CN106399858A - 一种低密度Ti3Al增强超高强度钢及其制备方法 - Google Patents
一种低密度Ti3Al增强超高强度钢及其制备方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN106399858A CN106399858A CN201610875321.5A CN201610875321A CN106399858A CN 106399858 A CN106399858 A CN 106399858A CN 201610875321 A CN201610875321 A CN 201610875321A CN 106399858 A CN106399858 A CN 106399858A
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- temperature
- density
- steel ingot
- steel
- low
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Abstract
本发明涉及一种低密度Ti3Al增强超高强度钢及其制备方法,属于金属材料领域。所述钢的化学成分质量百分比为:C 0.5‑1.5wt%,Mn 15‑30wt%,Al 5‑10wt%,Ti 5‑20wt%,Cr≤5wt%,Nb≤0.2wt%,Si≤2wt%,B≤0.6wt%,其余为Fe及不可避免的杂质。本发明通过添加Ti元素,形成Ti3Al,与κ~碳化物一同产生析出强化,在有效降低密度的同时使钢兼具超高的强度和良好的塑性,拉伸强度达1350MPa以上,延伸率达10%以上,密度为6.5‑6.9g/cm3,可满足汽车结构件的制造需求。
Description
技术领域
本发明涉及一种低密度Ti3Al增强超高强度钢及其制备方法。属于金属材料领域。
背景技术
随着节能减排绿色理念的日渐推广,减轻汽车自重已成为当今市场发展的主题。使用高强度钢替代普通钢材,可提高钢的比强度(强度与密度比),从而可在保证力学性能的同时减少所需钢板的厚度,实现车身减重。另一种有效提高钢材比强度的方法是,在维持高强度的同时通过添加轻质合金元素Al,降低钢材的密度。这一途径可更进一步提高钢材的比强度,因此开发兼具高强度和低密度的钢材是实现轻量化的迫切所需。
低密度钢的主要设计思路是,通过添加Al元素降低钢的密度,再通过添加Mn,C等其他合金元素进行成分优化,结合合理的制备工艺,得到低密度的高强钢。目前主要采用的成分体系为Fe-Mn-Al-C系,抗拉强度只能达到1200MPa,密度可达6.8g/cm3。
进一步提高强度是Fe-Mn-Al-C系低密度钢面临的一个主要问题。一种解决途径是添加其他合金元素,利用固溶强化或析出强化提高强度。现有的一种低密度高塑性NiAl增强超高强度钢,主要是依靠添加Ni元素形成NiAl来提高钢的抗拉强度,使其抗拉强度达1350MPa以上,但Ni的密度为8.9g/cm3,高于钢的密度(7.8g/cm3),并不利于降低钢材的密度。因此,需要提供一种在具备超高强度的同时,也能进一步降低密度的Fe-Mn-Al-C系钢。
发明内容
有鉴于此,本发明的目的之一在于提供一种低密度Ti3Al增强超高强度钢,该超高强度钢在有效降低密度的同时,可显著提高抗拉强度,并保持良好的塑性,可满足汽车结构件的制造需求。本发明的目的之二在于提供一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的制备方法。
为实现本发明的目的,现提供以下技术方案:
一种低密度Ti3Al增强超高强度钢,其化学成分质量百分比为:C 0.5-1.5wt%,Mn15-30wt%,Al 5-10wt%,Ti 5-20wt%,Cr≤5wt%,Nb≤0.2wt%,Si≤2wt%,B≤0.6wt%,其余为Fe及不可避免的杂质。
一种本发明所述低密度Ti3Al增强超高强度钢的制备方法,具体包括以下步骤:
(1)冶炼:按本发明所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料,进行真空熔炼:将原料装入炉中,抽真空至真空度<50Pa时,加热使原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后,在真空度<1Pa,温度为1600-1700℃时保温30分钟-2小时进行精炼,充分脱氧后在氩气保护下进行合金化,然后浇注并在真空下冷却得到钢锭;再进行重熔:将钢锭放入炉内,通氩气保护,压强为100-150Pa,加热至完全熔化后保温2-5小时,冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理:在温度不高于600℃时将重熔后的钢锭装入炉内,在温度为1160-1220℃时,保温8-20小时,随炉冷却至室温得到均匀化处理后的钢锭。
(3)锻造:将均匀化处理后的钢锭进行锻造,始锻温度为1100-1180℃,终锻温度为900-1000℃,在空气中冷却至室温,得到锻坯。
(4)热处理:将锻坯进行固溶处理:在温度为1050-1200℃下,保温1-3小时,在淬火油中冷却至室温;再进行时效处理:在温度为450-650℃下,保温3-10小时,在空气中冷却至室温,得到一种低密度Ti3Al增强超高强度钢。
优选的,真空熔炼采用真空感应炉。
优选的,重熔时选用真空自耗重熔或电渣重熔的方法。
有益效果
(1)本发明所述一种低密度Ti3Al增强超高强度钢,该钢种密度为6.5-6.9g/cm3,抗拉强度达1350MPa以上,延伸率在10%以上,可满足汽车结构件的制造需求。
(2)本发明所述一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的制备方法,该方法通过添加Ti元素,形成Ti3Al,与κ-碳化物一同产生析出强化,来提高钢的抗拉强度,同时由于Ti的密度仅为4.5g/cm3,明显低于钢(7.8g/cm3),故添加Ti还可有效降低钢的密度。
本发明的成分设计依据如下:
C:C的主要作用是与Mn和Al元素形成κ-碳化物((Fe,Mn)3AlC),形成析出强化,提高钢的强度。C还是重要的固溶强化元素,可促进奥氏体形成,同时有利于降低密度。随Al含量增加,会逐渐形成铁素体,此时若C含量较低,会使奥氏体的含量与稳定性较低,导致延伸率较低。随C含量增加,钢的强度和延伸率都可得到提升,但过高的C含量会导致形成粗大的κ-碳化物,尤其是分布在晶界处的κ-碳化物,将显著降低延伸率。因此,本发明的C含量为0.5-1.5%。
Mn:Mn是奥氏体稳定元素,Mn的主要作用是促进基体奥氏体化。奥氏体组织可使钢保持较高的加工硬化率,改善塑性;还可以提高钢的加工硬化性能,提高强度,故添加Mn有利于获得良好的强塑性配合。但Mn含量较高时,随Mn含量增加,工件在快速加热和冷却过程中的开裂倾向增大。因此,本发明的Mn含量为15-30%。
Al:Al的密度为2.7g/cm3,是降低钢的密度的主要元素。Al的另一主要作用是与Ti结合形成Ti3Al相,同时也作为κ-碳化物的组成元素促进κ-碳化物的形成。Al含量过低会导致无法形成足够的Ti3Al和κ-碳化物,但过高的Al含量会导致B2和DO3型有序相出现,降低钢的塑性。此外,Al是铁素体形成元素,随其含量增加,基体中逐渐形成铁素体组织,抑制奥氏体形成,使钢的强度增加而塑性降低。Al含量过高还会导致κ-碳化物及Ti3Al粗化,明显降低延伸率。所以,本发明的Al含量为5-10%。
Ti:Ti的添加主要是与Al形成Ti3Al相,与κ-碳化物共同产生析出强化,提高钢的强度。Ti还具有密度低的特点,可与Al一同降低钢的密度。Ti易与C,N元素结合,故需加入足量的Ti才能得到Ti3Al相。Ti与C,N结合形成的TiC,TiN能够细化奥氏体晶粒,也具有析出强化作用。本发明中,Ti含量为5-20%。
具体实施方式
结合实施例对本发明作进一步说明。
拉伸试验设备:型号为INSTRON5985的电子万能材料试验机(美国英斯特朗);
实施例中拉伸强度测试标准:GB/T228-2002;抗拉强度,屈服强度和延伸率均由拉伸试验所得的拉伸应力-应变曲线按GB/T228-2002测得。
真空感应炉为锦州中真电炉有限责任公司生产的ZG-0.05真空感应炉;电渣炉为上海凯越自动化设备有限公司生产的0.5吨气氛保护电渣炉。根据本发明一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的化学成分范围,制备39公斤的合金锭7炉。
表1为本发明实施例制得的所述超高强度钢的化学成分质量百分比(wt%)。
表1
实施例 | 炉号 | C/wt% | Mn/wt% | Al/wt% | Ti/wt% | Cr/wt% | Nb/wt% | Si/wt% | B/wt% |
1 | 1# | 0.8 | 30 | 8 | 5 | 5 | - | 0.5 | - |
2 | 2# | 0.5 | 22 | 10 | 20 | 4 | 0.1 | - | 0.1 |
3 | 3# | 1.0 | 15 | 9 | 12 | 4 | 0.1 | 1.1 | 0.3 |
4 | 4# | 1.2 | 28 | 5 | 10 | 5 | - | 1.9 | 0.4 |
5 | 5# | 1.3 | 27 | 9 | 12 | 3 | 0.1 | 0.8 | - |
6 | 6# | 1.3 | 27 | 8 | 10 | 4 | - | - | 0.3 |
7 | 7# | 1.5 | 25 | 9 | 15 | 5 | 0.2 | 0.2 | 0.2 |
续表1
实施例 | 炉号 | P/wt% | S/wt% | O/wt% | N/wt% | Fe/wt% |
1 | 1# | 0.003 | 0.004 | 0.0019 | 0.0020 | 余量 |
2 | 2# | 0.002 | 0.004 | 0.0017 | 0.0022 | 余量 |
3 | 3# | 0.004 | 0.003 | 0.0010 | 0.0030 | 余量 |
4 | 4# | 0.003 | 0.004 | 0.0012 | 0.0025 | 余量 |
5 | 5# | 0.0035 | 0.004 | 0.0010 | 0.0030 | 余量 |
6 | 6# | 0.004 | 0.0035 | 0.0015 | 0.0020 | 余量 |
7 | 7# | 0.0035 | 0.004 | 0.0010 | 0.0030 | 余量 |
实施例1
一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的制备方法,具体包括以下步骤:
(1)冶炼:按表1中1#炉所对应的所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料,首先进行真空熔炼:将原料装入真空感应炉中,抽真空至真空度<50Pa时,送电加热,逐渐增加输入功率,至原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后,在真空度为<1Pa,温度为1700℃时保温30分钟进行精炼,充分脱氧后在氩气保护下进行合金化,然后浇注并在真空下冷却,得到钢锭;再进行重熔:将钢锭放入电渣炉内,通氩气保护,压强为100Pa,送电加热,逐渐增加输入功率至84kW,保持该功率5小时,使钢锭完全熔化,最后冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理:在温度为550℃时将重熔后的钢锭装入炉内,在温度为1160℃时,保温20小时,随炉冷却至室温,均匀化处理后的钢锭。
(3)锻造:将均匀化处理后的钢锭进行锻造,始锻温度为1100℃,终锻温度为900℃,在空气中冷却至室温,锻造得到锻坯,锻坯为尺寸:的试棒。
(4)热处理:将所述试棒首先送试样段加工得到拉伸试样毛坯,然后将拉伸试样毛坯进行固溶处理:在温度为1050℃下,保温3小时,在淬火油中冷却至室温;再进行时效处理:在温度为450℃下,保温10小时,在空气中冷却至室温,得到一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的拉伸试样毛坯。
实施例2
一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的制备方法,具体包括以下步骤:
(1)冶炼:按表1中2#炉所对应的所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料,首先进行真空熔炼:将原料装入真空感应炉中,抽真空至真空度<50Pa时,送电加热,逐渐增加输入功率,至原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后,在真空度为<1Pa,温度为1700℃时保温30分钟进行精炼,充分脱氧后在氩气保护下进行合金化,然后浇注并在真空下冷却,得到钢锭;再进行重熔:将的钢锭放入电渣炉内,通氩气保护,压强为120Pa,送电加热,逐渐增加输入功率至87.5kW时钢锭完全熔化,保持该功率2小时,使钢锭完全熔化,最后冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理:在温度为580℃时将重熔后的钢锭装入炉内,在温度为1220℃时,保温8小时,随炉冷却至室温得到均匀化处理后的钢锭。
(3)锻造:将均匀化处理后的钢锭进行锻造,始锻温度为1180℃,终锻温度为1000℃,在空气中冷却至室温,得到锻坯,锻坯为尺寸为:的试棒。
(4)热处理:将所述试棒首先送试样段加工得到拉伸试样毛坯。然后将拉伸试样毛坯进行固溶处理:温度为1200℃下,保温1小时,在淬火油中冷却至室温;再进行时效处理:在温度为650℃下,保温3小时,在空气中冷却至室温,得到一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的拉伸试样毛坯。
实施例3
一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的制备方法,具体包括以下步骤:
(1)冶炼:按表1中3#炉所对应的所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料,首先进行真空熔炼:将原料装入真空感应炉中,抽真空至真空度<50Pa时,送电加热,逐渐增加输入功率,至原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后,在真空度为<1Pa,温度为1650℃时保温1.5小时进行精炼,充分脱氧后在氩气保护下进行合金化,然后浇注并在真空下冷却,得到钢锭;再进行重熔:将钢锭放入电渣炉内,通氩气保护,压强为150Pa,送电加热,逐渐增加输入功率至86kW时钢锭完全熔化,保持该功率3小时,使钢锭完全熔化,最后冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理:在温度为550℃时将重熔后的钢锭装入炉内,在温度为1190℃时,保温15小时,随炉冷却至室温得到均匀化处理后的钢锭。
(3)锻造:将均匀化处理后的钢锭进行锻造,始锻温度为1140℃,终锻温度为950℃,在空气中冷却至室温得到锻坯,锻坯为尺寸为:的试棒。
(4)热处理:将所述试棒首先送试样段加工得到拉伸试样毛坯。然后将拉伸试样毛坯进行固溶处理:在温度为1070℃下,保温2小时,在淬火油中冷却至室温;再进行时效处理:在温度为550℃下,保温7小时,在空气中冷却至室温,得到一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的拉伸试样毛坯。
实施例4
一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的制备方法,具体包括以下步骤:
(1)冶炼:按表1中4#炉所对应的所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料,首先进行真空熔炼:将原料装入真空感应炉中,抽真空至真空度<50Pa时,送电加热,逐渐增加输入功率,至原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后,在真空度为<1Pa,温度为1700℃时保温30分钟进行精炼,充分脱氧后在氩气保护下进行合金化,然后浇注并在真空下冷却,得到钢锭;再进行重熔:将钢锭放入电渣炉内,通氩气保护,压强为150Pa,送电加热,逐渐增加输入功率至87kW时钢锭完全熔化,保持该功率4小时,使钢锭完全熔化,最后冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理:在温度为550℃时将重熔后的钢锭装入炉内,在温度为1160℃时,保温20小时,随炉冷却至室温得到均匀化处理后的钢锭。
(3)锻造:将均匀化处理后的钢锭进行锻造,始锻温度为1100℃,终锻温度为900℃,在空气中冷却至室温,得到锻坯,所述锻坯为尺寸为:的试棒。
(4)热处理:将所述试棒首先送试样段加工得到拉伸试样毛坯。然后将拉伸试样毛坯进行固溶处理:在温度为1050℃下,保温3小时,在淬火油中冷却至室温;再进行时效处理:在温度为450℃下,保温10小时,在空气中冷却至室温,得到一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的拉伸试样毛坯。
实施例5
一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的制备方法,具体包括以下步骤:
(1)冶炼:按表1中5#炉所对应的所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料,首先进行真空熔炼:将原料装入真空感应炉中,抽真空至真空度<50Pa时,送电加热,逐渐增加输入功率,至原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后,在真空度为<1Pa,温度为1700℃时保温30分钟进行精炼,充分脱氧后在氩气保护下进行合金化,然后浇注并在真空下冷却,得到钢锭;再进行重熔:将钢锭放入电渣炉内,通氩气保护,压强为150Pa,送电加热,逐渐增加输入功率至87kW时钢锭完全熔化,保持该功率4小时,使钢锭完全熔化,最后冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理:在温度为550℃时将重熔后的钢锭装入炉内,在温度为1160℃时,保温20小时,随炉冷却至室温,得到均匀化处理后的钢锭。
(3)锻造:将均匀化处理后的钢锭进行锻造,始锻温度为1100℃,终锻温度为900℃,在空气中冷却至室温,得到锻坯,所述锻坯为尺寸为:的试棒。
(4)热处理:将所述试棒首先送试样段加工得到拉伸试样毛坯。然后将拉伸试样毛坯进行固溶处理:在温度为1050℃下,保温3小时,在淬火油中冷却至室温;再进行时效处理:在温度为450℃下,保温10小时,在空气中冷却至室温,得到一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的拉伸试样毛坯。
实施例6
一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的制备方法,具体包括以下步骤:
(1)冶炼:按表1中6#炉所对应的所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料,首先进行真空熔炼:将原料装入真空感应炉中,抽真空至真空度<50Pa时,送电加热,逐渐增加输入功率,至原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后,在真空度为<1Pa,温度为1700℃时保温30分钟进行精炼,充分脱氧后在氩气保护下进行合金化,然后浇注并在真空下冷却,得到钢锭;再进行重熔:将钢锭放入电渣炉内,通氩气保护,压强为100Pa,送电加热,逐渐增加输入功率至85kW时钢锭完全熔化,保持该功率5小时,使钢锭完全熔化,最后冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理:在温度为550℃时将重熔后的钢锭装入炉内,在温度为1160℃时,保温20小时,随炉冷却至室温得到均匀化处理后的钢锭。
(3)锻造:将均匀化处理后的钢锭进行锻造,始锻温度为1100℃,终锻温度为900℃,在空气中冷却至室温,得到锻坯,所述锻坯为尺寸为:的试棒。
(4)热处理:将所述试棒首先送试样段加工得到拉伸试样毛坯。然后将拉伸试样毛坯进行固溶处理:在温度为1050℃下,保温3小时,在淬火油中冷却至室温;再进行时效处理:在温度为450℃下,在空气中冷却至室温,得到一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的拉伸试样毛坯。
实施例7
一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的制备方法,具体包括以下步骤:
(1)冶炼:按表1中7#炉所对应的所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料,首先进行真空熔炼:将原料装入真空感应炉中,抽真空至真空度<50Pa时,送电加热,逐渐增加输入功率,至原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后,在真空度为<1Pa,温度为1700℃时保温30分钟进行精炼,充分脱氧后在氩气做保护气下进行合金化,然后浇注并在真空下冷却,得到钢锭;再进行重熔:将钢锭放入电渣炉内,通氩气保护,压强为100Pa,送电加热,逐渐增加输入功率至84kW时钢锭完全熔化,保持该功率5小时,使钢锭完全熔化,最后冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理:在温度为550℃时将重熔后的钢锭装入炉内,在温度为1160℃时,保温20小时,随炉冷却至室温得到均匀化处理后的钢锭。
(3)锻造:将均匀化处理后的钢锭进行锻造,始锻温度为1100℃,终锻温度为900℃,在空气中冷却至室温,得到锻坯,所述锻坯为尺寸为:的试棒。
(4)热处理:将所述试棒首先送试样段加工得到拉伸试样毛坯。然后将拉伸试样毛坯进行固溶处理:在温度为1050℃下,保温3小时,在淬火油中冷却至室温;再进行时效处理:在温度为450℃下,保温10小时,在空气中冷却至室温,得到一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的拉伸试样毛坯。
将实施例1~7中制得的所述拉伸试样毛坯经磨削加工成横截面直径d为5mm,原始标距L0为25mm的标准比例拉伸试样,进行力学性能测试如表2所示,其中σb表示拉伸强度,σ0.2表示屈服强度,A表示延伸率。
表2
实施例 | 炉号 | σb/MPa | σ0.2/MPa | A/% | 密度/(g/cm3) |
1 | 1# | 1350 | 1200 | 19 | 6.8 |
2 | 2# | 1370 | 1215 | 18 | 6.5 |
3 | 3# | 1410 | 1270 | 13 | 6.7 |
4 | 4# | 1400 | 1280 | 17 | 6.9 |
5 | 5# | 1455 | 1320 | 16 | 6.6 |
6 | 6# | 1440 | 1300 | 16 | 6.7 |
7 | 7# | 1480 | 1320 | 15 | 6.5 |
Claims (3)
1.一种低密度Ti3Al增强超高强度钢,其特征在于:所述钢的化学成分质量百分比为:C0.5-1.5wt%,Mn 15-30wt%,Al 5-10wt%,Ti 5-20wt%,Cr≤5wt%,Nb≤0.2wt%,Si≤2wt%,B≤0.6wt%,其余为Fe及不可避免的杂质。
2.一种如权利要求1所述的低密度Ti3Al增强超高强度钢的制备方法,其特征在于:具体步骤如下:
(1)冶炼:首先进行真空熔炼:将原料装入炉中,抽真空至真空度<50Pa时,加热使原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后,在真空度<1Pa,温度为1600-1700℃时保温30分钟-2小时进行精炼,充分脱氧后在氩气保护下进行合金化,然后浇注并在真空下冷却得到钢锭;再进行重熔:将钢锭放入炉内,通氩气保护,压强为100-150Pa,加热至完全熔化后保温2-5小时,冷却得到重熔后的钢锭;
(2)均匀化处理:在温度不高于600℃时将重熔后的钢锭装入炉内,在温度为1160-1220℃时,保温8-20小时,随炉冷却至室温得到均匀化处理后的钢锭;
(3)锻造:将均匀化处理后的钢锭进行锻造,始锻温度为1100-1180℃,终锻温度为900-1000℃,在空气中冷却至室温,得到锻坯;
(4)热处理:将锻坯进行固溶处理:在温度为1050-1200℃下,保温1-3小时,在淬火油中冷却至室温;再进行时效处理:在温度为450-650℃下,保温3-10小时,在空气中冷却至室温,得到一种低密度Ti3Al增强超高强度钢。
3.根据权利要求2所述的一种低密度Ti3Al增强超高强度钢的制备方法,其特征在于:真空熔炼采用真空感应炉;重熔时选用真空自耗重熔或电渣重熔的方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN201610875321.5A CN106399858B (zh) | 2016-09-30 | 2016-09-30 | 一种低密度Ti3Al增强超高强度钢及其制备方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN201610875321.5A CN106399858B (zh) | 2016-09-30 | 2016-09-30 | 一种低密度Ti3Al增强超高强度钢及其制备方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
CN106399858A true CN106399858A (zh) | 2017-02-15 |
CN106399858B CN106399858B (zh) | 2018-04-03 |
Family
ID=59228295
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
CN201610875321.5A Active CN106399858B (zh) | 2016-09-30 | 2016-09-30 | 一种低密度Ti3Al增强超高强度钢及其制备方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
CN (1) | CN106399858B (zh) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN108118254A (zh) * | 2017-12-21 | 2018-06-05 | 常熟理工学院 | 低密度高强钢及其制备方法 |
US10041139B2 (en) * | 2013-06-27 | 2018-08-07 | Hyundai Steel Company | High-strength steel sheet and manufacturing method therefor |
CN111215623A (zh) * | 2020-03-02 | 2020-06-02 | 北京理工大学 | 一种Ti-Al系合金的粉末冶金致密化无压烧结方法 |
CN112410680A (zh) * | 2020-11-19 | 2021-02-26 | 北京交通大学 | 超高强度低密度钢及其制备方法 |
CN114480984A (zh) * | 2021-12-15 | 2022-05-13 | 钢铁研究总院 | 一种Ti合金化低密度高强钢及其制备方法 |
CN115466897A (zh) * | 2022-08-01 | 2022-12-13 | 上海大学 | 一种核屏蔽用奥氏体中熵合金材料及其制备方法 |
Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US20050006007A1 (en) * | 2003-07-11 | 2005-01-13 | O-Ta Precision Casting Co., Ltd. | Low density iron based alloy for a golf club head |
JP2005015909A (ja) * | 2003-06-05 | 2005-01-20 | Nippon Steel Corp | 高強度低比重鋼板およびその製造方法 |
JP2006176843A (ja) * | 2004-12-22 | 2006-07-06 | Nippon Steel Corp | 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法 |
CN103667883A (zh) * | 2013-12-26 | 2014-03-26 | 北京科技大学 | 一种低密度、高强韧汽车用钢板及制备工艺 |
CN104711494A (zh) * | 2015-04-14 | 2015-06-17 | 钢铁研究总院 | 低密度高塑性NiAl增强超高强度钢及制备方法 |
CN105838995A (zh) * | 2016-05-03 | 2016-08-10 | 上海大学 | 低密度、高强、高比模量钢铁材料及其制备方法 |
-
2016
- 2016-09-30 CN CN201610875321.5A patent/CN106399858B/zh active Active
Patent Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2005015909A (ja) * | 2003-06-05 | 2005-01-20 | Nippon Steel Corp | 高強度低比重鋼板およびその製造方法 |
US20050006007A1 (en) * | 2003-07-11 | 2005-01-13 | O-Ta Precision Casting Co., Ltd. | Low density iron based alloy for a golf club head |
JP2006176843A (ja) * | 2004-12-22 | 2006-07-06 | Nippon Steel Corp | 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法 |
CN103667883A (zh) * | 2013-12-26 | 2014-03-26 | 北京科技大学 | 一种低密度、高强韧汽车用钢板及制备工艺 |
CN104711494A (zh) * | 2015-04-14 | 2015-06-17 | 钢铁研究总院 | 低密度高塑性NiAl增强超高强度钢及制备方法 |
CN105838995A (zh) * | 2016-05-03 | 2016-08-10 | 上海大学 | 低密度、高强、高比模量钢铁材料及其制备方法 |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US10041139B2 (en) * | 2013-06-27 | 2018-08-07 | Hyundai Steel Company | High-strength steel sheet and manufacturing method therefor |
CN108118254A (zh) * | 2017-12-21 | 2018-06-05 | 常熟理工学院 | 低密度高强钢及其制备方法 |
CN111215623A (zh) * | 2020-03-02 | 2020-06-02 | 北京理工大学 | 一种Ti-Al系合金的粉末冶金致密化无压烧结方法 |
CN112410680A (zh) * | 2020-11-19 | 2021-02-26 | 北京交通大学 | 超高强度低密度钢及其制备方法 |
CN114480984A (zh) * | 2021-12-15 | 2022-05-13 | 钢铁研究总院 | 一种Ti合金化低密度高强钢及其制备方法 |
CN115466897A (zh) * | 2022-08-01 | 2022-12-13 | 上海大学 | 一种核屏蔽用奥氏体中熵合金材料及其制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN106399858B (zh) | 2018-04-03 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CN106244927B (zh) | 一种低密度超高强度钢及其制备方法 | |
CN106399858B (zh) | 一种低密度Ti3Al增强超高强度钢及其制备方法 | |
CN102181806B (zh) | 一种加氢设备用大厚度铬钼钢板及其生产方法 | |
CN105525078A (zh) | 一种提高4Cr5MoSiV1热作模具钢性能的制备方法 | |
CN103014510B (zh) | 高强度冷挤压模具钢及其加工工艺 | |
KR102314171B1 (ko) | 자동차 휠허브용 베어링강 및 그의 제조방법 | |
CN110306108A (zh) | 一种高韧性高抗裂性热作模具钢及其制造方法 | |
CN111057934A (zh) | 一种高性能热作模具钢及其生产工艺 | |
CN110157988A (zh) | 一种高纯、均质稀土冷轧辊用钢合金材料及制备方法 | |
CN114411043B (zh) | 一种大型热锻热作模具钢的制备方法 | |
CN101649419B (zh) | 一种高性能冷挤压模具钢及其冶金制造方法 | |
CN111607743B (zh) | 一种高钒W6+Co高速钢材料及其制备方法 | |
CN103014495A (zh) | 高韧性高耐磨冷作模具钢及其加工工艺 | |
CN101962737B (zh) | 一种多元合金化超高强度抽油杆钢及其制造方法 | |
CN108950387A (zh) | 具有优良高温性能厚规格核电安注箱用钢及其制造方法 | |
CN114318124A (zh) | 一种超高耐磨高韧性热作模具钢及其制备方法 | |
CN103484764B (zh) | Ti析出强化型超高强热轧薄板及其生产方法 | |
CN101220442A (zh) | 高热稳定性高强度的热作模具钢 | |
CN107365948A (zh) | 一种冷作模具钢材料及其制备方法 | |
CN108165828A (zh) | 一种耐磨锌基合金及其制备方法 | |
CN113737106B (zh) | 1500MPa热冲压零件冷切边冲孔刀具用模具钢及其制备方法 | |
CN105603303B (zh) | 一种高强度超厚钢板 | |
CN116042984A (zh) | 一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法 | |
CN113846263B (zh) | 一种无δ铁素体的高韧性耐热钢及制备方法 | |
CN114959429A (zh) | 一种工程机械齿轮用钢18CrNiMo7-6的制造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
C06 | Publication | ||
PB01 | Publication | ||
C10 | Entry into substantive examination | ||
SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
GR01 | Patent grant | ||
GR01 | Patent grant |