min。优选的，退火温度为1100～1200℃，退火时间为10～15min。

为进一步提高合金强度和延伸率，结合对合金形变和热处理制度的设计，本专利创新性发明并提出合金钢双相异质微观结构，此结构下合金微观组织初始位错密度极低，不含或含有极少量的析出粒子。高温退火下弥散分布的铁素体钉扎了奥氏体晶界并产生两相生长牵制作用而细化了晶粒(如图4b和图5b所示)，同时抑制κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC析出。本发明也基于高合金添加提高奥氏体的动态再结晶温度从而抑制了奥氏体的再结长大，实现较高退火温度下晶粒仍保持较小尺寸(如图4b所示)而不伴随第二相粒子的过量析出。与中国专利CN113088826A相比，发明者为避免大量κ型碳化物和Nb-V-Ti-Mo类碳化物的析出而损害材料塑韧性，采取热轧后在较高温度(900～1150℃)下固溶处理的热处理工艺。因该发明没有提高合金微观组织热稳定性的设计，因此，在较高的热处理温度下，合金晶粒因过度生长而变得粗大(≥100μm)，严重地损害了材料强度及应用。与中国专利CN112899579A相比，该发明获得的合金微观组织为全奥氏体，无法实现异相结构的钉扎和生长抑制作用，为避免奥氏体晶粒的异常长大损害材料强度，必须严格控制合金钢的终轧温度，其终轧温度约为950℃，工艺窗口较窄。另外，较低的终轧温度虽然保证了晶粒不过度长大，但与此同时κ碳化物的溶解度也随之降低，大量κ碳化物析出将极大损害合金钢的塑韧性。因此，该发明获得的材料总延伸率仅≥20％。应当加以说明的是，本发明的力学性能及密度指标均优于该专利，且本发明合金微观组织为奥氏体FCC+铁素体BCC双相组织，如图5b和图6b所示。本发明通过调整合金成分、加工及热处理制度，对合金微观组织和原子扩散行为进行了巧妙设计，实现对κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC的抑制，提高了微观组织热稳定性，达到了超越现有专利的效果。本发明的结果均是经团队专业人员潜心设计获得的，其强韧性机制与该专利亦有本质性差别。

影响材料强度、塑性及密度的因素有很多。除合金元素产生的固溶强化以外，合金平均晶粒尺寸、第二相析出粒子、几何必要位错(GND)及统计储存位错(SSD)密度也强烈地影响材料的强度和塑性。其中，合金初始位错密度的提高会严重地影响材料的塑韧性，例如中国CN113025794A，该工艺一方面采用较低的热轧温度，进而抑制了位错大量回复和重排，使变形过程中产生的位错被保留，含有初始高密度位错的合金位错增值能力和加工硬化水平都很弱，塑韧性不佳，故此发明延伸率仅≥8％；另一方面，大量的变形组织积累了大量形变能，也导致后续时效过程中κ碳化物的大量析出损害了材料塑性。第二相粒子析出强化在实际生产中很难控制，此类方法使材料的热处理窗口变窄，并常常需要时效5～12h，该高耗能热处理工艺亦有悖于世界碳平衡战略及材料设计初衷。此外，该强化方式往往提升了材料强度的同时也损害了材料塑性，例如，中国专利CN108396244A、CN112030077A、CN112410680A以及CN112877606A。合金钢经热处理后，过多的V(Nb,Ti)碳化物，κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC以及Fe-Al(FeAl,Fe₃Al)的有序结构极大地影响了材料的塑韧性，因此该发明最大延伸率仅≥20％。

本领域专业人员常常希望在不损失材料塑韧性的同时，提高材料强度。

基于这一研究基础，与现有技术相比，本发明所述的合金钢初始位错密度极低，不含或含有极少量的第二相(如图6b所示)，在较高的退火温度下仍能保证较小的平均晶粒尺寸(如图4b所示)以实现较高的机械强度。具体地：根据材料热力学计算(如图2b所示)及实验结果，合金设计Al含量优选为11～15wt.％，进一步优选为12～15wt.％，由于合金较高的Al含量，浇铸后铸板会含有大量的δ铁素体。将浇铸后的板材冷轧，累积压下优选为50～90％，进一步优选为70～90％，原始δ铁素体经冷轧后会变形、破碎及分割，均匀地分布于合金形变亚结构中。冷轧板材经高温退火，优选为1000～1200℃，进一步优选为1100～1200℃，此时变形组织发生再结晶，同时，铁素体发生一定量的溶解和多边形化(等轴化)，此时剩余未相变铁素体分布于再结晶奥氏体晶界和晶内并产生钉扎效应，抑制再结晶奥氏体晶界迁移和晶粒长大，实现较高退火温度下晶粒仍保持较小尺寸而不伴随第二相的过量析出。

为进一步提高材料强度和塑性并降低合金密度，本专利创新性的提出了合金钢双相异质微观结构设计思想：1，合金经较高温度退火，再结晶过程可在短时间内快速完成，故发明获得的合金初始位错密度极低；2，双相组织的引入使C、Al元素不能同时高浓度地存在于同一相内，故有利于抑制κ碳化物析出，同时，高温下还提高了析出粒子的固溶度积，因此本发明合金不含或含有极少量的析出粒子；3，轧制退火后弥散分布的铁素体钉扎了奥氏体晶界并产生两相生长牵制作用而细化了晶粒，高合金量设计提高奥氏体的动态再结晶温度从而抑制了奥氏体的再结长大，实现较高退火温度下晶粒仍保持较小尺寸；4，铁素体(BCC)的晶格密排程度低于奥氏体(FCC)，将铁素体引入组织会造成合金体积膨胀，从而一进步实现降低合金密度的效果；5，双相异质结构的引入使合金在后续形变的过程中出现协调变形和应变配分行为，触发合金背应力强化机制，优化了材料的强塑性。

由上述机制的作用，本发明获得了微观组织包括77～84vol％奥氏体及13～21vol％铁素体两相；高温退火后晶粒尺寸较小(≤20μm)；且无过量第二相粒子析出(1vol.％≤κ≤4vol.％)；屈服强度≥1200MPa，延伸率≥30％，密度≤6.5g/cm3的高强塑性低密度轻质合金钢。

综上所述的有益方面均是本发明合金钢实现高强度-高塑性-低密度的原因。

具体实施例：

准备具有下表1所示成分组分的钢板，相应的制造工艺如下：

a)熔炼：按照上述成分由真空感应炉、真空电弧炉进行熔炼，利用浇铸工艺将熔融钢液浇铸成5mm厚板材。或利用连铸技术生产铸坯，或直接采用薄板坯连铸连轧工艺。

b)冷轧：将获得的板材酸洗或磨光后冷轧，冷轧累积压下量不低于60％且不高于90％；优选地，选取80％累积压下量。若累积下压量过小，合金再结晶驱动力较小，不易短时间内发生大量再结晶形核，同时合金回复程度升高而消耗再结晶驱动力；其次，δ铁素体在较小的变形量下无法充分破碎，抑制晶粒长大的作用将变弱。若冷轧累积压下量过高，则所需轧制力也相应增高，轧机负荷过大不利于轧制稳定性。

c)退火：将经过冷轧后的板材切割成合适的尺寸。在Ar气或N气保护气氛下，于1000～1200℃退火10～20min。优选地，退火温度选取1000℃及1100℃，退火时间选取15min。若退火温度过低，κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC析出增多而影响塑性；若退火温度过高，晶粒发生异常长大而影响材料力学性能。

表1列出了实施例1～19的轻质钢的化学成分、退火工艺以及所获性能参数。需要说明的是，针对本发明的轻质钢中所涉及到的其他元素，可以在P≤0.05％、S≤0.05％、N≤0.05％和余量为Fe的范围内添加。需要额外说明的是，正如本领域人员所熟知，钢铁材料中N、P及S均为炼钢杂质元素，控制在上述范围内不会对材料性能产生损害，上述元素及含量不作为调控材料组织及性能所用。

表1

由表1可见，实施例1，3及实施例5～7、9，11均表现出优异的机械性能，屈服强度最高可达1360MPa，抗拉强度最高可达1430MPa，延伸率最高可达50％。在轻质钢的合金成分不满足本发明要求的情况下，如实施例12～15，该轻质钢的Al含量较低，因此Al元素对合金钢固溶强化的效果降低。同时，低Al含量的合金高温下原子扩散速率较快，相同退火工艺下晶粒更为粗大，细晶强化能力下降，因此该系列实施例屈服强度较低，同时合金密度较高无法实现材料轻量化；又如实施例16～19，该轻质钢的C含量较高，高C高Al的设计使合金钢κ碳化物析出动力大大增加，大量的κ碳化物严重损害了材料的塑韧性，因此均表现为材料屈服前脆性断裂。再如实施例2、4、8及10，在轻质钢的热处理工艺不满足本发明的要求下，若合金不经热处理，则无法实现再结晶，大量的位错保留在材料内部，虽具有极高的屈服及抗拉强度，但合金塑性极低。若热处理温度较低，则无法避免脆性κ碳化物大量析出，因此极大地影响了材料塑韧性。

在扫描电镜下观察了实施例1～19的显微组织，并采用定量金相法分析了组织中各相的面积百分数。同时，采用X射线衍射法测试了奥氏体含量。相应的显微组织结果如表2所示。

表2

实施例	奥氏体	铁素体	平均晶粒尺寸
				1	95％	1％	13.8μm
2	68％	20％	7.7μm
				3	94％	2％	11.0μm
4	89％	10％	未再结晶
				5	93％	4％	10.7μm
6	84％	13％	13.1μm
				7	77％	19％	14.0μm
8	40％	50％	7.1μm
				9	84％	15％	15.1μm
10	69％	30％	未再结晶
				11	78％	21％	17.2μm
12	100％	0％	16.6μm
				13	99％	0％	16.5μm
14	99％	0％	14.1μm
				15	99％	0％	14.2μm
16	基体组织	0％	-
				17	基体组织	0％	-
18	基体组织	0％	-
				19	基体组织	0％	-

结合表1和表2可见，在实施例1、3及5的成分钢中，轻质钢的显微组织中以奥氏体为主，并含有少量的κ碳化物(1％≤κ≤4％)；在实施例6、7及9的成分钢中，合金显微组织包含奥氏体：77～84vol％，铁素体：13～21vol％，以及极少量κ碳化物1～4vol％。上述的成分设计和组织特征使轻质钢表现出优异的屈服强度、抗拉强度以及延伸率。在轻质钢的合金成分不满足本发明的要求下，如实施例12～15，合金显微组织为奥氏体并析出了大量的κ碳化物，恶化了材料性能。

综上，实施例所提供的成分、工艺及产品性能均在本发明的范围之内并具有较为稳定的机械性能。在本发明范围内对材料进行处理，可以获得密度较低且具有良好强塑性匹配的低密度轻质钢，最高强塑积可达60GPa％。反之，材料将面临脆性断裂和提前失效的风险。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，本发明的保护范围并不仅局限于上述实施例，凡属于本发明思路下的技术方案均属于本发明的保护范围。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理前提下的若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims

1.一种高强高塑性轻质钢，其特征在于，以质量百分数计，包含以下成分：1.10≤C≤1.50％，15≤Mn≤30％，11≤Al≤15％，P≤0.05％，S≤0.05％以及N≤0.05％。

2.权利要求1所述的高强高塑性轻质钢，其特征在于，所述轻质钢垂直于轧制方向截面晶粒尺寸≤20μm。

3.权利要求1所述的高强高塑性轻质钢，其特征在于，以质量百分数计，1.30≤C≤1.50％，25≤Mn≤30％，11≤Al≤14％，合金密度：5.9～6.3g/cm³。

4.权利要求3所述的高强高塑性轻质钢，其特征在于，以质量百分数计，11≤Al≤13％，合金密度，6.0～6.3g/cm³。

5.权利要求4所述的高强高塑性轻质钢，其特征在于，奥氏体中C，Al和Mn三者的质量百分数满足公式1，

(p1+p2*C％+p3*Al％+p4*Al²％)/(1+p5*C％+p6*Al％)≥Mn％ (1)

6.权利要求5所述的高强高塑性轻质钢，其特征在于，所述轻质钢以体积百分数计，其微观组织包含以下构成：1vol％≤κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC≤5vol％，其余为奥氏体。

7.权利要求1～6任一项所述的高强高塑性轻质钢，其特征在于，所述轻质钢的屈服强度≥900MPa，延伸率≥30％。

8.权利要求7所述的高强高塑性轻质钢，其特征在于，所述轻质钢的屈服强度≥1000MPa，延伸率≥40％。

9.权利要求1～8任一项所述的高强高塑性轻质钢的热处理工艺，其特征在于，包括如下步骤：

3)在1000～1200℃的条件下退火10～20min。

10.权利要求9所述的高强高塑性轻质钢的热处理工艺，其特征在于，所述冷轧累积压下量不低于60％且不高于90％。

11.权利要求10所述的高强高塑性轻质钢的热处理工艺，其特征在于，所述退火温度为1000～1100℃。

12.权利要求11所述的高强高塑性轻质钢的热处理工艺，其特征在于，所述退火时间为15～20min。

13.权利要求1所述的高强高塑性轻质钢，其特征在于，以质量百分数计，包含以下成分：1.10≤C≤1.30％，12≤Al≤15％，15≤Mn≤20％，合金密度：5.9～6.4g/cm³。

14.权利要求13所述的高强高塑性轻质钢，其特征在于，以质量百分数计，13≤Al≤15％；合金密度：5.9～6.3g/cm³。

15.权利要求14所述的高强高塑性轻质钢，其特征在于，C，Al和Mn三者的质量百分数满足：Mn％≥2.3C％+Al％。

16.权利要求15所述的高强高塑性轻质钢，其特征在于，双相组织中奥氏体的C、Al和Mn三者的质量百分数满足公式2，

(p1+p2*C％+p3*Al％+p4*Al²％)/(1+p5*C％+p6*Al％)≥Mn％ (2)

17.权利要求16所述的高强高塑性轻质钢，其特征在于，所述轻质钢的微观组织包括奥氏体：77～84vol％，铁素体：13～21vol％，以及极少量κ型碳化物(Fe,Mn)₃AlC：1～4vol％。

18.权利要求13～17任一项所述的高强高塑性轻质钢，其特征在于，所述轻质钢的屈服强度≥1200MPa，延伸率≥30％。

19.权利要求18所述的高强高塑性轻质钢，其特征在于，所述轻质钢的屈服强度≥1300MPa，延伸率≥30％。

20.权利要求13～19任一所述的高强高塑性轻质钢，其特征在于，经过包括如下步骤的加工工艺：

2)冷加工变形：累积冷加工变形量不低于50％且不高于90％；

3)退火热处理：在1000～1200℃的下，退火10～20min。。

21.权利要求20所述冷加工变形，其特征在于，累积冷加工变形量不低于70％且不高于90％。

22.权利要求21所述退火热处理，其特征在于，所述退火温度为1100～1200℃。

23.权利要求22所述退火热处理，其特征在于，所述退火时间为10～15min。