專利名稱：具有納米析出的亞微米晶粒鋼板及其制造方法
技術領域：
本發明涉及一種具有超細組織的金屬材料及其制造技術，尤其涉及一種亞微米晶粒鋼板及其制造方法。
隨著工藝的進步，從幾百微米到幾十微米，直到幾微米，能夠實現的晶粒尺寸下限也越來越低。納米技術的興起，使亞微米(100nm～1μm)、納米(1nm～100nm)尺度的超細組織成為新的研發目標。例如，專利US6033624、US5984996和US5589011采用粉末固結方法合成納米晶M50鋼；專利US6258185采用非晶晶化法制備納米復合鋼；專利CN2400456、CN1301873、CN1336321(FR2812284、WO0210463、AU8408701)、CN1336444(FR2812286、WO0210461、AU8224001)、CN1336445(FR2812285、WO0210462、AU8224101)，利用高能表面機械加工實現了純鐵、低碳鋼和奧氏體不銹鋼的表面納米化。不過，要將大尺寸塊體鋼鐵結構材料的晶粒細化到1μm以下難度是很大的。迄今為止，獲得大尺寸塊體納米及亞微米鋼鐵結構材料的方法可以歸結為強烈塑性變形(SPD)以及大變形與相變組合兩大類。
SPD法是制備致密亞微米晶粒板材和棒材的主要方法，包括旋擠、等角擠壓、累積疊軋焊、反復波紋-壓平和多軸變形加工等。旋擠制備的材料通常是碟狀的，直徑和厚度分別為10～20mm和0.2～0.5mm。等角擠壓制備的通常是圓棒或方棒，長70～100mm，截面直徑或對角線＜20mm。由Saito等[ScrMater，39(1998)1221；Acta Mater，1999，47(2)579；Scr Mater，1999，40(7)795]提出的累積疊軋焊方法將薄板反復疊片、軋制并使其自動焊合。晶粒平均直徑27μm的含鈦IF鋼板，在500℃經過5次疊軋循環后，晶粒尺寸減小到0.5μm以下。但該方法不僅工序煩瑣，而且由于疊軋的各層之間存在界面而導致塑性惡化(比常規IF鋼低一個數量級)。專利US6197129提出了反復波紋-壓平法，把純銅棒在略高于液氮溫度下壓成波紋狀，將銅棒沿長軸掉轉90°角后再將其壓平。該過程不斷重復進行多次，可以將晶粒細化到幾十納米至數百納米之間。鋼的強度比銅高、塑性比銅差，很難應用該專利技術。利用多軸變形加工(或三維壓力加工、多次間斷壓力加工)也可以將晶粒細化到亞微米級。Belyakov等[Mater Trans JIM，41(2000)476]在600℃(0.5Tm)以10-3s-1的應變速率對AISI 304奧氏體不銹鋼進行多次壓縮，結果發現在低應變至中應變范圍內，顯微組織的特征取決于具有高密度位錯墻晶界的拉長亞晶粒的演化過程。隨著應變的進行，這些亞晶粒越來越趨向于等軸晶，同時亞晶界的位向差也逐漸增大，最終導致位向差20°以上、平均晶粒尺寸只有0.3μm超細組織的產生。Chen等[42nd MWSP Conf Proc，ISS，XXXVIII(2000)523]利用裝配在Gleeble模擬機上的MAXSTRAIN系統，模擬了各種條件下的多軸變形加工。不過，多軸變形加工方法能夠適應的試樣尺寸有限。
大變形與相變組合則利用了變形和相變兩者在細化組織方面的各自特點。Jain等[J Mater Res，11(1996)2677]在室溫和液氮溫度下進行冷軋，使亞穩的奧氏體不銹鋼(AISI 304)轉變為馬氏體，然后再加熱到高溫使馬氏體分解成超細組織，獲得了平均晶粒尺寸約0.5μm的超細組織。Hayashi等[CAMP-ISIJ，11(1998)1031]先將0.05％C-2.0％Mn鋼奧氏體化后水淬獲得馬氏體，640℃保溫后1道軋下50％，再加熱到640℃壓下50％或80％。結果表明，兩道軋制的方向一致的試樣形成沿軋制方向伸長的纖維狀晶粒組織；第二道軋制掉轉了90°角的試樣，總壓下量75％者形成了1μm的等軸晶，而總壓下量90％者形成了平均晶粒尺寸0.77μm的等軸亞微米晶。專利CN1275554所述的低合金鋼成分(％)為C0.05-0.35、Mn＜1.0、Si＜0.30、S＜0.03、P＜0.03、Cr＜3.0、Mo＜1.0、V＜0.30、W＜0.70、Nb＜0.10，余為Fe。所述的方法為首先通過熱處理，獲得低碳板條馬氏體、回火板條馬氏體或下貝氏體預備組織，板條的寬度要控制在0.5μm以下；然后，在720℃以下多道次或單道次溫軋或冷軋，總壓下量要大于65％；最后，在550～720℃再結晶退火1.5～24h。結果可以獲得晶粒尺寸小于50nm、板厚3mm的低合金鋼(如CrMoV)板。Priestner和Ibraheem[Mater Sci Technol，16(2000)1267]對3種Nb微合金化鋼的研究表明，將超細奧氏體熱軋后快速冷卻進行相變晶粒細化，可以使3mm厚鋼板的心部晶粒尺寸達到1.5μm、表面達到1μm以下。如果隨后進一步冷軋并靜態再結晶，就可以在1mm厚鋼板整個截面形成亞微米超細組織。最近，Tsuji等[Scr Mater，46(2002)305]首先在1000℃將2mm厚的SS400鋼試板保溫0.5h，然后水淬獲得低碳板條馬氏體組織，相應的原奧氏體晶粒直徑為200μm。接著，將試板冷軋50％，再在200～700℃退火0.5h，最終獲得晶粒直徑約為0.18μm的超細組織。總之，大變形與相變組合工藝雖然可以將鋼的鐵素體晶粒細化到亞微米甚至納米級，但是，該工藝的復雜性限制了其應用。
綜上所述，亞微米鐵素體晶粒鋼由于具有更高的強度和優異的韌性而成為未來鋼鐵材料研發的熱點。然而，現有的各種亞微米鐵素體晶粒鋼制備工藝復雜而難以實際應用。
本發明的另一目的在于提供一種上述鋼板的制造方法。
本發明的具有納米析出的亞微米晶粒鋼板具有良好的組織穩定性。本發明的鋼板的制造方法工藝簡單、易于實施。
本發明的具有納米析出的亞微米晶粒鋼板其特點為上述鋼板含有C0.001～0.20％；Mn0.01～2.0％；還進一步含有V＜0.3％；Nb＜0.2％；Ti＜0.1％；Al＜0.1％中的一種或一種以上；余量為Fe和不可避免的雜質；以上為質量百分數；上述鋼板形成有鐵素體相和析出相；上述鐵素體的晶粒為亞微米級，上述析出相的顆粒為納米級。
所述鋼板中所形成的鐵素體相和析出相顆粒分布于鋼板表面至板厚中心的全板厚截面上。析出相呈顆粒狀且彌散分布。所述鐵素體的平均晶粒直徑在100nm～1μm之間；所述析出相的平均顆粒直徑在1nm～100nm之間。
本發明的成分中還可以進一步含有Mo0.01～0.5％；Ni＜0.3％；Si＜0.6％；Cr＜0.8％。
或者還可以進一步含有P0.01～0.1％；Ni0.01～0.5％；Cu0.01～0.3％；Cr＜0.8％；Mo＜0.5％；
本發明的具有納米析出的亞微米晶粒鋼板制造方法為成分為C0.001～0.20％；Mn0.01～2.0％；還進一步含有V＜0.3％；Nb＜0.2％；Ti＜0.1％；Al＜0.1％中的一種或一種以上；或者還可以進一步含有Mo0.01～0.5％；Ni＜0.3％；Si＜0.6％；Cr＜0.8％；或者還可以進一步含有P0.01～0.1％；Ni0.01～0.5％；Cu0.01～0.3％；Cr＜0.8％；Mo＜0.5％；余量為Fe和不可避免的雜質；以上為質量百分數；將含有上述成分的坯料進行溫軋，軋制溫度在300～700℃之間、累積壓下量在≥35％，溫軋后進行冷卻。
在上述溫軋之前，可以使用鑄態材料作為坯料，也可以對坯料先進行冷軋、熱軋或淬火處理。上述溫軋可以單道次進行，也可以分若干道次進行。上述溫軋結束后可以自然冷卻，也可以在2秒內施行水冷。
值得特別指出的是，所有的超細晶金屬材料，包括微米級、亞微米級和納米級超細晶粒鋼，由于總晶界能極高而處于不穩定的非平衡狀態，易于向亞穩態或平衡態轉變，即晶粒易長大—或者說存在“組織穩定性(或熱穩定性)”問題。因此，超細晶金屬材料對熱加工均極為敏感。鑒于低合金鋼或微合金鋼在制造或使用過程中不可避免地要經受涂層處理、熱處理、卷板或焊接等熱作用，其組織穩定性問題如果不能很好地解決，將嚴重制約其實際應用。遺憾的是，迄今為止已經發表的有關亞微米超細晶粒鋼專利都沒有很好地解決這一問題。此外，晶粒細化在改善金屬材料力學性能方面雖然非常有效，但也有限。單純晶粒細化不僅難度加大(成本高)，而且組織穩定性也不高。因此，應該把晶粒細化與其它措施(如析出強化或復相組織等)結合起來，采取綜合措施獲得綜合的性能。本發明不僅可以將鐵素體晶粒細化到亞微米級，而且利用第二相(納米析出相)顆粒釘扎晶界、抑制晶粒長大。這對于具有高強度和優異韌性的亞微米鋼的推廣應用具有重要意義。此外，大量彌散分布的顆粒狀納米析出相還具有析出強化作用，從而使本發明同時取得細晶強化和析出強化的復合強化效果。
本發明采用強烈溫軋工藝，并結合該工藝特點選擇合適的合金成分，通過強烈塑性變形細化低合金鋼或微合金鋼的鐵素體晶粒并控制第二相析出，從而在鋼板表面至板厚中心的全板厚截面都形成亞微米級(100nm～1μm)超細鐵素體晶粒和納米級(1nm～100nm)第二相—彌散析出相。這個發明可以獲得具有高組織穩定性(晶粒長大傾向小)的具有納米析出的亞微米晶粒的超細組織低合金或微合金鋼板。
本發明采用軋制方法。與其它獲得亞微米材料的方法(如，等角擠壓、旋擠、多向鍛壓等)相比，軋制方法的生產率高、適應性強，易于實現連續化、自動化工業生產。
軋制工藝的要點可以歸結為溫軋和大變形，即強烈溫軋。
把軋制溫度限制在300～700℃之間，即采用溫軋工藝。與熱軋工藝相比，采用溫軋工藝可以避免軋制過程中的高能耗、氧化、動態再結晶和晶粒長大等問題；與冷軋工藝相比，采用溫軋工藝不僅可以減小軋制力、降低對設備能力的要求從而便于工藝的實現，而且可以有效防止大變形引起的鋼板(帶)的邊裂問題。
累積壓下量在≥35％，即大變形，變形速率在1.0～15s-1之間。利用強烈塑性變形機制把鐵素體晶粒細化到亞微米(100nm～1μm)尺度。
本發明應有合適的合金成分。成分的選擇應該遵循下列三項基本原則1)較低的含碳量，含碳量高對焊接性不利，但含碳量過低不利于第二相的析出；2)低合金化或微合金化，以確保亞微米晶粒細化在節能(無需熱處理強化)、節約資源(合金元素少)和環保(工藝簡單，可回收再生利用)等方面的優勢；3)含有一定量的釩、鈮、鈦或者鋁，以確保第二相的析出。
采用上述溫軋工藝軋制出厚0.4～4mm的低合金或微合金鋼板(帶)，在鋼板表面至板厚中心的全板厚截面上鐵素體晶粒的平均直徑均在亞微米級(100nm～1μm)，其中還彌散析出大量平均直徑在納米級(1～100nm)的顆粒狀第二相。
值得注意的是，上述低合金或微合金鋼板(帶)具有復合超細組織特征，可以取得亞微米鐵素體晶粒的細晶強化作用和第二相(納米顆粒)析出強化的雙重強化作用。此外，采用上述溫軋工藝直接就可以獲得亞微米晶粒超細組織，溫軋前無需特殊的預備熱處理，溫軋后也無需特殊的后續熱處理。對坯料的狀態也無特殊要求，坯料即可以是鑄態(粗晶粒組織)，也可以是熱軋態或冷軋態，還可以是淬火或其它熱處理態組織。
具有上述顯微組織特征的低合金鋼或微合金鋼，具有良好的組織穩定性(或稱熱穩定性)，晶粒長大傾向小，在450～550℃經受1h的退火處理鐵素體晶粒平均直徑仍然保持在亞微米級。
利用大量彌散分布的納米析出相釘扎晶界、抑制超細晶粒的長大，從而提高亞微米低合金鋼或微合金鋼的組織穩定性，是本發明與其它超細晶粒鋼制備技術的主要區別之一。鑒于鋼鐵產品在制造、加工和使用過程中不可避免地要經受各種熱作用，而所有超細晶金屬材料(包括亞微米超細晶粒鋼)對熱作用又特別敏感，本發明的上述特點對于亞微米超細晶粒鋼的推廣應用以及對其高強度和優異韌性的充分發揮具有重要的意義。
本發明采用強烈溫軋工藝，可以直接把低合金鋼或微合金鋼鐵素體晶粒細化到亞微米尺度，無需特別預先處理或后續處理，工藝簡單、易于實現。
圖1(a)為實施例E1的鋼板近表面處鐵素晶粒的SEM照片。圖1(b)為實施例E1的鋼板距離表面1/4處鐵素晶粒的SEM照片。圖1(c)為實施例E1的鋼板厚中心區處鐵素晶粒的SEM照片。圖1(d)為實施例E1的鋼板TEM照片。圖2為實施例E1的鋼板縱向截面板厚中心區晶界位向差分布曲線圖。圖3(a)為實施例E1的鋼板450℃退火1h試樣縱向截面板厚中心區的SEM照片。圖3(b)為實施例E1的鋼板450℃退火1h試樣縱向截面板厚中心區的TEM照片。圖4為實施例E的1鋼板溫軋態縱向截面板厚中心區AFM分析結果圖。圖5(a)為實施例E12的鋼板溫軋態試樣縱向截面板厚中心區的SEM照片。圖5(b)為實施例E1的2鋼板溫軋態試樣縱向截面板厚中心區的TEM照片。圖6(a)為實施例E13的鋼板溫軋態顯微組織圖。圖6(b)為實施例E13的鋼板450℃退火1h顯微組織圖。圖7為實施例E13的鋼板450℃退火1h組織中的納米析出相圖。圖8(a)為實施例E19的鋼板中的亞微米鐵素體晶粒圖。圖8(b)為實施例E19的鋼板中納米析出相圖。圖9(a)為實施例E23的鋼板軋制態示意圖。圖9(b)為實施例E23經550℃退火1h組織圖。
具體實施例方式
第一組實施例實驗材料低合金鋼。
成分C0.084％；Si0.21％；Mn1.53％；P0.018％；S0.0046％；Al0.03％；Cr0.02％；Ni0.21％；Cu0.22％；V0.062％；Nb0.041％；Ti0.02％；余量Fe；以上均為質量百分數。
制造方法將含有上述成分的坯料進行溫軋，控制軋制溫度及累積壓下量，溫軋后進行冷卻。
將上述低合金鋼按表1所列的工藝參數進行軋制，然后取樣進行掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM)分析。表中最后一列的晶粒尺寸是利用截點法測定的板厚中心區鐵素體的平均晶粒直徑。可見，決定能否獲得亞微米晶粒超細組織的關鍵工藝參數首先是軋制溫度，其次是累積壓下量。對于本組實施例的低合金鋼而言，在700℃以下、累積壓下量不小于38％溫軋可以獲得亞微米超細鐵素體晶粒。
表1 第一組實施例的溫軋工藝及其結果
*試樣板厚中心區鐵素體的平均晶粒直徑。
如圖1(a)、圖1(b)和圖1(c)所示，依次示出了實施例E1鋼板近表面處、距離表面1/4板厚處和板厚中心區鐵素體晶粒形貌。晶粒尺度沿板厚方向自表面至心部有所變化—近表面處晶粒最細、距離表面1/4板厚處次之、板厚中心區最粗。根據SEM觀察，各區域的晶粒沿軋制方向都有不同程度的拉長，呈纖維狀。然而，用TEM觀察，這些纖維狀晶粒中還包含有小晶粒，如圖1(d)所示，這些晶粒都是在溫軋過程中形成的等軸晶。
值得注意的是，圖1(d)左上角所示的電子衍射花樣呈現幾乎連續的同心環。這不僅表明這些小晶粒非常細小，而且其晶界多數是大角晶界。這一點得到了圖2所示的場發射SEM上的電子背散射衍射(EBSD)分析的證實—絕大部分的晶界位向差都在50～60°之間。這意味著所采用的溫軋工藝具有良好的晶粒細化效果，所形成的晶粒細小、均勻且相互間位向差很大。
圖3示出了實施例E1鋼板經過450℃退火1h后的顯微組織特征。與圖2(a)的溫軋態組織相比，圖3(a)保持了亞微米晶粒尺度。這反映出所獲得的亞微米晶粒超細組織具有相當高的組織穩定性。其原因在于亞微米鐵素體晶粒中存在大量平均直徑在1nm～100nm之間的顆粒狀析出相如圖3(b)所示。這些析出相不僅起沉淀強化作用，而且通過釘扎晶界而有效地抑制晶粒長大，從而顯著提高了亞微米鋼的組織穩定性。
原子力顯微鏡(AFM)分析揭示，這些析出相在退火前(溫軋態)就已經存在，如圖4所示，并且分兩種尺寸級別—二者的平均晶粒直徑分別在30nm和10nm左右。正是由于這些納米析出相的存在，使得實施例E1鋼板的鐵素體晶粒即便經過550℃退火1h也能夠保持亞微米尺度。
實施例E1鋼板的上述顯微組織特征是具有普遍性的，本組以及其它組的實施例鋼板的組織也與實施例E1類似。這可以由圖5示出的實施例E12鋼板700℃、4道次溫軋態的顯微組織中得到驗證。第二組實施例實驗材料微合金鋼。
成分C0.055％；Si＜0.03％；Mn0.26％；P0.012％；S0.0021％；Al0.05％；Ti0.001％；余量Fe；以上為質量百分數。
制造方法同第一組實施例。
將上述微合金鋼按表2所列的工藝參數進行軋制，然后取樣進行SEM和TEM分析，晶粒尺寸測量結果列于表中最后一列。顯然，與第一組實施例的低合金鋼相比，本組的微合金鋼晶粒細化的難度加大—要求軋制溫度更低、累積壓下量更大。這說明，合金成分對亞微米超細鐵素體晶粒的獲得具有重要影響。
表2 第二組實施例的溫軋工藝及其結果
*試樣板厚中心區鐵素體的平均晶粒直徑。
圖6(a)和圖6(b)分別示出了實施例E13鋼板溫軋態和退火態的組織，展示了亞微米微合金鋼良好的組織穩定性。圖7則示出了實施例E13鋼板退火態組織中的納米析出相形貌。第三組實施例實驗材料低合金鋼。
成分C0.07％；Si0.31％；Mn0.31％；P0.082％；S0.005％；Al0.02％；Cr0.6％；Ni0.11％；Mo0.46％；Cu0.24％；Nb0.02％；Ti0.002％；
余量Fe；以上為質量百分數。
制造方法同第一組實施例。
將上述低合金鋼按表3所列的工藝參數進行軋制，然后取樣進行SEM和TEM分析，晶粒尺寸測量結果列于表中最后一列。圖8(a)和圖8(b)分別示出了實施例E19鋼板中的亞微米鐵素體晶粒和納米析出相的顯微形貌。
表3 第三組實施例的溫軋工藝及其結果
*試樣板厚中心區鐵素體的平均晶粒直徑。第四組實施例實驗材料微合金鋼。
成分C0.18％；Si＜0.03％；Mn0.70％；P0.011％；S0.005％；Cr＜0.02％；Ni0.02％；Cu0.02％；V＜0.01％；Nb＜0.01％；Ti0.001％；Al0.035％；余量Fe。以上為質量百分數。
制造方法同第一組實施例。
將上述低合金鋼按表4所列的工藝參數進行軋制，然后取樣進行SEM和TEM分析，晶粒尺寸測量結果列于表中最后一列。圖9(a)和圖9(b)分別示出了實施例E23鋼板及其550℃退火1h組織，可見，所獲得的亞微米超細鐵素體晶粒具有非常好的組織穩定性，經過550℃退火后鐵素體晶粒平均直徑由軋制態的0.61μm只略微增大到0.69μm，仍然保持在亞微米尺度。
表4 第四組實施例的溫軋工藝及其結果
*試樣板厚中心區鐵素體的平均晶粒直徑。第五組實施例實驗材料微合金鋼。
成分C0.0022％；Si＜0.03％；Mn0.08％；P0.010％；S0.0083％；Cr0.02％；Cu0.03％；Ti0.075％；Al0.059％余量Fe。以上為質量百分數。
制造方法同第一組實施例。
將上述低合金鋼按表5所列的工藝參數進行軋制，然后取樣進行SEM和TEM分析，晶粒尺寸測量結果列于表中最后一列。
表5 第五組實施例的溫軋工藝及其結果
*試樣板厚中心區鐵素體的平均晶粒直徑。
權利要求
1.一種具有納米析出的亞微米晶粒鋼板，其特征在于上述鋼板含有C0.001～0.20％；Mn0.01～2.0％；還進一步含有V＜0.3％；Nb＜0.2％；Ti＜0.1％；Al＜0.1％中的一種或一種以上；余量為Fe和不可避免的雜質；以上為質量百分數；上述鋼板中形成有鐵素體相和析出相；上述鐵素體的晶粒為亞微米級，上述析出相的顆粒為納米級。
2.根據權利要求1所述的具有納米析出的亞微米晶粒鋼板，其特征在于所述鋼板中所形成的鐵素體相和析出相顆粒分布于鋼板表面至板厚中心的全板厚截面上。
3.根據權利要求1所述的具有納米析出的亞微米晶粒鋼板，其特征在于析出相呈顆粒狀且彌散分布。
4.根據權利要求1所述的具有納米析出的亞微米晶粒鋼板，其特征在于所述鐵素體的平均晶粒直徑在100nm～1μm之間；所述析出相的平均顆粒直徑在1nm～100nm之間。
5.根據權利要求1所述的具有納米析出的亞微米晶粒鋼板，其特征在于還可以進一步含有Mo0.01～0.5％；Ni＜0.3％；Si＜0.6％；Cr＜0.8％。
6.根據權利要求1所述的具有納米析出的亞微米晶粒鋼板，其特征在于還可以進一步含有P0.01～0.1％；Ni0.01～0.5％；Cu0.01～0.3％；Cr＜0.8％；Mo＜0.5％。
7.一種具有納米析出的亞微米晶粒鋼板的制造方法，其特征在于含有C0.001～0.20％；Mn0.01～2.0％；還進一步含有V＜0.3％；Nb＜0.2％；Ti＜0.1％；Al＜0.1％中的一種或一種以上；余量為Fe和不可避免的雜質；以上為質量百分數；將含有上述成分的坯料進行溫軋，軋制溫度在300～700℃之間、累積壓下量在≥35％，溫軋后進行冷卻。
8.一種具有納米析出的亞微米晶粒鋼板的制造方法，其特征在于含有C0.001～0.20％；Mn0.01～2.0％；還進一步含有V＜0.3％；Nb＜0.2％；Ti＜0.1％；Al＜0.1％中的一種或一種以上；還進一步含有Mo0.01～0.5％；Ni＜0.3％；Si＜0.6％；Cr＜0.8％余量為Fe和不可避免的雜質；以上為質量百分數；將含有上述成分的坯料進行溫軋，軋制溫度在300～700℃之間、累積壓下量在≥35％，溫軋后進行冷卻。
9.一種具有納米析出的亞微米晶粒鋼板的制造方法，其特征在于含有C0.001～0.20％；Mn0.01～2.0％；還進一步含有V＜0.3％；Nb＜0.2％；Ti＜0.1％；Al＜0.1％中的一種或一種以上；還進一步含有P0.01～0.1％；Ni0.01～0.5％；Cu0.01～0.3％；Cr＜0.8％；Mo＜0.5％余量為Fe和不可避免的雜質；以上為質量百分數；將含有上述成分的坯料進行溫軋，軋制溫度在300～700℃之間、累積壓下量在≥35％，溫軋后進行冷卻。
10.根據權利要求7或8或9所述的具有納米析出的亞微米晶粒鋼板的制造方法，其特征在于在上述溫軋之前，可以使用鑄態材料作為坯料，也可以對坯料先進行冷軋、熱軋或淬火處理。
11.一種根據權利要求7或8或9所述的具有納米析出的亞微米晶粒鋼板的制造方法，其特征在于上述溫軋可以單道次進行，也可以分若干道次進行。
12.一種根據權利要求7或8或9所述的具有納米析出的亞微米晶粒鋼板的制造方法，其特征在于上述溫軋結束后可以自然冷卻，也可以在2秒內施行水冷。
全文摘要
本發明提供一種具有納米析出的亞微米晶粒鋼板及其制造方法，本發明的鋼板的成分(質量百分數)為C0.001～0.20％；Mn0.01～2.0％；還進一步含有V＜0.3％；Nb＜0.2％；Ti＜0.1％；Al＜0.1％中的一種或一種以上；余量為Fe和不可避免的雜質；鋼板中形成有鐵素體相和析出相；鋼板表面至板厚中心的全板厚截面上鐵素體的晶粒為亞微米級，呈彌散分布的析出相的顆粒為納米級；其制造方法為將坯料在300～700℃之間進行溫軋，累積壓下量在≥35％，溫軋后進行冷卻；本發明的鋼板組織穩定性好，制造方法簡便實用。
文檔編號C21D8/02GK1478907SQ02136738
公開日2004年3月3日 申請日期2002年8月30日 優先權日2002年8月30日
發明者宋洪偉, 史弼, 王聰, 張俊寶, 季思凱, 李健, 曹涵清 申請人:上海寶鋼集團公司, 寶山鋼鐵股份有限公司