一种变形晶粒/部分再结晶组织孪生诱发塑性钢的制备方法与流程

本发明涉及合金钢加工领域，特别设计一种变形晶粒/部分再结晶组织孪生诱发塑性钢的制备方法。

背景技术：

高强塑积合金钢或孪生诱发塑性钢是一种单相奥氏体钢。因具有适中的层错能而在塑性变形过程中可持续形成孪晶并逐渐长大，产生连续的应变硬化效应，使变形局域化显著推迟，从而显示出极高的塑性以及极高的强塑积(抗拉强度与断后伸长率的乘积)，是一种缓冲吸能性(吸能本领和吸能效率)特别突出的新型合金材料，在航空航天、国防、反恐以及车辆、道路、桥梁、建筑、管道、低温储罐等结构中具有非常广泛的应用前景。孪生诱发塑性钢的基本加工过程为：在真空电炉惰性气氛保护下熔炼形成合金，经锻造、轧制成形，再经热处理获得不同晶粒尺寸的等轴奥氏体晶。孪生诱发塑性钢的典型力学性能为：屈服强度250～350MPa，抗拉强度500～600MPa，断后伸长率70～85％。

由于孪生诱发塑性钢的性能特点和应用场合以缓冲吸能为主，因此，提高其吸能本领、吸能效率及承载能力是改善其服役行为、扩大其应用范围的基本前提之一。我们知道，材料拉伸塑性变形过程中吸收的能量或外力使材料塑性变形所做的功等于力-位移曲线下包络的面积，而吸能效率则等于该面积与理想曲线包络的面积之比，后者等于最大拉伸力与其对应位移的乘积。因此，简单地说，要提高材料的吸能本领和承载能力，需提高其拉伸力-位移曲线的高度和长度，即提高其屈服强度、流动应力、抗拉强度及/或伸长率；而要提高材料的吸能效率，则应提高其屈强比，即提高拉伸力-位移曲线的水平度，使之包络的几何形状更接近于矩形。目前提高孪生诱发塑性钢屈服强度和抗拉强度的方法主要是合金化和晶粒细化。该两种方法虽可同时提高材料的屈服强度和抗拉强度，但却难以改变两者的比值即屈强比，因此不能提高材料的吸能效率。另外，由于受塑性变形和强化机制的限制，这两种方法在提高材料强度的同时，往往使材料的塑性明显下降，在一定程度上抵消了强度提高对吸能本领的贡献。例如，通过控制再结晶过程，可使孪生诱发塑性钢的晶粒尺寸由35μm减小至0.74μm，抗拉强度由600MPa提高至900MPa左右，但断后伸长率却由72％下降至40％左右，单位质量吸能由30.6J/g下降至10.2J/g，吸能效率由87.4％下降至82.1％。其它文献也报道了类似的结果。显然，通过晶粒细化的方法虽然可以提高孪生诱发塑性钢的强度和承载能力，但对单位质量吸能和吸能效率明显不利，综合效果仍不够理想。吸能效率对于缓冲吸能材料及其结构来说是一项非常重要的指标。吸能效率高，意味着在吸收同样冲击能的条件下可使用较少的吸能材料，有利于优化系统设计，减轻结构重量，这一优点对于飞行器、车辆、船舶等运载工具的缓冲吸能结构来说尤为可贵。

如前述，要提高孪生诱发塑性钢的吸能效率，应提高其屈服强度并使之提高的幅度大于抗拉强度的增幅，以获得较高的屈强比即较高水平度的流动应力。根据金属材料产生屈服的位错滑移机制，要提高材料的屈服强度，须设法增大位错滑移的阻力及/或降低位错的动性。针对孪生诱发塑性钢塑性变形过程中位错、晶界与孪晶交互作用对材料屈服和应变硬化行为的影响，本发明首先采用中温塑性变形加工，获得位错密度高、组态复杂(包括位错交割、网络和攀移等)的变形晶体组织，以使拉伸时位错的可动性较低。然后进行中温退火或淬火，消除塑性加工时产生的应力并形成少量再结晶晶粒，适当降低材料的抗拉强度以改善其塑性。通过这种中温变形加工结合低中温热处理的方式，可使孪生诱发塑性钢的屈服强度、屈强比、吸能本领和吸能效率显著提高。

技术实现要素：

本发明目的在于提供一种变形晶粒/部分再结晶组织孪生诱发塑性钢的制备方法。本发明通过中温塑性加工获得具有高位错密度的变形晶粒，再通过中温热处理形成部分再结晶组织，通过改变热处理加热温度调整再结晶晶粒的数量和尺寸，以改变材料的屈服强度、抗拉强度、屈强比与伸长率，实现吸能本领、吸能效率和承载能力的提高。本发明方法制得的孪生诱发塑性钢具有高吸能本领、高吸能效率和高承载能力。具体特点如下：

(1)主要化学成分为(wt.％)：Mn：25～35，Al：2.5～3.5，Si：2.5～3.5，C：0.02～0.05，其余为Fe。

(2)金相组织为：单向伸长且平行排列的变形奥氏体晶粒加少量等轴奥氏体晶粒，变形晶粒长10～400μm、宽10～20μm；等轴晶直径5～50μm，体积分数20～30％。

(3)典型力学性能为：屈服强度640～700MPa，抗拉强度750～850MPa，屈强比≥0.8，单位质量吸能40～45J/g，吸能效率90～95％，断后伸长率40～50％。为了实现上述目的，本发明采用如下技术方案：

一种变形晶粒/部分再结晶组织孪生诱发塑性钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

(1)熔炼：将原料单质Mn、Al、Si、C、Fe按目标成分配比进行混合配料，将配好的原料投入到真空感应冶炼炉内，在氩气保护下进行熔炼，熔炼结束后浇注成钢锭；

(2)高温拔长：将步骤(1)获得的钢锭进行表面车削加工，加工量2-5mm，车削后的钢锭再经900～1100℃的高温锻造拔长，按锻比0.4-0.7将钢锭沿轴向拔长成截面尺寸为80×80mm的方坯，然后截成长550～650mm的锻坯；

(3)高温镦粗：将高温拔长的锻坯在900～1100℃的温度范围内镦粗至截面尺寸为120×(120-140)mm的锻坯；

(4)中温拔长：将镦粗后的锻坯在600～700℃的温度范围内拔长至截面尺寸为45×(40-50)mm的锻坯；

(5)中温热处理：将拔长后的锻坯在电阻炉内加热，升温速率9-11℃/min，当温度升到620～660℃后，保温0.5～1.5小时后快速水冷或自然冷却至室温，即可得到孪生诱发塑性钢成品。

所述的变形晶粒/部分再结晶组织孪生诱发塑性钢的制备方法，其特征在于：所述的目标成分由下列原料组分组成，各组分质量百分比为：Mn：25～35％，Al：2.5～3.5％，Si：2.5～3.5％，C：0.02～0.05％，其余为Fe。

所述的变形晶粒/部分再结晶组织孪生诱发塑性钢的制备方法加工出的孪生诱发塑性钢。

发明效果

本发明针对孪生诱发塑性钢塑性变形过程中位错、晶界与孪晶交互作用对材料屈服和应变硬化行为的影响，首先采用中温塑性变形加工，获得位错密度高、组态复杂(包括位错交割、网络和攀移等)的变形晶体组织，以使拉伸时位错的可动性较低。然后进行中温退火或淬火，消除塑性加工时产生的应力并形成少量再结晶晶粒，适当降低材料的抗拉强度以改善其塑性。通过这种中温变形加工结合低中温热处理的方式，可使孪生诱发塑性钢的屈服强度、屈强比、吸能本领和吸能效率显著提高，本发明得到的孪生诱发塑性钢与普通孪生诱发塑性钢的主要力学性能对比如表1所示。

表1

由表1可以看出本发明提供的经高、中温锻造和中温热处理的孪生诱发塑性钢，利用中温锻造形成的具有高密度位错及复杂缺陷组态的变形晶体组织，可明显提高材料的屈服强度、屈强比和吸能效率；部分再结晶组织的出现，可改善材料的塑性，从而提高其吸能本领，而抗拉强度和屈服强度的同时提高，则可增加材料的承载能力。与传统或一般加工条件下形成的等轴晶孪生诱发塑性钢相比，本发明获得的材料可同时获得较高的屈服强度、抗拉强度、屈强比、吸能本领和吸能效率。

附图说明

图1：普通孪生诱发塑性钢的典型等轴晶组织。

图2：本实施例获得的孪生诱发塑性钢的典型变形晶粒/再结晶晶粒组织。

图3：普通等轴晶孪生诱发塑性钢的典型拉伸应力应变曲线及性能。

图4：本实施例获得的孪生诱发塑性钢的典型拉伸应力应变曲线及性能。

具体实施方式

实施例：高吸能本领、高吸能效率和高承载能力的孪生诱发塑性钢，其主要化学成分为(wt.％)：Mn：29.5；Al：2.75％；Si：3.10％；C：0.05；其余为Fe。

制备方法如下：

(1)按目标成分进行配料，在真空感应电炉内、氩气保护下进行熔炼，熔炼结束后浇注成钢锭；

(2)钢锭表面车削加工量为2mm，经1000℃高温锻造拔长、切割后获得尺寸为80×80×600mm的锻坯，锻比为0.5；

(3)将高温拔长的锻坯在1000℃镦粗至横截面尺寸为120×120mm的锻坯。

(4)将镦粗后的锻坯在650℃下拔长至横截面尺寸为45×45mm的锻坯；

(5)将拔长后的锻坯在电阻炉内加热、保温后水冷，升温速率10℃/min，保温温度650℃，保温时间0.5小时。

机械性能检测：从上述热处理后的锻坯上取样，加工成哑铃形板状拉伸试棒，试棒长度与锻坯轴向同向，标距段尺寸为6×2×40mm。

在材料试验机上进行拉伸试验，拉伸速率为3mm/min，测得材料的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率。根据测得的拉伸力-位移曲线计算得到材料拉伸至断裂时吸收的总能量，再以该能量除以抗拉强度和断后伸长率的乘积，得到吸能效率，以该能量除以试棒标距段质量算出单位质量吸收的能量。

结果表明，材料屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别为：661MPa、795MPa和43.2％(如附图4所示)；单位质量吸能和吸能效率分别为：40.4J/g、92.7％。