CN103060678B

CN103060678B - 一种中温形变纳米奥氏体增强增塑钢及其制备方法

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Publication number: CN103060678B
Application number: CN201210573184.1A
Authority: CN
Inventors: 曹文全; 董翰; 时捷; 王存宇; 李晓源; 翁宇庆
Original assignee: Central Iron and Steel Research Institute
Current assignee: Central Iron and Steel Research Institute
Priority date: 2012-12-25
Filing date: 2012-12-25
Publication date: 2016-04-27
Anticipated expiration: 2032-12-25
Also published as: CN103060678A

Abstract

一种中温形变纳米奥氏体增强增塑钢及其制备方法，属高强度和高塑性汽车钢板材、型材及棒线材技术领域。所述钢的化学成分质量百分数为：C：0.03-0.39wt%、Mn:2.0-9.0wt%、Al：0-2.0%、Si：0-2.0%、Cr：0-2.0%；P≤0.020wt%，S≤0.02wt%，余量为Fe及不可避免的不纯物。可另加以下一种或多种元素：？Ni:0.1-3.0wt%、Mo:0.1-0.8wt%、Cu:0.5-2.0wt%、B：0.0005-0.005wt%、Nb:0.02-0.10wt%、[N]:0.002-0.25wt%、Ti：0.05-0.25wt%、V：0.02-0.25wt%、RE:0.002—0.005wt%、Ca:0.005-0.03wt%。优点在于，该钢的奥氏体和铁素体尺寸在50-250nm，低成本易生产，具有高强度高塑性，屈服强度：0.6GPa-1.3GPa，抗拉强度：1.0GPa-1.5GPa，塑性：20-50%。同时具有较高的低温韧性。

Description

一种中温形变纳米奥氏体增强增塑钢及其制备方法

技术领域

本发明属高强度和高塑性汽车钢板材、型材及棒线材技术领域，特别是提供了一种中温形变纳米奥氏体增强增塑钢及其制备方法，通过中温形变来稳定和细化亚稳奥氏体的纳米奥氏体和铁素体双相钢。该钢的奥氏体和铁素体尺寸在50-250nm的级别，低成本易生产，具有高强度高塑性，其屈服强度在0.6GPa-1.3GPa，抗拉强度在1.0GPa-1.5GPa，而塑性在20-50%。同时由于晶粒尺寸细化到了纳米级别，因而该钢具有较高的低温韧性。

技术背景

随着社会的发展和进步，汽车工业的发展有了巨大的飞跃，汽车用钢的要求及标准也在不断提高，汽车产业已经发展为国民经济重要支柱之一，推动着社会的进步和发展。节能减排是汽车钢发展的重要方向，通过降低汽车的重量和应用具有高强度和高塑性钢板是一种有效提高汽车安全性的方法。目前在汽车轻量化与节能减排要求的驱动下，国内外在第一代和第二代汽车用钢的基础上，投入大量人力物力进行新型高强度和高塑性汽车钢的研发。为了实现这一目的，美国材料学者在2007年提出了强塑积介于第一代汽车钢和第二代汽车钢的低成本高性能的第三代汽车钢，如图1所示。

第三代汽车用钢的基本目标为抗拉强度(R_m)为600-2000MPa，塑性(A)在15-50%的级别，即强塑积（R_m×A）不小于30GPa%，介于其性能介于第一代和第二代汽车用钢之间。从图1可以看出第一代汽车用钢和第二代汽车用钢主要组织分别为BCC和FCC结构。对于第三代汽车钢而言，它的组织则应该是具有高强特点的BCC相和较高组分的具有高塑性特点的FCC相的复合组织结构。图2所给出的各种汽车钢的强塑积与亚稳奥氏体含量间的近似线性关系也表明，具有高强特点的BCC相和较高组分的具有高塑性特点的FCC相的复合组织结构至少是第三代汽车钢的组织结构的一种，即铁素体与奥氏体双相组织是第三代汽车钢的一个非常具有前景的研发方向。

目前在国内外已经商业化的高塑性高强度TRIP钢就是铁素体与奥氏体双相钢的典型之一。但是传统TRIP钢中铁素体的晶粒尺寸在5-10μm，而奥氏体的晶粒尺寸也在1-2μm。因而传统TRIP钢的屈服强度仅仅达到500MPa上下的屈服强度和600-800MPa的抗拉强度。如果其晶粒尺寸得到进一步细化，那么钢的强度和塑性都会得到大幅度的提高。对于高强高塑性第三代汽车钢而言，目前国内外均是通过逆相变或淬火配分等热处理方式在钢中引入奥氏体进行组织调控，得到在马氏体或超细晶铁素体的基体上引入大量亚稳奥氏体的复合组织，从而显著提高钢的综合力学性能，达到甚至超过30GPa%的强塑积。但是这种仅仅靠热处理热处理方法得到的第三代汽车钢，晶粒或亚晶尺寸仅仅达到0.5-1μm。这样的晶粒尺寸仅仅使钢的强度达到1000MPa的水平，很难进一步提高。

根据对传统TRIP钢和第三代汽车钢的奥氏体稳定性结构与性能的理解，具有奥氏体组织的钢的塑性主要是钢中奥氏体的含量和钢中奥氏体的稳定性所决定的：奥氏体的体积分数越大、稳定性在一定的范围内越大，则钢的塑性越好。但是钢的强度则主要决定于钢的晶粒尺寸和钢中的位错密度。根据晶粒细化强化和位错强化理论，进一步细化钢中晶粒尺寸、增加位错密度和纳米析出等措施，可以大幅度提高钢的强度。传统的细化晶粒和提高位错密度的措施有很多，可以在工业流程上应用的有传统的热轧和冷轧。传统的热轧可以细化晶粒，但它的细化能力是有限的，进行能够达到10μm级别的水平，导致塑性和韧性都很差。而传统的冷轧可以通过减小晶粒尺寸和增加位错来提高钢的强度，但是钢的塑性会大幅度降低，一般冷轧钢的塑性仅仅在10%的水平，不利于钢板的进一步成形。因此为了进一步提高钢的强度，可以对具有铁素体和奥氏体的双相钢进行形变处理，一方面细化晶粒并增加位错密度，另一方面通过轧制细化奥氏体晶粒尺寸，增加奥氏体的稳定性，从而通过奥氏体的TRIP效应来提高钢的塑性。为此本发明提出逆相变与热变形相结合的处理方式，即先进行奥氏体逆相变处理，然后在奥氏体稳定的温度区间内进行形变，从而得到尺寸更小（纳米尺度），含量更多，而且稳定性更高的纳米亚稳奥氏体与纳米晶粒铁素体复合的双相高强高塑性钢。利用本发明思路得到的高强高塑性钢，比仅仅通过逆相变处理得到的高强高塑性钢的综合力学性能得到大幅度提升。比如屈服强度提高100-500MPa，抗拉强度提高100-400MPa，延伸率比传统冷轧钢板提高了20-30%。

基于以上原因，本发明提出通过对合金成分进行设计，通过奥氏体逆相变热处理获得奥氏体和铁素体双相钢，在此基础上，在保证奥氏体稳定的基础上，选择合适的温度进一步利用形变来细化钢中奥氏体与铁素体晶粒尺寸和提高钢的位错密度。由于合理的合金元素添加，在所选择的温度范围内进行形变，奥氏体仅仅发生尺寸减小和位错密度增大，不发生奥氏体向其它组织的转变，这样的组织结构可以同时提高钢的强度和塑性。通过逆转变和热温变形相结合，钢的奥氏体和铁素体的尺寸可以达到50-250nm的级别；该钢低成本易生产，具有高强度高塑性，其屈服强度在0.6GPa-1.3GPa，抗拉强度在0.8GPa-1.5GPa，而塑性在20-50%。本发明提出了通过钢的逆相变处理与热轧或锻造等热形变方式结合，制备高强高塑性钢板材、型材或棒线材制备技术，该技术可应用于现有的钢铁冶金工业生产流程，生产出高强度高塑性的板材，型材或棒线材。

发明内容

本发明的目的在于提供一种中温形变纳米奥氏体增强增塑钢及其制备方法，易于工业生产的纳米级晶粒尺寸，同时具有高强高塑性的钢。本发明通过合金化设计，即以碳和锰为基本添加元素，以利于通过逆相变形成亚稳奥氏体和铁素体双相组织；以铝、硅和铬为辅助添加元素抑制逆相变过程中的碳化物析出，保证亚稳奥氏体和铁素体双相组织的形成；以Ti、Zr、Nb和V等强碳化物析出元素形成纳米析出强化，进一步提高本发明钢的屈服强度和抗拉强度。为了达到细化组织和提高位错密度的目的，首先将设计钢通过逆转变退火在钢中引入亚稳奥氏体，达到初步组织和形成亚稳奥氏体和铁素体的双相组织，然后经过一定的温度区域（100℃到AC1+50℃）进行热温形变，将逆转变形成的亚稳奥氏体和铁素体进一步细化到50-250nm的尺度，将钢中的位错密度提高到10¹⁴m^-2到10¹⁵m^-2，远远高于热轧退火钢的10¹⁰m^-2-10¹²m^-2位错密度。同时由于奥氏体的尺寸细化到纳米级别，亚稳奥氏体的稳定性和亚稳奥氏体的含量得到进一步提高。这样经过逆相变和热温变形相结合的工艺，使钢的强度和塑性同时得到大幅度地提高。

本发明所述钢的化学成分质量百分数为：C：0.03-0.39wt%、Mn:2.0-9.0wt%、Al：0-2.0%、Si：0-2.0%、Cr：0-2.0%；P≤0.020wt%，S≤0.02wt%，余量为Fe及不可避免的不纯物。在此基础上可以另加以下一种或多种元素：Ni:0.1-3.0wt%、Mo:0.1-0.8wt%、Cu:0.5-2.0wt%、B：0.0005-0.005wt%、Nb:0.02-0.10wt%、[N]:0.002-0.25wt%、Ti：0.05-0.25wt%、V：0.02-0.25wt%、RE（稀土）:0.002—0.005wt%、Ca:0.005-0.03wt%。

本发明各元素的作用及配比依据如下：

C：作为主要的间隙固溶强化元素，对淬火马氏体钢的强度起决定作用。本发明中碳有三个作用，一是在热轧冷却过程中保证钢的强烈淬透性，保证热轧钢板的组织为马氏体或贝氏体组织；二是在随后的奥氏体逆相变处理过程中，通过碳的配分形成亚稳奥氏体与铁素体复合的双相组织；三是通过碳在双相组织中的奥氏体中的存在，保证热温形变过程中奥氏体仅仅发生形变而不发生相变。但考虑本发明钢的焊接要求，C含量应控制在0.03-0.39wt%范围内。

Mn：Mn在本发明中不仅具有C的上述三个作用，即保证淬透性、利用配分形成双相组织和保证热温形变过程中奥氏体的稳定性；同时Mn大大降低钢的临界温度Ac1，从而降低热温形变温度，增加奥氏体中的位错密度。为保证钢的塑性和强度，Mn含量应控制在2.0-9.0%范围内。

Al：在本发明中Al是抑制碳化物形成元素，同时也是促进亚稳奥氏体与铁素体双相组织形成元素，可以调节热形变组织中的铁素体与奥氏体的含量。同时Al是降低钢密度的元素，可以降低钢的密度。但过高加入Al促进铸态网状碳化物的形成。因此Al含量应该控制在0-2.0%的范围内。

Si：在本发明中Si也是抑制碳化物形成元素，同时也是促进亚稳奥氏体与铁素体双相组织形成元素，可以调节热形变组织中的铁素体与奥氏体的含量。同时Si可以通过固溶提高钢的强度。Si含量高于2.30%时以上强化作用饱和，并可能影响韧性。因此Si含量应该控制在0-2.0%的范围内。

Cr:促进亚稳奥氏体与铁素体双相组织形成元素，可以调节热形变组织中的铁素体与奥氏体的含量。同时能够有效提高钢的淬透性和防止高温表面氧化。本发明钢中的Cr含量应控制在0-2.0wt%。

Ni：Ni是奥氏体化稳定元素，可以有效降低Ms点，同时可以提高材料塑性和低温韧性，但Ni价格高，其含量应控制在3.0%以下。

P：在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大，从而使氢致延迟断裂敏感性升高。因此，P含量应控制在0.020%以下。

S：不可避免的不纯物，形成MnS夹杂物和在晶界偏析会恶化钢的韧性，从而降低钢的韧塑性，并使氢致延迟断裂敏感性升高。因此，S含量应控制在0.015%以下。

Mo:有效地提高钢的淬透性，还能够强化晶界。含量小于0.20%难以起到上述作用，但含量超过0.80%则上述作用效果饱和，且成本较高，应控制在0.2-0.8wt%范围内。

Cu:通过析出ε-Cu实现析出强化，提高钢的强度，添加范围0.5-2.00wt%，需要与Ni进行配合添加，要求Cu：Ni的比值不大于2。

B:能够显著提高钢的淬透性和净化晶界。含量低于0.0005%时以上作用不明显，高于0.0050%时作用增加不明显。因此，如添加，B含量应控制在0.0005-0.0050wt%范围内。

Nb：形成碳氮化物能够细化晶粒,同时固溶铌可以提高未再结晶区温度，易于通过控制轧制实现奥氏体的扁平化。低于0.02%时上述作用不明显，高于0.10%时作用增加不明显，达到饱和。Nb含量应控制在0.02-0.10wt%范围内。

Ti:是一种强碳氮化物形成元素，可以形成细小弥散分布的碳氮化物，起到细化奥氏体晶粒的作用。Ti含量应控制在0.05-0.25wt%范围内。

V：以细小的碳氮化物形成存在时，能够细化晶粒；以固溶形式存在时，能够提高淬透性，从而提高强度。适量加入可以改善性能，高于0.15%时易形成大颗粒碳氮化物，反而使韧塑性下降。另外，V还具有析出强化作用，可进一步提高钢的强度。V含量应控制在0.02-0.50wt%范围内。

[N]：与Al、Ti、Nb、V等结合形成化合物，从而细化晶粒，但也会偏聚晶界而降低晶界强度。另外，[N]为奥氏体区扩大元素，它可以提高逆转变奥氏体的稳定性。[N]含量应控制在0.002-0.35wt%范围内。

RE：起到脱氧和脱硫作用，并且使夹杂物变性，从而能够提高钢的韧塑性。低于0.001%时以上作用不明显，高于0.050%时作用增加不明显，达到饱和。因此，如添加，RE含量应控制在0.001-0.050wt%范围内。

Ca:脱氧和脱硫，并且使夹杂物变形，从而能够提高钢的韧塑性。Ca的添加量与钢水中的S含量为3：1。因此，Ca含量应控制在0.005-0.030wt%范围内。

本发明的制造工艺及条件为：

本发明钢的生产工艺为铸造、热变形、逆相变退火和热温形变（或加最后退火）等制造工艺过程，具体工艺步骤如下：

（1）钢的冶炼与凝固：适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭。

（2）铸坯的热轧：

热连轧板材：将铸坯经1100-1250℃加热，先粗轧后精轧，轧后快冷到300-500℃范围内进行空冷，钢中奥氏体全部变成马氏体或贝氏体。

（3）逆相变处理获得含亚稳奥氏体的双相组织

将热轧钢在一定的温度区间内进行逆相变处理(温度为Ac1-50℃到Ac1+50℃的温度区间内进行30分钟到36小时的保温处理，形成亚稳奥氏体与铁素体的双相组织。

（4）双相组织的热温形变

将逆相变处理的双相组织钢在一定的温度区域（100℃到Ac1+50℃）进行热温形变到一定的形变量，得到50-250nm尺度的亚稳奥氏体和铁素体双相组织，同时将钢中的位错密度提高到10¹⁴m^-2到10¹⁵m^-2。热形变后的双相组织还可以通过后续退火进行处理，进一步调整钢的性能。

本发明钢的化学成分从经济性角度出发，以碳锰钢为基础，辅助添加Al、Si、Cr等元素以利于亚稳奥氏体和铁素体双相组织的形成，Ti、Zr、Nb和V等强碳化物析出元素形成纳米析出强化，进一步提高本发明钢的屈服强度和抗拉强度；因此钢的化学成分设计、热温控制工艺的组织控制技术和及其对应的工业生产技术路线等是本发明的关键。

本发明的创新之处为：

1、在钢的化学成分上，主要是通过0.03-0.39wt%C、2.00-9.00wt%Mn、0-2.0%Al、0-2.0%Si和0-2.0%Cr合金化成分，使该成分系钢以下两个特点：（a）C元素和Mn元素配合，使钢具有良好的淬透性，保证热轧钢板或型材空冷、卷后空冷硬相的马氏体或贝氏体组织；（b）逆转变处理使钢具有亚稳奥氏体和铁素体双相组织；

2、在组织形态上，逆相变前的组织可以是马氏体、贝氏体或冷轧态；均需要在热温形变前进行逆相变处理，获得亚稳奥氏体和铁素体双相组织；

3、在热变形工艺上，主要通过100℃到Ac1+50℃的温度区间内进行热温轧制或锻造，形成纳米层片状的铁素体和奥氏体组织；形成的双相组织有以下三个特点：（a）稳奥氏体和铁素体的晶粒尺寸达到50-250nm的尺度；（b）形变组织中含有大量的位错；（c）形变组织可以通过进一步退火处理来改善钢的其他性能。4.在力学性能上，本发明钢具有更加优异的力学性能。抗拉强度为0.8-1.5GPa，屈服强度为0.6-1.3GPa，室温延伸率达到20-50%的水平；5.在上述基础上还可以通过下列技术进一步提高或达到性能：1、可以添加Ni、Mo、B等进一步提高钢的淬透性或低温冲击韧性、添加Nb、V、Ti和适量的稀土元素等细化原奥氏体晶粒、添加Cu、V等通过析出强化提高钢的强度、添加[N]调节奥氏体的稳定性等。

本发明钢制备工艺的优点在于，通过逆相变与热温形变相结合，大幅度提升钢的性能，其屈服强度在0.6GPa-1.3GPa，抗拉强度在0.8GPa-1.5GPa，而塑性达到20-50%。同时本发明钢易于工业大批量生产高强高塑钢板材或棒线材。

附图说明

图1第一代汽车钢与第二代汽车钢塑性与抗拉强度间的关系，其中阴影部分为需要研发的低成本高强塑积的第三代汽车钢。

图2为汽车钢的强塑积与钢中亚稳奥氏体含量间的近似线性的关系。

图3为利用投射电镜表征的A3号钢的纳米组织结构图。

图4利用透射电镜表征的A3钢中的纳米厚度奥氏体的暗场像。

图5利用扫描电镜表征的A6钢的3000倍下的纳米组织显微结构。

图6利用扫描电镜表征的A6钢的10000倍下的纳米组织显微结构。

具体实施方式

实施例：

本实施例主要针对于铸坯热轧、逆相变退火后进行热温轧获得高强度高塑性的钢板。试验过程模拟钢板的热连轧、逆相变退火和热温轧工艺（部分热温轧后退火）。但该工艺同样适用于型材和棒线材的生产。

钢的冶炼：

本发明钢由试验室真空感应炉冶炼，浇铸锭型为50kg的圆锭。共冶炼10炉钢，其中化学成分见表1。

表1发明钢的化学成分余量为Fe及不可避免的不纯物

试样号	C	Mn	Al	Si	Cr	P	S	Nb	Ti
										1	0.03	9.0		1.0		0.012	0.008	-	-
2	0.05	5.10		1.0		0.004	0.002	-	-
										3	0.10	4.87		1.0		0.011	0.003	-	-
4	0.10	3.92			1.0	0.009	0.002	-	-
										5	0.15	5.07	2.0			0.009	0.002
6	0.20	4.80			1.0	0.012	0.008	-	0.02
										7	0.25	5.10	1.0			0.004	0.002	0.03	-
8	0.30	4.90	1.5		1.0	0.011	0.003		-
										9	0.35	3.10	1.0		1.0	0.009	0.002		0.015
10	0.39	3.0	1.5		0.92	0.012	0.008	0.03	0.05

本发明钢制备工艺流程实施事例如下：

步骤1：钢的冶炼

由试验室真空感应炉冶炼，浇铸锭型为50kg的圆锭。

步骤2：钢的锻造和热轧：

1-10#钢的钢锭经过1250℃加热，保温2h，进行锻造开坯。锻造中始锻温度为1150℃，终锻温度为800℃，锻后空冷。最终锻造成尺寸为30mm×100mm×150mm的坯料。将上述锻造坯料加热到1200℃加热，保温6h后，由试验热轧机通过7道次轧制，最终钢板成品厚度为10mm和5mm两种热轧板材。轧制过程模拟热连轧工业生产过程。

步骤3：热轧钢的逆相变退火：

将1-10#钢在Ac1-50℃到Ac1+50℃的温度区间内进行逆相变退火处理，获得亚稳奥氏体与铁素体的双相组织。本事例使用了625℃保温36小时，650℃保温12小时及675℃保温30分钟三种逆相变退火工艺。

步骤4：双相钢的热温形变：

将步骤3得到的含亚稳奥氏体的双相钢进行热温轧制到不同形变量并空冷冷却到室温。根据热温轧温度不同，可以将发明钢的热温形变工艺及热处理工艺分为以下三种：

方案A：采用两相区轧制：对经过625℃保温36小时的厚度为10mm的热轧逆相变退火板在650℃轧制到70%的形变量，轧后采取空冷冷却。将表1的1-10#样进行方案A处理，获得板材性能如表2所示；形变组织见图3和图4所示的为A3钢的纳米显微组织图。图5和图6显示的是A6钢的纳米组织结构图。

方案B：采用贝氏体区轧制：对经过650℃保温12小时的厚度为10mm的热轧逆相变退火板，采取400℃的热温轧制到60%形变量，轧后采取空冷冷却。将表1的1-10#样进行方案B处理，获得板材性能如表3所示（以为例）；

方案C：采用低温区轧制：对经过675℃保温30分钟的厚度为5mm的热轧逆相变退火板采取100℃的热温轧制到50%形变量，轧后采取空冷冷却。将表1的1-10#样进行方案C处理，获得板材性能如表4所示；

表2方案A温轧量为70%的钢板性能及相应微观组织结构参数

注：拉伸试验：拉伸速率为10^-4/s，延伸率采用A5

表3方案B温轧量为60%的钢板性能及相应微观组织结构参数

注：拉伸试验：拉伸速率为10^-4/s，延伸率采用A5

表4方案C温轧量为50%的钢板性能及相应微观组织结构参数

注：拉伸试验：拉伸速率为10^-4/s，延伸率采用A5

综上所述，本发明提出在逆转变的基础上，进一步利用热变形来细化钢的晶粒尺寸，进一步提高钢中的奥氏体含量和位错密度，从而可以同时提高钢的强度和塑性。通过逆转变和热变形，钢的奥氏体和铁素体的尺寸可以达到50-250nm的级别；该钢低成本易生产，具有高强度高塑性，其屈服强度在0.6GPa-1.3GPa，抗拉强度在0.8GPa-1.5GPa，而塑性在20-50%。本发明提出了通过钢的逆相变处理与热轧或锻造等热形变方式结合，制备高强高塑性钢板材、型材或棒线材制备技术，该技术可应用于现有的钢铁冶金工业生产流程，生产出高强度高塑性的板材，型材或棒线材。

Claims

1.一种中温形变纳米奥氏体增强增塑钢的制备方法，其特征在于，工艺步骤如下：

(1)钢的冶炼与凝固：用转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；

(2)铸坯或铸锭的热轧或热连轧或锻造：

热连轧板材：将铸坯经1100-1250℃加热，先粗轧后精轧，轧后快冷到300-500℃范围后控冷，钢中奥氏体全部变成马氏体或贝氏体；

(3)逆相变处理获得含亚稳奥氏体的双相组织

将热轧或冷轧钢在两相区温度区间内进行逆相变处理，获得含亚稳奥氏体的双相组织；所述的逆相变处理是指：温度为Ac1-50℃到Ac1+50℃的温度区间内进行30分钟到36小时的保温处理后冷却到室温；

(4)双相组织的热温形变

将逆相变处理的双相组织钢在100℃到AC1+50℃的温度区域进行热温形变，得到50-250nm尺度的亚稳奥氏体和铁素体双相组织，同时将钢中的位错密度提高到10¹⁴m^-2到10¹⁵m^-2；

所述的中温形变纳米奥氏体增强增塑钢的化学成分质量百分数为：C：0.03-0.39wt％、Mn:2.0-9.0wt％、Al：1.0-2.0％、Si：0-2.0％、Cr：0-2.0％；P≤0.020wt％，S≤0.02wt％，余量为Fe及不可避免的不纯物；

该钢综合力学性能为：屈服强度：0.6GPa-1.3GPa，抗拉强度：1.0GPa-1.5GPa，塑性：20-50％。

2.根据权利要求1所述的中温形变纳米奥氏体增强增塑钢的制备方法，其特征在于，所述的中温形变纳米奥氏体增强增塑钢另加以下一种或多种元素：Ni:0.1-3.0wt％、Mo:0.1-0.8wt％、Cu:0.5-2.0wt％、B：0.0005-0.005wt％、Nb:0.02-0.10wt％、[N]:0.002-0.25wt％、Ti：0.05-0.25wt％、V：0.02-0.25wt％、RE:0.002—0.005wt％、Ca:0.005-0.03wt％。