CN111850419A - 一种高锰奥氏体钢及其制备方法 - Google Patents

一种高锰奥氏体钢及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN111850419A
CN111850419A CN202010757974.XA CN202010757974A CN111850419A CN 111850419 A CN111850419 A CN 111850419A CN 202010757974 A CN202010757974 A CN 202010757974A CN 111850419 A CN111850419 A CN 111850419A
Authority
CN
China
Prior art keywords
austenitic steel
steel
manganese austenitic
alloy
high manganese
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.)
Pending
Application number
CN202010757974.XA
Other languages
English (en)
Inventor
刘日平
张国峰
王锁涛
王飞
唐轶浩
景勤
马明臻
张新宇
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Yanshan University
Original Assignee
Yanshan University
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Yanshan University filed Critical Yanshan University
Priority to CN202010757974.XA priority Critical patent/CN111850419A/zh
Publication of CN111850419A publication Critical patent/CN111850419A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0081—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for slabs; for billets
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium

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)

Abstract

本发明提供了一种高锰奥氏体钢及其制备方法，属于金属材料技术领域。本发明提供的高锰奥氏体钢，按照质量百分比计，包括：Mn：25～27％，Al：8～12％，C：1.2～1.4％，Nb：0.05～0.1％和余量的Fe。本发明通过调整Al、C、Mn的用量，能够降低钢的密度，提高奥氏体的稳定性及回复动力，同时起到固溶强化的作用，提高钢的强度和耐磨性；Nb元素使铸态组织中的网状碳化物减少，奥氏体晶粒细化，提高屈服强度。实施例的结果显示，本发明提供的高锰奥氏体钢密度约为6.62g/cm3，较纯铁降低了15.13％，弹性模量≥142GPa，屈服强度＞1020MPa，抗拉强度＞1150MPa。

Description

一种高锰奥氏体钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种高锰奥氏体钢及其制备方法。
背景技术
钢广泛使用于各行各业中，随着科学技术的发展，人们对钢性能的要求也日益提高，其中目前最为关注的焦点之一就是轻量化问题。从材料选择角度出发，目前实现轻量化主要有以下两种途径：一是使用轻质材料，如使用低密度的铝及铝合金、镁及镁合金、工程塑料或碳纤维复合材料等，主要以铝合金为主；二是使用高强度钢代替普通钢材降低钢板厚度规格。由于铝合金成本高、工艺复杂、焊接性能差等因素，制约了其使用前景；同时，通过钢板减厚也不能完全满足使用需求。一种更具潜力的思路就是：开发集低密度与高强度性能于一身的钢板。
近年来，开发了一种新型体系Fe-Mn-Al-C钢，具有优异的强韧性和低密度等特点。轻质Fe-Mn-Al-C钢可分为四类：铁素体钢、铁素体基双相钢、奥氏体基双相钢和奥氏体钢。奥氏体钢在性能和加工方面是最有前途的。现有技术如：《固溶处理对轻量高锰钢组织及力学性能的影响》(李俊澎，杜鑫，崔烨，张洋，张静，张中武，2018,43(07):109-114，《金属热处理》)制备的10.31Al-14.85Mn-0.78C-4.93Ni-0.83Cu高锰钢的弹性模量为142GPa，屈服强度为506.91MPa，抗拉强度为834.50MPa，屈服强度和抗拉强度较低；而《一种Fe-Mn-Al-C低密度高强钢的组织性能研究》(赵超，宋仁伯，张磊峰，杨富强，北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083)制备的Fe-Mn-Al-C钢的屈服强度和抗拉强度虽然较高，但是密度为6.8g/cm3，依然较高，已经逐渐不能满足社会发展对新型体系Fe-Mn-Al-C钢的要求。
随着Fe-Mn-Al-C钢材在市场中有很大的需求潜力，提高Fe-Mn-Al-C钢的强韧性、降低其密度成为研究开发和应用的重点方向之一。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高锰奥氏体钢及其制备方法，本发明提供的高锰奥氏体钢具有低密度和高强韧性，能够应用到汽车、海洋工程、冶金、化工、轻工等诸多领域。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种高锰奥氏体钢，按照质量百分比计，包括：Mn：25～27％，Al：8～12％，C：1.2～1.4％，Nb：0.05～0.1％和余量的Fe。
优选地，按照质量百分比计，包括：Mn：26％，Al：10％，C：1.4％，Nb：0.1％和余量的Fe。
优选地，按照质量百分比计，包括：Mn：25％，Al：10％，C：1.4％，Nb：0.05％和余量的Fe。
优选地，按照质量百分比计，包括：Mn：27％，Al：10％，C：1.2％，Nb：0.1％和余量的Fe。
本发明提供了上述技术方案所述高锰奥氏体钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将合金原料混合后熔炼，得到合金铸锭；
(2)将所述步骤(1)得到的合金铸锭进行热轧，得到合金板；
(3)将所述步骤(2)得到的合金板依次进行固溶处理和时效处理，得到高锰奥氏体钢。
优选地，所述步骤(1)中熔炼的温度为1700～2000℃。
优选地，所述步骤(2)中热轧的温度为1000℃～1050℃，
优选地，所述步骤(2)中热轧的总变形量为65％～70％。
优选地，所述步骤(3)中固溶处理的温度为1000～1050℃，固溶处理的时间为100～150分钟。
优选地，所述步骤(3)中时效处理的温度为500℃～700℃，时效处理的时间为7～9h。
本发明提供了一种高锰奥氏体钢，按照质量百分比计，包括：Mn：25～27％，Al：8～12％，C：1.2～1.4％，Nb：0.05～0.1％和余量的Fe。本发明在钢中加入较高含量的Al元素，利用Al元素降低高锰奥氏体钢的平均摩尔质量，同时增加钢的摩尔体积，从而降低钢的密度；提高C元素的含量，提高了钢中奥氏体的稳定性及奥氏体的回复动力，扩大奥氏体相区，同时具有间隙固溶强化的作用，能提高钢的强度和耐磨性；Mn元素具有固溶强化作用，提高Mn元素的用量，可扩大奥氏体相区，提高室温下残留奥氏体的含量及合金的层错能，降低Ms点；少量的Nb元素会使铸态组织中的网状碳化物减少，奥氏体晶粒细化，使高锰钢强化，大幅度提高屈服强度；上述元素之间还能起到协同作用，降低钢的密度。实施例的结果显示，本发明提供的高锰奥氏体钢密度约为6.62g/cm3，较纯铁降低了15.13％，弹性模量≥142GPa，屈服强度＞1020MPa，抗拉强度＞1150MPa。
附图说明
图1为本发明实施例1～3制得的高锰奥氏体钢切割成的拉伸试样图示；
图2为本发明实施例1制得的高锰奥氏体钢金相光学显微图；
图3为本发明实施例2制得的高锰奥氏体钢的金相光学显微图；
图4是本发明实施例3制得的高锰奥氏体钢的金相光学显微图。
具体实施方式
本发明提供了一种高锰奥氏体钢，按照质量百分比计，包括：Mn：25～27％，Al：8～12％，C：1.2～1.4％，Nb：0.05～0.1％和余量的Fe。
按照质量百分比计，本发明提供的高锰奥氏体钢包括25～27％的Mn，优选为26％。本发明将Mn元素的用量控制在上述范围内，起到固溶强化作用，将Mn元素的用量由常规的10～14％提高至25～27％，扩大了奥氏体相区，提高室温下残留奥氏体的含量及合金的层错能，降低Ms点。
按照质量百分比计，本发明提供的高锰奥氏体钢包括8～12％的Al，优选为9～11％，更优选为10％。本发明将Al元素的用量控制在上述范围内，可以降低高锰奥氏体钢的平均摩尔质量，同时增加钢的摩尔体积，从而降低钢的密度。
按照质量百分比计，本发明提供的高锰奥氏体钢包括1.2～1.4％的C，优选为1.3％。本发明将C元素的用量控制在上述范围内，提高了钢中奥氏体的稳定性及奥氏体的回复动力，扩大奥氏体相区，同时具有间隙固溶强化的作用，能提高钢的强度和耐磨性。
按照质量百分比计，本发明提供的高锰奥氏体钢包括0.05～0.1％的Nb，优选为0.07％。本发明将Nb元素的用量控制在上述范围内，会使铸态组织中的网状碳化物减少，奥氏体晶粒细化，使高锰钢强化，大幅度提高屈服强度。
本发明通过限定高锰奥氏体钢中各元素的用量，使得各种元素之间起到协同作用，降低钢的密度。
本发明还提供了上述技术方案所述高锰奥氏体钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将合金原料混合后熔炼，得到合金铸锭；
(2)将所述步骤(1)得到的合金铸锭进行热轧，得到合金板；
(3)将所述步骤(2)得到的合金板依次进行固溶处理和时效处理，得到高锰奥氏体钢。
本发明将合金原料混合熔炼，得到合金铸锭。
本发明对所述合金原料的种类没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的能够提供上述合金元素的原料即可。在本发明中，所述合金原料优选为碳、电解锰片、铌丝、铝块和铁块，更优选为碳、电解锰片、铌丝、纯铝和工业纯铁。本发明对所述合金原料的来源没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的市售产品即可。本发明使用上述原料制备合金铸锭，能够减少合金铸锭中杂质的含量，提高高锰奥氏体钢的性能。
合金原料混合前，本发明优选还包括分别将电解锰片、铌丝、铝块和铁块与无水乙醇混合，然后放入超声波清洗仪中进行清洗，再取出擦干。本发明通过上述工艺能够去除原料表面的灰尘，降低高锰奥氏体钢中杂质的含量。
本发明对所述熔炼的设备没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的熔炼设备即可。在本发明中，所述熔炼的设备优选为非自耗真空电弧熔炼炉。
本发明优选用砂纸非自耗真空电弧熔炼炉中的水冷铜坩埚内壁进行打磨，然后用无水乙醇擦拭干净，再将混合后的合金原料放入到水冷铜坩埚中进行熔炼。本发明通过上述工艺能够避免水冷铜坩埚内壁上存在其他杂质对高锰奥氏体钢性能的影响。
在本发明中，所述熔炼优选在保护气氛下进行。本发明优选对非自耗真空电弧熔炼炉进行抽真空，然后充入保护气体。在本发明中，所述真空度优选为≤8×10-3Pa，更优选为＜8×10-3Pa。在本发明中，所述保护气体优选为高纯氦气或高纯氩气，更优选为高纯氩气。本发明通过充入保护气体，可以避免熔炼过程中金属元素与气体中的氧元素等杂质元素发生反应，影响高锰奥氏体钢的性能。
在本发明中，所述熔炼的温度优选为1700～2000℃，更优选为1800℃；所述熔炼的次数优选为3～7次，更优选为5次。本发明对所述熔炼的时间没有特殊的限定，根据本领域技术常识设定即可。在本发明中，每次熔炼后，优选还包括对铸锭进行翻转处理。本发明通过多次熔炼和翻转处理，可以使钢中的成分分布均匀。
得到合金铸锭后，本发明对所述合金铸锭进行热轧，得到合金板。
本发明优选将所述合金铸锭加热到轧制温度后保温，然后进行热轧。在本发明中，所述加热的速率优选为5～15℃/min，更优选为10℃/min；所述轧制温度优选为1000℃～1050℃；所述保温时间优选为0.5～1小时。本发明通过对合金铸锭进行加热保温，能够使合金内外的温度一致，保证轧制效果。
本发明对加热过程中所使用的设备没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的加热设备即可。在本发明中，所述加热设备优选为马弗炉。
本发明对热轧过程中所使用的设备没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的热轧设备即可。在本发明中，所述热轧设备优选为二辊轧机。
在本发明中，所述热轧优选为多道次轧制变形。在本发明中，所述热轧的单道次变形量优选为10～20％，更优选为13～17％；所述热轧的总道次变形量优选为65％～70％，更优选为66～69％。
本发明优选在每道次轧制后将所述道次轧制的产物加热至轧制温度，保温5分钟，然后进行下一道次轧制，终轧后将所述终轧的产物加热至轧制温度，保温1分钟。本发明通过将热轧工艺限定在上述范围内，能够使铸造状态的粗大晶粒破碎，显著裂纹愈合，消除铸造缺陷，将铸态组织转变为变形组织，提高合金的加工性能。
热轧结束后，本发明优选对所述热轧的产物进行冷却，得到合金板。在本发明中，所述冷却的方式优选为水冷；所述冷却的终点温度优选为室温。
得到合金板后，本发明将所述合金板依次进行固溶处理和时效处理，得到高锰奥氏体钢。
在本发明中，所述固溶处理的温度优选为1000～1050℃；所述固溶处理的时间优选为100～150分钟，更优选为120分钟。本发明通过固溶处理能够使合金中各种相充分溶解，强化固溶体，并提高韧性及抗蚀性能，消除应力与软化，提高合金的性能。
本发明对加热至所述固溶处理温度的加热速率没有特殊的限定，根据本领域技术常识设定即可。
固溶处理结束后，本发明优选还包括对固溶处理的产物进行冷却处理。在本发明中，所述冷却的方式优选为水冷；所述冷却的终点温度优选为室温。
在本发明中，所述时效处理的温度优选为500℃～700℃，更优选为600℃；时效处理的时间优选为7～9h，更优选为8h。本发明将时效处理的参数限定在上述范围内，使Nb4C3等硬质点化合物在奥氏体基体上弥散析出，以提高高锰奥氏体钢的硬度、强度和耐磨性。
本发明对加热至时效处理温度的加热速率没有特殊的限定，根据本领域技术常识设定即可。
时效处理结束后，本发明优选还包括对时效处理的产物进行冷却处理。在本发明中，所述冷却的方式优选为水冷；所述冷却的终点温度优选为室温。
本发明对所述固溶处理和时效处理所需的设备没有特殊的限定，采用本领域常用的设备即可。在本发明中，所述固溶处理和时效处理所需的设备优选为马弗炉。
冷却处理结束后，本发明优选还包括对冷却后的产物依次进行打磨和清洗，得到高锰奥氏体钢。本发明对所述打磨和清洗的具体操作没有特殊的限定，采用本领域常用的打磨和清洗工艺即可。
本发明采用熔铸+热轧+固溶+时效处理的方法制备高锰奥氏体钢，在含Nb的合金结构钢中，经高温奥氏体化淬火，可使更多的Nb元素固溶入奥氏体，并且可以使Nb4C3或Nb(CN)沉淀析出，促使沉淀硬化，弥散析出促使弥散强化；采用固溶+时效处理，使Nb4C3等硬质点化合物在奥氏体基体上弥散析出，以提高其耐磨性；同时制备工艺简单，成本低，适于工业大规模生产。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
按照质量百分比计，高锰奥氏体钢的组成为：Mn：25％，Al：10％，C：1.4％，Nb：0.05％和余量的Fe。
高锰奥氏体钢的制备方法为：
(1)取工业纯铁87.492g、电解锰34.664g、纯铝13.865g，铌丝0.069g浸于无水乙醇烧杯中，将烧杯放入超声波清洗仪中清洗后，配入碳1.941g，依次将碳、电解锰片、铌丝、铝块、工业纯铁放入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，炉腔内的真空度需达到8×10- 3Pa以下，充入高纯氩气作为保护气后进行熔炼，每次熔炼完毕后，对铸锭进行翻转处理，反复熔炼及翻转铸锭，得到厚度为14.7mm的合金铸锭；
(2)将合金铸锭加热到1000℃并保温0.5小时，然后进行轧制，单道次的变形量为13.6％，每道次轧制后，放入马弗炉中在1000℃保温5分钟，合金铸锭最终轧制成厚度为5mm的合金板，其最终变形量达66％，在终道次轧制后，重新加热至1000℃，保温1分钟，然后迅速在室温水中进行淬火处理，得到合金板；
(3)将合金板放入升温至1000℃的马弗炉中，保温120min，进行固溶处理，然后迅速放入室温水中进行淬火处理，待合金板完全冷却后取出，将经过固溶处理的合金板放入马弗炉中加热至600℃，保温8h，进行时效处理，达到时效时间后，从马弗炉中取出，水冷至室温，对处理后的合金板的表面依次进行打磨和清洗，得到高锰奥氏体钢。
用线切割将得到的高锰奥氏体钢切出如图1所示的拉伸试样，进行拉伸试验，获得力学性能相关数据；
用线切割将得到的高锰奥氏体钢切出尺寸为5mm×8mm×2mm的金相试验试样，用酚醛塑料粉在金相试验镶嵌机(XQ-1、上海金相机械设备有限公司)中对其它非测试面进行密封处理，取出后将被测试面分别用150#、400#、800#、1200#、2000#、3000#砂纸打磨，冲洗表面污垢，然后进行抛光，然后清洗并吹干表面，以GB/T 10125-1997为试验依据在浓度为10％的硝酸酒精溶液环境下进行中腐蚀，由此获得金相试样相关数据。
如图2所示，本实施例所制得的奥氏体钢是由细小的等轴奥氏体晶粒组成，晶粒尺寸为22μm，加上后续的时效处理，导致了强化相的析出，力学性能得到大幅度提高。
实施例2
按照质量百分比计，高锰奥氏体钢的组成为：Mn：26％，Al：10％，C：1.4％，Nb：0.1％和余量的Fe。
高锰奥氏体钢的制备方法为：
(1)取工业纯铁88.046g、电解锰36.628g、纯铝14.088g，铌丝0.141g浸于无水乙醇烧杯中，将烧杯放入超声波清洗仪中清洗后，配入碳1.972g，依次将碳、电解锰片、铌丝、铝块、工业纯铁放入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，炉腔内的真空度需达到8×10- 3Pa以下，充入高纯氩气作为保护气后进行熔炼，每次熔炼完毕后，对铸锭进行翻转处理，反复熔炼及翻转铸锭，得到厚度为14.7mm的合金铸锭；
(2)将合金铸锭加热到1000℃并保温0.5小时，然后进行轧制，单道次的变形量为13.6％，每道次轧制后，放入马弗炉中在1000℃保温5分钟，合金铸锭最终轧制成厚度为5mm的合金板，其最终变形量达66％，在终道次轧制后，重新加热至1000℃，保温1分钟，然后迅速在室温水中进行淬火处理，得到合金板；
(3)将合金板放入升温至1000℃的马弗炉中，保温120min，进行固溶处理，然后迅速放入室温水中进行淬火处理，待合金板完全冷却后取出，将经过固溶处理的合金板放入马弗炉中加热至600℃，保温8h，进行时效处理，达到时效时间后，从马弗炉中取出，水冷至室温，对处理后的合金板的表面依次进行打磨和清洗，得到高锰奥氏体钢。
用线切割将得到的高锰奥氏体钢切出如图1所示的拉伸试样，进行拉伸试验，获得力学性能相关数据；
用线切割将得到的高锰奥氏体钢切出尺寸为5mm×8mm×2mm的金相试验试样，用酚醛塑料粉在金相试验镶嵌机(XQ-1、上海金相机械设备有限公司)中对其它非测试面进行密封处理，取出后将被测试面分别用150#、400#、800#、1200#、2000#、3000#砂纸打磨，冲洗表面污垢，然后进行抛光，然后清洗并吹干表面，以GB/T 10125-1997为试验依据在浓度为10％的硝酸酒精溶液环境下进行中腐蚀，由此获得金相试样相关数据。
如图3所示，本实施例所制得的奥氏体钢是由细小的等轴奥氏体晶粒组成，晶粒尺寸为18μm，加上后续的时效处理，导致了强化相的析出，力学性能得到大幅度提高。
实施例3
按照质量百分比计，高锰奥氏体钢的组成为：Mn：27％，Al：10％，C：1.2％，Nb：0.05％和余量的Fe。
高锰奥氏体钢的制备方法为：
(1)取工业纯铁88.633g、电解锰38.786g、纯铝13.3652g，铌丝0.144g浸于无水乙醇烧杯中，将烧杯放入超声波清洗仪中清洗后，配入碳1.724g，依次将碳、电解锰片、铌丝、铝块、工业纯铁放入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，炉腔内的真空度需达到8×10-3Pa以下，充入高纯氩气作为保护气后进行熔炼，每次熔炼完毕后，对铸锭进行翻转处理，反复熔炼及翻转铸锭，得到厚度为14.7mm的合金铸锭；
(2)将合金铸锭加热到1000℃并保温0.5小时，然后进行轧制，单道次的变形量为13.6％，每道次轧制后，放入马弗炉中在1000℃保温5分钟，合金铸锭最终轧制成厚度为5mm的合金板，其最终变形量达66％，在终道次轧制后，重新加热至1000℃，保温1分钟，然后迅速在室温水中进行淬火处理，得到合金板；
(3)将合金板放入升温至1000℃的马弗炉中，保温120min，进行固溶处理，然后迅速放入室温水中进行淬火处理，待合金板完全冷却后取出，将经过固溶处理的合金板放入马弗炉中加热至600℃，保温8h，进行时效处理，达到时效时间后，从马弗炉中取出，水冷至室温，对处理后的合金板的表面依次进行打磨和清洗，得到高锰奥氏体钢。
用线切割将得到的高锰奥氏体钢切出如图1所示的拉伸试样，进行拉伸试验，获得力学性能相关数据；
用线切割将得到的高锰奥氏体钢切出尺寸为5mm×8mm×2mm的金相试验试样，用酚醛塑料粉在金相试验镶嵌机(XQ-1、上海金相机械设备有限公司)中对其它非测试面进行密封处理，取出后将被测试面分别用150#、400#、800#、1200#、2000#、3000#砂纸打磨，冲洗表面污垢，然后进行抛光，然后清洗并吹干表面，以GB/T 10125-1997为试验依据在浓度为10％的硝酸酒精溶液环境下进行中腐蚀，由此获得金相试样相关数据。
如图3所示，本实施例所制得的奥氏体钢是由细小的等轴奥氏体晶粒组成，晶粒尺寸为20μm，加上后续的时效处理，导致了强化相的析出，力学性能得到大幅度提高。
对比例1
《固溶处理对轻量高锰钢组织及力学性能的影响》(李俊澎，杜鑫，崔烨，张洋，张静，张中武，2018,43(07):109-114，《金属热处理》)制备的10.31Al-14.85Mn-0.78C-4.93Ni-0.83Cu高锰钢。
对比例2
《一种Fe-Mn-Al-C低密度高强钢的组织性能研究》(赵超，宋仁伯，张磊峰，杨富强，北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083)制备的Fe-10.4Mn-9.7Al-0.7C钢。
表1实施例1～3和对比例1～2获得的高锰奥氏体钢的性能测试结果
Figure BDA0002612209350000101
由表1可知，本发明制备的高锰奥氏体钢弹性模量≥142GPa，屈服强度＞1020MPa，抗拉强度＞1150MPa，其性能高于现有技术(对比例1和对比例2)制备的高锰奥氏体钢，且本发明制备的高锰奥氏体钢的密度≤6.62g/cm3，对比例2制备的高锰奥氏体钢的密度为6.8g/cm3，可见本发明制备的高锰奥氏体钢的密度更低，具有更广阔的应用前景。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种高锰奥氏体钢，按照质量百分比计，包括：Mn：25～27％，Al：8～12％，C：1.2～1.4％，Nb：0.05～0.1％和余量的Fe。
2.根据权利要求1所述的高锰奥氏体钢，其特征在于，按照质量百分比计，包括：Mn：26％，Al：10％，C：1.4％，Nb：0.1％和余量的Fe。
3.根据权利要求1所述的高锰奥氏体钢，其特征在于，按照质量百分比计，包括：Mn：25％，Al：10％，C：1.4％，Nb：0.05％和余量的Fe。
4.根据权利要求1所述的高锰奥氏体钢，其特征在于，按照质量百分比计，包括：Mn：27％，Al：10％，C：1.2％，Nb：0.1％和余量的Fe。
5.权利要求1～4任意一项所述高锰奥氏体钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将合金原料混合后熔炼，得到合金铸锭；
(2)将所述步骤(1)得到的合金铸锭进行热轧，得到合金板；
(3)将所述步骤(2)得到的合金板依次进行固溶处理和时效处理，得到高锰奥氏体钢。
6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(1)中熔炼的温度为1700～2000℃。
7.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中热轧的温度为1000℃～1050℃。
8.根据权利要求5或7所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中热轧的总变形量为65％～70％。
9.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中固溶处理的温度为1000～1050℃，固溶处理的时间为100～150分钟。
10.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中时效处理的温度为500℃～700℃，时效处理的时间为7～9h。
CN202010757974.XA 2020-07-31 2020-07-31 一种高锰奥氏体钢及其制备方法 Pending CN111850419A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202010757974.XA CN111850419A (zh) 2020-07-31 2020-07-31 一种高锰奥氏体钢及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202010757974.XA CN111850419A (zh) 2020-07-31 2020-07-31 一种高锰奥氏体钢及其制备方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN111850419A true CN111850419A (zh) 2020-10-30

Family

ID=72953442

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202010757974.XA Pending CN111850419A (zh) 2020-07-31 2020-07-31 一种高锰奥氏体钢及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN111850419A (zh)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113737104A (zh) * 2021-09-07 2021-12-03 燕山大学 一种高铝耐候钢及其制备方法
CN114703429A (zh) * 2022-04-12 2022-07-05 燕山大学 一种Fe-Mn-Al-C系奥氏体轻质钢及其制备方法
CN114774806A (zh) * 2022-04-25 2022-07-22 燕山大学 一种高强韧轻质钢板及其制备方法和应用
CN114807772A (zh) * 2022-04-29 2022-07-29 燕山大学 一种时效强化的高强韧轻质钢及其制造方法
CN114892084A (zh) * 2022-04-29 2022-08-12 燕山大学 一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢及其制造方法
CN116426836A (zh) * 2023-05-16 2023-07-14 燕山大学 一种Fe-Mn-Al-C-Nb-V奥氏体轻质钢及其制备方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
CN101432456A (zh) * 2006-12-27 2009-05-13 Posco公司 耐撞性优异的高锰高强度钢板及其制造方法
WO2009084792A1 (en) * 2007-12-28 2009-07-09 Posco High manganese steel having high strength and excellent delayed fracture resistance and manufacturing method thereof
CN103328120A (zh) * 2011-01-11 2013-09-25 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 制造热轧钢板产品的方法
CN106244927A (zh) * 2016-09-30 2016-12-21 北京理工大学 一种低密度超高强度钢及其制备方法
CN107937834A (zh) * 2016-10-12 2018-04-20 现代自动车株式会社 高锰钢
US10480053B2 (en) * 2014-11-27 2019-11-19 Korea Institute Of Machinery And Materials Austenitic light-weight high-strength steel with excellent properties of welds, and method of manufacturing the same
CN110607480A (zh) * 2019-08-02 2019-12-24 华北理工大学 一种汽车用含Nb高强高韧性低密钢及其制备方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP4464811B2 (ja) * 2004-12-22 2010-05-19 新日本製鐵株式会社 延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法
CN101432456A (zh) * 2006-12-27 2009-05-13 Posco公司 耐撞性优异的高锰高强度钢板及其制造方法
WO2009084792A1 (en) * 2007-12-28 2009-07-09 Posco High manganese steel having high strength and excellent delayed fracture resistance and manufacturing method thereof
CN103328120A (zh) * 2011-01-11 2013-09-25 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 制造热轧钢板产品的方法
US10480053B2 (en) * 2014-11-27 2019-11-19 Korea Institute Of Machinery And Materials Austenitic light-weight high-strength steel with excellent properties of welds, and method of manufacturing the same
CN106244927A (zh) * 2016-09-30 2016-12-21 北京理工大学 一种低密度超高强度钢及其制备方法
CN107937834A (zh) * 2016-10-12 2018-04-20 现代自动车株式会社 高锰钢
CN110607480A (zh) * 2019-08-02 2019-12-24 华北理工大学 一种汽车用含Nb高强高韧性低密钢及其制备方法

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113737104A (zh) * 2021-09-07 2021-12-03 燕山大学 一种高铝耐候钢及其制备方法
CN114703429A (zh) * 2022-04-12 2022-07-05 燕山大学 一种Fe-Mn-Al-C系奥氏体轻质钢及其制备方法
CN114703429B (zh) * 2022-04-12 2022-09-23 燕山大学 一种Fe-Mn-Al-C系奥氏体轻质钢及其制备方法
CN114774806A (zh) * 2022-04-25 2022-07-22 燕山大学 一种高强韧轻质钢板及其制备方法和应用
CN114807772A (zh) * 2022-04-29 2022-07-29 燕山大学 一种时效强化的高强韧轻质钢及其制造方法
CN114892084A (zh) * 2022-04-29 2022-08-12 燕山大学 一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢及其制造方法
CN114892084B (zh) * 2022-04-29 2023-02-24 燕山大学 一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢及其制造方法
CN116426836A (zh) * 2023-05-16 2023-07-14 燕山大学 一种Fe-Mn-Al-C-Nb-V奥氏体轻质钢及其制备方法
CN116426836B (zh) * 2023-05-16 2024-01-05 燕山大学 一种Fe-Mn-Al-C-Nb-V奥氏体轻质钢及其制备方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111850419A (zh) 一种高锰奥氏体钢及其制备方法
JP6574307B2 (ja) 高強靭性継目無鋼管及びその製造方法
EP4257717A1 (en) High-entropy austenitic stainless steel, and preparation method therefor
CN102094150B (zh) 一种特厚耐高温压力容器钢及其制备方法
CN106756614B (zh) 耐海洋大气、海水飞溅腐蚀的210mm厚易焊接F690钢板
CN112011745A (zh) Fe-Mn-Si基形状记忆合金粉末、其制备方法、应用、3D打印方法及形状记忆合金
CN111961893B (zh) 一种高强度高塑性高熵合金及其制备方法
CN101956134A (zh) 一种高强度、高塑性含铜高碳twip钢及其制备工艺
CN110791717B (zh) 一种高品质亚共析合金工具钢线材及其生产方法
CN113106316B (zh) 一种高强韧CrMnFeNi双相高熵合金及其制备方法
CN110549033A (zh) 一种耐候桥梁钢Q690qE配套气体保护焊丝及其制备方法
CN108441613A (zh) 一种时效硬化型塑料模具钢防白点控制方法
CN114622120A (zh) 一种TRIP辅助AlFeMnCoCr三相异质高熵合金及其制备方法
CN108374125A (zh) 一种用于机械设备制造的高强度耐候合金钢
CN102586686B (zh) 一种洁净的耐腐蚀的海洋工程用钢及其生产方法
CN116555672A (zh) 一种高强韧性中锰钢板材及其制备方法
CN111676409A (zh) 一种低密度低成本Fe-Mn-Al-C中熵合金的制备方法
CN115976420A (zh) 一种低成本的400MPa级螺纹钢筋及其制备方法
CN112853224B (zh) 一种高强高塑性低碳中锰trip钢及其制备方法
CN101748328A (zh) 一种可大线能量焊接的船体结构用钢板及其制造方法
WO2020038019A1 (zh) 一种Fe-Mn-Cr-Ni系中熵不锈钢及其制备方法
JP5908066B2 (ja) 表面特性に優れた高強度高靭性線材及びその製造方法
CN113355497B (zh) 一种低活化钢钢板及其制备工艺
CN116479335B (zh) 一种储氢阀门用热轧奥氏体不锈钢及其制造方法
CN113737105B (zh) 一种含稀土耐候钢及其制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination