CN116875908A - 制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法及制备的中锰钢 - Google Patents

制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法及制备的中锰钢 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法及制备的中锰钢，具体步骤为：按C的含量为0.1～0.3％，Mn的含量为4％～12％，Si的含量小于3％，Al的含量小于4％，其余为Fe元素及杂质配置中锰钢的化学成分进行冶炼并浇铸成铸锭，并将铸锭锻造，空冷至室温后切割得到板材坯；对板材坯依次采用小变形温轧、小变形冷轧和超塑性变形工艺，制备超塑性异构双相细晶中锰钢。中锰钢的材料组织由奥氏体与铁素体组成，奥氏体，包括粗晶奥氏体和细晶奥氏体，铁素体在中锰钢的材料组织中占比为40‑50％，粗晶奥氏体的晶粒尺寸范围为10‑20μm，细晶奥氏体的晶粒尺寸范围为1‑5μm。本发明通过工艺制备具有超塑性变形力学性能的异构双相细晶中锰钢，从而拓宽先进汽车板材成形工艺方法。

Description

制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法及制备的中锰钢
技术领域
本发明涉及汽车用钢材料技术领域，特别涉及一种制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法及制备的中锰钢。
背景技术
由于汽车行业的飞速发展，汽车用钢材料在不断的改进与优化，而在汽车用钢迭代过程至今，中锰钢板材成为第三代先进汽车用钢代表之一，其优异的综合力学性能和较低的合金元素占比，使其成为低成本和高性能的优异金属材料的代表。
含有5％-12％Mn含量的中锰钢在常温下一般呈现铁素体(BCC)与奥氏体(FCC)的双相结构，同时根据元素配比、热处理工艺以及加工工艺的差异，两相结构占比与晶粒尺寸等有所不同，该类钢中在常温下奥氏体具有适中的稳定性能，在常温变形过程中能够发生TRIP/TWIP效应，从而能够在冷变形工艺中有效的提高其综合机械性能，由此成为一种先进汽车用钢典型代表。
然而，由于冷变形工艺的弊端，例如回弹，磨损，大变形抗力、变形较容易开裂以及超复杂成型难以实现等问题，实际上极大的限制了中锰钢板材的领域拓展应用。基于上述问题，部分学者提出采用超塑性变形的方式，实现金属材料的成型工艺，超塑性是指材料在满足一定内在条件如微观组织、晶粒尺寸和晶体结构等和外在条件如变形温度和速率下，表现出异常高的塑性而不产生颈缩和断裂的现象。这种热变形的方式能够有效避免上述问题的产生，同时为多步冷变形工艺实现一步成型，或者实现更多高难度结构件提供了思路。同时在中锰钢研究过程中，异构结构中锰钢由于晶粒尺寸差异性，触发TWIP/TRIP不同的变形机制，以及由于晶粒尺寸性差异导致变形机制的先后进行，这能够进一步提高板材的综合力学性能，由此通过试验验证，提出一种制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法，为推动中锰钢汽车板材热成形工艺方法提供指导。
发明内容
针对现有技术存在的问题，本发明提供一种制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法及制备的中锰钢，首先分别取一定重量的C、Mn、Si、Al和Fe元素进行冶炼并浇铸成铸锭，接着将铸锭加热至使铸锭内部柱状晶粒破碎并细化的温度并保温进行锻造，利用线切割得到中锰钢钢板坯；最后对中锰钢钢板坯依次采用小变形温轧、小变形冷轧和超塑性变形工艺，制备超塑性异构双相细晶中锰钢，从而使中锰钢的材料组织能够实现超塑性变形，为汽车用钢超塑性变形工艺提供方案。
本发明提供了一种制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法，包括以下步骤：
S1、按重量百分比，分别取一定重量的C、Mn、Si、Al和Fe元素进行冶炼，并将冶炼的钢水浇铸成铸锭，其中C元素的含量为0.1～0.3％，Mn元素的含量为4％～12％，Si元素的含量小于3％，Al元素的含量小于4％，其余为Fe元素及不可避免的杂质；
S2、将步骤S1得到的铸锭加热至使铸锭内部柱状晶粒破碎并细化的温度并保温进行锻造，得到含有奥氏体和铁素体双相组织且厚度为4-5mm的中锰钢板坯，并将中锰钢板坯按一定的冷却速率空冷至室温；
S3、利用线切割对步骤S2得到的中锰钢板坯进行线切割，得到厚度为4-5mm的中锰钢钢板坯；
S4、将步骤S3得到的中锰钢钢板坯加热到300℃-400℃并保温1h，得到热处理后的中锰钢钢板坯；
S5、将步骤S4得到的热处理后的中锰钢钢板坯进行单道次小变形温轧，使得中锰钢钢板坯中80～85％的奥氏体发生马氏体相变，同时保存15～20％稳定的锻后粗晶奥氏体组织，得到厚度为3-4mm的中锰钢温轧板坯，并按20℃～30℃/s的冷却速率空冷至室温；
S6、将步骤S5得到的中锰钢温轧板坯进行单道次小变形冷轧，来调整粗晶奥氏体与转变马氏体的含量占比，使粗晶奥氏体与细晶奥氏体占比在1:9-2:8范围内，同时使中锰钢温轧板坯保持一定的位错密度，得到厚度为2-3mm的中锰钢冷轧板坯；
S7、将步骤S6得到的中锰钢冷轧板坯进行切取，得到超塑性拉伸变形试样，为了使步骤S6中位错密度消退，保持粗晶奥氏体、细晶奥氏体以及铁素体结构晶粒尺寸，将超塑性拉伸变形试样放入封闭保温炉内，采用不同超塑性变形温度以及不同应变速率对超塑性拉伸变形试样进行试验。
可优选的是，在步骤S2中，所述铸锭内部柱状晶粒破碎并细化的温度为1150℃，所述锻造温度为1000℃-1200℃，所述保温时间为1.5～2.5h，所述冷却速率为20℃～30℃/s。
可优选的是，在步骤S5中，所述温轧温度为300～400℃，所述温轧变形量为20～30％。
可优选的是，在步骤S6中，所述冷轧变形速率为0.5m-2m/s，所述冷轧变形量为20-30％。
可优选的是，在步骤S7的拉伸变形试验中，升温速率为25℃/min，变形温度为650℃-750℃，应变速率为10-2-10-3/s，保温时间为3-5min，冷却速率为20℃～30℃/s。
可优选的是，所述中锰钢的化学成分还包括：Nb元素的含量为：0～0.3％，Cu元素的含量为0.5～2.0％。
本发明的另外一方面，提供一种基于制备超塑性异构双相中锰钢的方法制备的中锰钢，所述中锰钢的材料组织由奥氏体与铁素体组成，所述奥氏体，其包括粗晶奥氏体和细晶奥氏体，所述铁素体在中锰钢的材料组织中占比为40-50％，所述粗晶奥氏体的晶粒尺寸范围为10-20μm，所述细晶奥氏体的晶粒尺寸范围为1-5μm。
本发明与现有技术相比，具有如下优点：
1.本发明制备的中锰钢具有强塑积。含量为0.1～0.3％的C元素能够提高中锰钢中奥氏体的稳定性；含量为4％～12％的Mn元素能够拓宽奥氏体相区，强化基体，提高奥氏体的稳定性；含量小于3％的Si元素能够促进奥氏体的形成，增加室温下残余奥氏体的含量；含量小于4％Al元素能够显著的减轻中锰钢的密度，奥氏体的形成主要依赖于层错能，Al元素能够增加奥氏体的层错能，使得汽车用钢的质量减轻，变形抗力小，且变形后不容易发生开裂，不容易发生回弹，从而使汽车用钢成本降低。
2.本发明在基于小变形的温轧制与冷轧顺序轧制工艺下，制备的中锰钢结构呈现具有一定位错密度的粗晶奥氏体与细晶奥氏体的异构双相结构，而另一种为铁素体相，此种组织在常温变形中双峰晶粒尺寸导致奥氏体能够触发不同的变形机制，即TRIP与TWIP效应，从而提高超塑性变形的延展性。
3.本发明添加的Al和Mn的元素由于双相奥氏体与铁素体中元素占比不同，溶质拖拽作用能够有效的扼制晶粒生长，从而保证中锰钢在超塑性变形中细小晶粒尺寸的要求。
4.本发明的温轧工艺能够减小钢材轧制过程中的变形抗力，保证钢材表面质量，变形阻力小，表面光滑，生产效率高，同时温轧能够保证细化晶粒尺寸。而小变形冷轧工艺能够保证试验钢表面质量完好，同时能够进一步细化晶粒，并保持试验钢能能够存储一定的冷轧变形带来的位错缺陷。而超塑变形过程中实现试验钢中形变马氏体的逆相变过程，从而实现细晶奥氏体晶粒的出现，同时保证晶粒尺寸并没有生长同时控制奥氏体与铁素体两相占比在55％-60％对40％-45％的水平。
5.本发明的超塑性变形工艺温度和应变速率能够触发细晶双相中锰钢的超塑性变形的晶界滑移机制，由此产生细晶双相中锰钢的超塑性变形行为。
6.本发明通过控制超塑变形材料配比以及轧制工艺，调控超塑变形材料的温度范围，将逆相变温度、超塑性变形温度和再结晶温度三维重合，省去繁琐的临界退火工艺，缩短超塑性制备流程，省去临界退火流程，实现超塑性中锰钢制备的创新性工艺简化。
附图说明
图1为本发明制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法中双峰奥氏体晶粒尺寸的对比图；
图2A和2B分别为本发明制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法中锻后和轧后的微观组织形貌图；
图3A和3B分别为本发明制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法中超塑性变形在650/700/750℃下10-2/10-3s-1应变速率下的超塑性工程应力-应变曲线图；
图4为本发明制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法中700/800℃下10-3s-1超塑性变形工程应力-应变曲线图；
图5为本发明制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法中700℃下10-3s-1变形初始的微观组织形貌图；
图6为本发明制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法中700℃超塑性变形下工程应力-应变曲线图；
图7为本发明制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法中700℃超塑性变形下微观组织形貌图；
图8为本发明制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法中热力学计算的模拟相图；
图9为本发明制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法的工艺流程图。
具体实施方式
为详尽本发明之技术内容、所达成目的及功效，以下将结合说明书附图进行详细说明。
制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法的主要原理为：锻造后冷却，通过高温锻造工艺以及后续适中的冷却速率，使得中锰钢板材坯中的铸造柱状晶粒破碎，同时使内部晶粒细化，使中锰钢板材坯内含有奥氏体和铁素体双相组织，并释放残余应力，便于温轧处理。同时在300℃-400℃下温轧中锰钢板材坯，既能够保证中锰钢板材坯具有较低的轧制变形抗力，同时能够保证中锰钢板材坯表面具有较好的平整度。同时较低的变形量使得在锻造后由于奥氏体稳定性具有一定的差异性，从而使在温轧制过程中使得80～85％的奥氏体发生马氏体相变，同时保存15～20％稳定的锻后粗晶奥氏体组织。而后续冷轧变形过程调控粗晶奥氏体与转变马氏体的含量占比，同时累计中锰钢板材坯的保持一定的位错密度，这为后续的超塑性变形提供作用，保持粗晶奥氏体占比在15-20％左右，如图1所示。使得中锰钢的材料组织为粗晶奥氏体、细晶奥氏体与铁素体共存，从而能够实现中锰钢冷轧板材坯中间保持有一定占比的位错缺陷，而在后续超塑性变形中，由于升温时间以及超塑性变形前的保温时间，位错密度会逐渐消退，而这能够在一定程度上保持粗晶奥氏体、细晶奥氏体与铁素体结构晶粒尺寸基本不变，从而保证超塑性变形的条件，即细小的晶粒尺寸要求，而超塑性变形温度以及应变速率的选择能够实现奥氏体与铁素体异种双相细晶中锰钢的晶界滑移变形机制的触发，而粗晶奥氏体的作用能够触发晶界滑移机制的触发顺序，使得中锰钢材料再更长的应变范围内保持晶界滑移变形机制，从而实现更高的延展性，也就是超塑变形性能更加优异，如图9所示，包括以下步骤：
S1、按重量百分比，分别取一定重量的C、Mn、Si、Al和Fe元素进行冶炼，并将冶炼的钢水浇铸成铸锭。
具体而言，C元素能够提高中锰钢中奥氏体的稳定性，通常C的质量分数增加1％，马氏体的转变温度Ms降低423℃。但是C含量过高，中锰钢的焊接性能变差，因此本发明中锰钢中C含量为0.1～0.3％。Mn元素能够拓宽奥氏体相区，强化基体，提高奥氏体的稳定性，但是Mn含量过高会产生偏析，使得扩散退火难以组织成分的均匀化，因此中锰钢中Mn元素的含量为4％～12％。Si元素能够促进奥氏体的形成，增加室温下残余奥氏体的含量。Al元素同Si元素的作用类似，同时Al元素能够显著的减轻中锰钢的密度，使得汽车用钢的质量减轻，奥氏体的形成主要依赖于层错能，Al元素能够增加奥氏体的层错能，但是Al元素含量过多会导致连铸过程中水口堵塞，影响生产，因此本发明中锰钢中Al元素的含量小于4％，Si元素的含量小于3％，其余为Fe元素及不可避免的杂质。
进一步的，中锰钢的化学成分还包括：Nb元素的含量为：0～0.3％和Cu元素的含量为0.5～2.0％。
S2、将步骤S1得到的铸锭加热至使铸锭内部柱状晶粒破碎并细化的温度1150℃并保温进行锻造，得到含有奥氏体和铁素体双相组织且厚度为4-5mm的中锰钢板坯，并将中锰钢板坯按一定的冷却速率空冷至室温，释放残余应力。
具体而言，在步骤S2的锻造工艺中，锻造温度为1000℃-1200℃，保温时间为1.5～2.5h，冷却速率为20℃～30℃/s。
S3、利用线切割对步骤S2得到的中锰钢板坯进行线切割，得到厚度为5mm的中锰钢钢板坯。
S4、将步骤S3得到的中锰钢钢板坯加热到300℃-400℃并保温1h，得到轧制变形抗力小和表面平整度好的中锰钢钢板坯。
S5、将步骤S4得到的中锰钢钢板坯进行单道次小变形温轧，使得中锰钢钢板坯中80～85％的奥氏体发生马氏体相变，同时保存15～20％稳定的锻后粗晶奥氏体组织，得到厚度为3-4mm的中锰钢温轧板坯，并按20℃～30℃/s的冷却速率空冷至室温。
具体而言，单道次小变形温轧工艺中，温轧温度为300～400℃，温轧变形量为20～30％。
S6、将步骤S5得到的中锰钢温轧板坯进行单道次小变形冷轧，来调整粗晶奥氏体与转变马氏体的含量占比，使粗晶奥氏体与细晶奥氏体占比在1:9-2:8范围内，同时使中锰钢温轧板坯保持一定的位错密度，得到厚度为2-3mm的中锰钢冷轧板坯。
具体而言，单道次小变形冷轧工艺中，冷轧变形速率为0.5m-2m/s，冷轧变形量为20-30％。
S7、将步骤S6得到的中锰钢冷轧板坯进行切取，得到超塑性拉伸变形试样，为了使步骤S6中位错密度消退，保持粗晶奥氏体、细晶奥氏体以及铁素体结构晶粒尺寸，将超塑性拉伸变形试样放入封闭保温炉内，采用不同超塑性变形温度以及不同应变速率对超塑性拉伸变形试样进行试验。
具体而言，在拉伸变形试验中，保温炉的升温速率为25℃/min，保温炉的变形温度为650℃-750℃，应变速率为10-2-10-3/s，保温炉的保温时间为3-5min，冷却速率为20℃～30℃/s。
在本发明的一个优选实施例中，中锰钢的材料组织由奥氏体与铁素体组成，奥氏体，其包括粗晶奥氏体和细晶奥氏体，铁素体在中锰钢的材料组织中占比为40-50％，粗晶奥氏体的晶粒尺寸范围为10-20μm，细晶奥氏体的晶粒尺寸范围为1-5μm。
以下结合实施例对本发明一种制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法及制备的中锰钢做进一步描述：
本具体实施例的制备过程是这样实现的：
S1、分别取重量百分比为0.30％的C、重量百分比为11.23％的Mn、重量百分比为2.05％的Si、重量百分比为3.21％的Al、Fe元素及不可避免的杂质进行冶炼，并将冶炼的钢水浇铸成20kg的铸锭。
S2、将步骤S1得到的铸锭先以一定的冷却速率冷却后高温加热至使铸锭内部柱状晶粒破碎并细化的温度1150℃并保温2h进行锻造，锻造温度为1000℃-1200℃，同时使铸锭内部晶粒细化，得到含有奥氏体和铁素体双相组织且厚度为4-5mm的中锰钢板坯，并将中锰钢板坯按一定的冷却速率空冷至室温，释放残余应力，便于温轧处理。
S3、利用线切割对步骤S2得到的中锰钢板坯进行线切割，得到厚度为5mm的中锰钢钢板坯。
S4、将步骤S3得到的中锰钢钢板坯加热到300℃-400℃并保温1h，得到轧制变形抗力小和表面平整度好的中锰钢钢板坯，同时较低的变形量使得在锻造后由于奥氏体稳定性具有一定的差异性，从而使在温轧制过程中使得部分奥氏体发生马氏体相变，同时保存部分稳定的锻后粗晶奥氏体组织。
S5、将步骤S4得到的中锰钢钢板坯先加热到350℃进行保温1h，然后进行单道次小变形温轧，温轧变形量为25％，使得中锰钢钢板坯中80～85％的奥氏体发生马氏体相变，同时保存15～20％稳定的锻后粗晶奥氏体组织，打磨表层后得到厚度为3.5mm的中锰钢温轧板坯，并按20℃～30℃/s的冷却速率空冷至室温。如图1所示，使得中锰钢为粗晶奥氏体与细晶奥氏体与铁素体共存组织，能够实现中锰钢冷轧板材中间保持有一定占比的位错缺陷保存。
S6、将步骤S5得到的中锰钢温轧板坯进行单道次小变形冷轧，冷轧变形量为20％，来调整粗晶奥氏体与转变马氏体的含量占比，使粗晶奥氏体与细晶奥氏体占比在1:9-2:8范围内，同时使中锰钢温轧板坯保持一定的位错密度，为后续的超塑性变形提供作用，得到厚度为2.8mm的中锰钢冷轧板坯。
S7、将步骤S6得到的中锰钢冷轧板坯进行切取，采用1000粒度的砂纸进行打磨光亮，得到超塑性拉伸变形试样，将超塑性拉伸变形试样放入封闭保温炉内，采用不同超塑性变形温度以及不同应变速率在搭配有高温变形温箱的Zwick万能拉伸试验机对超塑性拉伸变形试样进行试验。
超塑性拉伸变形试验中相同试验采取3组超塑性拉伸变形试样，试验结果取其平均值，变形温度分别取650℃、700℃和750℃，应变速率采用10-2s-1和10-3s-1。由于升温需要时间以及超塑性变形前保温时间为3-5min，位错密度会逐渐消退，而这能够一定程度上保持粗晶奥氏体、细晶奥氏体与铁素体结构晶粒尺寸基本不变，从而保证超塑性变形的条件——细小的晶粒尺寸要求，而超塑性变形温度以及应变速率的选择能够实现奥氏体与铁素体异种双相细晶中锰钢的晶界滑移变形机制的触发，而粗晶奥氏体的作用能够触发晶界滑移机制的触发顺序，使得中锰钢材料再更长的应变范围内保持晶界滑移变形机制，从而实现更高的延展性，也就是超塑变形性能更加优异。
在本具体实施例中采用热处理炉是高温炉，通过上述制备方法，得到的超塑性拉伸试验结果如图3A、图3B和表1所示：
表1.异构双相细晶中锰钢的超塑性性能测试结果
变形温度(℃) 应变速率(s-1) 峰值应力(MPa) 断后伸长率(％)
650℃ 0.01 262.83 199.58％
650℃ 0.001 172.99 251％
700℃ 0.01 137.94 479.25％
700℃ 0.001 107.29 1001％
750℃ 0.01 95.71 416.38％
750℃ 0.001 73.93 829.61％
由表1可知，经过小变形温轧和小变形冷轧工艺后，再进行超塑性变形工艺下，在700℃和10-3s-1的应变速率下所制备的中锰钢具有最优的超塑性力学性能，其中延展性超过1000％。
对超塑性变形前后试样进行微观结构判定，微观表征技术的设备为ZEISSSigma500扫描电子显微镜，装备电子背散射衍射分析系统(EBSD)，组织形貌如图2A、图2B和图5所示。微观结构分析，锻后组织呈现明显粗大晶粒分布，此时并未具有明显的晶粒细化以及奥氏体晶粒朝向两种晶粒尺寸分布演化。而随着小变形温轧与冷轧作用，此时微观结构呈现为带有一定位错结构的双相双峰结构晶粒形貌，而随超塑性变形试验的开启，试验钢中晶粒尺寸具有小幅度晶粒生长位错结构逐渐消失。
图8为用Thermo-calc热力学计算软件模拟相图，由相图可以知，实验钢的Ac3即铁素体全部转变为奥氏体温度约为800℃，说明在800℃以上，铁素体将全部转变为奥氏体组织，即在800℃下，铁素体组织能够发生充分的相变反应，产生奥氏体组织。
对比实施例1：
S1、分别取重量百分比为0.09％的C、重量百分比为10.34％的Mn、重量百分比为0.33％的Si、重量百分比为0.35％的Mo、重量百分比为0.09％的V、重量百分比为0.14％的Cr元素、余量Fe及不可避免的杂质进行冶炼，并将冶炼的钢水浇铸成20kg的铸锭。
S2、将步骤S1得到的铸锭先以一定的冷却速率冷却后高温加热至使铸锭内部柱状晶粒破碎并细化的温度1150℃并保温2h进行锻造，锻造温度为1000℃-1200℃，同时使铸锭内部晶粒细化，得到含有奥氏体和铁素体双相组织且厚度为4-5mm的微合金中锰钢板坯，并将微合金中锰钢板坯按一定的冷却速率空冷至室温，释放残余应力，便于温轧处理。
S3、利用线切割对步骤S2得到的微合金中锰钢板坯进行线切割，得到厚度为5mm的微合金中锰钢钢板坯。
S4、将步骤S3得到的微合金中锰钢钢板坯加热到350℃-400℃并保温1h，得到轧制变形抗力小和表面平整度好的微合金中锰钢钢板坯，同时较低的变形量使得在锻造后由于奥氏体稳定性具有一定的差异性，从而使在温轧制过程中使得部分奥氏体发生马氏体相变，同时保存部分稳定的锻后粗晶奥氏体组织。
S5、将步骤S4得到的微合金中锰钢钢板坯先加热到350℃进行保温1h，然后进行单道次小变形温轧，温轧变形量为25％，使得微合金中锰钢钢板坯中80～85％的奥氏体发生马氏体相变，同时保存15～20％稳定的锻后粗晶奥氏体组织，打磨表层后得到厚度为3.5mm的微合金中锰钢温轧板坯，并按20℃～30℃/s的冷却速率空冷至室温。
S6、将步骤S5得到的微合金中锰钢温轧板坯进行单道次小变形冷轧，冷轧变形量为20％，来调整粗晶奥氏体与转变马氏体的含量占比，使粗晶奥氏体与细晶奥氏体占比在1:9-2:8范围内，同时使微合金中锰钢温轧板坯保持一定的位错密度，为后续的超塑性变形提供作用，得到厚度为2.8mm的微合金中锰钢冷轧板坯。
S7、将步骤S6得到的微合金中锰钢冷轧板坯进行切取，采用1000粒度的砂纸进行打磨光亮，得到超塑性拉伸变形试样，将超塑性拉伸变形试样放入封闭保温炉内，采用不同超塑性变形温度以及不同应变速率在搭配有高温变形温箱的Zwick万能拉伸试验机对超塑性拉伸变形试样进行试验。
相同试验采取3组试样，试验结果取其平均值，变形温度分别为700℃、800℃，应变速率采用10-2s-1、10-3s-1。其超塑性变形试验结果如图4所示，与具体实施例对比来看，添加微合金元素能够明显的细化晶粒尺寸，但是其超塑性制备板材，热变形力学性能并不优异，由此说明微合金元素添加可能对超塑性力学性能的抑制作用，由此说明本发明中异构结构在超塑性制备工艺中具有重要作用。
对比实施例2：
S1、分别取重量百分比为0.32％的C、重量百分比为11.23％的Mn、重量百分比为3.21％的Al、重量百分比为2.05％的Si、余量Fe及不可避免的杂质进行冶炼，并将冶炼的钢水浇铸成20kg的铸锭。
S2、将步骤S1得到的铸锭先以一定的冷却速率冷却后高温加热至使铸锭内部柱状晶粒破碎并细化的温度1200℃并保温2h进行锻造，锻造温度为1000℃-1200℃，同时使铸锭内部晶粒细化，得到含有奥氏体和铁素体双相组织且厚度为4-5mm的中锰钢板坯，并将中锰钢板坯按一定的冷却速率空冷至室温，释放残余应力，便于温轧处理。
S3、利用线切割对步骤S2得到的中锰钢板坯进行线切割，得到厚度为12mm的中锰钢钢板坯。
S4、将步骤S3得到的中锰钢钢板坯加热到350℃-400℃并保温1h，得到轧制变形抗力小和表面平整度好的中锰钢钢板坯，同时较低的变形量使得在锻造后由于奥氏体稳定性具有一定的差异性，从而使在温轧制过程中使得部分奥氏体发生马氏体相变，同时保存部分稳定的锻后粗晶奥氏体组织。
S5、将步骤S4得到的中锰钢钢板坯先加热到350℃进行保温1h，然后进行单道次小变形温轧，温轧变形量为50％，使得中锰钢钢板坯中80～85％的奥氏体发生马氏体相变，同时保存15～20％稳定的锻后粗晶奥氏体组织，打磨表层后得到厚度为6mm的中锰钢温轧板坯，并按20℃～30℃/s的冷却速率空冷至室温。
S6、将步骤S5得到的中锰钢温轧板坯进行单道次小变形冷轧，冷轧变形量为50％，来调整粗晶奥氏体与转变马氏体的含量占比，使粗晶奥氏体与细晶奥氏体占比在1:9-2:8范围内，同时使中锰钢温轧板坯保持一定的位错密度，为后续的超塑性变形提供作用，得到厚度为3mm的中锰钢冷轧板坯。
S7、将步骤S6得到的中锰钢冷轧板坯进行切取，采用1000粒度的砂纸进行打磨光亮，得到超塑性拉伸变形试样，将超塑性拉伸变形试样放入封闭保温炉内，采用不同超塑性变形温度以及不同应变速率在搭配有高温变形温箱的Zwick万能拉伸试验机对超塑性拉伸变形试样进行试验。
相同试验采取3组试样，试验结果取其平均值，变形温度为700℃，应变速率采用10-3s-1采用氯化铜腐蚀液对打磨的中锰钢冷轧板坯试样进行腐蚀，腐蚀时间1min，腐蚀完成后用酒精清洗，完成后作SEM观测。超塑性变形力学试验结果如图6所示，超塑性变形前微观形貌如图7所示，对比来看，非异构结构细晶中锰钢的超塑性特性结果相较于异构结构组织延展性上有所欠缺，由此说明本发明中异构结构在超塑性制备工艺中具有重要作用。
以上所述的实施例仅是对本发明的优选实施方式进行描述，并非对本发明的范围进行限定，在不脱离本发明设计精神的前提下，本领域普通技术人员对本发明的技术方案做出的各种变形和改进，均应落入本发明权利要求书确定的保护范围内。

Claims (7)

1.一种制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法，其特征在于，其包括以下步骤：
S1、按重量百分比，分别取一定重量的C、Mn、Si、Al和Fe元素进行冶炼，并将冶炼的钢水浇铸成铸锭，其中C元素的含量为0.1～0.3％，Mn元素的含量为4％～12％，Si元素的含量小于3％，Al元素的含量小于4％，其余为Fe元素及杂质；
S2、将步骤S1得到的铸锭加热至使铸锭内部柱状晶粒破碎并细化的温度并保温进行锻造，得到含有奥氏体和铁素体双相组织且厚度为4-5mm的中锰钢板坯，并将中锰钢板坯按一定的冷却速率空冷至室温；
S3、利用线切割对步骤S2得到的中锰钢板坯进行线切割，得到厚度为4-5mm的中锰钢钢板坯；
S4、将步骤S3得到的中锰钢钢板坯加热到300℃-400℃并保温1h，得到热处理后的中锰钢钢板坯；
S5、将步骤S4得到的热处理后的中锰钢钢板坯进行单道次小变形温轧，使得中锰钢钢板坯中80～85％的奥氏体发生马氏体相变，同时保存15～20％稳定的锻后粗晶奥氏体组织，得到厚度为3-4mm的中锰钢温轧板坯，并按20℃～30℃/s的冷却速率空冷至室温；
S6、将步骤S5得到的中锰钢温轧板坯进行单道次小变形冷轧，来调整粗晶奥氏体与转变马氏体的含量占比，使粗晶奥氏体与细晶奥氏体占比在1:9-2:8范围内，同时使中锰钢温轧板坯保持一定的位错密度，得到厚度为2-3mm的中锰钢冷轧板坯；
S7、将步骤S6得到的中锰钢冷轧板坯进行切取，得到超塑性拉伸变形试样，为了使步骤S6中位错密度消退，保持粗晶奥氏体、细晶奥氏体以及铁素体结构晶粒尺寸，将超塑性拉伸变形试样放入封闭保温炉内，采用不同超塑性变形温度以及不同应变速率对超塑性拉伸变形试样进行试验。
2.根据权利要求1所述的制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法，其特征在于，在步骤S2中，所述铸锭内部柱状晶粒破碎并细化的温度为1150℃，所述锻造温度为1000℃-1200℃，所述保温时间为1.5～2.5h，所述冷却速率为20℃～30℃/s。
3.根据权利要求1所述的制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法，其特征在于，在步骤S5中，所述温轧温度为300～400℃，所述温轧变形量为20～30％。
4.根据权利要求1所述的制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法，其特征在于，在步骤S6中，所述冷轧变形速率为0.5m-2m/s，所述冷轧变形量为20-30％。
5.根据权利要求1所述的制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法，其特征在于，在步骤S7的拉伸变形试验中，升温速率为25℃/min，变形温度为650℃-750℃，应变速率为10-2-10-3/s，保温时间为3-5min，冷却速率为20℃～30℃/s。
6.根据权利要求1所述的制备超塑性异构双相细晶中锰钢的方法，其特征在于，所述中锰钢的化学成分还包括：Nb元素的含量为：0～0.3％，Cu元素的含量为0.5～2.0％。
7.一种基于权利要求1-6之一所述的基于制备超塑性异构双相中锰钢的方法制备的中锰钢，其特征在于，所述中锰钢的材料组织包括奥氏体与铁素体，所述奥氏体包括粗晶奥氏体和细晶奥氏体，所述铁素体在中锰钢的材料组织中占比为40-50％，所述粗晶奥氏体的晶粒尺寸范围为10-20μm，所述细晶奥氏体的晶粒尺寸范围为1-5μm。
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