CN115287542B - 一种具有均匀纳米孪晶分布的高强度低磁钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种具有均匀纳米孪晶分布的高强度低磁钢及其制备方法，其特征在于该材料在变形引入纳米孪晶前奥氏体基体中的退火孪晶界面总长度占全部高角度界面总长度的比例低于35%。该方法将熔炼获得的由Fe、Mn、Si、C元素经铸造或锻造或轧制成的型材在1050~1150℃下固溶处理30~120分钟后，先在800~1000℃下进行轧制变形，然后在800~1000℃下退火15~30分钟，之后在室温下引入变形纳米孪晶。经本发明方法制备的高强度低磁钢，其室温变形引入纳米孪晶的数量更多，分布更均匀，获得的强度和塑性更高，而且制造工艺简单，成本低。

Description

一种具有均匀纳米孪晶分布的高强度低磁钢及其制备方法
技术领域
本发明属于高强钢领域，具体涉及一种引入纳米孪晶制备高强度低磁钢的方法。用该方法制备的高强度低磁钢具有更高的强度和塑性，可广泛地应用于电力、机械、轨道交通，建筑及国防军工等领域。
背景技术
随着结构减重需求提高，超高强度低磁钢的需求越来越大。为保证低磁性，室温下低磁钢必须具有稳定的面心立方结构的奥氏体基体。然而对于面心立方结构的奥氏体钢，采用传统的固溶强化、形变强化、细晶强化及析出强化方法在提高强度的同时均会使材料的塑性或韧性显著下降。因此，如何在保证优良塑韧性前提下提高强度，是高强度低磁钢目前发展面临的首要技术难题。
卢柯院士提出将纳米尺度的孪晶结构引入到多晶材料内部的强化方法；并通过脉冲电沉积在纯Cu薄膜中引入大量纳米孪晶，实现了屈服强度约900MPa和断裂应变约13%的组合。上述通过脉冲电沉积制备的纳米孪晶结构尽管能够在显著提高材料强度的同时不损伤或少损伤塑性与韧性，但其只能制备薄膜样品。为实现在块体样品中引入纳米孪晶结构，卢柯等又发展了高应变速率的动态塑性变形方法。但高应变速率的动态塑性变形方法也仅能在实验室实现小片状的样品，难以实现大尺寸样品的工业化制备。
基于低层错能的面心立方孪生诱发塑性高锰钢容易发生孪生变形，变形后能在奥氏体基体中引入形变孪晶，我们发明了一种通过简单的单向变形引入纳米形变孪晶来提高孪生诱发塑性钢屈服强度的方法（一种制备高屈服强度孪生诱导塑性钢的方法，ZL2017 10604528.3）。该发明制备的孪生诱发塑性钢不仅屈服强度大幅增加，同时还具有较高的延伸率。然而由于各晶粒的取向不同，部分取向不利的晶粒必然不会发生孪生变形。因而在晶粒尺度上通过简单的单向变形来引入形变孪晶必然是不均匀的，对强度的提高还不是十分显著。如能在晶粒尺度上实现更均匀引入更高密度的纳米形变孪晶，将能在低磁的面心立方孪生诱发塑性钢中实现高强度和优良塑韧性的综合力学性能。
在低层错能的高锰铁基形状记忆合金中，研究发现当基体中的退火孪晶界面的密度—退火孪晶界面总长度占全部高角度界面分数降低后，变形引入的密排六方马氏体不仅数量更多，而且在晶粒尺度上的分布变得更加均匀（Wen Yu Hua, NatureCommunications，2014,5, P4964）。考虑孪生切变与密排六方马氏体切变过程的相似性，降低面心立方孪生诱发塑性钢中的退火孪晶界面的密度，将也能实现更均匀引入更高密度的纳米形变孪晶，实现高强度和优良塑韧性的综合力学性能。目前降低面心立方孪生诱发塑性钢中退火孪晶界面密度存在的技术问题是工业化的方法。
发明内容
本发明针对已有技术存在的问题，提供一种具有均匀纳米孪晶分布的高强度低磁钢。本发明的另一目的是提供制备这种具有均匀纳米孪晶分布的高强度低磁钢的工业化方法。该方法可制备低退火孪晶界面密度的奥氏体基体，变形后实现更均匀引入更高密度的纳米形变孪晶。
本发明提供的具有均匀纳米孪晶分布的高强度低磁钢，该钢由Mn、Si、C和Fe元素组成，其特征在于引入纳米孪晶前奥氏体基体中退火孪晶界总长度占全部高角度界面（大于等于15°）分数的比例低于35%，所述的高强钢各元素的质量百分比含量为：Mn 12~25%，Si0~3%，C 0.6~1.4%，余量为Fe。
本发明提供的具有均匀纳米孪晶分布的高强度无磁钢是由本发明提供的方法制备，该制备方法是将熔炼获得的由Fe、Mn、Si、C元素经铸造、锻造或轧制成的型材在1050~1150℃下固溶处理30~120分钟后，先在800~1000℃下进行压下量为10~30%的轧制变形，然后在800~1000℃下退火15~30分钟，其特征在于奥氏体基体中退火孪晶界总长度占全部高角度界面（大于等于15°）分数的比例低于35%，各元素的质量百分比含量为：Mn 12~25%，Si0~3%，C 0.6~1.4%，余量为Fe；或者将熔炼获得的由Fe、Mn、Si、C元素经铸造、锻造或轧制成的型材经固溶处理后通过连续多道次轧制变形，其中始轧温度为1050~1150℃，终轧温度为800~950℃，轧制总压下量为20~30%，然后在850~950℃进行退火15~30分钟，其特征在于奥氏体基体中退火孪晶界总长度占全部高角度界面（大于等于15°）总长度分数的比例低于35%，各元素的重量百分比含量为：Mn 12~25%，Si 0~3%，C 0.6~1.4%，余量为Fe；上述经850~950℃进行退火15~30分钟后、具有低退火孪晶界面密度的的型材在室温下进行拉伸或压缩或轧制或扭转或剪切变形20~90%引入变形纳米孪晶，然后在350~450℃退火30~90分钟以提高高强度低磁钢的塑性。
当合金中碳含量大于0.6%时，轧制和退火过程中很容易析出第二相。为了防止第二相的析出，温度的选择就极其重要，本发明的最佳轧制温度为800~1000℃。退火温度对后续金属的晶界特征分布同样有影响，退火温度过高会导致退火孪晶界的比例增加，退火温度过低会导致第二相析出，因此最佳退火温度区间为850℃-950℃。过长的退火时间同样会导致退火孪晶界面的比例增加，因此最佳退火时间为15~30分钟。退火孪晶界面主要以不可动的低能量的共格孪晶界面为主。当奥氏体基体中退火孪晶界面总长度占全部高角度界面（大于等于15°）总长度分数的比例高于45%以上时，它的大量存在会阻碍晶粒的协调变形，抑制变形孪晶在取向不利晶粒内的引入。当经过优选轧制工艺和退火工艺制备钢中的奥氏体基体中退火孪晶界面总长度占全部高角度界面总长度分数的比例低于35%时，变形孪晶在晶粒内引入的均匀性就能得到显著提高。但当其比例低于25%后，进一步减少其比例对变形孪晶在晶粒内引入均匀性的提高就不明显了。
室温进行拉伸或压缩或轧制或扭转或剪切变形20~90%引入变形纳米孪晶后低温退火的温度不能高于450℃，退火时间不能超过90分钟。更高和更长时间的退火会引入第二相，降低钢的塑性。
附图说明
图1为本发明制备的实施例1样品变形引入纳米孪晶前的EBSD图，图中灰色为高角度界面，黑色为退火孪晶界界面，其中退火孪晶界面总长度占全部高角度界面分数的比例约33.26%。
图2为本发明制备的实施例6样品变形引入纳米孪晶前的EBSD图，图中灰色为高角度界面，黑色为退火孪晶界界面，其中退火孪晶界面总长度占全部高角度界面分数的比例约22.58%。
图3为对比例1样品变形引入纳米孪晶前的EBSD图，图中灰色为高角度界面，黑色为退火孪晶界界面，其中退火孪晶界面总长度占全部高角度界面分数的比例约45.72%。
图4为本发明制备的实施例6样品中纳米孪晶的TEM照片。
图5为对比例3样品中纳米孪晶的TEM照片。
图6为本发明制备的实施例6和对比例3样品拉伸时的工程应力应变曲线。
具体实施方式
下面给出实施例，以对本发明做进一步说明。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作出的一些非本质的改进和调整都应涵盖在本发明的保护范围之内。
实施例1-10。
本发明实施例1-10合金的化学成分如表1所示。在具体实施过程中，本发明提供一种制备高强度无磁钢的方法及工艺，其工艺流程为：固溶处理→高温轧制处理→高温退火处理→拉伸或压缩或轧制或扭转或剪切变形→低温退火处理。对实施例1-10进行的高温轧制处理工艺见表2和表3。通过EBSD方法检测实施例1-10高温退火处理后组织中退火孪晶界分数，结果见表4。实施例1-10引入纳米孪晶后样品的力学性能见表4。
对比例1-4。
对比例1-4合金的化学成分如表1所示。在对比例1-4中，固溶处理工艺与实施例1-10一样，不同之处在于，固溶处理后直接进行冷变形引入纳米孪晶，其工艺流程为：固溶处理→拉伸或压缩或轧制或扭转或剪切变形→低温退火处理。通过EBSD方法检测固溶处理后合金中退火孪晶界分数，结果见表4。对比例1-4引入纳米孪晶后样品的力学性能见表4。
表1 实施例合金和对比例合金的化学成分。
Figure DEST_PATH_IMAGE001
表2 实施例1-6合金进行的高温轧制和退火工艺。
Figure DEST_PATH_IMAGE002
表3 实施例7-10合金进行的高温轧制和退火工艺。
Figure DEST_PATH_IMAGE003
表4 实施例合金和对比例合金经高温轧制和退火工艺后组织中退火孪晶界分数和冷变形+退火工艺及相应的力学性能。
Figure DEST_PATH_IMAGE004
Figure DEST_PATH_IMAGE005
从表4可以看出本发明制备的高强度无磁钢，与直接冷变形引入纳米孪晶的对比例相比，具有更高的强度，最高可提高约16%，并且不降低塑性。为了验证本发明对退火孪晶界面分数的影响，图1，图2和图3分别为用EBSD检测实施例1，实施例7和对比例1变形引入纳米孪晶前的组织。结果表明：经本发明制备的高强无磁钢在引入纳米孪晶强化前组织中退火孪晶界面分数明显降低，都低于35%。为了验证降低退火孪晶界面分数对变形引入纳米孪晶的影响，采用TEM技术分别对实施例6和对比例3的样品进行透射电镜测试，照片见图4和图5。通过观察和分析，降低退火孪晶界面分数后变形引入的纳米孪晶厚度更细，间距更小，且分布更均匀。为了更直观对比降低退火孪晶界面分数对变形纳米孪晶强化无磁钢力学性能的影响，图6为实施例6和对比例3的样品拉伸时的工程应力应变曲线。可以看出，本发明方法制备的实施例6样品的强度和塑性都要高于对比例3的性能。这得益于实施例6样品中细小且均匀分布的纳米孪晶。

Claims (5)

1.一种具有均匀纳米孪晶分布的高强度低磁钢，其特征在于：所述钢各元素的质量百分比含量为：Mn 12～25％，Si 0～3％，C 0.6～1.4％，余量为Fe，制备过程包括铸造或锻造或轧制成型材—固溶处理—轧制—高温退火—室温变形—低温退火；高温退火后奥氏体基体中退火孪晶界面总长度占全部高角度界面总长度分数的比例<35％，其中高角度界面指角度≥15°的界面。
2.一种根据权利要求1所述具有均匀纳米孪晶分布的高强度低磁钢的制备方法，其特征在于：所述方法包括铸造或锻造或轧制成型材—固溶处理—轧制—高温退火—室温变形—低温退火；固溶处理后轧制是在800～1000℃下进行压下量为10～30％的轧制变形；或通过连续多道次轧制变形，其中始轧温度为1050～1150℃，终轧温度为800～950℃，轧制总压下量为20～30％；高温退火是在800～1000℃下退火15～30分钟；室温变形是在室温下进行拉伸或压缩或轧制或扭转或剪切变形20～90％引入变形纳米孪晶；低温退火是在350～450℃退火30～90分钟。
3.一种根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：所述固溶处理是在1050～1150℃下固溶处理30～120分钟。
4.一种根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于高温退火后奥氏体基体中退火孪晶界面总长度占全部高角度界面总长度分数的比例<25％，其中高角度界面指角度≥15°的界面。
5.一种根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：所述高温退火是在850～950℃下退火15～30分钟。
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