CN104711494B - 低密度高塑性NiAl增强超高强度钢及制备方法 - Google Patents

Abstract

一种低密度高塑性NiAl增强超高强度钢及制备方法，属于合金钢技术领域。该合金的化学组成成分重量％为：C 0.5‑1.5％,Mn 10‑30％,Al 5‑12％,Ni 5‑15％,其他可含有Cr0‑5％，Nb0‑0.2％，其余为Fe及其他不可避免的杂质元素及微量元素如Si、Ti等。采用真空感应+真空自耗重熔或电渣重熔工艺。本发明与现有技术相比综合性能优良，具有低密度高塑性和超高强度等优异性能，密度达到6.5‑7.2g/cm³、拉伸强度达到1350MPa以上、延伸率达到10％以上。

Description

低密度高塑性NiAl增强超高强度钢及制备方法

技术领域

本发明属于合金钢领域，特别涉及一种低密度高塑性NiAl增强超高强度钢DT550及制备方法，该钢具有低密度高塑性和超高强度等优异性能，密度达到6.5-7.2g/cm³、拉伸强度达到1350MPa以上、延伸率达到10％以上。棒材尺寸达到φ200mm以上。

背景技术

超高强度钢一直是航空航天关键承力结构不可缺少的材料，降低密度提高强重比对航空、航天结构件用钢的发展有重大的意义。据有关资料介绍，对于超音速飞机，在其它条件不变的情况下，若飞机的空载重量增加1％，飞机的商载将下降2％～3％，而要保持飞机的商载不变，飞机的航程将下降3％。而对于航天飞行器，质量每减少1千克，就可使运载火箭减轻500千克。

同样基于轻量化的节能、环保、安全、舒适和智能化是当今汽车技术发展的主流。2014年中国汽车产销量突破2300万辆，连续六年居全球第一，汽车在给人们的出行带来方便的同时，也带来了油耗、安全和环保三大问题。研究表明：汽车油耗与自重成线性关系。固定其他条件不变，汽车自重每减少10％，燃油消耗可降低6％～8％，从而有效节约能源，可减小汽车尾气对环境的污染。

低密度、高塑性高强度钢由于具有低的密度，与Al、Mg合金等轻质材料相比又具有高的弹性模量，在保证汽车强度的同时可直接降低车身重量，是目前汽车轻量化未来发展的重要方向，低密度钢的合金体系主要采用为Fe-Mn-Al-C系，抗拉强度1100MPa以上，而密度降至6.5～6.8g/cm³，从而实现低密度、高强韧性。

低密度钢的合金设计思想是，通过向钢中添加一定量的Al、C等轻质元素，在合金成分优化与成型工艺控制的基础下，得到兼具低密度和高强韧性高强度钢。添加奥氏体化元素有助于高Al低密度钢实现良好的强塑性配合。在Fe中形成置换固溶体的奥氏体稳定元素主要有Ni、Co、Mn，密度分别为8.9g/cm³、8.9g/cm³、7.4g/cm³，但Ni、Co的密度均比Fe大，不利于降低钢密度，且价格较高，不利于降低钢的成本。故现有研究中低密度钢均含有大量的Mn；而C在钢中形成间隙固溶体，也为奥氏体稳定元素，且相同重量百分比含量对密度的降低要大于Al，故多数低密度钢均不同程度的含有C。添加到钢中的Al、C等轻质元素一方面扩大钢的晶格参数，同时凭借低的原子量降低钢的密度。

现阶段，对Fe-Mn-Al-C体系合金的研究主要停留在由成分和热处理的变化引起的力学性能以及耐蚀性能的变化上。但由于不同研究者所用试验钢锻造状态和热处理工艺不同，导致相近成分含量的合金力学性能并不相同。现有研究中，Fe-Mn-Al-C低密度钢的化学成分和力学性能主要如表1所示。

表1现有低密度合金的化学成分及主要力学性能

Fe-Mn-Al-C系低密度钢面临的一个主要问题是提高强度和提高零件的尺寸。由于Fe-Mn-Al-C系低密度钢的主要强化方式为kapa-碳化物析出强化，提高kapa-碳化物析出强化依赖于钢中Al和C的含量，但研究表明，随钢中Al、C元素成分配比及含量的增加，组织中会出现к-碳化物和一些其他碳化物相，甚至出现以B2(FeAl)和DO₃(Fe₃Al)为代表的金属间化合物第二相，组织可能分别呈现以铁素体、奥氏体或双相为基体的状况，严重恶化钢的塑性，因此传统Fe-Mn-Al-C四元系低密度钢Al含量极限为12％，C含量极限在1.5-1.7％，为进一步提高强度只能靠形变强化，通过薄板大变形轧制提高强度，但零件尺寸严重受限，因此，为提高强度同时提高零件尺寸，发展新型不依赖轧制的强化方式势在必行。

希望能够研制一种突破薄板轧制工艺的低密度超高强度钢，大尺寸零件可以采用普通锻造成形，具有低密度高塑性和超高强度等优异性能，密度达到6.5-7.2g/cm³、拉伸强度达到1350MPa以上、延伸率达到10％以上。因此，新概念的Fe-Mn-Al-C系低密度钢强化方式的开发提到科研日程上来。

发明内容

本发明的目的在于提供一种低密度高塑性NiAl增强超高强度钢DT550及制备方法，综合性能优良，具有低密度高塑性和超高强度等的优异性能，密度达到6.5-7.2g/cm³、拉伸强度达到1350MPa以上、延伸率达到10％以上，同时满足大尺寸零件的需求，棒材尺寸达到φ200mm以上。

基于上述目的，本发明的主要技术方案是在现有Fe-Mn-Al-C系低密度钢基础上，通过NiAl与K-碳化物的复合析出强化提高低密度钢的强度，突破目前薄板轧制对零件尺寸的限制，通过添加Ni元素形成新型五元系Fe-Mn-Al-Ni-C合金，同时添加Cr元素改善抗腐蚀性能。本发明钢可采用常规的冶金工艺和锻造工艺进行生产，该合金的化学组成成分(重量％)为：C 0.5-1.5％,Mn 10-30％,Al 5-12％,Ni 5-15％,其他可含有Cr0-5％，Nb0-0.2％，其余为Fe及其他不可避免的杂质元素及及微量元素如Si、Ti等。本发明与现有技术相比综合性能优良。

上述化学成分的设计依据如下：

C：

C在Fe-Mn-Al-C低密度钢的作用主要是和Al共同形成κ-碳化物，在时效后增加钢的强度，使基体奥氏体化，同时，C含量的增加有助于降低密度；但C含量过高的话会使κ-碳化物固溶温度升高，从而使得固溶时晶粒长大。合金的强度随着C含量的增加而显著增加，而且C显著促进奥氏体的稳定性，随着奥氏体体积分数的增加，延伸率也随之增加；但当基体完全为奥氏体后，随着C含量的继续增加，延伸率有所降低。当基体全部为奥氏体后，继续增加碳含量会增大κ-碳化物析出的驱动力，而C含量过高的话，可能在固溶过程中在奥氏体晶界处生成粗大的κ-碳化物，同时在冷却过程中由调幅分解形成的κ-碳化物会变的粗大，从而降低其延伸率。本专利合理的C含量控制区间为0.5-1.5％。

Al：

Al在Fe-Al-Mn-C低密度钢作用主要是降低此类钢密度的重要元素，同时，Al也是κ-碳化物形成的重要元素，Al含量低于4.5％时，不会有κ-碳化物出现^[33]；但Al含量过高时(超过10％)，会在固溶时形成铁素体相，明显影响钢的塑性。在Fe-Al二元合金中，增大Al含量会增加强度降低延伸率。在Fe–(20–22)Mn–0.6C–Al合金^[30,34]中，当Al含量增加到10％以上时，合金的相组成由奥氏体转变为铁素体奥氏体双相。当Al含量在3％-13％时，Al含量的增加会增加强度降低韧性。然而在0％-3％时，Al含量的增加会引起强度的反常降低，这主要是因为Al增大了层错能，使得变形机制发生改变。而当Al含量大于3％时，变形机制由应力诱发孪晶(TWIP机制)转变为位错切过第二相有序粒子，同时，Al含量的增加有利于第二相有序粒子(κ-碳化物)的析出。因此本专利Al含量控制在5-12％。

Mn：

Mn在Fe-Mn-Al-C低密度钢作用主要是作为奥氏体稳定化元素，Mn的大量加入，可使基体转变为奥氏体，这对于实现良好的强塑性配合是很有必要的。但是，当Mn含量过高时(约大于36％)，时效时会在奥氏体晶界处生成β-Mn，β-Mn为硬脆相，很难和奥氏体一同协同变形，从而严重影响其塑性。在Fe–10Al–1C–Mn^[35]奥氏体钢中，随着Mn含量的变化(18～30％)，基本未发生力学性能的明显改变。这可能是由于在此含量段内，Mn含量的变化对于κ-碳化物的驱动力影响不大。为此，本发明Mn含量控制在10-30％。

Ni：

Ni的加入首先是与Al形成NiAl相，通过在500-600℃与K-碳化物复合析出，可显著提高合金的强度，NiAl相具有显著提高强度的Ni含量在3％左右，过高的Ni含量会出现B2相，不仅提高固溶温度而且会严重影响塑韧性；Ni的另一作用与Mn相似，作为奥氏体稳定化元素，可使基体转变为奥氏体，这对于实现良好的强塑性配合是很有必要的。为此，本发明Ni含量控制在5-15％。

Cr：

Cr元素可以改善合金的耐腐蚀性能，提高基体的抗腐蚀能力，但同时Cr也是强碳化物形成元素，由于Fe-Mn-Al-C低密度钢中C含量过高，达到1.0％左右，过高的Cr含量会形成粗大的M23C6等碳化物，不仅降低塑性，并且由于消耗量过量的C，会严重降低合金强度，本发明Cr含量控制在5％以内。

本发明的低密度超高强度钢易于采用真空感应+真空自耗重熔或电渣重熔工艺，其具体工艺参数如下:

钢锭进行1180—1220℃均匀化处理，8小时≤扩散时间≤40小时，装炉温度≤600℃；

加热温度：1160－1200℃，1160℃≤开锻温度≤1200℃，800℃≤终锻温度≤900℃；

最终热处理：

加热到480-600℃，热透后5小时≤保温时间≤20小时，空冷；或进行二次时效处理。

根据上述化学成分及生产方法所制备的本发明合金，具有低密度、高韧性和超高强度的优点，具体的性能为：密度达到6.5-7.2g/cm³、拉伸强度达到1350MPa以上。与现有技术相比，本发明综合性能优良，由于采用NiAl复合析出增强，合金具有更高的强度和良好塑性。

具体实施方式

根据本发明经济型高韧性易旋压易焊接超高强度钢的化学成分范围，采用25公斤真空感应炉制备20公斤的合金锭15炉，其具体化学成分见表1.

试验钢冶炼浇铸成钢锭后，锻前首先进行高温均质化处理制度为：1200℃保温10小时后，开坯锻造，锻造加热温度为1180℃，终锻温度900℃。锻造试棒尺寸为：φ15×2000、15×15×2000。

锻后试棒首先进行试样段加工拉伸、冲击试样毛坯。最后进行时效处理：时效处理550℃×10h，AC。试样毛坯磨削加工后即可测试力学性能见表2。

为了对比，在表1和表2列入了对比例Fe-Mn-Al-C四元体系高Al低密度钢等的化学成分和力学性能。

从表2看出，与对比例常规Fe-Mn-Al-C四元体系高Al低密度钢相比，本发明的技术方案是采用Fe-Mn-Al-C-Ni五元体系合金，引入NiAl相形成复合析出强化提高材料的强度，同时在五元体系合金中可以加入少量的Cr元素(≤5％)提高材料的耐腐蚀性能并不降低材料的强度和韧性。复合析出强化的思想保证了合金既有高强度高韧性有能够具有耐腐蚀性能。

由表3看出，本发明钢种与对比例相比，在具有低密度的同时，由于采用复合合金化和析出强化的思想，合金具有更高的强度和更优秀的比强度，抗拉强度满足在1350MPa以上，密度在6.5-7.2g/cm³,具有在航空航天领域良好的应用前景。

表2本发明实施例与对比例化学成分(wt％)对比表

表3本发明实施例与对比例力学性能对比表

Claims (2)

1.低密度高塑性NiAl增强超高强度钢，其特征在于，该合金的化学组成成分重量％为：C 0.5-1.5％,Mn 15-25％,Al 7-10％,Ni 5-15％,还含有Cr0-5％，Nb0-0.2％，其余为Fe及其他不可避免的杂质元素；该合金的制备方法如下：

钢锭进行1180—1220℃均匀化处理，8小时≤扩散时间≤40小时，装炉温度≤600℃；

加热温度：1150－1180℃，1150℃≤开锻温度≤1180℃，900℃≤终锻温度≤1000℃，喷水冷却或其他快冷方式；

最终热处理：加热到500-600℃，热透后，5小时≤保温时间≤20小时，空冷。

2.一种权利要求1所述的低密度高塑性NiAl增强超高强度钢的制备方法，采用真空感应+电渣重熔，其特征在于，工艺中控制的技术参数如下：

钢锭进行1180—1220℃均匀化处理，8小时≤扩散时间≤40小时，装炉温度≤600℃；

加热温度：1150－1180℃，1150℃≤开锻温度≤1180℃，900℃≤终锻温度≤1000℃，喷水冷却或其他快冷方式；

最终热处理：加热到500-600℃，热透后，5小时≤保温时间≤20小时，空冷。