一种制备高屈服强度孪生诱导塑性钢的方法与流程

本发明涉及孪生诱导塑性钢领域，具体涉及一种制备高屈服强度孪生诱导塑性钢的方法。该方法制备的孪生诱导塑性钢的屈服强度得到显著提升，且拥有较高水平的塑性。

背景技术：

孪生诱导塑性钢具有较高的抗拉强度和很高的延伸率。除此之外，该类钢还具有高的能量吸收能力而且没有低温脆性转变温度。这些优越的性能正符合汽车工业在提高安全标准和更合理、低成本生产等方面的要求，也使其成为新一代汽车用钢的一个重要发展方向。孪生诱导塑性钢虽然具有如上所述的优良性能，但其基体组织为单一奥氏体，故其屈服强度相对较低（280~350mpa）。对于汽车用钢而言，较高的屈服强度是保证汽车安全性最重要的因素。因此需要对孪生诱导塑性钢进行强化，提高其屈服强度。

传统的强化方法如细晶强化和弥散强化等会使材料屈服强度提升的同时，往往伴随着塑性的大量损失。卢柯等人在文章“纳米孪晶金属材料”中提出通过在晶体材料中引入高密度共格纳米孪晶的方式来强化材料（金属学报,2010,11:1422-1427）。一方面，孪晶同普通大角度晶界一样，可以阻碍位错的滑移，从而强化材料；另一方面，孪晶作为一种共格界面，相比非共格的普通晶界，可以容纳更多的位错，从而不会严重损害材料的塑韧性。孪晶片层厚度一般在微米或亚微米级，对于强化材料只能起到一定的作用。而只有当孪晶片层厚度细化至纳米量级，强化效果才会得到显著提升，同时材料仍能保持良好的塑韧性。所以引入纳米孪晶是强化孪生诱导塑性钢的一个较为理想的方法。

目前，塑性变形是引入纳米孪晶最常用的方法，包括冷轧，表面机械研磨处理，等通道转角挤压以及动态塑性变形等。haase等人通过等通道转角挤压应用于fe-23mn-1.5al-0.3c孪生诱导塑性钢；经1道次挤压之后，孪生诱导塑性钢屈服强度从366mpa提升到881mpa，但延伸率从55.2%下降至14.4%；经600℃回复退火后屈服强度下降至768mpa，延伸率也仅回复到24.2%（actamaterialia,2016,107:239-253）。wang等人通过动态塑性变形在fe-25mn-3si-3al孪生诱导塑性钢中引入纳米孪晶后，材料的屈服强度从337mpa提高到1470mpa，同时延伸率从48%下降至2%；经600℃回复退火后屈服强度下降至977mpa，延伸率也仅回复到21%（actamaterialia,2012,60:4027-4040）。wang等人通过表面机械研磨处理在fe-28mn奥氏体孪生诱导塑性钢表层（~500微米）形成了梯度纳米孪晶，经过拉伸试验测得表层形成的梯度纳米孪晶屈服强度可高达877mpa，但孪生诱导塑性钢的整体屈服强度仅从255mpa上升到455mpa（scriptamaterialia,2013,68:22-27）。bouaziz等人通过冷轧的方式在fe-22mn-0.6c孪生诱导塑性钢中引入纳米孪晶，然而冷轧对塑性的损害程度也较大，所需热处理温度较高，十分接近再结晶温度（scriptamaterialia,2009,60:714-716）。而在这一温度阶段，材料的性能对温度的敏感性十分大，这为工业的生产带来很大难题。综上所述，上述几种方法虽然能够在孪生诱导塑性钢中引入纳米孪晶，提高孪生诱导塑性钢的屈服强度，但依然存在塑性损失较多，设备复杂难以实现大量和大型块体的生产等问题。并且，上述方法还需要在再结晶温度以上进行热处理，使孪生诱导塑性钢发生再结晶，而在这一温度阶段，孪生诱导塑性钢的性能对温度的敏感性很大，对于工业生产十分不利。因此，如何制备高屈服强度高塑性孪生诱导塑性钢是亟待解决的问题。

技术实现要素：

本发明的目的就是针对已有技术存在的问题，提供一种制备高屈服强度孪生诱导塑性钢的方法。

纳米孪晶界可有效阻碍位错的运动，同时大量共格的孪晶界和纳米孪晶/基体片层可作为滑移面从而为位错的滑移和储存提供很大的空间。所以，当孪晶片层为纳米级时才能显著强化材料，并使材料仍能保持较高的塑性。孪晶片层厚度越小，即孪晶越细，材料的强度越高，塑性也越好。因此，如果可以细化材料中形成的孪晶，就可以在相对较小的预变形量下使材料达到较高的强度同时保持良好的塑性，进而降低所需的热处理温度。

孪生诱导塑性钢是否能在变形时引入大量纳米孪晶主要取决于合金成分。在相同变形量下，fe-20mn-1.2c合金中生成的孪晶尺寸在20~70nm，而fe-28mn-3.5si-2.8al中生成的孪晶尺寸在100~700nm（scriptamaterialia,2010,63:961-964）。目前常见的fe-17mn-0.6c孪生诱导塑性钢的变形孪晶的尺寸在100~300nm。由此可知，c含量的显著增加可使孪晶细化到纳米尺度。但c含量增加会提高材料的层错能，又不利于孪晶的形成。另一方面，si元素除了具有强化基体的作用（50mpa/1wt%si）外，还可以显著降低材料的层错能，促进孪晶的生成；同时，si元素也能降低c原子的扩散系数，进而能抑制退火过程中碳化物的析出。基于上述分析，本发明提出：将目前的fe-mn-c基孪生诱导塑性钢的碳含量提高到0.8%以上，同时加入si元素，保证变形时能获得大量的纳米孪晶。然后通过退火降低变形引入位错的数量，同时利用si的加入抑制退火过程中碳化物的析出，进而通过变形加退火的方法引入纳米孪晶，在提高孪生诱导塑性钢屈服强度的同时，保证良好的塑性。因此，本发明为了保证孪生诱导塑性钢在变形时能引入大量纳米孪晶，以及抑制热处理时碳化物的析出，所述孪生诱导塑性钢各元素的重量百分比含量为：mn14~25%，si0.5~4%，c0.8~1.3%，n0~0.3%，余为fe和不可避免的杂质。

本发明制备高屈服强度孪生诱导塑性钢的具体步骤如下：将上述成分的孪生诱导塑性钢先在950℃~1200℃处理20分钟~2小时，这是为了获得单一的奥氏体组织，为后续变形引入大量纳米孪晶做准备；然后在室温变形5%~40%，这是为了引入大量纳米孪晶；最后在200℃~600℃处理20分钟~2小时，这是为了部分消除变形时产生的位错，改善塑性，同时避免发生再结晶导致屈服强度的降低，以及避免碳化物的析出降低塑性。经过上述过程处理后，所述孪生诱导塑性钢中存在大量纳米孪晶，并且纳米孪晶的平均间距低于200nm。

为了获得最佳的屈服强度和延伸率组合，将所述孪生诱导塑性钢最好先在1000℃~1100℃处理，然后最好在室温变形10%~30%，最后最好在300℃~550℃处理。经过本发明处理后，孪生诱导塑性钢的延伸率不低于35%，并且纳米孪晶的平均间距低于100nm。

与现有技术相比，本发明具有如下优点：（1）能显著提高孪生诱导塑性钢的屈服强度，同时保证其仍拥有较高水平的塑性。（2）常规设备就能满足制备方法的要求，可实现大量和大型块体的生产。

附图说明

图1为本发明所制备的高屈服强度孪生诱导塑性钢实施例18的金相图。说明该孪生诱导塑性钢存在大量孪晶组织。

图2为本发明所制备的高屈服强度孪生诱导塑性钢实施例18的透射电镜照片及其衍射花样。衍射花样说明该孪生诱导塑性钢中存在的片层组织为孪晶，透射电镜照片说明该孪生诱导塑性钢中存在的孪晶为纳米级，且纳米孪晶的平均间距低于200nm。

具体实施方式

下面给出实施例，结合附图和具体实施方式对本发明作进一步说明。值得指出的是，给出的实施例不能理解为对本发明保护范围的限制，该领域的技术熟练人员根据上述本发明的内容对本发明做出的一些非本质的改进和调整仍应属于本发明保护范围。

对比例1和实施例1至24选取的孪生诱导塑性钢的合金成分的重量百分比为：mn16.54%，si1.31%，c1.04%，余为fe和不可避免的杂质。对比例2和实施例25至28选取的孪生诱导塑性钢的合金成分的重量百分比为：mn16.72%，si2.12%，c0.96%，n0.18%，余为fe和不可避免的杂质。为了对比本发明的效果，对比例1和2仅在1100℃处理30分钟后空冷。实施例1至28则是在950℃~1200℃处理20分钟~2小时，然后在室温变形10%~40%，最后在300℃~600℃处理20分钟~2小时。对比例1至2和实施例1至28的力学性能见表1，其数据清楚的表明：本发明制备的孪生诱导塑性钢屈服强度得到显著提升，且保留了较高水平的塑性。为了验证本发明所制备的高屈服强度孪生诱导塑性钢中存在大量的纳米孪晶组织。采用金相和透射电镜表征了实施例18的微观组织，见图1和图2，结果表明：经本发明制备的高屈服强度孪生诱导塑性钢中的确存在大量的纳米孪晶，并且纳米孪晶的平均间距低于200nm。这些纳米孪晶的存在是孪生诱导塑性钢同时具有高屈服强度和高延伸率的关键。

表1对比例1至2和实施例1至28的制备方法和力学性能