CN111235371B - 一种具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板及其制造方法与应用 - Google Patents

一种具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板及其制造方法与应用 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板及其制造方法与应用。其具有(2n+1)层复合结构，其中n为正整数，由奥氏体组织层和铁素体组织层交替排列组成，其中，奥氏体组织层具有的显微组织主要为奥氏体组织，铁素体组织层具有的显微组织主要为铁素体组织，所述弹塑性阻尼钢板的上表层、下表层必须为奥氏体组织层。具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板经组坯、热轧、热轧后退火生产工艺流程或组坯、热轧、酸洗、冷轧、冷轧后退火生产工艺流程制备得到。具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板的屈服强度＜300MPa；在循环拉伸‑压缩加载条件下，当应变振幅、应变比和加载频率分别为1％、‑1.0和0.1～0.2Hz时，应力幅值＜400MPa，并且钢板的室温疲劳寿命＞1500周次。

Description

一种具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板及其制造方法与 应用
技术领域
本发明属于钢材料技术领域，尤其是涉及一种具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板及其制造方法与应用。
背景技术
高烈度地震会对建筑物造成巨大危害。利用放置在建筑物中的弹塑性钢减震阻尼器可以有效地吸收外部震动能量，使建筑物损伤降低到最低程度。弹塑性钢阻尼器是通过钢材在外部往复震动作用下率先进入屈服和随后的弹塑性滞回变形来实现对震动能量的吸收。因此，用于阻尼器的钢材(下称“弹塑性阻尼钢”)需要具有以下属性：较低的屈服强度和加工硬化能力、稳定的滞回特性并且滞回曲线饱满、良好低周疲劳性能。
目前常用的抗震阻尼钢为超低碳、低碳铁素体钢，如LY100、LY225和Q235等。上述钢种虽然具有低屈服强度(通常小于245MPa)和优良的室温延展性(通常大于40％)，但其高应变低周疲劳寿命往往较低。例如，当总应变振幅、应变比和加载频率分别为1％、-1和小于0.1～0.2Hz时，LY225钢的疲劳寿命往往小于1000周次。相应地，上述钢种由循环变形引起的累积塑性应变和累积塑性耗能功效有限。由此可见，传统超低碳铁素体钢或低碳铁素体钢难以满足日益严苛的建筑物抗震防护需求，尤其是在可能会发生高烈度地震的区域。循环变形过程中，由于交滑移的频繁发生和微观上塑性变形不可逆，晶体材料表现出组织稳定性降低和塑性应变局部化，这是造成超低碳铁素体钢或低碳铁素体钢低周疲劳寿命有限的根本原因。随循环累积应变增加，疲劳裂纹会从材料表层的应变不相容处(如晶界、铁素体/渗碳体相界)或驻留滑移带处形核，继而沿晶界或向晶内生长，直至材料发生沿晶或穿晶疲劳破坏。
寻求低周疲劳性能优良的低屈服点抗震阻尼钢是抗震减震领域面临的重要课题。一定成分范围内的Fe-Mn-Si系奥氏体合金具有较低屈服强度、优异低周疲劳性能和焊接性能，潜在被用作弹塑性阻尼钢。例如，Fe-30Mn-4Si-2Al合金(合金元素含量以质量百分数计)，当总应变振幅、应变比和加载频率分别为1％、-1和0.1～0.2Hz时，其低周疲劳寿命往往高达7000周次以上。Fe-Mn-Si系合金具有优异低周疲劳特性的根本原因是循环变形过程中材料内部发生位错平面滑移和可逆ε马氏体相变。但是研究发现Fe-Mn-Si系合金在交变载荷作用下承担塑性耗能的效果并不太好，从而限制其在实际工程中的广泛应用。
基于上述研究发现的技术现状，迫切需要开发出低屈服强度和良好低周疲劳性能的弹塑性阻尼钢材料，并且要求材料具有有限循环加工硬化能力。
发明内容
基于上述现有技术存在的问题，本发明第一方面提供一种具有低屈服强度和良好低周疲劳性能的弹塑性阻尼钢板，第二方面提供上述弹塑性阻尼钢板的制造方法，第三方面提供上述弹塑性阻尼钢板的应用。
本发明的目的可以通过以下技术方案来实现：
本发明第一方面：提供一种具有低屈服强度和良好低周疲劳性能的弹塑性阻尼钢板材料。
本发明提供一种具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板，具有(2n+1)层复合结构，其中n为正整数，由奥氏体组织层和铁素体组织层交替排列组成，其中，奥氏体组织层具有的显微组织主要为奥氏体组织并且奥氏体的体积分数大于90％，具有高强韧性和优良低周疲劳性能，其化学成分的质量百分数为：0.4％≤C≤0.7％，16.0％≤Mn≤26.0％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；铁素体组织层具有的显微组织主要为铁素体组织，具有低强度和良好延展性特征，其化学成分的质量百分数为：C≤0.1％，Mn≤1.0％，Si≤1.0％，Ti≤0.15％，Nb≤0.2％，V≤0.15％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；
所述弹塑性阻尼钢板的上表层、下表层必须为奥氏体组织层。
进一步地，所述奥氏体组织层和铁素体组织层的平均晶粒尺寸均不超过250μm。
进一步地，所述奥氏体组织层的化学成分中C和Mn的质量百分数优选为：0.5％≤C≤0.65％，16.0％≤Mn≤20.0％；
所述铁素体组织层的化学成分中C、Mn和Si的质量百分数优选为：C≤0.01％，Mn≤0.3％，Si≤0.1％。
进一步地，所述层状复合阻尼钢板的奥氏体组织层的厚度总和小于铁素体组织层的厚度总和，并且层状复合阻尼钢板的上表层、下表层的厚度均不小于0.2mm。
进一步的，本发明在上述层状结构基础上特别提供一种三层复合结构的弹塑性阻尼钢板，即：一种低屈服强度和良好低周疲劳性能的弹塑性阻尼钢板，具有三层复合结构，包括上表层、中心层、下表层，并且相邻两层的接合界面处实现完全冶金接合，
所述上表层具有的显微组织主要为奥氏体组织并且奥氏体的体积分数大于90％，其化学成分的质量百分数为：0.4％≤C≤0.7％，16.0％≤Mn≤26.0％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；
所述下表层具有的显微组织主要为奥氏体组织并且奥氏体的体积分数大于90％，其化学成分的质量百分数为：0.4％≤C≤0.7％，16.0％≤Mn≤26.0％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；
所述中心层具有的显微组织主要为铁素体组织，其化学成分的质量百分数为：C≤0.1％，Mn≤1.0％，Si≤1.0％，Ti≤0.15％，Nb≤0.2％，V≤0.15％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
低屈服强度和良好低周疲劳性能的弹塑性阻尼钢板在本发明以下内容中也称之为具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板，或层状复合阻尼钢板，或层状复合弹塑性阻尼钢板。在本申请中，低屈服强度和良好低周疲劳性能的弹塑性阻尼钢板、具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板、层状复合阻尼钢板、层状复合弹塑性阻尼钢板均表示同一意思。
所述层状复合阻尼钢板的上表层材料、下表层材料和中心层材料的平均晶粒尺寸均不超过250μm。
所述层状复合阻尼钢板的上表层、下表层的厚度均不小于0.2mm，所述中心层厚度大于钢板上表层、下表层厚度的总和。
优选地，所述层状复合阻尼钢板的上表层的化学成分中C和Mn的质量百分数为：0.5％≤C≤0.65％，16.0％≤Mn≤20.0％。
优选地，所述层状复合阻尼钢板的下表层的化学成分中C和Mn的质量百分数为：0.5％≤C≤0.65％，16.0％≤Mn≤20.0％。
优选地，所述层状复合阻尼钢板的中心层的化学成分中C、Mn和Si的质量百分数为：C≤0.01％，Mn≤0.3％，Si≤0.1％。
所述层状复合阻尼钢板的屈服强度(或规定非比例延伸强度Rp0.2)＜300MPa；在循环拉伸-压缩加载条件下，当应变振幅、应变比和加载频率分别为1％、-1.0和0.1～0.2Hz时，应力幅值＜400MPa，并且钢板的室温疲劳寿命＞1500周次。
本申请创造过程中研究发现，对于Fe-Mn-Si系合金，尽管合金的起始屈服强度较低，但经过有限次循环变形后，合金通常会明显强化，即合金在循环塑性变形过程中往往表现出较高的加工硬化能力，维持合金进一步循环变形所需要的拉伸或压缩应力幅值会显著高于350～400MPa，即明显高于目前常用的Q345等建筑结构用钢的屈服强度。另外，Fe-Mn-Si系合金的弹性模量要明显低于超低碳铁素体钢或低碳铁素体钢，Fe-Mn-Si系合金的弹性模量一般不高于185GPa，超低碳铁素体钢或低碳铁素体钢的弹性模量通常在200GPa以上。上述两个不利因素影响Fe-Mn-Si系弹塑性阻尼合金在交变载荷作用下承担塑性耗能的效果，从而限制其在实际工程中的广泛应用。所以，基于上述研究，本申请采用层状复合阻尼钢板的结构设计，层状复合阻尼钢板具有良好的室温低周疲劳性能(显著优于超低碳铁素体钢或低碳铁素体钢的室温低周疲劳性能)，可以在频繁、高烈度震动环境下使用。与Fe-Mn-Si系奥氏体合金相比较，本发明层状复合阻尼钢板具有低强度和高弹性模量。
本发明所述层状复合阻尼钢板的宏观层状结构以及各层设计成分与微观组织的作用如下。
所述层状复合弹塑性阻尼钢板的中心层的主要作用是：利用层状复合钢板中心层材料的低强度特性，来降低层状复合钢板整体的屈服强度、降低复合钢板在循环变形过程中拉伸/压缩应力幅值；中心层材料需要具有一定抗低周疲劳性能，避免中心层材料过早出现疲劳裂纹和疲劳破坏。为此，钢板中心层的设计微观组织选定以低碳或超低碳铁素体为主的显微组织；钢板中心层的设计成分质量百分数限定为：C≤0.1％，Mn≤1.0％，Si≤1.0％，Ti≤0.15％，Nb≤0.2％，V≤0.15％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
上述中心层的设计成分中，C、Mn、Si元素起到固溶强化的作用，限定C、Mn、Si元素含量的主要目的是使钢板中心层在循环加载过程中维持低强度和较好的塑性变形能力以及抑制过量渗碳体在铁素体基体中析出。本发明优选C≤0.01％，Mn≤0.3％，Si≤0.1％。Ti、Nb、V元素易与C元素结合，在铁素体基体中形成碳化物，起到降低C元素的固溶强化作用和细化铁素体晶粒的作用，前者(降低C的固溶强化作用)有利于降低中心层的强度，后者(细化铁素体晶粒)有利于提高铁素体基体的疲劳性能。本发明中，控制Ti、Nb、V元素质量百分含量为：Ti≤0.15％，Nb≤0.2％，V≤0.15％；进一步地，Ti、Nb、V元素含量的选取依赖于C元素含量，Ti、Nb、V元素含量随C含量增加而增加。
本发明限定层状复合阻尼钢板中心层的铁素体平均晶粒尺寸不超过250μm，其主要目的是抑制疲劳裂纹沿晶界形核和扩展，延缓中心层材料的疲劳破坏。晶粒粗大促进疲劳裂纹沿晶界形核和扩展，加速中心层材料的疲劳破坏。
所述层状复合弹塑性阻尼钢板的上表层、下表层的主要作用是：利用上表层、下表层材料自身具有高强韧性和优良的低周疲劳性能(优于中心层材料)这一属性以及表层材料对中心层材料的约束作用，使得上表层、下表层可以有效地阻碍/延缓中心层材料发生局部变形以及中心层疲劳裂纹沿层状复合钢板厚度方向扩展，从而提升层状复合阻尼钢板的整体抗疲劳性能。为此，复合钢板上表层、下表层的设计微观组织主要为奥氏体组织(奥氏体体积分数在90％以上)，并且在循环加载过程中奥氏体晶体变形由位错平面滑移机制主导(位错的交滑移机制被抑制)；复合钢板上表层、下表层的设计成分质量百分数限定为：0.4％≤C≤0.7％，16.0％≤Mn≤26.0％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
上述设计成分中，C、Mn元素能增加奥氏体稳定性和促进奥氏体生成，并且两者能有效地调节奥氏体堆垛层错能和马氏体相变点。当C＜0.4％和Mn＜16.0％时，奥氏体堆垛层错能会过低，复合钢板上表层、下表层材料内部会形成α′马氏体和(或)过量热诱发ε马氏体，并且在循环加载过程中材料内部会发生不可逆的α′马氏体相变和(或)ε马氏体相变，因而不利于提升材料的低周疲劳寿命。当C＞0.7％和Mn＞26.0％时，奥氏体堆垛层错能会过高，复合钢板上表层、下表层材料在循环加载过程中会发生位错交滑移和孪生变形机制而位错(以及不全位错)的平面滑移机制受到抑制；另外，随着C和Mn元素含量的进一步增加，奥氏体内形成C-Mn原子对的微观偏聚和短程有序分布的几率也相应增加，这会促进塑性变形局部化和循环加工软化。上述两个不利因素均会使钢板上表层、下表层材料的低周疲劳性能衰减。因此，本发明控制C和Mn含量分别为0.4％≤C≤0.7％和16.0％≤Mn≤26.0％，以调控奥氏体堆垛层错能居于适中水平，确保复合钢板上表层、下表层材料在循环加载过程中奥氏体晶体变形由位错(以及不全位错)平面滑移机制主导，从而使得上表层、下表层材料具有优良的低周疲劳性能和层状复合钢板整体具有良好的低周疲劳性能。本发明优选层状复合阻尼钢板上表层、下表层的化学成分中C和Mn的质量百分数为：0.5％≤C≤0.65％、16.0％≤Mn≤20.0％。
本发明中，在不改变弹塑性阻尼钢板上表层、下表层的微观组织(奥氏体体积分数在90％以上)和变形机制(循环加载过程中奥氏体晶体变形由位错平面滑移机制主导)的前提下，其成分还可以包含少量的Si、Cr、Ni、Cu、Al元素，上述元素含量的质量百分数均不超过2.0％。
本发明层状复合弹塑性阻尼钢板的上表层、下表层和中心层材料所含P、S、N元素的含量做如下规定。
P：P会增加钢的冷脆性，降低钢的塑性，使焊接性能变坏。因此，限定钢中P含量≤0.02％。
S：S使钢产生热脆性，降低钢的延展性和韧性，使焊接性能变坏。因此，限定S含量≤0.03％。
N：N会降低钢的塑性、韧性。因此，限定N含量≤0.03％。
本发明限定层状复合阻尼钢板上表层、下表层材料的奥氏体平均晶粒尺寸不超过250μm，其主要目的是抑制疲劳裂纹沿晶界形核和扩展，延缓上表层、下表层材料的疲劳破坏。晶粒粗大促进疲劳裂纹沿晶界形核和扩展，加速复合钢板上表层、下表层材料的疲劳破坏。
本发明层状复合弹塑性阻尼钢板通过组坯和热轧(以及冷轧)变形制备而成。与层状复合钢板上表层、下表层和中心层材料化学成分的选取密切相关，在层状复合钢板的上表层和中心层之间的界面处以及界面两侧、中心层和下表层之间的界面处和界面两侧均会形成细晶区，这是本发明层状复合弹塑性阻尼钢板的一个重要特征。细晶区的存在主要起到以下作用：增加层状复合钢板界面处接合强度；更为有效地阻止/抑制中心层疲劳裂纹沿层状复合钢板厚度方向分别向复合钢板上表层、下表层扩展，从而增加复合钢板整体抗低周疲劳性能。
本发明层状复合阻尼钢板的上表层、下表层的厚度均不小于0.2mm，并且复合钢板中心层厚度大于钢板上表层、下表层厚度的总和。当上表层、下表层的厚度小于0.2mm时，表层无法有效地抑制中心层疲劳裂纹沿层状复合钢板厚度方向向复合钢板表层扩展，从而无法有效地提升复合钢板整体的抗低周疲劳性能。钢板中心层厚度大于钢板上表层、下表层厚度的总和，其主要目的是：有效降低层状复合钢板的屈服强度和复合钢板在循环变形过程中拉伸/压缩应力幅值。
本发明层状复合阻尼钢板的整体强度介于表层材料强度和中心层材料强度之间，但复合钢板的整体低周疲劳性能显著优于中心层材料的低周疲劳性能。另外，由于表层材料的强度通常不低于中心层材料的强度，所以层状复合钢板的整体强度及其在循环变形过程中的应力幅值可以通过调节表层材料和中心层材料的厚度来实现。
本发明中，层状复合阻尼钢板上表层、中心层和下表层的基体组织依次为奥氏体组织、铁素体组织和奥氏体组织。如果将表层材料和中心层材料的基体设计组织相交换，即复合钢板上表层、中心层和下表层的基体组织依次为铁素体组织、奥氏体组织和铁素体组织(相应地，表层和中心层材料的设计成分也要互换)，则层状复合阻尼钢板的抗低周疲劳性能会显著降低(接近于铁素体层材料的抗低周疲劳性能)。因此，本发明需要严格控制复合钢板的各层堆垛次序。
再有，本发明层状复合阻尼钢板的弹性模量介于表层材料的弹性模量和中心层材料的弹性模量之间，但要显著高于Fe-Mn-Si系合金。因此，本发明层状复合材料具有较高的弹性模量。
本发明第二方面：提供上述层状复合弹塑性阻尼钢板的制造方法。
第一种所述层状复合弹塑性阻尼钢板的制备方法，包括如下步骤：
1)组坯
将用于制备层状复合钢板奥氏体组织层的板坯和制备铁素体组织层的板坯交替排列组合形成复合坯，且用于制备所述弹塑性阻尼钢板上、下表层的板坯必须为制备奥氏体组织层的板坯。
本发明以三层结构为例说明三层结构复合钢板的组坯方法，三层结构复合钢板可以按以下两种组坯方式之一对用于制备层状复合弹塑性阻尼钢板的板坯进行组坯。
组坯方式一：将用于制备层状复合钢板上表层的板坯、用于制备层状复合钢板中心层的板坯和用于制备层状复合钢板下表层的板坯，依次整齐堆垛形成一个相邻板坯之间紧密贴合的三层结构，在相邻板坯贴合面的四周用焊接的方式将堆垛的三层结构连接起来，并除去相邻板坯之间的残留空气，形成复合坯。
组坯方式二：将用于制备层状复合钢板上表层的板坯、用于制备层状复合钢板中心层的板坯和用于制备层状复合钢板下表层的板坯，采用常规爆炸焊合的方法将上表层板坯和中心层板坯、中心层板坯和下表层板坯依次焊合，形成一个层与层之间完全冶金连接的复合坯。爆炸焊合是利用炸药爆轰时产生的冲击波高压驱动表层板坯和中心层板坯在接合面处发生高速碰撞进而实现两者固态冶金接合。
在上述两种组坯方式中，各板坯在焊接或爆炸焊合前均通过酸洗或机械打磨的方法清理干净板坯表面氧化皮。
用于制备层状复合阻尼钢板上表层、下表层的板坯的化学成分的质量百分数为：0.4％≤C≤0.7％，16.0％≤Mn≤26.0％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。用于制备层状复合钢板上表层、下表层的板坯的化学成分可以相同，也可以不同。用于制备层状复合阻尼钢板中心层的板坯的化学成分的质量百分数为：C≤0.1％，Mn≤1.0％，Si≤1.0％，Ti≤0.15％，Nb≤0.2％，V≤0.15％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
用于制备层状复合钢板上表层、下表层和中心层的板坯的厚度选择取决于目标层状复合钢板的各层厚度、各层板坯的塑性变形特性、复合坯的轧制变形量。
2)热轧
采用1000～1250℃加热复合坯，保温时间为0.5～3h，热轧复合坯成热轧层状复合钢板，热轧变形量≥70％，终轧温度≥800℃。
3)热轧后退火
将热轧层状复合钢板加热至均热温度600～1100℃，均热时间为0.5～10h；退火完毕将钢板冷却至室温。
本发明第一种所述层状复合弹塑性阻尼钢板的制备方法设计理由如下：
(1)热轧工艺
加热温度为1000～1250℃。加热温度超过1250℃时，会造成复合坯过烧，复合坯内晶粒组织粗大从而使其热加工性能降低；加热温度低于1000℃时，复合坯经高压水除鳞和初轧后，精轧温度过低而造成板料的变形抗力过大，并且在轧制过程中复合板坯四周的焊缝容易裂开而影响层间接合，从而难以制造出既无缺陷又具有规定厚度的热轧层状复合钢板。
本发明热轧变形前复合坯的保温时间为0.5～3h，保温时间超过3h，会造成复合坯内晶粒组织粗大；保温时间低于0.5h，复合坯内部温度尚未均匀。
本发明需要控制热轧变形量不小于70％，以促进相邻板坯之间的原子扩散、确保相邻板坯之间形成完全冶金接合、增加界面接合强度、改善各层板坯自身的组织和力学性能、合理降低复合钢板总成本中组坯的成本占比。需要控制终轧温度在800℃以上完成对复合坯的热轧，终轧温度过低会造成板坯变形抗力过高，从而难以制造出所需厚度规格并且无缺陷的热轧层状复合钢板。
(2)热轧后退火工艺
对热轧层状复合钢板进行退火热处理。本发明中，退火均热温度为600～1100℃，均热时间为0.5～10h。此工艺的目的是消除热轧变形组织、实现对复合钢板的微观组织结构调控以获取目标微观组织结构。本发明的退火工艺条件与复合钢板材料成分密切相关。当均热温度低于600℃时，热轧变形组织不能充分消除，影响最终层状复合钢板的疲劳性能；当均热温度高于1100℃时，复合钢板基体内晶粒过分粗大，同样会损害层状复合钢板室温低周疲劳寿命。因此，本发明控制热轧后退火的均热温度为600～1100℃。退火工艺中，均热保温时间可以通过适当改变均热温度来调节，保温时间过长会影响生产效率，因此，本发明控制均热时间不超过10h。
第二种所述层状复合弹塑性阻尼钢板的制备方法，包括如下步骤：
1)组坯
将用于制备层状复合钢板奥氏体组织层的板坯和制备铁素体组织层的板坯交替排列组合形成复合坯，且用于制备所述弹塑性阻尼钢板上、下表层的板坯必须为制备奥氏体组织层的板坯。
本发明以三层结构为例说明三层结构复合钢板的组坯方法，三层结构复合钢板可以按以下两种组坯方式之一对用于制备层状复合弹塑性阻尼钢板的板坯进行组坯。
组坯方式一：将用于制备层状复合钢板上表层的板坯、用于制备层状复合钢板中心层的板坯和用于制备层状复合钢板下表层的板坯，依次整齐堆垛形成一个相邻板坯之间紧密贴合的三层结构，在相邻板坯贴合面的四周用焊接的方式将堆垛的三层结构连接起来，并除去相邻板坯之间的残留空气，即形成复合坯。
组坯方式二：将用于制备层状复合钢板上表层的板坯、用于制备层状复合钢板中心层的板坯和用于制备层状复合钢板下表层的板坯，采用常规爆炸焊合的方法将表面清理后的上表层板坯和中心层板坯、中心层板坯和下表层板坯依次焊合，形成一个层与层之间完全冶金连接的复合坯。爆炸焊合是利用炸药爆轰时产生的冲击波高压驱动表层板坯和中心层板坯在接合面处发生高速碰撞进而实现两者固态冶金接合。
在上述两种组坯方式中，各板坯在焊接或爆炸焊合前均通过酸洗或机械打磨的方法清理干净板坯表面氧化皮。
用于制备层状复合阻尼钢板上表层、下表层的板坯的化学成分的质量百分数为：0.4％≤C≤0.7％，16.0％≤Mn≤26.0％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。用于制备层状复合钢板上表层、下表层的板坯的化学成分可以相同，也可以不同。用于制备层状复合阻尼钢板中心层的板坯的化学成分的质量百分数为：C≤0.1％，Mn≤1.0％，Si≤1.0％，Ti≤0.15％，Nb≤0.2％，V≤0.15％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
用于制备层状复合钢板上表层、下表层和中心层的板坯的厚度选择取决于目标层状复合钢板的各层厚度、各层板坯的塑性变形特性、复合坯的轧制变形量。
2)热轧
采用1000～1250℃加热复合坯，保温时间为0.5～3h，热轧复合坯成热轧层状复合钢板，热轧变形量≥70％，终轧温度≥800℃。
3)酸洗
4)冷轧
对酸洗后的热轧层状复合钢板进行冷轧，冷轧变形量≤60％，得到冷轧层状复合钢板；
5)冷轧后退火
将冷轧层状复合钢板加热至均热温度700～1100℃，均热时间为0.5～10h；退火完毕将钢板冷却至室温。
本发明第二种所述层状复合弹塑性阻尼钢板的制备方法设计理由如下：
(1)热轧工艺
加热温度为1000～1250℃。加热温度超过1250℃时，会造成复合坯过烧，复合坯内晶粒组织粗大从而使其热加工性能降低；加热温度低于1000℃时，复合坯经高压水除鳞和初轧后，精轧温度过低而造成板料的变形抗力过大，并且在轧制过程中复合板坯四周的焊缝容易裂开而影响层间接合，从而难以制造出既无缺陷又具有规定厚度的热轧层状复合钢板。
本发明热轧变形前复合坯的保温时间为0.5～3h，保温时间超过3h，会造成复合坯内晶粒组织粗大；保温时间低于0.5h，复合坯内部温度尚未均匀。
本发明需要控制热轧变形量不小于70％，以促进相邻板坯之间的原子扩散、确保相邻板坯之间形成完全冶金接合、增加界面接合强度、改善各层板坯自身的组织和力学性能、合理降低复合钢板总成本中组坯的成本占比。需要控制终轧温度在800℃以上完成对复合坯的热轧，终轧温度过低会造成板坯变形抗力过高，从而难以制造出所需厚度规格并且无缺陷的热轧层状复合钢板。
(2)冷轧工艺
对热轧酸洗后的层状复合钢板进行冷轧变形至规定厚度，冷轧变形量不超过60％。冷轧变形量超过60％会使钢板材料变形抗力很高，增加制造难度，并且复合钢板边裂的可能性增大、生产效率降低。
(3)冷轧后退火工艺
对冷轧层状复合钢板进行退火热处理。本发明中，均热温度为700～1100℃，均热时间为0.5～10h。此工艺的目的是消除复杂的冷轧变形组织和晶体缺陷，形成再结晶组织。本发明的退火工艺条件与复合钢板材料成分密切相关。当退火均热温度低于700℃时，冷轧变形组织不能充分消除，复合钢板中存在大量位错缠结，从而影响退火后层状复合钢板的疲劳性能。当均热温度高于1100℃时，材料基体内组织过分粗化，同样会降低退火后层状复合钢板的室温低周疲劳寿命。因此，本发明控制均热温度为700～1100℃。退火工艺中，均热时间可以通过适当改变均热温度来调节，保温时间过长影响生产效率，因此，本发明控制均热时间不超过10h。
本发明采用上述成分设计、轧制工艺、退火工艺和微观组织结构设计，所制备层状复合钢板的上表层、下表层显微组织主要为奥氏体组织，在循环加载过程中奥氏体晶体变形由位错(以及不全位错)平面滑移机制主导，使得上表层、下表层材料具有优良的低周疲劳性能，并起到阻碍/延缓中心层材料发生局部变形以及中心层疲劳裂纹沿复合钢板厚度方向向钢板表层扩展的作用，从而使得层状复合钢板整体表现出良好的抗低周疲劳性能。所制备层状复合钢板的中心层显微组织主要为低碳、超低碳铁素体组织，中心层材料的低强度确保层状复合材料整体具有低强度。另外，接合界面处及其两侧存在细晶区，能增加层状复合钢板界面处接合强度以及更为有效地抑制中心层疲劳裂纹沿层状复合钢板厚度方向分别向钢板上表层、下表层扩展。因此，层状复合钢板具有低强度和良好低周疲劳性能，其强度介于表层材料强度和中心层材料强度之间，其低周疲劳性能则显著优于中心层材料的低周疲劳性能。在进行合理的成分和微观组织设计以及严格控制轧制和退火工艺的条件下，层状复合弹塑性阻尼钢板的力学性能为：屈服强度(或规定非比例延伸强度Rp0.2)＜300MPa；在循环拉伸-压缩加载条件下，当应变振幅、应变比和加载频率分别为1％、-1.0和0.1～0.2Hz时，应力幅值＜400MPa并且钢板的室温疲劳寿命＞1500周次。
本发明第三方面：提供上述层状复合弹塑性阻尼钢板的应用。
所述层状复合弹塑性阻尼钢板用于制造放置于建筑物中的钢质阻尼器，以提高建筑物的抗震性能。
与现有技术相比，本发明的有益效果如下：
1、同传统的弹塑性阻尼钢(如低屈服点铁素体钢)相比较，本发明层状复合阻尼钢板具有显著提高的室温低周疲劳性能，可以在频繁、高烈度震动环境下使用。与Fe-Mn-Si系奥氏体合金相比较，本发明层状复合阻尼钢板具有低强度和高弹性模量。
2、同其它的阻尼合金(如锰铜合金、镍钛合金、Fe-Mn-Si系奥氏体合金)相比较，本发明的层状复合弹塑性阻尼钢板具有低成本的优势。
3、本发明的层状复合弹塑性阻尼钢板不仅具有优良的力学性能，它还具有优良的焊接性能。
4、本发明涉及的制造工艺可以在现有钢板/复合钢板生产线上完成而无需做较大调整。因此，本发明具有很好的推广应用前景。
附图说明
图1为层状复合弹塑性阻尼钢板的示意图。
图2为实施例1中所述三层复合弹塑性阻尼钢板结合界面处靠近中心层一侧的显微组织分布图。接合界面处附近形成明显的细晶区。
图3为实施例1中所述三层复合弹塑性阻尼钢板结合界面处靠近上表层或下表层一侧的显微组织分布图。接合界面处附近形成明显的细晶区。
图4为实施例1中所述三层复合弹塑性阻尼钢板在循环拉伸-压缩载荷作用下中心层疲劳裂纹的形成和扩展。复合钢板的表层对中心层疲劳裂纹的扩展表现出约束作用。
图5为实施例1中所述三层复合弹塑性阻尼钢板在循环拉伸-压缩载荷作用下中心层疲劳裂纹沿复合钢板厚度方向向上表层、下表层扩展进而引起复合钢板整体疲劳破坏。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明进行详细说明。
实施例1
一种三层复合弹塑性阻尼钢板。层状复合钢板的上表层、下表层厚度均为3mm；上表层、下表层材料的化学成分相同，化学成分的质量百分数为：18.6％Mn、0.56％C、0.012％P、0.01％S、0.01％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素；上表层、下表层材料的显微组织为奥氏体组织。层状复合钢板的中心层厚度为20mm；中心层材料化学成分的质量百分数为：0.0025％C、0.2％Mn、0.01％Si，0.04％Ti、0.01％P、0.008％S、0.01％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素；中心层材料的显微组织由铁素体和分布在铁素体基体中的微量碳化物组成。
上述层状复合弹塑性阻尼钢板的制备方法包括如下步骤：
1)组坯
将用于制备层状复合钢板上表层的14.5mm厚板坯、用于制备层状复合钢板中心层的100mm厚板坯和用于制备层状复合钢板下表层的14.5mm厚板坯，通过机械打磨的方法清理干净板坯表面氧化皮，然后依次整齐堆垛形成一个相邻板坯之间紧密贴合的三层结构。在相邻板坯贴合面的四周用焊接的方式将堆垛的三层结构连接起来，并除去相邻板坯之间的残留空气，形成复合坯。
用于制备层状复合钢板上表层、下表层的板坯的化学成分的质量百分数为：18.6％Mn、0.56％C、0.012％P、0.01％S、0.01％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素。用于制备层状复合钢板中心层的板坯的化学成分的质量百分数为：0.0025％C、0.2％Mn、0.01％Si，0.04％Ti、0.01％P、0.008％S、0.01％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素。
2)热轧
采用1200℃加热复合坯，保温时间为1h，热轧所述复合坯成热轧层状复合钢板，热轧变形量近80％，终轧温度为840℃。
3)热轧后退火
将热轧层状复合钢板加热至均热温度750℃，均热时间为0.5h；退火完毕将钢板冷却至室温。
图1所示为经上述工艺制备获得的三层复合弹塑性阻尼钢板的示意图。
图2所示为上述三层复合弹塑性阻尼钢板结合界面处靠近中心层一侧的显微组织分布图。接合界面处附近形成明显的细晶区。接合界面处呈现完全冶金接合。
图3所示为上述三层复合弹塑性阻尼钢板结合界面处靠近上表层或下表层一侧的显微组织分布图。接合界面处附近形成明显的细晶区。接合界面处呈现完全冶金接合。
图4所示为上述三层复合弹塑性阻尼钢板在循环拉伸-压缩载荷作用下中心层疲劳裂纹的形成和扩展情况。此时，上表层、下表层无疲劳裂纹形成。复合钢板的表层对中心层疲劳裂纹的扩展表现出约束作用。
图5所示为上述三层复合弹塑性阻尼钢板在进一步循环拉伸-压缩载荷作用下中心层疲劳裂纹沿复合钢板厚度方向向上表层、下表层扩展进而引起复合钢板整体破坏。
上述三层复合弹塑性阻尼钢板上表层、下表层内平均奥氏体晶粒尺寸为65μm，中心层内平均铁素体晶粒尺寸为180μm。
上述三层复合弹塑性阻尼钢板的屈服强度为212MPa。在循环拉伸-压缩加载条件下，当应变振幅、应变比和加载频率分别为1％、-1.0和0.1Hz时，应力幅值为310MPa，并且钢板的室温疲劳寿命为1880周次。
按同样的工艺对中心层材料进行热轧和再结晶退火处理。然后，对中心层材料进行低周疲劳测试，当应变振幅、应变比和加载频率分别为1％、-1.0和0.1Hz时，中心层材料的室温疲劳寿命为782周次，远低于层状复合钢板的室温低周疲劳寿命(1880周次)。
实施例2
对实施例1中所述热轧三层复合钢板(26mm厚)酸洗后，进行冷轧变形至13.5mm厚，冷轧变形量为48％。此时，上表层、中心层和下表层的厚度依次是1.8mm、9.9mm、1.8mm。对上述冷轧复合钢板在750℃下实施再结晶退火，退火均热时间30min。再结晶退火后，上述三层复合弹塑性阻尼钢板的屈服强度为246MPa。在循环拉伸-压缩加载条件下，当应变振幅、应变比和加载频率分别为1％、-1.0和0.1Hz时，应力幅值为348MPa，并且钢板的室温疲劳寿命为2108周次。
实施例3
一种三层复合弹塑性阻尼钢板。层状复合钢板的上表层、下表层厚度均为1.2mm；上表层、下表层材料的化学成分相同，化学成分的质量百分数为：20.4％Mn、0.61％C、0.01％P、0.01％S、0.009％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素；上表层、下表层材料的显微结构为奥氏体组织。层状复合钢板的中心层厚度为14mm；中心层材料化学成分的质量百分数为：0.0054％C、0.26％Mn、0.094％Nb、0.012％P、0.01％S、0.01％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素；中心层材料的显微组织由铁素体和分布在铁素体基体中的少量碳化物组成。
上述层状复合弹塑性阻尼钢板的制备方法包括如下步骤：
1)组坯
将用于制备层状复合钢板上表层的8mm厚板坯、用于制备层状复合钢板中心层的95mm厚板坯和用于制备层状复合钢板下表层的8mm厚板坯，通过酸洗的方法清理干净板坯表面氧化皮，然后采用常规爆炸焊合的方法将表面清理后的上表层板坯和中心层板坯、中心层板坯和下表层板坯依次焊合，形成一个层与层之间完全冶金连接的复合坯。
用于制备层状复合钢板上表层、下表层的板坯的化学成分的质量百分数为：20.4％Mn、0.61％C、0.01％P、0.01％S、0.009％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素。用于制备层状复合钢板中心层的板坯的化学成分的质量百分数为：0.0054％C、0.26％Mn、0.094％Nb、0.012％P、0.01％S、0.01％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素。
2)热轧
采用1200℃加热复合坯，保温时间为1h，热轧所述复合坯成热轧层状复合钢板，热轧变形量近85％，终轧温度＞800℃。
3)热轧后退火
将热轧层状复合钢板加热至均热温度810℃，均热时间为0.5h；退火完毕将钢板冷却至室温。
经过热轧变形和退火后，上述三层复合弹塑性阻尼钢板的屈服强度为258MPa。在循环拉伸-压缩加载条件下，当应变振幅、应变比和加载频率分别为1％、-1.0和0.1Hz时，应力幅值为357MPa，并且钢板的室温疲劳寿命为2287周次。
按同样的工艺对中心层材料进行热轧和再结晶退火处理。然后，对中心层材料进行低周疲劳测试，当应变振幅、应变比和加载频率分别为1％、-1.0和0.1Hz时，中心层材料的室温疲劳寿命为1232周次，远低于层状复合钢板的室温低周疲劳寿命(2287周次)。
实施例4
一种三层复合弹塑性阻尼钢板。层状复合钢板的上表层、下表层厚度均为3.1mm；上表层、下表层材料的化学成分相同，化学成分的质量百分数为：25.1％Mn、0.45％C、0.01％P、0.01％S、0.01％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素；上表层、下表层材料的显微组织为奥氏体组织。层状复合钢板的中心层厚度为18.5mm；中心层材料化学成分的质量百分数为：0.082％C、0.6％Mn、0.01％P、0.01％S、0.01％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素；中心层材料的显微组织由铁素体和分布在铁素体基体中的微量碳化物组成。
上述层状复合弹塑性阻尼钢板的制备方法包括如下步骤：
1)组坯
将用于制备层状复合钢板上表层的15mm厚板坯、用于制备层状复合钢板中心层的100mm厚板坯和用于制备层状复合钢板下表层的15mm厚板坯，通过机械打磨的方法清理干净板坯表面氧化皮，然后依次整齐堆垛形成一个相邻板坯之间紧密贴合的三层结构。在相邻板坯贴合面的四周用焊接的方式将堆垛的三层结构连接起来，并除去相邻板坯之间的残留空气，形成复合坯。
用于制备层状复合钢板上表层、下表层的板坯的化学成分的质量百分数为：25.1％Mn、0.45％C、0.01％P、0.01％S、0.01％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素。用于制备层状复合钢板中心层的板坯的化学成分的质量百分数为：0.082％C、0.6％Mn、0.01％P、0.01％S、0.01％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素。
2)热轧
采用1200℃加热复合坯，保温时间为1h，热轧所述复合坯成热轧层状复合钢板，热轧变形量为81％，终轧温度为850℃。
3)热轧后退火
将热轧层状复合钢板加热至均热温度750℃，均热时间为0.5h；退火完毕将钢板冷却至室温。
上述三层复合弹塑性阻尼钢板的屈服强度为228MPa。在循环拉伸-压缩加载条件下，当应变振幅、应变比和加载频率分别为1％、-1.0和0.1Hz时，应力幅值为357MPa，并且钢板的室温疲劳寿命为1621周次。
按同样的工艺对中心层材料进行热轧和再结晶退火处理。然后，对中心层材料进行低周疲劳测试，当应变振幅、应变比和加载频率分别为1％、-1.0和0.1Hz时，中心层材料的室温疲劳寿命为816周次，远低于层状复合钢板的室温低周疲劳寿命(1621周次)。
实施例5
一种三层复合弹塑性阻尼钢板。层状复合钢板的上表层、下表层厚度均为3.2mm；上表层、下表层材料的化学成分相同，化学成分的质量百分数为：16.9％Mn、0.63％C、0.01％P、0.011％S、0.013％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素；上表层、下表层材料的显微组织为奥氏体组织。层状复合钢板的中心层厚度为15.6mm；中心层材料化学成分的质量百分数为：0.032％C、0.5％Mn、0.7％Si、0.06％Ti、0.089％Nb、0.009％P、0.01％S、0.006％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素；中心层材料的显微组织由铁素体和分布在铁素体基体中的微量碳化物组成。
上述层状复合弹塑性阻尼钢板的制备方法包括如下步骤：
1)组坯
将用于制备层状复合钢板上表层的15mm厚板坯、用于制备层状复合钢板中心层的90mm厚板坯和用于制备层状复合钢板下表层的15mm厚板坯，通过机械打磨的方法清理干净板坯表面氧化皮，然后依次整齐堆垛形成一个相邻板坯之间紧密贴合的三层结构。在相邻板坯贴合面的四周用焊接的方式将堆垛的三层结构连接起来，并除去相邻板坯之间的残留空气，形成复合坯。
用于制备层状复合钢板上表层、下表层的板坯的化学成分的质量百分数为：16.9％Mn、0.63％C、0.01％P、0.011％S、0.013％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素。用于制备层状复合钢板中心层的板坯的化学成分的质量百分数为：0.032％C、0.5％Mn、0.7％Si、0.06％Ti、0.089％Nb、0.009％P、0.01％S、0.006％N、其余为Fe和不可避免的杂质元素。
2)热轧
采用1200℃加热复合坯，保温时间为1h，热轧所述复合坯成热轧层状复合钢板，热轧变形量近81.6％，终轧温度为850℃。
3)热轧后退火
将热轧层状复合钢板加热至均热温度800℃，均热时间为0.5h；退火完毕将钢板冷却至室温。
上述三层复合弹塑性阻尼钢板的屈服强度为249MPa。在循环拉伸-压缩加载条件下，当应变振幅、应变比和加载频率分别为1％、-1.0和0.1Hz时，应力幅值为375MPa，并且钢板的室温疲劳寿命为1930周次。
需要指出的是，以上实施例都是提供的三层复合弹塑性阻尼钢板的结构，按照同样的方法还可制备出(2n+1)层复合阻尼钢板，其中n＝2、3、4……。多层(即五层以上)复合阻尼钢板的成分与宏观、微观结构设计如下：
(1)所述多层复合阻尼钢板由奥氏体组织层和铁素体组织层交替排列组成，其中，奥氏体组织层具有高强韧性和优良低周疲劳性能，其显微组织主要为奥氏体组织并且奥氏体的体积分数大于90％，其化学成分的质量百分数为：0.4％≤C≤0.7％，16.0％≤Mn≤26.0％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；铁素体组织层具有低强度和良好延展性特征，其显微组织主要为铁素体组织，其化学成分的质量百分数为：C≤0.1％，Mn≤1.0％，Si≤1.0％，Ti≤0.15％，Nb≤0.2％，V≤0.15％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
(2)所述多层复合阻尼钢板的上、下表层必须为奥氏体组织层。
(3)所述多层复合阻尼钢板的奥氏体组织层的厚度总和小于铁素体组织层的厚度总和，并且多层复合阻尼钢板的上表层、下表层的厚度均不小于0.2mm。
(4)通过调节各组元层的厚度可以实现对多层复合阻尼钢板的整体强度及循环变形应力幅值的调控。
上述对实施例的描述是为了便于该技术领域的普通技术人员能理解和使用发明。熟悉本领域技术的人员显然可以容易地对这些实施例做出各种修改，并把在此说明的一般原理应用到其他实施例中而不必经过创造性的劳动。因此，本发明不限于上述实施例，本领域技术人员根据本发明的揭示，不脱离本发明范畴所做出的改进和修改都应该在本发明的保护范围之内。

Claims (9)

1.一种具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板，其特征在于，具有(2n+1)层复合结构，其中n为正整数，由奥氏体组织层和铁素体组织层交替排列组成，相邻两层的接合界面处实现完全冶金接合，其中，奥氏体组织层具有的显微组织主要为奥氏体组织并且奥氏体的体积分数大于90％，其化学成分的质量百分数为：0.4％≤C≤0.7％，16.0％≤Mn≤26.0％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；铁素体组织层具有的显微组织主要为铁素体组织，其化学成分的质量百分数为：C≤0.1％，Mn≤1.0％，Si≤1.0％，Ti≤0.15％，Nb≤0.2％，V≤0.15％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；
所述弹塑性阻尼钢板的上表层、下表层必须为奥氏体组织层；
所述奥氏体组织层和铁素体组织层的平均晶粒尺寸均不超过250μm；
所述弹塑性阻尼钢板的奥氏体组织层的厚度总和小于铁素体组织层的厚度总和，并且弹塑性阻尼钢板的上表层、下表层的厚度均不小于0.2mm。
2.根据权利要求1所述一种具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板，其特征在于，具有三层复合结构，包括上表层、中心层、下表层，并且相邻两层的接合界面处实现完全冶金接合，
所述上表层为奥氏体组织层，具有的显微组织主要为奥氏体组织并且奥氏体的体积分数大于90％，其化学成分的质量百分数为：0.4％≤C≤0.7％，16.0％≤Mn≤26.0％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；
所述下表层为奥氏体组织层，具有的显微组织主要为奥氏体组织并且奥氏体的体积分数大于90％，其化学成分的质量百分数为：0.4％≤C≤0.7％，16.0％≤Mn≤26.0％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；
所述中心层为铁素体组织层，具有的显微组织主要为铁素体组织，其化学成分的质量百分数为：C≤0.1％，Mn≤1.0％，Si≤1.0％，Ti≤0.15％，Nb≤0.2％，V≤0.15％，P≤0.02％，S≤0.03％，N≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
3.根据权利要求1或2所述具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板，其特征在于，所述奥氏体组织层的化学成分中C和Mn的质量百分数为：0.5％≤C≤0.65％，16.0％≤Mn≤20.0％；
所述铁素体组织层的化学成分中C、Mn和Si的质量百分数为：C≤0.01％，Mn≤0.3％，Si≤0.1％。
4.根据权利要求1或2所述具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板，其特征在于，所述弹塑性阻尼钢板的屈服强度＜300MPa；在循环拉伸-压缩加载条件下，当应变振幅、应变比和加载频率分别为1％、-1.0和0.1～0.2Hz时，应力幅值＜400MPa，并且弹塑性阻尼钢板的室温疲劳寿命＞1500周次。
5.根据权利要求3所述具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板，其特征在于，所述弹塑性阻尼钢板的屈服强度＜300MPa；在循环拉伸-压缩加载条件下，当应变振幅、应变比和加载频率分别为1％、-1.0和0.1～0.2Hz时，应力幅值＜400MPa，并且弹塑性阻尼钢板的室温疲劳寿命＞1500周次。
6.根据权利要求1-5中任一项所述具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：
1)组坯
将用于制备弹塑性阻尼钢板奥氏体组织层的板坯和用于制备铁素体组织层的板坯交替排列组合形成复合坯，且用于制备所述弹塑性阻尼钢板上、下表层的板坯必须为制备奥氏体组织层的板坯；
2)热轧
采用1000～1250℃加热复合坯，保温时间为0.5～3h，热轧复合坯成热轧层状复合钢板，热轧变形量≥70％，终轧温度≥800℃；
3)热轧后退火
将热轧层状复合钢板加热至均热温度600～1100℃，均热时间为0.5～10h；退火完毕将钢板冷却至室温。
7.根据权利要求1-5中任一项所述具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：
1)组坯
将用于制备弹塑性阻尼钢板奥氏体组织层的板坯和用于制备铁素体组织层的板坯交替排列组合形成复合坯，且用于制备所述弹塑性阻尼钢板上、下表层的板坯必须为制备奥氏体组织层的板坯；
2)热轧
采用1000～1250℃加热复合坯，保温时间为0.5～3h，热轧复合坯成热轧层状复合钢板，热轧变形量≥70％，终轧温度≥800℃；
3)酸洗
4)冷轧
对酸洗后的热轧层状复合钢板进行冷轧，冷轧变形量≤60％，得到冷轧层状复合钢板；
5)冷轧后退火
将冷轧层状复合钢板加热至均热温度700～1100℃，均热时间为0.5～10h；退火完毕将钢板冷却至室温。
8.根据权利要求6或7所述具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板的制造方法，其特征在于，按以下两种组坯方式之一对用于制备层状复合弹塑性阻尼钢板的板坯进行组坯：
组坯方式一：将用于制备弹塑性阻尼钢板奥氏体组织层的板坯和制备铁素体组织层的板坯交替排列组合，堆垛形成一个相邻板坯之间紧密贴合的多层结构，在相邻板坯贴合面的四周用焊接的方式将堆垛的多层结构连接起来，并除去相邻板坯之间的残留空气，形成复合坯；
组坯方式二：将用于制备弹塑性阻尼钢板奥氏体组织层的板坯和制备铁素体组织层的板坯交替排列组合，采用爆炸焊合的方法将相邻的制备奥氏体组织层的板坯和制备铁素体组织层的板坯依次焊合，形成一个层与层之间完全冶金连接的复合坯；
所述组坯方式中，各板坯在焊接或爆炸焊合前均通过酸洗或机械打磨的方法清理干净板坯表面氧化皮。
9.权利要求1-5中任一项所述具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板的应用，其特征在于，所述具有层状复合结构的弹塑性阻尼钢板用于制造钢质阻尼器。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113829697B (zh) * 2020-06-24 2022-12-16 宝山钢铁股份有限公司 一种多层复合冷轧钢板及其制造方法
CN114277951B (zh) * 2021-12-27 2023-06-20 上海材料研究所有限公司 部分可熔断双阶耗能的芯部耗能结构及轴向钢阻尼器
CN114351884B (zh) * 2021-12-27 2023-06-20 上海材料研究所有限公司 一种芯部耗能结构以及轴向钢阻尼器
CN115352145B (zh) * 2022-06-27 2023-08-01 浙江蜂鸟新材料有限公司 一种阀片用复合钢及其制造方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0649594A (ja) * 1992-07-30 1994-02-22 Nippon Steel Corp 減衰性能の優れた鋼板
JPH06279940A (ja) * 1993-03-26 1994-10-04 Nippon Steel Corp 制振性の優れた高耐食性複層鋼板
JPH07252596A (ja) * 1994-03-15 1995-10-03 Nippon Steel Corp 複層制振鋼
CN1265964A (zh) * 2000-05-09 2000-09-13 石家庄冀凯金刚石制品有限责任公司 阻尼降噪基体消音圆锯片
CN1940375A (zh) * 2006-07-21 2007-04-04 吉林大学 一种抗震复合材料及其制造方法
CN101505906A (zh) * 2006-07-27 2009-08-12 国立大学法人东京大学 多层钢和多层钢的制造方法
CN103302920A (zh) * 2012-03-08 2013-09-18 日立电线株式会社 减振复合材料
CN105543649A (zh) * 2015-12-14 2016-05-04 宝山钢铁股份有限公司 一种三层复合钢板及其制造方法
CN110616376A (zh) * 2019-10-21 2019-12-27 上海材料研究所 具有优异低周疲劳性能的Fe-Mn-Si-Ni-Cu弹塑性阻尼钢及其制造方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0649594A (ja) * 1992-07-30 1994-02-22 Nippon Steel Corp 減衰性能の優れた鋼板
JPH06279940A (ja) * 1993-03-26 1994-10-04 Nippon Steel Corp 制振性の優れた高耐食性複層鋼板
JPH07252596A (ja) * 1994-03-15 1995-10-03 Nippon Steel Corp 複層制振鋼
CN1265964A (zh) * 2000-05-09 2000-09-13 石家庄冀凯金刚石制品有限责任公司 阻尼降噪基体消音圆锯片
CN1940375A (zh) * 2006-07-21 2007-04-04 吉林大学 一种抗震复合材料及其制造方法
CN101505906A (zh) * 2006-07-27 2009-08-12 国立大学法人东京大学 多层钢和多层钢的制造方法
CN103302920A (zh) * 2012-03-08 2013-09-18 日立电线株式会社 减振复合材料
CN105543649A (zh) * 2015-12-14 2016-05-04 宝山钢铁股份有限公司 一种三层复合钢板及其制造方法
CN110616376A (zh) * 2019-10-21 2019-12-27 上海材料研究所 具有优异低周疲劳性能的Fe-Mn-Si-Ni-Cu弹塑性阻尼钢及其制造方法

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