一种高强高韧梯度马氏体奥氏体双相钢的制备方法

摘要

本发明公开了一种高强高韧梯度马氏体奥氏体双相钢的制备方法，包括：将奥氏体钢进行扭转变形处理。本发明通过对奥氏体进行扭转塑性变形处理，使其在内部形成呈梯度分布的马氏体第二相，且马氏体含量由心部到表层逐渐提高，以此提高奥氏体钢的拉伸强度。另外，本发明通过限定扭转处理的切应变变形路径、切应变速率、变形温度与变形量，进一步细化马氏体第二相尺寸、提高表层马氏体含量，提高钢的拉伸强度。

权利要求

1.一种高强高韧梯度马氏体奥氏体双相钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：A)，采用奥氏体钢制备柱状样品，所述柱状样品截面为圆形；

B)，将所述柱状样品放在扭转试验机上进行扭转变形；

步骤B)中所述扭转变形的变形方式为单向扭转或往复90°扭转；

所述单向扭转的切应变速率小于1.4×10-2s-1，所述往复90°扭转的切应变速率为1.4×

10-2s-1～5.0×10-2s-1；

步骤B)中所述柱状样品在扭转变形时可以沿其长度方向自由滑动。

2.根据权利要求1所述高强高韧梯度马氏体奥氏体双相钢的制备方法，其特征在于，步骤A)中所述奥氏体钢为奥氏体不锈钢。

3.根据权利要求1所述高强高韧梯度马氏体奥氏体双相钢的制备方法，其特征在于，所述单向扭转的扭转角度为90°～720°，所述往复90°扭转的扭转次数为1～500次。

4.根据权利要求1所述高强高韧梯度马氏体奥氏体双相钢的制备方法，其特征在于，所述扭转变形的扭转速度为10°/min～1800°/min。

5.根据权利要求1所述高强高韧梯度马氏体奥氏体双相钢的制备方法，其特征在于，步骤B)所述扭转变形的变形温度为室温至奥氏体钢的再结晶温度以下。

说明书

一种高强高韧梯度马氏体奥氏体双相钢的制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及钢铁及有色金属加工领域，特别是一种高强高韧梯度马氏体奥氏体双相钢的制备方法。

背景技术

[0002] 奥氏体钢塑性好、变形能力强、低温韧性好等优点，被广泛应用于国民经济的各个领域。然而，奥氏体钢强度低，限制了其作为结构材料的应用。为了进一步扩大奥氏体钢的应用领域，其屈服强度必须进一步提高。由于单相奥氏体钢层错能低，在塑性变形过程中易发生形变诱导奥氏体→马氏体相变，而马氏体相是钢中强度较高、硬度较大的一种相。因此利用冷塑性变形诱导马氏体相变，可以显著提高现有单相奥氏体的强度，譬如研究报道18-8型(美国牌号为304)奥氏体不锈钢经过90％的冷轧变形，有95％的奥氏体会转变成马氏体，使得钢的强度提高四倍。传统塑性变形方式，如轧制、拉拔或挤压，可以诱导奥氏体→马氏体相变，大幅度提高单相奥氏体的钢的强度，但显著降低钢的塑性，譬如研究报道指出
18-8型奥氏体不锈钢经过90％的冷轧变形后，拉伸塑性几乎为零，呈完全的脆性特征。因此，利用传统变形加工工艺，可以诱导奥氏体→马氏体相变，提高奥氏体钢的强度，但严重损失其塑性。

[0003] 近年来，梯度材料是金属结构材料的前言热点之一。研究报道指出，当晶体缺陷，如晶界、孪晶界、位错、位错亚结构以及织构等，在材料内部呈梯度分布时，可以有效的克服材料强度-塑性矛盾这一传统现象。大量研究报道指出梯度纳米晶材料、梯度孪晶材料、梯度位错/位错亚结构材料以及梯度织构材料具有强度高、塑性好等优点。专利申请人在前期对镁合金以及铜材料的研究过程中发现在扭转塑性变形过程中，由于切应变和应变速度呈梯度分布，变形后在材料内部形成呈梯度分布的晶体织构或位错亚结构，能够显著提高材料的强度，并保留材料的塑性。相界面作为一种晶体缺陷之一，同样能够有效阻碍位错运到，使得材料强度提高，即第二相强化(Orowan强化)。由此，申请人基于形变诱奥氏体→马氏体相变和扭转变形切应变和应变速度呈梯度分布的特征，提供了一种高强高韧梯度马氏体奥氏体双相钢的制备方法。

发明内容

[0004] 本发明解决的技术问题在于提供一种高强高韧梯度马氏体奥氏体双相钢的制备方法，且制备的马氏体在奥氏体内呈梯度分布。包括以下步骤：

[0005] A)，采用奥氏体钢制备柱状样品，所述柱状样品截面为圆形；

[0006] B)，将所述柱状样品放在扭转试验机上进行扭转变形。

[0007] 进一步地，步骤A)中所述奥氏体钢为奥氏体不锈钢。

[0008] 进一步地，步骤B)中所述柱状样品在扭转变形时可以沿其长度方向自由滑动。

[0009] 进一步地，步骤B)中所述扭转变形的变形方式为单向扭转或往复90°扭转。

[0010] 进一步地，步骤B)中所述单向扭转的切应变速率小于1.4×10-2s-1，所述往复90°扭转的切应变速率为1.4×10-2s-1～5.0×10-2s-1。

[0011] 进一步地，步骤B)中所述单向扭转的扭转角度为90°～720°，所述往复90°扭转的扭转次数为1～500次。

[0012] 进一步地，步骤B)中所述扭转变形的扭转速度为10°/min～1800°/min。

[0013] 进一步地，步骤B)中所述扭转变形的变形温度为室温至奥氏体钢的再结晶温度以下。

[0014] 由于采用了上述技术方案，本发明具有如下的优点：

[0015] 本发明提供了一种高强高韧梯度马氏体奥氏体双相钢的制备方法，首先将单相奥氏体不锈钢棒材制备成柱状样品，然后对柱状样品进行扭转塑性变形处理。本发明采用扭转的方式对奥氏体钢进行扭转变形处理，经过单向慢速扭转或往复快速扭转加工处理后，由于梯度切应变和梯度切应变速率的影响，柱状钢棒中发生形变诱导马氏体相变，并且这种形变诱导马氏体沿着钢棒的半径方向呈梯度分布，心部低甚至无马氏体，而表层马氏体含量高。梯度马氏体的引入显著阻碍了位错运动，使得奥氏体不锈钢的拉伸强度显著提高。

[0016] 本发明提供的提高单相奥氏体钢的拉伸强度的方法可显著提高现有挤压、拉拔或轧制态单相奥氏体钢的拉伸强度，可显著提高现有奥氏体钢的强韧性，具有生成设备简单、生成效率高、不改变初始材料形状和尺寸、加工车间占地规模小等优点。

[0017] 本发明的其他优点、目标和特征在某种程度上将在随后的说明书中进行阐述，并且在某种程度上，基于对下文的考察研究对本领域技术人员而言将是显而易见的，或者可以从本发明的实践中得到教导。本发明的目标和其他优点可以通过下面的说明书和权利要求书来实现和获得。

附图说明

[0018] 本发明的附图说明如下。

[0019] 图1为本发明中奥氏体不锈钢棒材单向扭转扭矩-扭角曲线图；

[0020] 图2为本发明中奥氏体不锈钢棒材往复90°扭转扭矩-扭角曲线图及马氏体含量变化图，图2a为往复90°扭转循环100次后的扭矩-扭角曲线图，图2b往复90°扭转第1次和第100次循环扭矩-扭角曲线对比图，图2c往复90°扭转每次循环机械能(扭矩-扭角曲线所形成闭环回路的面积)随循环次数的变化曲线，图2d往复90°扭转和单向扭转样品不同应变层马氏体含量对比图；

[0021] 图3是通过EBSD技术获得的经本发明在室温下，单向扭转和往复90°扭转后钢棒表层相分布图；

[0022] 图4是通过EBSD技术获得的经本发明在室温下，单向扭转360°奥氏体不锈钢棒材沿着直径方向不同位置的微观组织图，图4a为钢棒心部(距离表层2.0mm处)反极图(IPF)配色图，晶界组分图，局部取向差分布(KAM)图以及相组分分布图，图4b为钢棒中部(距离表层1.0mm处)IPF图，晶界组分图，KAM图以及相组分分布图，图4c为钢棒表层(表层1.0mm处)IPF图，晶界组分图，KAM图以及相组分分布图；

[0023] 图5通过ECCI技术获得的经本发明在室温下，单向快速扭转90°和180°奥氏体钢棒表层马氏体组织图，图5a为快速单向扭转90°后钢棒表层ECCI图，图5c为图5a白框区域放大的ECCI图，图5b为单向快速扭转180°后钢棒表层ECCI图，图5d为图5b白框区域放大的ECCI图；

[0024] 图6是扭转前奥氏体钢棒材和经本发明在室温下，单向慢速和往复90°扭转不同角度后，钢棒的拉伸工程应力应变曲线。

具体实施方式

[0025] 为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明进行描述，但是应当理解，这些描述只是为进一步说明本发明的特征和优点，而不是对本发明权利要求的限制。

[0026] 实施例1：

[0027] 如图1、图3、图4、图6所示，通过单向扭转的塑性变形对奥氏体钢进行处理以提高现有奥氏体钢的拉伸强度。首先将直径为10mm的商业304奥氏体不锈钢棒材经1050℃半小时固溶处理(水冷)后，再加工成截面为圆形的狗骨头状(两端粗、中间平行段细，平行段直径为4mm)柱状样品，将柱状样品置于扭转试验机上，进行扭转变形，扭转变形的温度为室温，扭转方式为单向扭转，扭转速度为10°/min(慢速)，边部最大切应变速率为6.0×10-5s-1，扭转角度分别为180°、360°以及720°。图3所示，随着扭转角度从180°增加到720°，马氏体含量(面积百分比)由0.3％缓慢增加6.0％。图1所示该柱状样品的最大扭转角度为1142°，继续扭转样品断裂。

[0028] 图4a所示，单向扭转360°后奥氏体不锈钢棒材心部未出现马氏体；图4b所示，奥氏体不锈钢棒材中部出现少量马氏体(面积百分比1.2％)，图4c所示，奥氏体不锈钢棒材表层出现少量马氏体(面积百分比4.3％)。因此，单向扭转变形后，奥氏体不锈钢棒材出现马氏体，且马氏体呈梯度分布，从心部到表层逐渐增加。图6所示，随着扭转变形量的增高钢棒材拉伸强度显著提高，包括屈服强度和抗拉强度。

[0029] 对于单向慢速扭转而言，若应变速率大于1.4×10-2s-1，扭转处理过程中，奥氏体钢棒容易发生变形和过早的断裂，从而影响钢棒中马氏体的含量；在6.0×10-5s-1以下，应变速率越慢扭转性能越好，随着单向扭转应变速率降低，马氏体含量增高，材料拉伸强度增高。

[0030] 单向扭转时，柱状样品两端采用非机械性夹持，柱状样品两个端头能够在夹持模具中沿柱状样品长度方向自由移动。经过单向扭转塑性变形后，奥氏体不锈钢棒材内部发生塑性变形诱导马氏体相变。由于扭转切应变和切应变速率沿奥氏体不锈钢棒材半径方向呈梯度分布，因此变形诱导的马氏体也沿奥氏体不锈钢棒材半径方向呈梯度分布，表层马氏体含量高，而心部无马氏体。由于马氏体相变为切边机制，相变过程中伴随着高密度位错的生成，晶格畸变严重，强度硬度远高于奥氏体，因此马氏体的出现能够限制阻碍位错运动提高奥氏体不锈钢棒材表层的强度和硬度。扭转变形后，心部应变量小，仅有少量马氏体甚至无马氏体，心部仍然为奥氏体，奥氏体塑性变形能力强，加工硬化能力强。这样通过扭转变形加工，可以获得心部软表层硬的梯度马氏体奥氏体双相钢，这种内软外硬的双相钢，整体拉伸强度和塑性显著提高。

[0031] 所述扭转处理的变形温度优选为室温至奥氏体钢的再结晶温度以下，更优选为室温～850℃。扭转温度在再结晶温度以上，在扭转变形过程中，随着变形温度的提高，奥氏体发生动态再结晶，应变诱导马氏体相变的可能性降低，梯度马氏体分布下降，钢棒拉伸强度降低；所述扭转处理的温度在再结晶温度以下，扭转变形过程中，位错滑动造成局部残余应力集中从而导致应变诱导马氏体相变的可能性提高，梯度马氏体分布增强，钢棒拉伸强度增高。

[0032] 实施例2：

[0033] 如图5所示，通过单向扭转的塑性变形对奥氏体钢进行处理以提高现有奥氏体钢的拉伸强度。首先将直径为10mm的商业304奥氏体不锈钢棒材经1050℃半小时固溶处理(水冷)后，再加工成截面为圆形的狗骨头状(两端粗、中间平行段细，平行段直径为4mm)柱状样品，将柱状样品置于扭转试验机上，进行扭转变形，扭转变形的温度为室温，扭转方式为单-2 -1向扭转，扭转速度为720°/min(快速)，边部最大切应变速率为1.4×10 s ，扭转角度分别为90°和180°。

[0034] 图5a、图5c所示，单向快速扭转90°后，形变诱导马氏体在多次形变孪晶(Tst表示一次孪晶,Tnd表示二次孪晶，Trd表示三次孪晶)片层交叉处形核。图5b、图5d,单向快速扭转180°后，形变诱导马氏体在逐渐长大，并吞噬掉形变孪晶片层。随着扭转角度的增加，形变诱导马氏体的含量逐渐提高。

[0035] 单向扭转时，柱状样品两端采用非机械性夹持，柱状样品两个端头能够在夹持模具中沿柱状样品长度方向自由移动。

[0036] 经过单向扭转塑性变形后，钢棒内部发生塑性变形诱导马氏体相变。由于扭转切应变和切应变速率沿棒材半径方向呈梯度分布，因此变形诱导的马氏体也沿棒材半径方向呈梯度分布，表层马氏体含量高，而心部无马氏体。由于马氏体相变为切边机制，相变过程中伴随着高密度位错的生成，晶格畸变严重，强度硬度远高于奥氏体，因此马氏体的出现能够限制阻碍位错运动提高棒材表层的强度和硬度。扭转变形后，心部应变量小，仅有少量马氏体甚至无马氏体，心部仍然为奥氏体，奥氏体塑性变形能力强，加工硬化能力强。这样通过扭转变形加工，可以获得心部软表层硬的梯度马氏体奥氏体双相钢，这种内软外硬的双相钢，整体拉伸强度和塑性显著提高。

[0037] 所述扭转处理的变形温度优选为室温至奥氏体钢的再结晶温度以下，更优选为室温～850℃。扭转温度在再结晶温度以上，在扭转变形过程中，随着变形温度的提高，奥氏体发生动态再结晶，应变诱导马氏体相变的可能性降低，梯度马氏体分布下降，钢棒拉伸强度降低；所述扭转处理的温度在再结晶温度以下，扭转变形过程中，位错滑动造成局部残余应力集中从而导致应变诱导马氏体相变的可能性提高，梯度马氏体分布增强，钢棒拉伸强度增高。

[0038] 实施例3：

[0039] 如图2、图3、图6所示，通过往复90°扭转的塑性变形对奥氏体钢进行处理以提高现有奥氏体钢的拉伸强度。首先将直径为10mm的商业304奥氏体不锈钢棒材经1050℃半小时固溶处理(水冷)后，再加工成截面为圆形的狗骨头状(两端粗、中间平行段细，平行段直径为4mm)柱状样品，将柱状样品置于扭转试验机上，进行扭转变形，扭转变形的温度为室温，扭转方式为往复90°扭转，扭转速度为1800°/min，边部最大切应变速率为3.75×10-2s-1，扭转变形次数分别为1次，100次以及500次。

[0040] 往复90°扭转时，柱状样品两端采用非机械性夹持，柱状样品两个端头能够在夹持模具中沿柱状样品长度方向自由移动。

[0041] 图2a所示，柱状样品在往复90°扭转过程中可以承受上百次循环而不断裂；图2b所示，柱状样品往复90°扭转经过100次循环后，扭矩-扭角环显著增大；图2c所示，往复90°扭转每次循环机械能(扭矩-扭角曲线所形成闭环回路的面积)随着往复循环次数的增加，机械能线性提高；图2d所示，往复90°扭转的柱状样品中马氏体含量远高于单向扭转，说明往复90°扭转更能有效的诱导马氏体相变。

[0042] 图3所示，对于往复90°扭转，随着循环次数从100次增加到500次，马氏体含量(面积百分比)由30.6％增加到53％。因此，相对于慢速单向扭转而言，快速往复90°扭转更能够有效诱导马氏体相变，提高表层马氏体含量，增强马氏体的梯度分布。图6所示，由于表层马氏体增多，马氏体梯度分布增强，往复90°扭转后奥氏体拉伸强度更高，包括屈服强度和抗拉强度。

[0043] 往复90°扭转，应变速率1.4×10-2s-1以上，更优选为1.4×10-2s-1～5.0×10-2s-1。对于往复快速扭转而言，若应变速率大于5.0×10-2s-1，扭转处理过程中，奥氏体钢棒也容-5 -1
易发生变形和过早的断裂，减少钢棒中马氏体的含量，而若应变速率小于6.0×10 s ，由于往复90°扭转所需循环次数需要上百次，速度过慢，影响生产效率。在1.4×10-2s-1～5.0×10-2s-1之间，应变速率适中，随着往复90°扭转循环次数的增加，钢棒表层马氏体含量逐渐增高，马氏体的梯度分布增强，材料拉伸强度增高。

[0044] 经过往复90°扭转塑性变形后，钢棒内部发生塑性变形诱导马氏体相变。由于扭转切应变和切应变速率沿棒材半径方向呈梯度分布，因此变形诱导的马氏体也沿棒材半径方向呈梯度分布，表层马氏体含量高，而心部无马氏体。由于马氏体相变为切边机制，相变过程中伴随着高密度位错的生成，晶格畸变严重，强度硬度远高于奥氏体，因此马氏体的出现能够限制阻碍位错运动提高棒材表层的强度和硬度。扭转变形后，心部应变量小，仅有少量马氏体甚至无马氏体，心部仍然为奥氏体，奥氏体塑性变形能力强，加工硬化能力强。通过扭转变形加工，可以获得心部软表层硬的梯度马氏体奥氏体双相钢，这种内软外硬的双相钢，整体拉伸强度和塑性显著提高。

[0045] 所述扭转处理的变形温度优选为室温至奥氏体钢的再结晶温度以下，更优选为室温～850℃。扭转温度在再结晶温度以上，在扭转变形过程中，随着变形温度的提高，奥氏体发生动态再结晶，应变诱导马氏体相变的可能性降低，梯度马氏体分布下降，钢棒拉伸强度降低；所述扭转处理的温度在再结晶温度以下，扭转变形过程中，位错滑动造成局部残余应力集中从而导致应变诱导马氏体相变的可能性提高，梯度马氏体分布增强，钢棒拉伸强度增高。

[0046] 所述扭转处理的变形量优选为往复快速扭转，优选循环加载次数500次以下，更优选为100～300次循环。由于随着循环次数的增加，钢棒容易发生疲劳断裂，导致钢棒过早的发生断裂失效，因此本方法应控制最大循环次数(低于往复90°扭转破断对应的循环次数)。在往复90°扭转破断最大循环次数之下，随着循环次数的增高，马氏体含量逐渐提高，钢棒的拉伸性能显著增高。

[0047] 对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。