CN118086784A - 一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢及其制备方法 - Google Patents
一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢及其制备方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN118086784A CN118086784A CN202410511235.0A CN202410511235A CN118086784A CN 118086784 A CN118086784 A CN 118086784A CN 202410511235 A CN202410511235 A CN 202410511235A CN 118086784 A CN118086784 A CN 118086784A
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- steel
- toughness
- plasticity
- pass
- strength
- 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
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 175
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 175
- 229910017263 Mo—C Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 53
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 title claims abstract description 13
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 148
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 44
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 42
- 238000005242 forging Methods 0.000 claims description 52
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 38
- 239000002994 raw material Substances 0.000 claims description 32
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 29
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 claims description 23
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 17
- 230000006698 induction Effects 0.000 claims description 5
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 5
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 abstract description 11
- CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N Fe2+ Chemical compound [Fe+2] CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 2
- 239000007769 metal material Substances 0.000 abstract description 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 abstract description 2
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 40
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 31
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 20
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 15
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 10
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 10
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 9
- 239000002105 nanoparticle Substances 0.000 description 9
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 7
- 238000005303 weighing Methods 0.000 description 7
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 6
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 6
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 5
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 5
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 4
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 4
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 3
- 238000004098 selected area electron diffraction Methods 0.000 description 3
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000003917 TEM image Methods 0.000 description 1
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 125000004432 carbon atom Chemical group C* 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000001427 coherent effect Effects 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000004134 energy conservation Methods 0.000 description 1
- 238000005265 energy consumption Methods 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 238000009776 industrial production Methods 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000004321 preservation Methods 0.000 description 1
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 238000004154 testing of material Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
本发明涉及一种高强高韧高塑性的Fe‑Mn‑Al‑Mo‑C奥氏体低密度钢及其制备方法，属于黑色金属材料技术领域。通过对Fe‑Mn‑Al‑Mo‑C奥氏体低密度钢中C、Al和Mo的成分含量进行调控，并采用热轧工艺对锻造后的钢板进行处理，通过控制每道次的轧制压下量及终轧温度，并采用空冷的冷却方式，既能完全抑制晶界κ‑碳化物析出，又能保证不析出富Mo碳化物，最终得到的Fe‑Mn‑Al‑Mo‑C奥氏体低密度钢兼具高强度、高韧性和高塑性。
Description
技术领域
本发明涉及一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢及其制备方法，属于黑色金属材料技术领域。
背景技术
为了节约能源，提高燃油经济性，减少CO2排放量，轻量化已成为当下各种交通工具的重要发展趋势。Fe-Mn-Al-C系奥氏体低密度钢因具有低密度和高强度的优势，在汽车工业领域有广阔的应用前景。通常Fe-Mn-Al-C低密度钢轧制或锻造态具有较高的强度，但由于晶界析出较多的κ-碳化物，塑韧性很低，强塑性及强韧性匹配较差。
为获得高强韧性配合的低密度钢，以满足工程构件或机器零件的需要，通常需要对铸锭先进行热锻热轧，随后配合合适工艺的固溶和时效处理；或热轧后再进行冷轧，随后配合合适参数的退火处理。中国专利申请CN110205459A和CN113025794A中公开的Fe-Mn-Al-C系低密度钢屈服强度均超过1200MPa，实现超高强度水平，同时延伸率保持在8%以上，但制备过程均需要进行冷轧+退火/时效处理，而冷轧对加工设备和加工工件的尺寸要求较为苛刻，导致成本高且工程化制备大件较为困难。CN109628850A中公开的奥氏体Fe-Mn-Al-C系低密度钢及其制备方法具有较为优越的综合力学性能组合，但铸态材料除了要经过均匀化、固溶和时效等热处理工艺之外，还需要经过繁杂的锻造和轧制工艺，工艺周期长，制备成本高，质量稳定性的影响因素多。已有报道的具有较好强塑韧性的Fe-Mn-Al-C钢也都经过冷轧和退火或时效处理。
发明内容
有鉴于此，本发明的目的在于提供一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢及其制备方法，通过对Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢中C、Al和Mo的成分含量进行调控，并采用热轧工艺对锻造后的钢板进行处理，通过控制每道次的轧制压下量及终轧温度，并采用空冷的冷却方式，既能完全抑制晶界κ-碳化物析出，又能保证不析出富Mo碳化物，最终得到的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢兼具高强度、高韧性和高塑性。
为实现上述目的，本发明的技术方案如下。
一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢的制备方法，以所述Fe-Mn-Al-Mo-C系低密度钢的总质量为100%计，所述钢的化学成分质量百分比为：C 1.1~1.5wt%，Al 8~9wt%，Mn 22~30wt%，Mo 1.2~4wt%，Nb≤0.1wt%，其余为Fe及不可避免的杂质元素；
所述方法步骤包括：
将锻造态的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢板加热至1050~1200℃，保温1~4小时，然后进行多道次热轧，第一道次轧制压下量占总压下量的25%~45%，之后每道次压下量占总压下量的比较前一道次降低1%~12%，当总压下量为30%~50%时，轧制3~4道次，当总压下量大于50%时，轧制5~8道次，终轧温度为700~800℃，在空气中冷却，得到一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢。
优选的，以所述Fe-Mn-Al-Mo-C系低密度钢的总质量为100%计，所述钢的化学成分质量百分比为：C 1.1~1.5wt%，Al 8~9wt%，Mn 22~30wt%，Mo 2~3.5wt%，Nb≤0.1wt%，其余为Fe及不可避免的杂质元素。
优选的，所述锻造态的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢板经真空感应熔炼和锻造后得到。
优选的，真空感应熔炼时，按照所述钢的化学成分质量百分比称取原料，真空条件下，首先在1600~1700℃下熔炼0.5~2小时，冷却得到钢锭；然后将钢锭加热至完全熔化后保温2~5小时进行重熔，冷却得到铸锭。
优选的，锻造时，将铸锭进行开坯锻造，始锻温度为1080~1120℃，终锻温度为780~850℃，在空气中冷却，得到锻造态的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢板。
优选的，将锻造态的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢板加热至1100~1150℃，保温2~3小时。
优选的，第一道次轧制压下量占总压下量的30%~40%，之后每道次压下量占总压下量的比较前一道次降低5%~10%。
优选的，总压下量为50%~80%。
一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢，通过本发明所述方法制备得到。
优选的，所述钢的屈服强度≥1150MPa，抗拉强度≥1500MPa，总延伸率≥25%，-40℃冲击韧性≥20J/cm2，密度为6.6~6.9g/cm3。
有益效果
本发明提供了一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢的制备方法，首先将锻造态的钢板加热至1050~1200℃并保温1~4小时，得到成分均匀的奥氏体组织，随后进行精细热轧，严格控制每道次的压下量占比及轧制道次，经过多道次轧制后达到既定变形量，中间不进行回炉保温处理，恶化塑韧性的晶界处富Mo碳化物由于析出动力不足很难析出，同时控制终轧温度在700~800℃，使得基体中位错回复不充分而累积了较高的位错密度。在热轧处理过程中由于在Fe-Mn-Al-C钢的基础上添加了一定量的Mo，抑制了影响塑韧性的晶界处κ-碳化物析出，同时由于C元素含量较高在基体上还可析出一定量的纳米级κ碳化物，并且由于初轧温度在再结晶温度以上，利用动态再结晶细化了晶粒尺寸。本发明所述钢因复合了细晶强化、位错强化、固溶强化和析出强化的效果，强度得以提升；同时因为纳米碳化物均匀分布，且晶粒细小保证了较高的塑性和韧性。
相较于传统的冷轧变形+退火/时效处理或热轧+固溶时效处理获得较好的强塑性匹配的低密度钢的制备方法，本发明仅通过多道次连续热轧即可获得高的强塑性和强韧性匹配，加工工序少，工艺简单，能耗低，易于工业化生产。
本发明提供了一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢，所述钢屈服强度≥1150MPa，抗拉强度≥1500MPa，总延伸率≥25%，-40℃冲击韧性≥20J/cm2，密度为6.6~6.9 g/cm3，兼具高强度、高韧性和高塑性，满足车辆等交通运输工具的轻量化需求，符合节能减排的发展理念。
本发明的成分设计依据如下：
C的主要作用是参与MC（M=Mo、Nb）碳化物析出强化，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C含量增加，钢的强度可得到提升，但过高的C含量会导致钢材的塑韧性、焊接性能显著下降，冷脆性和时效敏感性增大。
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；但Mn含量较高时，会导致脆性β-Mn相形成使工件在快速加热和冷却过程中的开裂倾向增大，过低时，会出现铁素体相，降低延展性。
Al的密度为2.7g/cm3，是降低钢的密度的主要元素，Al含量过低会达不到降低钢材密度提高比强度的目的，但过高的Al含量会促进铁素体形成，且促进热轧过程中晶界κ-碳化物形成，降低钢的塑性和韧性。
Nb能与C原子结合形成稳定的MC型碳化物在冶炼和铸造期间在晶界处形核钉扎晶界细化晶粒，并有效地降低κ-碳化物的析出驱动力，从而抑制其析出与长大。但Nb含量过高时会导致MC型碳化物粗化，并在晶界处形成夹杂，降低材料的塑韧性。
Mo的加入会取代κ晶格中的Fe/Mn位点，从而增加κ的形成能，并增加奥氏体基体和κ-碳化物之间的界面能，因此可以抑制κ-碳化物析出，改善加工硬化能力，提高延展性。但是Mo含量过高可能会导致非共格Mo2C在热轧过程中析出，恶化延展性，Mo含量过低对κ碳化物析出的抑制效果不显著。
附图说明
图1为实施例1制备得到的Fe-Mn-Al-Mo-C低密度钢轧板的光学显微镜（OM）图。
图2为实施例1制备得到的Fe-Mn-Al-Mo-C低密度钢轧板的明场透射电子显微镜（BF-TEM）图。
图3为实施例1制备得到的Fe-Mn-Al-Mo-C低密度钢轧板的暗场透射电子显微镜（DF-TEM）图。
图4为对比例1制备得到的Fe-Mn-Al-Mo-C低密度钢轧板的OM图。
图5为对比例1制备得到的Fe-Mn-Al-Mo-C低密度钢轧板的BF-TEM图及选区电子衍射（SAED）图。
图6为对比例2制备得到的Fe-Mn-Al-Mo-C低密度钢轧板的DF-TEM图。
图7为对比例4制备得到的Fe-Mn-Al-Mo-C低密度钢轧板的光学显微镜（OM）图。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明作进一步详细的说明。
以下实施例和对比例中：
拉伸试验设备：型号为INSTRON5985的电子万能材料试验机。
试样加工及测试过程按国标GB/T228-2002进行；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。冲击韧性测试采用标准夏比V型缺口式样。
TEM测试：透射电子显微镜的型号为Tecnai F20。
表1为本发明实施例和对比例中Fe-Mn-Al-Mo-C系低密度钢的化学成分质量百分比，按照表1采用真空感应熔炼制备39公斤的合金锭7炉。
表1
实施例1
（1）冶炼：按表1中1#炉所对应的低密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1650℃时保温1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120Pa，加热至完全熔化后保温4小时，冷却得到重熔后的铸锭。
（2）锻造：将铸锭进行开坯锻造，始锻温度为1150℃，终锻温度为800℃，在空气中冷却至室温，得到厚度为24mm的钢板。
（3）热轧：将钢板加热至1050℃，保温1小时后取出进行热轧，初始第一道次轧制压下量占总压下量的34.7%，第二道次轧制压下量占总压下量的27.8%，第三道次轧制压下量占总压下量17.36%，第四道次轧制压下量占总压下量13.89%，第五道次轧制压下量占总压下量6.25%，经过5道次轧制达到总压下量为60%，终轧温度为720℃，空冷至室温，得到一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢轧板，厚度为9.6mm。
所述轧板的OM测试结果如图1所示，结果表明，热轧变形后所述钢的晶粒尺寸得到细化，晶粒尺寸为23μm。
所述轧板的BF-TEM测试结果如图2所示，所述轧板的DF-TEM测试结果如图3所示，结果表明，晶粒内除了析出MC（M=Mo、Nb）碳化物外还弥散析出纳米尺寸κ碳化物（平均尺寸小于1nm），同时未观察到晶界处κ碳化物。
实施例2
（1）冶炼：按表1中2#炉所对应的低密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1650℃时保温1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120Pa，加热至完全熔化后保温4小时，冷却得到重熔后的钢锭。
（2）锻造：将熔炼成的铸锭进行开坯锻造，始锻温度为1150℃，终锻温度为800℃，在空气中冷却至室温，得到厚度为23.5mm钢板。
（3）热轧：将钢板加热至1100℃，保温2小时后取出进行热轧，初始第一道次轧制压下量占总压下量的30.39%，第二道次轧制压下量占总压下量的24.32%，第三道次轧制压下量占总压下量18.24%，第四道次轧制压下量占总压下量14.89%，第五道次轧制压下量占总压下量12.16%，经过5道次轧制达到总压下量为70%，终轧温度为700℃，空冷至室温，得到一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢轧板，厚度为7.05mm。
所述轧板的OM测试结果表明，热轧变形后所述钢的晶粒尺寸得到细化，晶粒尺寸为19μm。
所述轧板的BF-TEM测试和DF-TEM测试结果表明，晶粒内除了析出MC（M=Mo、Nb）碳化物外还弥散析出纳米尺寸κ碳化物（平均尺寸小于1nm），同时未观察到晶界处κ碳化物。
实施例3
（1）冶炼：按表1中3#炉所对应的低密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1650℃时保温1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120Pa，加热至完全熔化后保温4小时，冷却得到重熔后的钢锭。
（2）锻造：将熔炼成的铸锭进行开坯锻造，始锻温度为1150℃，终锻温度为800℃，在空气中冷却至室温，得到厚度为23.5mm钢板。
（3）热轧：将钢板加热至1150℃，保温2小时后取出进行热轧，初始第一道次轧制压下量占总压下量的26.59%，第二道次轧制压下量占总压下量的21.28%，第三道次轧制压下量占总压下量18.62%，第四道次轧制压下量占总压下量13.30%，第五道次轧制压下量占总压下量10.64%，第六道次轧制压下量占总压下量9.57%，经过6道次轧制达到总压下量为80%，终轧温度为700℃，空冷至室温，得到一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢轧板，厚度为4.68mm。
所述轧板的OM测试结果表明，热轧变形后所述钢的晶粒尺寸得到细化，晶粒尺寸为17μm。
所述轧板的BF-TEM测试和DF-TEM测试结果表明，晶粒内除了析出MC（M=Mo、Nb）碳化物外还弥散析出纳米尺寸κ碳化物（平均尺寸小于1nm），同时未观察到晶界处κ碳化物。
实施例4
（1）冶炼：按表1中4#炉所对应的低密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1650℃时保温1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120Pa，加热至完全熔化后保温4小时，冷却得到重熔后的钢锭。
（2）锻造：将熔炼成的铸锭进行开坯锻造，始锻温度为1150℃，终锻温度为800℃，在空气中冷却至室温，得到厚度为23.5mm钢板。
（3）热轧：将钢板加热至1050℃，保温2小时后取出进行热轧，初始第一道次轧制压下量占总压下量的42.55%，第二道次轧制压下量占总压下量的34.04%，第三道次轧制压下量占总压下量23.41%，经过3道次轧制达到总压下量为50%，终轧温度为770℃，空冷至室温，得到一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢轧板，厚度为11.75mm。
所述轧板的OM测试结果表明，热轧变形后所述钢的晶粒尺寸得到细化，晶粒尺寸为22μm。
所述轧板的BF-TEM测试和DF-TEM测试结果表明，晶粒内除了析出MC（M=Mo、Nb）碳化物外还弥散析出纳米尺寸κ碳化物（平均尺寸小于1nm），同时未观察到晶界处κ碳化物。
实施例5
（1）冶炼：按表1中5#炉所对应的低密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1650℃时保温1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120Pa，加热至完全熔化后保温4小时，冷却得到重熔后的钢锭。
（2）锻造：将熔炼成的铸锭进行开坯锻造，始锻温度为1150℃，终锻温度为800℃，在空气中冷却至室温，得到厚度为23.5mm钢板。
（3）热轧：将钢板加热至1100℃，保温2小时后取出进行热轧，初始第一道次轧制压下量占总压下量的42.55%，第二道次轧制压下量占总压下量的31.92%，第三道次轧制压下量占总压下量25.53%，经过3道次轧制达到总压下率40%，终轧温度为780℃，空冷至室温，得到一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢轧板，厚度为14.1mm。
所述轧板的OM测试结果表明，热轧变形后所述钢的晶粒尺寸得到细化，晶粒尺寸为28μm。
所述轧板的BF-TEM测试和DF-TEM测试结果表明，晶粒内除了析出MC（M=Mo、Nb）碳化物外还弥散析出纳米尺寸κ碳化物（平均尺寸小于1nm），同时未观察到晶界处κ碳化物。
实施例6
（1）冶炼：按表1中6#炉所对应的低密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1650℃时保温1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120Pa，加热至完全熔化后保温4小时，冷却得到重熔后的钢锭。
（2）锻造：将熔炼成的铸锭进行开坯锻造，始锻温度为1150℃，终锻温度为800℃，在空气中冷却至室温，得到厚度为23.5mm钢板。
（3）热轧：将钢板加热至1100℃，保温2小时后取出进行热轧，初始第一道次轧制压下量占总压下量的30.39%，第二道次轧制压下量占总压下量的24.32%，第三道次轧制压下量占总压下量18.24%，第四道次轧制压下量占总压下量14.89%，第五道次轧制压下量占总压下量12.16%，经过5道次轧制达到总压下量为70%，终轧温度为700℃，空冷至室温，得到一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢轧板，厚度为7.05mm。
所述轧板的OM测试结果表明，热轧变形后所述钢的晶粒尺寸得到细化，晶粒尺寸为12μm。
所述轧板的BF-TEM测试和DF-TEM测试结果表明，晶粒内除了析出MC（M=Mo、Nb）碳化物外还弥散析出纳米尺寸κ碳化物（平均尺寸小于1nm），同时未观察到晶界处κ碳化物。
对比例1
（1）冶炼：按表1中7#炉所对应的低密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1650℃时保温1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120Pa，加热至完全熔化后保温4小时，冷却得到重熔后的钢锭。
（2）锻造：将熔炼成的铸锭进行开坯锻造，始锻温度为1150℃，终锻温度为800℃，在空气中冷却至室温，得到厚度为24mm钢板。
（3）热轧：将钢板加热至1050℃，保温1小时后取出进行热轧，初始第一道次轧制压下量占总压下量的34.7%，第二道次轧制压下量占总压下量的27.8%，第三道次轧制压下量占总压下量17.36%，第四道次轧制压下量占总压下量13.89%，第五道次轧制压下量占总压下量6.25%，经过5道次轧制达到总压下量为60%，终轧温度为720℃，空冷至室温，得到一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢轧板，厚度为9.6mm。
该对比例为不添加Mo的Fe-Mn-Al-C钢，其余成分与实施例1相同，热轧变形后所述轧板的晶粒尺寸粗化如图4所示，晶粒尺寸为30μm，所述轧板的DF-TEM测试、BF-TEM及SAED测试结果如图5和6所示，结果表明，所述轧板在基体和晶界处析出了大量κ-碳化物，虽然显著提高了屈服强度超过400MPa，但延展性降低至7%，冲击韧度不足10 J/cm2。
对比例2
（1）冶炼：按表1中8#炉所对应的低密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1650℃时保温1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120Pa，加热至完全熔化后保温4小时，冷却得到重熔后的钢锭。
（2）锻造：将熔炼成的铸锭进行开坯锻造，始锻温度为1150℃，终锻温度为800℃，在空气中冷却至室温，得到厚度为24mm钢板。
（3）热轧：将钢板加热至1100℃，保温1小时后取出进行热轧，初始第一道次轧制压下量占总压下量的34.7%，第二道次轧制压下量占总压下量的27.8%，第三道次轧制压下量占总压下量17.36%，第四道次轧制压下量占总压下量13.89%，第五道次轧制压下量占总压下量6.25%，经过5道次轧制达到总压下量为60%，终轧温度为720℃，空冷至室温，得到一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢轧板，厚度为9.6mm。
该对比例为添加5%Mo的Fe-Mn-Al-C钢，其余成分与实施例3相同，热轧变形后所述轧板的晶粒尺寸为15μm。
所述轧板的BF-TEM测试和DF-TEM测试结果表明，晶粒内除了析出MC（M=Mo、Nb）碳化物外还弥散析出纳米尺寸κ碳化物（平均尺寸小于1nm），同时未观察到晶界处κ碳化物。另外由于Mo含量较高，在热轧及冷却过程中有晶界处Mo6C碳化物析出，虽然使屈服强度提高了90MPa，但也严重恶化了材料的塑韧性，塑性降低至16%，冲击韧度为14.3J/cm2。
对比例3
（1）冶炼：按表1中9#炉所对应的低密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1650℃时保温1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120Pa，加热至完全熔化后保温4小时，冷却得到重熔后的钢锭。
（2）锻造：将熔炼成的铸锭进行开坯锻造，始锻温度为1150℃，终锻温度为800℃，在空气中冷却至室温，得到厚度为24mm钢板。
（3）热轧：将钢板加热至1100℃，保温1小时后取出进行热轧，初始第一道次轧制压下量占总压下量的35.46%，第二道次轧制压下量占总压下量的35.46%，第三道次轧制压下量占总压下量29.08%，经过3道次轧制达到总压下量为60%，此时终轧温度过高为770℃，空冷至室温，得到厚度为9.6mm轧板。
该对比例成分虽然与实施例1相同，但由于第二道次压下量与第一道次相同，导致热轧过程加速，仅通过三道次连续热轧即达到既定60%总压下量。此时由于式样在轧辊上停留时间较少，所以冷速较慢，工件内部温度过高使得晶粒再结晶更加完全，晶粒尺寸有所细化，所述钢的晶粒尺寸为20μm。同时由于位错回复充分，导致屈服强度相比实施例1降低190MPa，塑韧性大幅提高。
所述轧板的BF-TEM测试和DF-TEM测试结果表明，晶粒内除了析出MC（M=Mo、Nb）碳化物外还弥散析出纳米尺寸κ碳化物（平均尺寸小于1nm），同时未观察到晶界处κ碳化物。
对比例4
（1）冶炼：按表1中10#炉所对应的低密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1650℃时保温1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120Pa，加热至完全熔化后保温4小时，冷却得到重熔后的钢锭。
（2）锻造：将熔炼成的铸锭进行开坯锻造，始锻温度为1150℃，终锻温度为800℃，在空气中冷却至室温，得到厚度为24mm钢板。
（3）热轧：将钢板加热至1100℃，保温1小时后取出进行热轧，初始第一道次轧制压下量占总压下量的18.06%，第二道次轧制压下量占总压下量的16.67%，第三道次轧制压下量占总压下量13.89%，第四道次轧制压下量占总压下量11.11%，第五道次轧制压下量占总压下量9.72%，第六道次轧制压下量占总压下量8.33%，第七道次轧制压下量占总压下量6.94%，第八道次轧制压下量占总压下量6.25%，第九道次轧制压下量占总压下量4.86%，第十道次轧制压下量占总压下量4.17%，经过10道次轧制达到总压下量为60%后，此时终轧温度远低于700℃，空冷至室温，得到厚度为9.6mm轧板。
该对比例成分与实施例1相同，但每道次轧制变形量较低，大大延长了工件在轧辊上停留的时间，通过10道次连续热轧才达到既定60%总压下量。由于轧制道次过多温度降低过快，导致动态再结晶不完全，晶粒大多呈变形拉长状分布，晶粒尺寸显著粗化至36um，如图7所示，另外由于终轧温度过低，导致位错回复不充分，基体中累积了较高的位错密度，导致屈服强度提高，塑韧性恶化，不能达到良好的匹配。
所述轧板的BF-TEM测试和DF-TEM测试结果表明，晶粒内除了析出MC（M=Mo、Nb）碳化物外还弥散析出纳米尺寸κ碳化物（平均尺寸粗化至2.6nm），同时未观察到晶界处κ碳化物。
将以上实施例和对比例中制得的拉伸式样毛坯经线切割及磨削加工成横截面尺寸为2×1mm，原始标距L0为8mm的拉伸试样，V型缺口式样加工成式样长度为55mm，截面尺寸为10×10mm2，缺口深度为~2mm，测试温度为-40℃。进行力学性能测试，结果如表2所示，σ0.2表示屈服强度，σb表示拉伸强度，A表示断后延伸率，α KV表示冲击韧度。
表2
综上所述，发明包括但不限于以上实施例，凡是在本发明的精神和原则之下进行的任何等同替换或局部改进，都将视为在本发明的保护范围之内。
Claims (10)
1. 一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢的制备方法，其特征在于：以所述Fe-Mn-Al-Mo-C系低密度钢的总质量为100%计，所述钢的化学成分质量百分比为：C1.1~1.5wt%，Al 8~9wt%，Mn 22~30wt%，Mo 1.2~4wt%，Nb≤0.1wt%，其余为Fe及不可避免的杂质元素；
所述方法步骤包括：
将锻造态的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢板加热至1050~1200℃，保温1~4小时，然后进行多道次热轧，第一道次轧制压下量占总压下量的25%~45%，之后每道次压下量占总压下量的比较前一道次降低1%~12%，当总压下量为30%~50%时，轧制3~4道次，当总压下量大于50%时，轧制5~8道次，终轧温度为700~800℃，在空气中冷却，得到一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢。
2. 如权利要求1所述的一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢的制备方法，其特征在于：以所述Fe-Mn-Al-Mo-C系低密度钢的总质量为100%计，所述钢的化学成分质量百分比为：C 1.1~1.5wt%，Al 8~9wt%，Mn 22~30wt%，Mo 2~3.5wt%，Nb≤0.1wt%，其余为Fe及不可避免的杂质元素。
3.如权利要求1或2所述的一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢的制备方法，其特征在于：所述锻造态的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢板经真空感应熔炼和锻造后得到。
4.如权利要求3所述的一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢的制备方法，其特征在于：真空感应熔炼时，按照所述钢的化学成分质量百分比称取原料，真空条件下，首先在1600~1700℃下熔炼0.5~2小时，冷却得到钢锭；然后将钢锭加热至完全熔化后保温2~5小时进行重熔，冷却得到铸锭。
5.如权利要求3所述的一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢的制备方法，其特征在于：锻造时，将铸锭进行开坯锻造，始锻温度为1080~1120℃，终锻温度为780~850℃，在空气中冷却，得到锻造态的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢板。
6.如权利要求1或2所述的一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢的制备方法，其特征在于：将锻造态的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢板加热至1100~1150℃，保温2~3小时。
7.如权利要求1或2所述的一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢的制备方法，其特征在于：第一道次轧制压下量占总压下量的30%~40%，之后每道次压下量占总压下量的比较前一道次降低5%~10%。
8.如权利要求1或2所述的一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢的制备方法，其特征在于：总压下量为50%~80%。
9.一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢，其特征在于：通过权利要求1~8任意一项所述方法制备得到。
10.如权利要求9所述的一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢，其特征在于：所述钢的屈服强度≥1150MPa，抗拉强度≥1500MPa，总延伸率≥25%，-40℃冲击韧性≥20J/cm2，密度为6.6~6.9g/cm3。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202410511235.0A CN118086784A (zh) | 2024-04-26 | 2024-04-26 | 一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢及其制备方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202410511235.0A CN118086784A (zh) | 2024-04-26 | 2024-04-26 | 一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢及其制备方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN118086784A true CN118086784A (zh) | 2024-05-28 |
Family
ID=91163311
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN202410511235.0A Pending CN118086784A (zh) | 2024-04-26 | 2024-04-26 | 一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢及其制备方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN118086784A (zh) |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109554621A (zh) * | 2018-12-03 | 2019-04-02 | 东北大学 | 一种低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q&P钢及其制造方法 |
| KR101965149B1 (ko) * | 2017-11-09 | 2019-04-05 | 한국기계연구원 | 인장강도-연신율 밸런스가 우수한 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법 |
| CN111218621A (zh) * | 2020-01-08 | 2020-06-02 | 湖南科技大学 | 一种超高强塑积trip钢及其制备方法 |
| CN115261737A (zh) * | 2022-06-29 | 2022-11-01 | 钢铁研究总院有限公司 | 一种空冷高强韧轻质奥氏体钢及其制备方法 |
| CN115572885A (zh) * | 2022-09-09 | 2023-01-06 | 钢铁研究总院有限公司 | 一种高强度高韧塑性奥氏体型低密度钢的制造方法 |
| CN116042984A (zh) * | 2023-02-09 | 2023-05-02 | 北京理工大学 | 一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法 |
-
2024
- 2024-04-26 CN CN202410511235.0A patent/CN118086784A/zh active Pending
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101965149B1 (ko) * | 2017-11-09 | 2019-04-05 | 한국기계연구원 | 인장강도-연신율 밸런스가 우수한 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법 |
| CN109554621A (zh) * | 2018-12-03 | 2019-04-02 | 东北大学 | 一种低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q&P钢及其制造方法 |
| CN111218621A (zh) * | 2020-01-08 | 2020-06-02 | 湖南科技大学 | 一种超高强塑积trip钢及其制备方法 |
| CN115261737A (zh) * | 2022-06-29 | 2022-11-01 | 钢铁研究总院有限公司 | 一种空冷高强韧轻质奥氏体钢及其制备方法 |
| CN115572885A (zh) * | 2022-09-09 | 2023-01-06 | 钢铁研究总院有限公司 | 一种高强度高韧塑性奥氏体型低密度钢的制造方法 |
| CN116042984A (zh) * | 2023-02-09 | 2023-05-02 | 北京理工大学 | 一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN110029274A (zh) | 一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢及其制备方法 | |
| CN111218621A (zh) | 一种超高强塑积trip钢及其制备方法 | |
| CN111074148B (zh) | 一种800MPa级热冲压桥壳钢及其制造方法 | |
| CN101768698A (zh) | 一种低成本屈服强度700mpa级非调质处理高强钢板及其制造方法 | |
| CN114411043B (zh) | 一种大型热锻热作模具钢的制备方法 | |
| CN113774290A (zh) | 一种1800MPa级高塑韧性高耐蚀马氏体时效不锈钢及其制备方法 | |
| CN115522126B (zh) | 一种具有良好耐磨性能的中锰钢及生产方法 | |
| CN112779401A (zh) | 一种屈服强度550MPa级高扩孔热轧酸洗钢板 | |
| CN113373370B (zh) | 一种1100MPa级桥壳钢及其制造方法 | |
| CN116042984B (zh) | 一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法 | |
| CN115679223B (zh) | 一种高屈强比冷轧dh980钢及其制备方法 | |
| CN112143970A (zh) | 高强高韧非调质前轴用钢及其生产方法 | |
| CN115449703B (zh) | 一种适用于冷锻加工的等温退火齿轮钢棒材及其制造方法 | |
| CN114231853B (zh) | 一种强塑积大于98GPa％的TWIP钢及制备方法 | |
| RU2346060C2 (ru) | Способ производства штрипсов | |
| CN115896634A (zh) | 一种耐高温有色金属压铸成型模具钢材料及其制备方法 | |
| CN115261717B (zh) | 一种1800MPa级高强度自强韧防护用钢板及其制造方法 | |
| CN112981234B (zh) | 一种方坯连铸连轧微合金化汽车安全气囊管用钢及其制造方法 | |
| CN118086784A (zh) | 一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢及其制备方法 | |
| CN111286673B (zh) | 一种抗拉强度≥320MPa的高成形性含硼钢及生产方法 | |
| JPH0791579B2 (ja) | 浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法 | |
| CN115478210B (zh) | 一种1500MPa级高强度自强韧防护钢板及其制造方法 | |
| CN115637390B (zh) | 一种短流程冷轧dh980钢板及其生产方法 | |
| CN114457285B (zh) | 一种乘用车b柱用高强钢板及其制备方法 | |
| CN116288020A (zh) | 一种Fe-Mn-Al-Ni-Mo-C高强度奥氏体低密度钢及其制备方法 |
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 |