一種變形晶粒/部分再結晶組織孿生誘發塑性鋼的制備方法與流程

本發明涉及合金鋼加工領域，特別設計一種變形晶粒/部分再結晶組織孿生誘發塑性鋼的制備方法。

背景技術：

高強塑積合金鋼或孿生誘發塑性鋼是一種單相奧氏體鋼。因具有適中的層錯能而在塑性變形過程中可持續形成孿晶并逐漸長大，產生連續的應變硬化效應，使變形局域化顯著推遲，從而顯示出極高的塑性以及極高的強塑積(抗拉強度與斷后伸長率的乘積)，是一種緩沖吸能性(吸能本領和吸能效率)特別突出的新型合金材料，在航空航天、國防、反恐以及車輛、道路、橋梁、建筑、管道、低溫儲罐等結構中具有非常廣泛的應用前景。孿生誘發塑性鋼的基本加工過程為：在真空電爐惰性氣氛保護下熔煉形成合金，經鍛造、軋制成形，再經熱處理獲得不同晶粒尺寸的等軸奧氏體晶。孿生誘發塑性鋼的典型力學性能為：屈服強度250～350MPa，抗拉強度500～600MPa，斷后伸長率70～85％。

由于孿生誘發塑性鋼的性能特點和應用場合以緩沖吸能為主，因此，提高其吸能本領、吸能效率及承載能力是改善其服役行為、擴大其應用范圍的基本前提之一。我們知道，材料拉伸塑性變形過程中吸收的能量或外力使材料塑性變形所做的功等于力-位移曲線下包絡的面積，而吸能效率則等于該面積與理想曲線包絡的面積之比，后者等于最大拉伸力與其對應位移的乘積。因此，簡單地說，要提高材料的吸能本領和承載能力，需提高其拉伸力-位移曲線的高度和長度，即提高其屈服強度、流動應力、抗拉強度及/或伸長率；而要提高材料的吸能效率，則應提高其屈強比，即提高拉伸力-位移曲線的水平度，使之包絡的幾何形狀更接近于矩形。目前提高孿生誘發塑性鋼屈服強度和抗拉強度的方法主要是合金化和晶粒細化。該兩種方法雖可同時提高材料的屈服強度和抗拉強度，但卻難以改變兩者的比值即屈強比，因此不能提高材料的吸能效率。另外，由于受塑性變形和強化機制的限制，這兩種方法在提高材料強度的同時，往往使材料的塑性明顯下降，在一定程度上抵消了強度提高對吸能本領的貢獻。例如，通過控制再結晶過程，可使孿生誘發塑性鋼的晶粒尺寸由35μm減小至0.74μm，抗拉強度由600MPa提高至900MPa左右，但斷后伸長率卻由72％下降至40％左右，單位質量吸能由30.6J/g下降至10.2J/g，吸能效率由87.4％下降至82.1％。其它文獻也報道了類似的結果。顯然，通過晶粒細化的方法雖然可以提高孿生誘發塑性鋼的強度和承載能力，但對單位質量吸能和吸能效率明顯不利，綜合效果仍不夠理想。吸能效率對于緩沖吸能材料及其結構來說是一項非常重要的指標。吸能效率高，意味著在吸收同樣沖擊能的條件下可使用較少的吸能材料，有利于優化系統設計，減輕結構重量，這一優點對于飛行器、車輛、船舶等運載工具的緩沖吸能結構來說尤為可貴。

如前述，要提高孿生誘發塑性鋼的吸能效率，應提高其屈服強度并使之提高的幅度大于抗拉強度的增幅，以獲得較高的屈強比即較高水平度的流動應力。根據金屬材料產生屈服的位錯滑移機制，要提高材料的屈服強度，須設法增大位錯滑移的阻力及/或降低位錯的動性。針對孿生誘發塑性鋼塑性變形過程中位錯、晶界與孿晶交互作用對材料屈服和應變硬化行為的影響，本發明首先采用中溫塑性變形加工，獲得位錯密度高、組態復雜(包括位錯交割、網絡和攀移等)的變形晶體組織，以使拉伸時位錯的可動性較低。然后進行中溫退火或淬火，消除塑性加工時產生的應力并形成少量再結晶晶粒，適當降低材料的抗拉強度以改善其塑性。通過這種中溫變形加工結合低中溫熱處理的方式，可使孿生誘發塑性鋼的屈服強度、屈強比、吸能本領和吸能效率顯著提高。

技術實現要素：

本發明目的在于提供一種變形晶粒/部分再結晶組織孿生誘發塑性鋼的制備方法。本發明通過中溫塑性加工獲得具有高位錯密度的變形晶粒，再通過中溫熱處理形成部分再結晶組織，通過改變熱處理加熱溫度調整再結晶晶粒的數量和尺寸，以改變材料的屈服強度、抗拉強度、屈強比與伸長率，實現吸能本領、吸能效率和承載能力的提高。本發明方法制得的孿生誘發塑性鋼具有高吸能本領、高吸能效率和高承載能力。具體特點如下：

(1)主要化學成分為(wt.％)：Mn：25～35，Al：2.5～3.5，Si：2.5～3.5，C：0.02～0.05，其余為Fe。

(2)金相組織為：單向伸長且平行排列的變形奧氏體晶粒加少量等軸奧氏體晶粒，變形晶粒長10～400μm、寬10～20μm；等軸晶直徑5～50μm，體積分數20～30％。

(3)典型力學性能為：屈服強度640～700MPa，抗拉強度750～850MPa，屈強比≥0.8，單位質量吸能40～45J/g，吸能效率90～95％，斷后伸長率40～50％。為了實現上述目的，本發明采用如下技術方案：

一種變形晶粒/部分再結晶組織孿生誘發塑性鋼的制備方法，其特征在于，包括以下步驟：

(1)熔煉：將原料單質Mn、Al、Si、C、Fe按目標成分配比進行混合配料，將配好的原料投入到真空感應冶煉爐內，在氬氣保護下進行熔煉，熔煉結束后澆注成鋼錠；

(2)高溫拔長：將步驟(1)獲得的鋼錠進行表面車削加工，加工量2-5mm，車削后的鋼錠再經900～1100℃的高溫鍛造拔長，按鍛比0.4-0.7將鋼錠沿軸向拔長成截面尺寸為80×80mm的方坯，然后截成長550～650mm的鍛坯；

(3)高溫鐓粗：將高溫拔長的鍛坯在900～1100℃的溫度范圍內鐓粗至截面尺寸為120×(120-140)mm的鍛坯；

(4)中溫拔長：將鐓粗后的鍛坯在600～700℃的溫度范圍內拔長至截面尺寸為45×(40-50)mm的鍛坯；

(5)中溫熱處理：將拔長后的鍛坯在電阻爐內加熱，升溫速率9-11℃/min，當溫度升到620～660℃后，保溫0.5～1.5小時后快速水冷或自然冷卻至室溫，即可得到孿生誘發塑性鋼成品。

所述的變形晶粒/部分再結晶組織孿生誘發塑性鋼的制備方法，其特征在于：所述的目標成分由下列原料組分組成，各組分質量百分比為：Mn：25～35％，Al：2.5～3.5％，Si：2.5～3.5％，C：0.02～0.05％，其余為Fe。

所述的變形晶粒/部分再結晶組織孿生誘發塑性鋼的制備方法加工出的孿生誘發塑性鋼。

發明效果

本發明針對孿生誘發塑性鋼塑性變形過程中位錯、晶界與孿晶交互作用對材料屈服和應變硬化行為的影響，首先采用中溫塑性變形加工，獲得位錯密度高、組態復雜(包括位錯交割、網絡和攀移等)的變形晶體組織，以使拉伸時位錯的可動性較低。然后進行中溫退火或淬火，消除塑性加工時產生的應力并形成少量再結晶晶粒，適當降低材料的抗拉強度以改善其塑性。通過這種中溫變形加工結合低中溫熱處理的方式，可使孿生誘發塑性鋼的屈服強度、屈強比、吸能本領和吸能效率顯著提高，本發明得到的孿生誘發塑性鋼與普通孿生誘發塑性鋼的主要力學性能對比如表1所示。

表1

由表1可以看出本發明提供的經高、中溫鍛造和中溫熱處理的孿生誘發塑性鋼，利用中溫鍛造形成的具有高密度位錯及復雜缺陷組態的變形晶體組織，可明顯提高材料的屈服強度、屈強比和吸能效率；部分再結晶組織的出現，可改善材料的塑性，從而提高其吸能本領，而抗拉強度和屈服強度的同時提高，則可增加材料的承載能力。與傳統或一般加工條件下形成的等軸晶孿生誘發塑性鋼相比，本發明獲得的材料可同時獲得較高的屈服強度、抗拉強度、屈強比、吸能本領和吸能效率。

附圖說明

圖1：普通孿生誘發塑性鋼的典型等軸晶組織。

圖2：本實施例獲得的孿生誘發塑性鋼的典型變形晶粒/再結晶晶粒組織。

圖3：普通等軸晶孿生誘發塑性鋼的典型拉伸應力應變曲線及性能。

圖4：本實施例獲得的孿生誘發塑性鋼的典型拉伸應力應變曲線及性能。

具體實施方式

實施例：高吸能本領、高吸能效率和高承載能力的孿生誘發塑性鋼，其主要化學成分為(wt.％)：Mn：29.5；Al：2.75％；Si：3.10％；C：0.05；其余為Fe。

制備方法如下：

(1)按目標成分進行配料，在真空感應電爐內、氬氣保護下進行熔煉，熔煉結束后澆注成鋼錠；

(2)鋼錠表面車削加工量為2mm，經1000℃高溫鍛造拔長、切割后獲得尺寸為80×80×600mm的鍛坯，鍛比為0.5；

(3)將高溫拔長的鍛坯在1000℃鐓粗至橫截面尺寸為120×120mm的鍛坯。

(4)將鐓粗后的鍛坯在650℃下拔長至橫截面尺寸為45×45mm的鍛坯；

(5)將拔長后的鍛坯在電阻爐內加熱、保溫后水冷，升溫速率10℃/min，保溫溫度650℃，保溫時間0.5小時。

機械性能檢測：從上述熱處理后的鍛坯上取樣，加工成啞鈴形板狀拉伸試棒，試棒長度與鍛坯軸向同向，標距段尺寸為6×2×40mm。

在材料試驗機上進行拉伸試驗，拉伸速率為3mm/min，測得材料的屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率。根據測得的拉伸力-位移曲線計算得到材料拉伸至斷裂時吸收的總能量，再以該能量除以抗拉強度和斷后伸長率的乘積，得到吸能效率，以該能量除以試棒標距段質量算出單位質量吸收的能量。

結果表明，材料屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率分別為：661MPa、795MPa和43.2％(如附圖4所示)；單位質量吸能和吸能效率分別為：40.4J/g、92.7％。