CN112877606B

CN112877606B - 一种超高强全奥氏体低密度钢及制备方法

Info

Publication number: CN112877606B
Application number: CN202110039132.5A
Authority: CN
Inventors: 孙挺; 时捷; 尉文超; 李晓源; 闫永明; 王毛球; 徐乐; 何肖飞; 杜玉婧
Original assignee: Central Iron and Steel Research Institute
Current assignee: Central Iron and Steel Research Institute
Priority date: 2021-01-12
Filing date: 2021-01-12
Publication date: 2022-03-08
Anticipated expiration: 2041-01-12
Also published as: CN112877606A

Abstract

一种超高强全奥氏体低密度钢及制备方法，属于金属材料及其制备技术领域。成分体系重量百分数为：C 1.0％～1.6％、Mn25.0％～30.0％、Al9.0％～13.0％、Mo 0.6％～1.0％、V1.0％～1.2％、Ti 0.01％～0.04％、Nb 0.02％～0.04％、P≤0.03％、S≤0.002％、N≤0.006％(60ppm)。余量为Fe及不可避免杂质的元素配制原料。通过铸造、控轧控冷技术获得均匀、稳定的全奥氏体稳态组织，采用时效析出技术在稳定的全奥氏体稳态组织基础上获得1‑10纳米级别的VC、MoC析出相和10‑50纳米级别的k相。适用于汽车、建筑、工程机械等多种领域。

Description

一种超高强全奥氏体低密度钢及制备方法

技术领域

本发明属于金属材料及其制备技术领域，尤其涉及一种超高强低密度钢及制备方法。

背景技术

降低能耗、减少环境污染以及节约有限资源是当今人们所面临的一个十分重要而紧迫的问题，减轻汽车自重是提高汽车的燃油经济性、节约能耗的重要措施之一。目前，国内外开发研究汽车轻量化项目，多开发高强或超高强钢板，通过降低使用钢板厚度降低汽车重量。应用高强钢和先进高强钢替代传统低强度级别钢材，可以提高汽车用钢的比强度(强度与密度之比)和减小结构件的厚度，实现汽车结构轻量化。提高汽车用钢比强度的另一种有效途径是在维持上述高强钢优良力学性能的基础上降低钢材的密度。因此，开发低密度、高强韧性钢板是为了应对进一步实现汽车轻量化的迫切需求。

低密度、高强韧钢是采用合理的成分设计，通常具有一定的Mn、Al、C合金元素含量，获得奥氏体或奥氏体+铁素体双相组织，具有较高的强度、韧性、高的加工硬化率与无屈服现象，是一种具有高强韧性、成形性好的汽车用钢，较传统钢铁材料，其高强度、低密度特点具备更大的开发前景与优势。

目前开发的先进汽车用钢材料包括TRIP、TWIP钢以及高锰、高铝钢，均保证了钢板的强韧性及抗冲击性能，但是考虑到目前钢铁生产成本和工艺可行性，及汽车用钢的焊接性能，发展趋势倾向于开发中高锰高强钢，同时轻质元素添加量也将进一步提升，以有效降低钢板密度。通过控制合理的合金成分及生产工艺，控制钢中奥氏体组织含量及分布，可以获得更高强度级别的低密度结构钢。

低密度钢的主要设计思路是，通过添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。

在已有的材料及制造专利技术中，大部分专利材料均为铁素体和奥氏体的双相组织。CN104928569A和CN106011652B公开了一种800MPa级高延展性轻质钢及其制备方法，该材料为中碳、中锰的低密度钢，其强度仅有800MPa，并且该方法生产工序较为复杂。CN108642403A公开了一种780MPa级的低密度钢，由于C含量过高且合金成分的比例设计存在一定问题，使得强度较低，并且无法得到全奥氏体组织。CN104674109A和CN103667883B公开了一种超高Al的低密度钢，密度可降低至6.65～6.80g/cm³，虽然强塑积能达到40GPa·％左右，但强度仅能达到900MPa级别，且依然为α+γ双相组织。CN102690938B公开了一种超低C、超高Mn的含Al钢，通过中频感应炉和电渣重熔的制造方法，获得全奥氏体型低密度钢，虽然强塑积能达到52.8GPa·％，但由于含Al量仅为1.85％，预测钢的密度达到7.5g/cm³，并且强度仅为700MPa，因此基本无法实现对现有车辆、建筑及工程机械相关承载结构件的减重。国家发明专利(专利号：CN106399858A)通过添加5-20wt％的Ti析出Ti3Al金属间化合物强化合金，在保证低密度的前提下获得了高强度，然而Ti元素价格较高，大量Ti元素的添加增加了合金成本。CN106399858A公开了一种高强度Fe-Mn-Al-C系低密度铸钢及其制备方法，虽然抗拉强度达到1400MPa级别，但其塑性差且成本过高不适合工业生产和推广应用。CN108486492B发明的1200MPa级别低密度钢，添加4％左右的Ni，采用NiAl强化相的方式使其抗拉强度为1200-1300MPa，延伸率达到30％以上，密度为6.4-7.0g/cm³，但是实际工艺过程较为复杂，包括冶炼、均匀化处理、锻造、热轧、固溶、冷轧、退火等，并添加较为昂贵的Ni，使其综合成本较高。CN109628850B授权的一种多用途全奥氏体低密度钢获得了抗拉强度1300MPa，屈服1100MPa级别延伸率达到25％的高强度低密度钢，其密度范围为7.0～7.4g/cm³，该材料的强韧性较此前发明有明显的提升，但是轻量化程度受到Al添加量的限制。CN108396244B发明的高碳中锰高铝低密度钢，通过包括冶炼、均匀化处理、锻造、热轧、固溶、冷轧、退火等复杂工艺过程后，屈服强度达到1170-1230MPa，抗拉强度达到1280-1320MPa，延伸率达到16-17％，密度为6.81-6.85g/cm³。

可见，目前主要采用的成分体系为Fe-Mn-Al-C系，强度依然受限，且轻量化任然有待继续提升。因此进一步提高强度，降低密度依然是Fe-Mn-Al-C系低密度钢面临的主要问题。

发明内容

本发明的目的在于提供一种超高强全奥氏体低密度钢及制备方法，解决途径是采用高碳、超高锰、高铝的成分体系，并添加其他合金元素，利用固溶强化、析出强化和k相来综合提高强度，是一种k相(10～50nm为主)、MC型纳米析出相(1～10nm为主)的强超高强度钢，主要是依靠k相(Fe-Mn-Al金属间相)、VC、(V，Mo)C纳米析出相来提高钢的抗拉强度，使其抗拉强度可达1500MPa以上，密度最低可达6.2g/cm³。可适用于多种强度级别的应用环境，应用范围广，可用于汽车、建筑、工程机械等多种领域。

本发明的多用途全奥氏体低密度钢的成分体系重量百分数为：C1.0％～1.6％、Mn25.0％～30.0％、Al9.0％～13.0％、Mo 0.6％～1.0％、V1.0％～1.2％、Ti 0.01％～0.04％、Nb 0.02％～0.04％、P≤0.03％、S≤0.002％、N≤0.006％(60ppm)。余量为Fe及不可避免杂质的元素配制原料。

本发明所述的超高强全奥氏体低密度钢的密度为6.2～6.8g/cm³，组织类型为全奥氏体+纳米级k相和VC、MoC析出相，相对磁导率μ₂₀₀的范围为1.01～1.05。抗拉强度大于1500MPa，屈服强度大于1300MPa，延伸率大于20％。

本发明所述的超高强全奥氏体低密度钢各成分在本试验钢的作用如下：

P：P会增加钢的冷脆性，降低钢的塑性，使冷弯性能和焊接性能变坏。因此，限定钢中P含量≤0.03％。

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，降低钢的耐蚀性。因此，限定S含量≤0.002％。

N：N与Al形成AlN，凝固过程中可细化柱状枝晶，但N含量过高时，形成的粗大AlN颗粒影响钢板的延展性。另外，过量AlN会降低钢的热塑性。因此，一般限定N含量≤0.006％。

Si：Si虽然可提高钢的强度和残余奥氏体的力学稳定性，但Si是铁素体固溶强化元素，因此本试验钢中不添加Si。

C：C对阻碍奥氏体组织在形变时发生马氏体的相变，稳定奥氏体相有一定的作用，促进形成单相的奥氏体；C可以固溶到钢的基体中形成固溶强化作用，从而提高钢的强度。但对于A1和C合金化的高锰钢，其碳的含量大于0.90％时，通常会产生κ相，即(Fe,Mn)3AlCx，若κ相为条带状则会损害钢的冲击韧性从而导致脆性断裂；通过热轧析出的控制，以及时效工艺的优化可避免条带状κ相的产生，使其形成纳米颗粒状，则反而在不明显降低钢韧性的同时明显提高钢的强度。同时兼顾Mo、V微合金化后，析出相形成会消耗C原子。因此设计C含量范围为1.0～1.60％。

Mn：Mn元素可以扩大奥氏体区，也可以提高奥氏体层错能，进而抑制奥氏体向马氏体转变。Mn的含量低于15％，会形成α’马氏体从而恶化成形性。Mn在奥氏体组织可使钢保持较高的加工硬化率，改善塑性，添加Mn有利于获得良好的强塑性配合。为了获得较为稳定和细小的k相，钢中的Mn原子添加量不低于20％。本发明的Mn含量为25-30％。

Al：Al作为轻质化元素，每添加1％Al可降低密度1％。Al可提高层错能，抑制奥氏体向马氏体转变，有利于形变孪晶的形成。Al能够使高锰钢的动态再结晶延迟发生，从而细化奥氏体晶粒，还能够增加应***化速率和低温韧性。Al有脱氧、抗氧化、抗腐蚀，同时还能够形成致密氧化层，防止氢的渗透，显著改善TWIP钢的氢致敏感性。综合考虑材料的轻量化，加入Al含量控制在9.0～13.0％，使得密度控制在6.2～6.8g/cm³。

Mo：Mo在钢中存在于固溶体中或形成碳化物，与C的亲合力较强。当钢中有较高V时，Mo的加入有利于形成更多细小稳定的MC型碳化物，替代Fe₃C析出，并且在高温下难以分解和长大。细小的MC型碳化物可以阻碍晶界在高温下的移动，起到显著的晶粒细化效果，为强度的提升做出一定的贡献。为了充分的利用Mo析出相在高温轧制(1150℃)过程中的细晶效应和Mo的固溶强化效果，选择Mo含量的范围为0.6～1.0％。

V：V有助于细化晶粒组织和提高组织热稳定性，可以提高钢的强度和韧性可以形成稳定的碳化物。不过，N能加强V的作用，为了获得特别大的强化效果，含氮量的增加，提高了V(C，N)的析出驱动力，促进了V(C，N)的析出。因为本试验钢中严格控制N，V的析出相以VC为主，其析出鼻尖温度约为900～950℃；另外V在中温析出时为1～10纳米级别，对钢的强韧性提升效果明显，所以设计试验钢的V含量为1.0～1.2％。

Ti：Ti与C、N结合会形成Ti(C，N)、TiN和TiC，可细化铸态组织以及热加工时阻碍晶粒粗化。添加过量Ti会使钢的成本增加，并使上述析出物含量增加进而降低钢的延展性。因此，本发明限定Ti含量为0.01～0.04％。

Nb：Nb与C、N结合会形成Nb(C，N)，可有效地抑制热加工过程中晶粒粗化。Nb会强烈抑制动态再结晶的发生，从而增加轧制变形抗力。Nb可以细化铁素体晶粒。但添加过量的Nb会减弱钢的热加工性能和钢板的韧性。因此，限定Nb含量为0.02～0.04％。

考虑到保证奥氏体的稳定性，碳、锰与铝的质量分数关系满足0.4≤(1.5C+0.1Mn)/Al；综合考虑试验钢的层错能和综合力学性能，同时保证试验钢的低密度效果，碳、锰与铝的质量分数关系满足(1.5C+0.1Mn)/Al≤0.6。另外，合金化元素的质量分数关系要满足1≤(V+Mo)/C≤2，当1≤(V+Mo)/C时，纳米析出量的体积分数可以得到保障，对试验钢的析出强化提供充足的调整空间；当(V+Mo)/C≤2时，奥氏体中的碳含量能够得到保障(保证奥氏体中的碳原子固溶量[C]≥0.6％)，这对试验钢的动态响应性能提供保障，即间隙C原子对提升奥氏体的动态硬化能力有利。

另外，通过上述的C、Mn、V、Mo、Al等成分综合设计使得合金钢中VC析出相的高温析出鼻尖温度降低到900～950℃范围，减少试验钢热轧粗轧和精轧过程中的大量VC析出，使得热轧过程的细化晶粒主要依赖于Nb(CN)和TiC；同时控制高温δ铁素体区形成温度在1280℃～1420℃范围内，由此高温热轧温度区间扩大到950℃～1200℃；另外，降低铁素体相的形核温度至650℃以下，可时热轧终轧温度降低至700℃左右，从而储存足够的形变量以保证材料的整体强度。

本发明中的多用途全奥氏体低密度钢其冶炼方法如下步骤：

1)将配制好的高纯铁、电解锰、钼铁、铌铁、钒铁、铝颗粒、增碳剂、高纯钛等原料放入真空熔炼炉中；

2)将熔炼炉温度设置为1600-1680℃，真空度达到小于40Pa；

3)加热使得原料完全熔融且熔池中不再有气泡溢出后，在真空度小于2Pa条件下钢液保温35分钟至60分钟；

4)钢液出钢温度为1450～1500℃，采用经过二氧化碳硬化处理和内壁涂刷耐火涂料的水玻璃砂型进行真空浇注；

5)空冷至室温，开模具制得低密度钢的铸锭，随后进行均匀化热处理。

其中的铝颗粒的粒度要求范围为5～10目，颗粒度太小容易影响Al的收得率，颗粒度太大影响Al在钢液中的熔融。增碳剂的具体要求为天然石墨、人造石墨或焦炭，为保证钢液中碳的含量，并减少其他杂质的引入。另外，均匀化热护理的温度为1150～1200℃，保温时间为2-4小时。

本发明中的超高强度低密度钢的锻造开坯工艺：加热温度为1200℃～1250℃，保温时间为30min-60min，始锻温度1150～1200℃，终锻温度为950～1000℃，锻后空冷至室温。

本发明中的超高强度低密度钢其热轧工艺：加热温度为1200℃～1250℃，保温时间为30min-60min(工业生产中保温时间根据具体坯料厚度而定)，热轧轧制总压下量为90～95％。粗轧开轧温度为1150～1200℃，轧制压下量占总压下量的70～75％，道次压下量占总压下量的15～18％，粗轧终轧温度为950～1000℃，粗轧终轧后待温使得试验钢充分再结晶，晶粒度达到8级，并充分降低高温形变产生的畸变能，降低试验钢在VC鼻尖温度范围(900～950℃)冷却过程中VC析出相的析出动力；粗轧后钢板待温至820～850℃时，开始精轧，轧制压下量占总压下量的25％，道次压下量为总压下量的8～10％，精轧终轧温度为700～750℃，轧后直接水冷，以避免有害相的析出相析出并长大。

精轧终轧后直接水冷至室温的热轧钢板，经过时效工艺后，其抗拉强度可达到1500MPa以上，屈服强度可达到1300MPa以上，延伸率可达到20％以上。时效工艺为：600～650℃保温30min后水冷至室温。另外，热轧水冷后的热轧板在经过酸洗后可应用于车辆、建筑、工程机械等领域承载结构件的温成型(冲压、折弯等)，其成型温度一般选取为600～650℃保温30min，出炉成型后水冷至室温，其力学性能亦可达到上述指标。

与传统的合金结构钢相比，本发明的优点是：

1、产品内部组织为全奥氏体稳态组织，材料相对磁导率μ₂₀₀为1.01～1.05；

2、其硬度均匀，达到46～48HRC；

3、材料抗拉强度达到1500MPa以上，屈服强度达到1300MPa以上，延伸率A％达到20％以上。

附图说明

图1为铸造后均匀化处理的显微组织图。

图2为高温固溶显微组织图(1200℃)。

图3热轧后水冷至室温的显微组织图。

图4热轧后水冷+时效的显微组织图。

图5时效后的纳米级VC析出相(1～10nm)图。

图6时效后的纳米级k相(10～50nm)图。

具体实施方式

以下为8个化学组份在相同冶炼、铸造和轧制工艺条件下生产的合金钢实例及其性能测试结果。化学成分见表1，实际生产工艺参数见表2和表3。

在热轧后直接水冷，后续还试验了时效工艺，具体材料综合力学性能见表4。

表1实施例化学成分(质量分数％，余量为Fe)

表2冶炼及锻造开坯生产工艺参数范围

表3热轧及时效工艺参数范围

表4综合力学性能

Claims

1.一种超高强全奥氏体低密度钢，其特征在于，成分体系重量百分数为：C 1.0％～1.6％、Mn 25.0％～30.0％、Al 9.0％～13.0％、Mo 0.6％～1.0％、V 1.0％～1.2％、Ti0.01％～0.04％、Nb 0.02％～0.04％、P≤0.03％、S≤0.002％、N≤0.006％；余量为Fe及不可避免杂质的元素配制原料；其中，碳、锰与铝的质量分数关系满足0.4≤(1.5C+0.1Mn)/Al≤0.6，钒、钼与碳的质量分数关系满足1≤(V+Mo)/C≤2；

密度为6.2～6.8g/cm³，组织类型为全奥氏体+纳米级k相和VC、MoC析出相，相对磁导率μ₂₀₀的范围为1.01～1.05；

所述超高强全奥氏体低密度钢的准备方法，冶炼及锻造工艺步骤及控制的技术参数如下：

1)将配制好的原料高纯铁、电解锰、钼铁、铌铁、钒铁、铝颗粒、增碳剂和高纯钛放入真空熔炼炉中；其中，铝颗粒的粒度要求范围为4～10目，增碳剂的具体要求为天然石墨、人造石墨或焦炭；

2)将熔炼炉温度设置为1600～1680℃，真空度达到小于40Pa；

5)空冷至室温，开模具制得低密度钢的铸锭，随后进行均匀化热处理；均匀化热处理温度为1150～1200℃，保温时间为2-4小时；

6)锻造开坯工艺：加热温度为1200℃～1250℃，保温时间为30min～60min，始锻温度1150～1200℃，终锻温度为950～1000℃，锻后空冷至室温；

热轧及时效工艺参数如下：

1)热轧工艺：加热温度为1200℃～1250℃，保温时间为30min-60min，热轧轧制总压下量为90～95％；粗轧开轧温度为1150～1200℃，轧制压下量占总压下量的70～75％，道次压下量占总压下量的15～18％，粗轧终轧温度为950～1000℃，粗轧终轧后待温使得试验钢充分再结晶，晶粒度达到8级，并降低高温形变产生的畸变能，降低试验钢在VC鼻尖温度范围900～950℃冷却过程中VC析出相的析出动力；粗轧后钢板待温至820-850℃时，开始精轧，轧制压下量占总压下量的25％，道次压下量为总压下量的8～10％，精轧终轧温度为700～750℃，轧后直接水冷，以避免有害相的析出相析出并长大；

2)时效工艺：精轧终轧后直接水冷至室温的热轧钢板，在600～650℃下保温30min后水冷至室温，水冷速度要求在10℃/s以上；热轧水冷后的热轧板在经过酸洗后；应用于车辆、建筑、工程机械领域承载结构件的温成型，即：冲压、折弯，其成型温度选取为600～650℃保温30min，出炉成型后水冷至室温，水冷速度要求在10℃/s以上；

超高强全奥氏体低密度钢精轧终轧后直接水冷至室温的热轧钢板，经过时效工艺后，其抗拉强度达到1500MPa以上，屈服强度达到1300MPa以上，延伸率达到20％以上。

2.一种权利要求1所述的超高强全奥氏体低密度钢的准备方法，其特征在于，冶炼及锻造工艺步骤及控制的技术参数如下：

1)将配制好的高纯铁、电解锰、钼铁、铌铁、钒铁、铝颗粒、增碳剂、高纯钛等原料放入真空熔炼炉中；其中，铝颗粒的粒度要求范围为4～10目，增碳剂的具体要求为天然石墨、人造石墨或焦炭；

2)将熔炼炉温度设置为1600～1680℃，真空度达到小于40Pa；

热轧及时效工艺参数如下：