一种高强高韧高磁性能金属复合材料及其制备

摘要

本发明的目的在于提供一种层状金属复合材料及其制备方法，其特征在于：该复合材料由具有高磁特性及超高强度特性的马氏体时效钢板材和无磁高韧性奥氏体不锈钢板材复合而成。采用本发明所述制备方法得到的层状金属复合材料其界面结合优异，界面无氧化物、孔洞、微裂纹、未结合等缺陷，界面结合能力强。

权利要求

1.一种高强高韧并具有可变磁性能的层状金属复合材料，其特征在于：该复合材料由具有高磁特性及超高强度特性的马氏体时效钢板材和无磁高韧性奥氏体不锈钢板材复合而成；所述马氏体时效钢的镍含量为12～18wt.％，钢板强度级别在2000MPa以上，所述奥氏体不锈钢的铬含量为16～20wt.％；

所述层状金属复合材料的制备方法为：将两种异质板材表面清理打磨之后交错堆叠；

将堆叠好的金属板材放入真空热压炉中，抽真空，施加预压力后加热到1000～1200℃，并施加15～60MPa的压力，保压15～60min，待冷却后取出；将压好的层状复合材料再进行冷加工或者热加工，得到不同层数和不同厚度的层状金属复合材料；对获得的层状金属复合材料按照超高强度马氏体时效钢的热处理工艺制度进行处理。

2.根据权利要求1所述层状金属复合材料，其特征在于：马氏体时效钢板坯厚度为1mm～10mm。

3.根据权利要求1所述层状金属复合材料，其特征在于：奥氏体不锈钢板坯厚度为

0.5mm～10mm。

4.根据权利要求1所述层状金属复合材料，其特征在于：所述板材表面均需要进行打磨、去除表面油污和干燥处理，之后依次交叉叠放。

5.根据权利要求1所述层状金属复合材料，其特征在于：将堆叠好的金属板材放入真空‑3

热压炉，抽真空，真空度达到10 torr，之后施加预压压力，压力为2MPa 。

6.根据权利要求1所述层状金属复合材料，其特征在于：加热时，以10℃/s速度升温到

1000～1200℃，之后对坯料施加压力，直到达到30MPa，保压15min后冷却出炉。

7.根据权利要求1所述层状金属复合材料，其特征在于：热加工温度控制在950‑1250℃，轧后空冷；冷加工变形量根据最终尺寸要求，单道次变形量控制在30％以内。

8.根据权利要求1所述层状金属复合材料，其特征在于：对冷加工或者热加工后的层状金属复合材料进行时效热处理，工艺为：820℃固溶2h空冷+500℃时效4h空冷。

说明书

一种高强高韧高磁性能金属复合材料及其制备

技术领域

[0001] 本发明涉及一种复合材料及其制备方法，特别涉及一种具有高强韧性、优异磁性能的层状金属复合材料及其制备方法，主要适用于电子器件，家用电器零配件，防弹防撞等
构件的制造。属于材料及其制备技术领域。

背景技术

[0002] 超高强度马氏体时效钢由于其具有极其高的强度，成为航空航天、军工装备等领域中的优质选材，但由于其本身超高的强度，其本质是一种较脆材料，室温塑性差，韧性低，
严重制约了这种材料的应用。

[0003] 国内外研究表明，在高强度材料中间通过加入层状延性材料能够大幅度提高强硬材料的塑韧性，该方法的示意图如图1所示。目前，该合金设计方式已被广泛用于制备高性
能的层状复合材料。本发明所涉及超高强度马氏体时效钢/奥氏体不锈钢层状金属复合材
料是根据多层强韧化方法设计的一种层状金属复合材料，是由韧性较好的奥氏体不锈钢和
超高强度的马氏体时效钢交错堆叠连接而成的层状金属复合材料，能够克服超高强度马氏
体时效钢韧塑性极差的致命缺点；同时，因马氏体钢呈现出很强的铁磁性而奥氏体钢则表
现出无磁/弱磁的特性，使超高强度马氏体时效钢/奥氏体不锈钢多层层状金属复合材料不
仅能够作为结构件应用于受载承力的工况中，而且将其应用于功能与结构一体化的零部件
中也成为可能。

[0004] 随着航空航天、军用装备技术的飞速发展，对一些结构部件提出了轻量化、可设计、高可靠性、高维护性的要求，为了适应这些要求，必须增加材料的强韧性匹配的研究。而
超高强度马氏体时效钢的强度已远远高于普通的钢材，已经成为航空航天、军事装备等领
域潜力较大的应用材料。

[0005] 轧制复合法和爆炸复合法是当前制备层状金属复合材料的主要方法。根据原材料的属性可以选择冷轧或者热轧，也可以选择先热轧后冷轧的成型方式。轧制复合法，需将不
同材料交错叠放，直接冷轧或者升温后热轧，利用轧辊施加的压力或者是轧辊压力和温度
共同的作用下，在多层材料的界面处形成原子尺度的结合，最终形成层状复合材料。但是，
冷轧多数限于原始材料较软、容易变形的情况，且界面的结合相对较差，而热轧又要考虑到
轧制过程中界面处高温氧化和轧制过程中出现的由于剪切力的作用而引起的层与层之间
相对滑动的情况。若采用密封包套真空轧制的方式，一方面增加了包套密封的工作，另一方
面增加了轧制完成后包套的去除工作。另外，爆炸复合法，虽然能够用于制备大面积的层状
复合材料，但是其制备工艺的安全性和可操控性相比较轧制复合法要差一些。

[0006] 因此，提供一种界面结合能力强，制备工艺简单且可操控性强的层状金属复合材料制备方法成了本领域亟待解决的技术问题之一。

发明内容

[0007] 为了解决上述技术问题，本发明的目的在于提供一种层状金属复合材料及其制备方法，采用本发明所述制备方法得到的层状金属复合材料其界面结合优异，界面无氧化物、
孔洞、微裂纹、未结合等缺陷，界面结合能力强。

[0008] 为了实现上述技术目的，本发明的技术方案为：

[0009] 一种高强高韧并具有可变磁性能的层状金属复合材料，其特征在于：该复合材料由具有高磁特性及超高强度特性的马氏体时效钢板材和无磁高韧性奥氏体不锈钢板材复
合而成。

[0010] 其中：所述马氏体时效钢的镍含量为12～18wt.％，钢板强度级别在2000MPa以上，板坯厚度为1mm～10mm。所述奥氏体不锈钢的铬含量为16～20wt.％(优选304、304L、316、
316L等不锈钢)，板坯厚度为0.5mm～10mm。

[0011] 本发明还提供了所述复合材料的制备方法，包括以下步骤：

[0012] (1)以超高强度马氏体时效钢和奥氏体不锈钢板材作为原始坯料，经清理打磨后，将两种板材交错堆叠作为坯料；

[0013] (2)将坯料放入真空热压炉中，抽真空，并施加预压压紧力；

[0014] (3)升温到指定温度(1000～1200℃)，施加压力(15～60MPa)并保压一段时间(15～60min)，冷却后取出坯料；

[0015] (4)将坯料进行冷加工或者热加工，得到不同层数和不同厚度的层状金属复合材料；

[0016] (5)按照超高强度马氏体时效钢的峰时效热处理工艺对坯料进行热处理，(优选为820℃固溶2h空冷+500℃时效4h空冷)。

[0017] 所述的步骤(1)中两种板材的厚度、层数可根据实际情况调整，板材表面均需要进行打磨、去除表面油污和干燥处理；

[0018] 所述的步骤(2)中抽真空时真空度需达到10‑3torr，之后需施加2MPa的预压力；

[0019] 所述的步骤(3)中加热时，以10℃/s速度升温到1000～1200℃时，施加压力到30MPa，并保压15min后冷却出炉；

[0020] 所述的步骤(4)中通过不同热轧或者冷轧压下达到不同最终尺寸；热加工温度应控制在950‑1250℃，轧后空冷；冷加工变形量根据最终尺寸要求，单道次变形量控制在30％
以内。

[0021] 本发明的实质性特点和有益效果：

[0022] (1)现有的层状金属复合材料的制备技术中，多采用直接热轧或者爆炸的方式进行结合，这样在制备层状复合材料的过程中就无法避免界面氧化的问题，严重的影响多层
复合材料界面的强度。如若采用密封包套真空热轧的方式，虽然界面氧化大大降低，但大大
地增加了轧制前后的工作量，降低了工作效率。而本发明中采用的真空热压+冷轧/热轧+热
处理的方法能够很好地避免界面氧化的问题，界面结合力强，可控性强，安全系数高且工作
效率大幅度提升。

[0023] (2)本发明首次采用的是两种力学性能差异极大、磁学性能各异、某些主化学成分相近的金属材料作为母材，不仅克服了母材性能差异大对界面结合的影响，而且将磁学性
能引入结构材料中，为钢铁材料的结构功能一体化奠定基础。同时，两种母材的某些主化学
元素例如C、Ni等，含量相近，能够避免由于元素扩散在界面处形成硬脆相，很好地解决了界
面结合差的问题，在经过峰时效热处理后，获得了高强高韧匹配、界面结合强度高的层状金
属复合材料。

附图说明

[0024] 图1为强硬材料中间加入层状延性材料示意图；

[0025] 图2为双层CM400‑316L复合材料界面金相图和EBSD图；

[0026] 图3为用于检测不同变形量马氏体层和奥氏体层界面结合强度的棒状样品实物图；

[0027] 图4为变形量为20％条件下热压态拉伸样品的断口形貌；

[0028] 图5为变形量为20％条件下峰时效态拉伸样品的断口形貌；

[0029] 图6为金属复合材料在热处理前后的磁学性能；

[0030] 图7为层数为3、5、9、11层的金属复合材料；

[0031] 图8为典型的多层金属复合材料界面附近微观组织；

[0032] 图9为金属复合材料产生裂纹示意图。

具体实施方式

[0033] 本发明的目的是通过真空热压+冷轧/热轧+热处理的方法制备出一种界面结合优异的超高强度马氏体时效钢/奥氏体不锈钢层状金属复合材料。通过对超高强度马氏体钢
和奥氏体不锈钢两种板材进行真空热压和轧制及热处理，获得了不同层数界面结合优异的
复合板材。

[0034] 以下通过具体的实施例对本发明的技术方案做详细描述，但是应当理解，这些实施例是用于说明本发明，而不是对本发明的限制，在本发明的构思前提下对本发明做简单
改进，都属于本发明要求保护的范围。

[0035] 实施例1：

[0036] 本实施例提供了一种双层层状复合金属材料，其是通过以下步骤制备得到的：

[0037] 以2mm厚的CM400和316L板材作为原始坯料，将板材清理打磨后交错相间堆叠作为坯料(如图2a所示)；

[0038] 将堆叠好的坯料放入真空热压炉中，抽真空到10‑3torr，并施加预压压力约2Mpa左右；

[0039] 以10℃/S的速度升温到1200℃，施加压力直至30MPa，并保压15min，卸载，冷却，取出坯料；

[0040] 将坯料进行冷轧，轧制速度为5m/min，下压量5％，1道次；

[0041] 对轧制后的坯料进行热处理，热处理工艺为：820℃/2h(空冷)+500℃/4h(空冷)，这样就获得了超高强度马氏体时效钢/奥氏体不锈钢层状金属复合材料，该材料的界面结
构如图2b和2c所示。

[0042] 从图2b和2c中可以看到界面较为平直，且在界面处奥氏体侧出现了极薄的奥氏体层。

[0043] 表1为该双层复合材料轴向拉伸性能和冲击性能，从表1可知，该双层复合材料综合力学性能优异。

[0044] 实施例2

[0045] 图3为通过实施例1试制的棒状层状复合金属材料用于检测不同变形量马氏体层和奥氏体层界面结合强度。

[0046] 从表2中可以看出，热压态和时效态的界面结合强度均高于母材的强度，且均断裂于奥氏体一侧。

[0047] 实施例3

[0048] 表3为在真空度为10‑1torr下，按照实施例2试制的棒状层状复合金属材料不同变形量下马氏体层和奥氏体层界面结合强度。

[0049] 从表3中可以看出，由于真空度的降低界面结合强度显著下降。

[0050] 图4和图5分别为变形量为20％条件下热压态和峰时效态拉伸样品的断口形貌，可以发现，在断口位置即界面处由于真空度过低导致在热压过程中在界面位置出现了严重的
氧化现象，从而导致界面强度急剧降低。

[0051] 实施例4

[0052] 图6为通过实施例1的试制工艺获得的双层金属复合材料在热处理前后的磁学性能，从图中可以发现，该复合材料为典型的强磁软磁材料，磁滞损耗极小，矫顽力极小，峰时
效态的饱和磁感应强度要高于热压态，而热压态达到饱和磁感应强度所需的磁场强度要远
低于峰时效态达到饱和所需外加磁场强度。

[0053] 实施例5

[0054] 与实施例1的不同之处在于：本实施例层状金属复合材料的层数为3(图7a)、5(图7b)、9(图7c)、11层(图7d)，采用CM400/316L/.../316L/CM400的排布方式；

[0055] 该多层金属复合材料的制备工艺与参数与实施例1相同；

[0056] 该多层复合材料整体界面结合效果如图7所示。从图7中可以得到界面较为平直，且在界面上没有明显的孔洞、氧化物、微裂纹等缺陷。

[0057] 图8为典型的多层金属复合材料界面附近微观组织，可以看见在奥氏体侧存在一层约10微米厚的极薄层。

[0058] 表4为不同层数多层金属复合材料的冲击性能，可见随着层数的增加冲击性能有明显的提高。

[0059] 对比例1

[0060] 与实施例5的不同之处在于：本实施例的3层(排列方式为CM400/316L/CM400)金属复合材料在冷变形时首次下压量为50％；从图9中可看出，首次下压量过大会导致裂纹从外
层萌生。

[0061] 表1

[0062]

[0063] 表2

[0064]

[0065] 表3

[0066]

[0067] 表4

[0068]层数 3 5 9 11
冲击功(J) 192 201 213 225

[0069] 本发明未尽事宜为公知技术。