CN107674955A - 一种强塑积大于50GPa·%的低密度钢的制备方法 - Google Patents

一种强塑积大于50GPa·%的低密度钢的制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明的一种强塑积大于50GPa·%的低密度钢的制备方法，属于低密度钢领域。本发明包括如下步骤：冶炼，将原料放入熔炼炉进行冶炼；铸造，将得到的钢液注入模具，冷却得到低密度钢铸坯；热轧，将得到的低密度钢铸坯加热到1150～1250℃并保温，随后进行至少两次热轧；固溶处理，将得到的低密度钢在温度1000～1100℃下保温，进行淬火处理；冷轧，将得到的低密度钢进行至少两次冷轧；退火处理后冷却，得到低密度钢。本发明通过对合金成分与加工工艺进行调控，得到Fe‑Mn‑Al‑C系低密度钢，该低密度钢的形貌为奥氏体+铁素体+κ碳化物的多相组织，使得低密度钢具有较高强度和良好塑性，且强塑积大于50GPa·％。

Description

一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法
技术领域
本发明属于低密度钢领域，更具体地说，涉及一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法。
背景技术
随着资源、能源和环境问题的日益严峻，人们环保意识的抬头和可持续发展战略的客观要求，汽车轻量化已经成为未来的发展趋势。为实现汽车轻量化可采取的途径主要有两种：一是选择轻质材料，比如低密度铝及铝合金、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；二是使用高强度钢板代替普通钢板，通过降低钢板厚度以实现轻量化，主要包括马氏体钢、CP钢、TRIP钢、TWIP钢、DP钢等。在此基础上，诞生了开发高强度低密度钢的研究思潮，即开发集低密度和高强度于一身的钢板。
目前，已有技术通过向铁素体钢当中添加高含量的C和Mn元素，获取高强度高塑性的低密度钢。但是，这种技术由于铸坯内部合金元素的偏析严重，轧制过程中会出现裂纹，使得低密度钢的性能变差。
经检索，发明创造的名称为：一种汽车用高锰钢及其制造方法(申请号：201310551550.8，申请日：2013.11.08)，该钢的化学成分重量百分比如下：C：0.55～0.64％，Si：0～0.01％，Mn：23.5～24.4％，P：0～0.015％，Nb：0.45～0.54％，Als：0.02～0.06％，S：0～0.01％，N：0～0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质。该钢的制造方法中，加热连铸坯的温度控制为1220～1280℃；粗轧的温度控制为1050～1100℃；精轧控制终轧温度为910～950℃；卷取在680～720℃进行；控冷控制连续退火温度为800～850℃。该申请案通过优化钢的成分设计和控制生产工艺，得到了高强度的Fe-Mn-C-Nb系TWIP钢，但是该申请案制得的高锰钢由于Al含量过低，不能很好的抑制应变诱导的ε-马氏体的形成，无法降低形变孪晶的出现倾向，所得的钢材强塑积不高。
此外，发明创造的名称为：一种低密度Fe-Mn-Al-C系冷轧汽车用钢板的制备方法(申请号：201510107144.1，申请日：2015.06.03)，该申请案的汽车用钢板的化学成分为：C、0.65％～0.75％，Mn、14.0％～19.0％，Al、7.0％～10.5％，P<0.003％、S<0.002％，余量为Fe及不可避免杂质。制备工艺步骤包括：冶炼；锻造；钢坯加热到1150～1180℃保温2h后进行多道次热轧变形，开轧温度1050～1100℃，终轧温度850～900℃，累计变形量在80％～90％，卷取温度200～300℃；热轧后钢板进一步固溶处理，950～1050℃保温0.5～1h后水淬处理；接着冷轧变形，累积压缩量为60～80％；之后退火处理，在1000℃保温10～15min后水淬；试验用钢为奥氏体+铁素体双相组织，最终获得具有低密度、高强韧的冷轧双相汽车用钢板。但是其强塑积只有40GPa·％，无法满足市场未来的需求。
发明内容
1.发明要解决的技术问题
针对现有技术中钢材强塑积不高的技术问题，提供一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，通过控制热轧的开轧温度为1050～1100℃，以及累计变形量为68～72％，使得低密度钢具有较高强度和良好的塑性，使低密度钢的强塑积大于50GPa·％。
2.技术方案
为达到上述目的，本发明提供的技术方案为：
本发明的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，钢液冶炼完成后铸造得到铸坯，并对铸坯进行热轧，所述热轧的开轧温度为1050～1100℃，并控制热轧的累计变形量为68～72％。
优选的，所述低密度钢的制备方法包括如下步骤：
(1)冶炼，将金属原料加入冶炼炉进行冶炼，得到钢液；
(2)铸造，将步骤(1)得到的钢液注入模具中，得到低密度钢的铸坯；
(3)热轧，将步骤(2)得到的低密度钢的铸坯加热到1150～1250℃并保温，随后进行至少两次热轧；
(4)固溶处理，将步骤(3)得到的低密度钢在温度1000～1100℃下保温，之后进行淬火处理；
(5)冷轧，将步骤(4)得到的低密度钢进行至少两次冷轧，冷轧的累计变形量为67％；
(6)退火处理，退火完成后冷却至室温，得到低密度钢。
优选的，所述步骤(1)中的冶炼方法为：将工业纯铝、纯铁和Fe-Mn加入冶炼炉中进行真空熔炼，在熔炼的过程中加入添加剂，并向冶炼炉中通入氩气进行搅拌，所述添加剂包括稀土、高岭土和生物质。
优选的，所述低密度钢的化学成分质量百分比为：Mn：19.40～20％；Al：9.82～10％；C：0.98～1％；P≤0.003％；S≤0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质上。
优选的，所述步骤(2)中的铸造方式为模铸，模铸的过程控制钢水的过热度为20～30℃，模具的模温为步骤(1)钢水温度的10％，在模具的底面装铺有保护渣。
优选的，所述步骤(2)中的冷却方式为二次冷却，第一次冷却采用软水冷却，第二次冷却采用纯水冷却，第二次冷却水流量为第一次冷却水流量的70～80％。
优选的，所述步骤(3)中的热轧道次为2～4道次，热轧前对步骤(2)所得的低密度钢进行加热，加热到1150～1250℃，并保温2h。
优选的，所述保护渣的添加量为钢水质量的0.26～0.29％，该保护渣包括铝矾土、白云石、高炉渣、水泥熟料和硅灰石。
优选的，所述的热轧处理的终轧温度为850～900℃。
优选的，所述步骤(4)中的固溶处理的温度为1050℃，保温时间1h，水淬过程中的冷却速度>20℃/s。
3.有益效果
采用本发明提供的技术方案，与现有技术相比，具有如下有益效果：
(1)本发明的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，通过控制热轧的开轧温度为1050～1100℃，以及累计变形量为68～72％，使得低密度钢具有较高强度和良好的塑性，使低密度钢的强塑积大于50GPa·％；
(2)本发明的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，通过向钢中添加一定量的Al元素，并通过对合金成分与加工工艺的调控，得到Fe-Mn-Al-C系低密度钢，该低密度钢的形貌为奥氏体+铁素体+κ碳化物的多相组织，使得低密度钢具有较高的强度和良好塑性；
(3)本发明的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，通过在熔炼的过程中加入一定比例的添加剂，添加剂由一定比例的稀土、高岭土和生物质混合而成，既不影响钢的强度，又可以有效的脱除合金成分中的P、S元素，从而减小了低密度钢韧性的各向异性，防止了钢的层状撕裂；并利用添加剂中的Ca、Mg等夹杂物变性元素，可以对钢液中的夹杂物进行变性处理，且添加剂中生物质在熔炼的过程中分解产生的还原性气体对钢液具有较好的搅拌作用，促进了Ca、Mg与夹杂物的结合，提高了Ca、Mg变性处理的效果，且气体搅拌使得钢液中的夹杂物上浮，进而改善了低密度钢的综合性能；
(4)本发明的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，在铸造的过程中进行电磁搅拌，电磁搅拌能够打断正在生长的柱状晶、末端枝晶，被打断而游离的树枝晶将作为新的形核核心，增多了铸坯结晶的形核核心，并扩大铸坯中心等轴晶区，从而显著提高了凝固组织的致密程度；同时，采用在铸造的过程中进行二次冷却，且第二次冷却的冷却水流量小于第一次冷却的冷却水流量，通过降低二次冷却的冷却强度，减少铸坯热流散失的强度，降低了铸坯已有的晶核的长大速度，促进了铸坯晶粒的细化，提高铸坯的等轴晶率；
(5)本发明的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，在浇注的过程中采用低过热度浇注，使得两相区温度梯度小，减小了定向传热的时间，在促进细晶粒的形成的同时抑制柱状晶的生长，减少了铸坯的中心偏析；
(6)本发明的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，在模铸的过程中加入保护渣，保护渣为铝矾土、白云石、高炉渣、水泥熟料和硅灰石，降低杂质元素对Mn偏析、Al脆性物生成的不利影响，保护渣具有良好的成渣性，铸造的过程中在锭与模之间形成很薄一层渣膜，渣膜具有良好的绝热保温性，减少钢锭头部热散失，而且减缓钢锭热应力，防止钢锭表面裂纹；
(7)本发明的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，通过多道次热轧且第一道次热轧下压率为k，可以减少轧制裂纹的产生，抑制有序化结构B2相和Fe-Al金属间化合物的出现和偏聚，热轧之后进行固溶处理，固溶处理后快速冷却，冷却速度＞20℃/s，通过固溶处理，奥氏体晶粒长大，带状铁素体组织被分割成细小的岛状，碳化物消失，使得固溶处理后的热轧钢板的综合力学性能得到改善，提高了钢的强韧性。
附图说明：
图1为本发明的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法的生产流程图；
图2为本发明所得铁素体+奥氏体+κ-碳化物的三相组织观察结果图。
具体实施方式
下文对本发明的示例性实施例的详细描述参考了附图，该附图形成描述的一部分，在该附图中作为示例示出了本发明可实施的示例性实施例。尽管这些示例性实施例被充分详细地描述以使得本领域技术人员能够实施本发明，但应当理解可实现其他实施例且可在不脱离本发明的精神和范围的情况下对本发明作各种改变。下文对本发明的实施例的更详细的描述并不用于限制所要求的本发明的范围，而仅仅为了进行举例说明且不限制对本发明的特点和特征的描述，以提出执行本发明的最佳方式，并足以使得本领域技术人员能够实施本发明。因此，本发明的范围仅由所附权利要求来限定。
实施例1
本实施例的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，该低密度钢的化学成分质量百分比为：Mn：19.4％、Al：9.82％、C：0.99％、P：0.003％、S：0.003％，其余为Fe及其它不可避免的杂质，且低密度钢中的Mn和Al的质量百分比之和>28％，本实施例为29.22％；而且低密度钢中Mn的质量百分比为19.40～20％，Mn与Al质量之比为1.8～2.0，本实施例的Mn的质量百分比为19.4％，Mn与Al质量之比为1.98；此外，值得注意的是本方法的低密度钢中Al与C质量之比为9.5～10.5，本实施例为9.9。如图1所示，具体的制备方法如下：
步骤(1)冶炼：以低碳Mn-Fe为基体，加入Al-Fe合金及碳粉，按照需要的比例通过真空感应熔炼炉进行熔炼，在熔炼的过程中向炉内通入氩气，同时在熔炼的过程中向钢液中加入添加剂，添加剂的加入量为钢液的0.01％，所述的添加剂由稀土、高岭土、生物质组成，添加剂各组分按照如下质量份组成：稀土：10份；高岭土：5份；生物质：2份，得到钢水温度为1623℃。在钢液中加入添加剂，减小了低密度钢韧性的各向异性，防止了钢的层状撕裂；添加剂中的Ca、Mg等元素促进了夹杂物变性，且添加剂中生物质在熔炼的过程中分解产生的还原性气体对钢液具有较好的搅拌作用，促进了Ca、Mg与夹杂物的结合，提高了Ca、Mg变性处理的效果，且气体搅拌使得钢液中的夹杂物上浮，进而改善了低密度钢的综合性能；且生物质分解产生的气体与氩气共同作用，促进了夹杂物和杂质的上浮，改善低密度钢的综合性能。
步骤(2)模铸：设置钢锭模具温度为160℃，在模具的底面铺设2层马粪纸，在马粪纸上均匀装铺保护渣，保护渣由铝矾土、白云石、高炉渣、水泥熟料和硅灰石组成，保护渣的总添加量为钢水质量的0.2％，保护渣按照如下质量份组成：铝矾土：5份；白云石：20份；高炉渣：3份；水泥熟料：1份；硅灰石：1份；从而控制[S]+[P]+[O]+[H]+[N]≤100ppm，降低杂质元素对Mn偏析、Al脆性物生成的不利影响；保护渣是在浇铸过程中覆盖在钢锭模内钢液表面，能维持正常浇铸的渣料。本实施例为粉渣，具有良好的铺散性，防止模内钢液二次氧化；而且保护渣具有良好的成渣性，保护渣在锭与模之间形成很薄一层渣膜，渣膜具有较好的保温性，而且减缓钢锭热应力，防止钢锭表面裂纹。
此外，在将熔炼后钢水浇注到模具内，控制钢水的过热度为20～30℃，本实施例控制过热度为25℃，低过热度使得两相区温度梯度小、减小定向传热的时间，有利于细晶粒的形成，抑制柱状晶的生长，减少了中心偏析。在模铸的同时进行电磁搅拌，电磁搅拌频率为4～7Hz之间，电流强度为250～400A之间，本实施例采用频率6Hz，电流强度为300A，在铸造的过程中进行电磁搅拌，电磁搅拌能够打断正在生长的柱状晶、末端枝晶，被打断而游离的树枝晶将作为新的形核核心，增多了铸坯结晶的形核核心，并扩大铸坯中心等轴晶区，从而显著提高了凝固组织的致密程度；最后进行冷却，冷却方式为二次冷却，第一次采用软水冷却，第二次采用纯水冷却且冷水流量为第一次冷却软水流量的70％，二次冷却有利于提高铸坯的等轴晶率，第一次冷却降低了初生坯壳的厚度，有利于热量通过初生坯壳散出，使得铸坯能够形成更多的形核核心，形核核心的增多使得低密度钢的晶粒得到细化，凝固组织更加致密；第二次采用比第一次低流量的纯水冷却，通过降低二次冷却强度使铸坯冷却速度减小，降低了铸坯晶核的生长速度，从而有利于促进铸坯晶粒细化，提高了铸坯的等轴晶率。
步骤(3)热轧：将所得的钢坯进行加热，加热温度为1200℃，升温速度为1℃/s，并保温2h，可以使得坯料的成分更加均匀并减小偏析，而后进行第一道次轧制，开轧温度为1050℃，轧制参数为：变形速率0.006/s，压下量30％；间隔10s后，再进行第二道次轧制，轧制参数为：变形速率0.6/s，压下量20％；间隔10s后，再进行第三道次轧制，轧制参数为：变形速率4/s，压下量20％；控制终轧温度为900℃，然后进行固溶处理。第一道次压下率为30％，第一道次热轧下压率为k， 为钢中的Mn质量百分比，为钢中的Al质量百分比，为钢中的C质量百分比；多道次热轧可以减少轧制裂纹的产生，并促进铸坯结晶化，抑制有序化结构B2相和Fe-Al金属间化合物的出现和偏聚。
步骤(4)固溶处理：将钢锭加热到1050℃，保温1h后进行快速水淬，冷却速度为20℃/s，通过固溶处理，使得奥氏体晶粒长大，同时将带状铁素体组织被分割成细小的岛状，减少了热轧组织中条带状铁素体的含量，可以提高钢板的横向力学性能；而且固溶处理促进了碳化物消失，固溶处理后的热轧钢板的综合力学性能得到改善，进而增强钢板的塑性和冲击韧性，保证了冷轧的顺利进行。
步骤(5)冷轧：将固溶处理后的钢板酸洗除鳞后进行多次冷轧，冷轧压下率为67％。
步骤(6)退火处理：将冷轧后的低密度钢放到加热炉中进行加热，加热温度为900℃，保温4～6小时，然后冷却到800℃，保温2-3小时，再升温到900℃进行保温，保温时间为1-3小时，然后以30℃/s的冷却速度冷却到300℃，最后以5℃/s的冷却速度空冷到室温。通过上述处理在高温下Al原子被分配到奥氏体中，同时C原子也进行扩散，促进κ-碳化物的形核；随后冷却到800℃进行保温，在800℃条件下，铁素体晶粒内的κ-碳化物在800℃会转化为奥氏体，奥氏体可以使得钢材具有良好的综合性能；再次升温到900℃，可以使得奥氏体晶粒内的κ-碳化物溶解，最后快速冷却到400℃，400℃时会在奥氏体中形成层片状κ-碳化物和在铁素体中形成分散状的纳米级颗粒κ-碳化物，在从而获得再结晶晶粒，获得铁素体+奥氏体+κ-碳化物的三相组织，此时消除加工硬化，在提高硬度的同时提高低密度钢的塑性。而后检测低密度钢的抗拉强度、断后延伸率和强塑积，检测结果记录如表1所示。
实施例2
本实施例的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，该低密度钢的化学成分质量百分比为：Mn：19.00％、Al：9.80％、C：0.98％、P：0.003％、S：0.003％，其余为Fe及其它不可避免的杂质，制备方法基本同实施例1。而后检测低密度钢的抗拉强度、断后延伸率和强塑积，检测结果记录如表1所示。
实施例3
本实施例的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，该低密度钢的化学成分质量百分比为：Mn：19.8％、Al：9.97％、C：1％、P：0.003％、S：0.003％，其余为Fe及其它不可避免的杂质，制备方法基本同实施例1。而后检测低密度钢的抗拉强度、断后延伸率和强塑积，检测结果记录如表1所示。
实施例4
本实施例的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，该低密度钢的化学成分质量百分比为：Mn：19.6％、Al：9.92％、C：1％、P：0.003％、S：0.003％，其余为Fe及其它不可避免的杂质，制备方法基本同实施例1。而后检测低密度钢的抗拉强度、断后延伸率和强塑积，检测结果记录如表1所示。
将以上实施例所制得的钢材料进行力学性能检测，得到结果如下表：
表1实施例1～4的实验数据
抗拉强度/MPa 断后延伸率/％ 强塑积/GPa·％
实施例1 1080 48 51.84
实施例2 1200 43 51.60
实施例3 1035 49 50.71
实施例4 1075 47 50.52
分析表1中的实验数据可知：
以上所述实施例中钢的强塑积均大于50GPa·％，在该成分体系和加工工艺下，试验用钢退火后的微观组织为铁素体+奥氏体+κ-碳化物多相的微观组织，使得试验钢具有较高强度、良好的塑性和较高的加工性能。
申请人通过多次研讨会进行讨论，认为其中的反应机理可能是：通过控制低密度钢中的Mn和Al的质量百分比之和>28％，且Mn与Al质量之比为1.8～2.0，Mn与Al的共同作用可以使得钢中的Fe原子位置的局部磁矩增加和Néel温度的降低，并使得SFE(层错能)增加，促使着低密度钢中的奥氏体相的稳定性增加；与此同时Mn与Al的共同作用可以抑制ε-马氏体的形成，降低形变孪晶的出现倾向，使得低密度钢的变形机制表现为位错滑移，可以提高钢的强度等力学性能；与此同时，进一步控制低密度钢中Al与C质量之比为9.5～10.5，Al与C共同作用促进了低密度钢的固溶强化，进一步促进奥氏体的生成，使得低密度钢中形成κ-碳化物，并在低密度钢中形成铁素体+奥氏体+κ-碳化物多相的微观组织(如图2所示)，可以提高钢的强度等力学性能和强韧性。
实施例5
本实施例的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，制备方法基本同实施例1，其不同之处在于：在步骤(2)的模铸过程中，添加的保护渣除了稀土、高岭土和生物质之外还有铬渣，添加剂各组分按照如下质量份组成：稀土：10份；高岭土：5份；生物质：2份；铬渣：3份。
在上文中结合具体的示例性实施例详细描述了本发明。但是，应当理解，可在不脱离由所附权利要求限定的本发明的范围的情况下进行各种修改和变型。详细的描述和附图应仅被认为是说明性的，而不是限制性的，如果存在任何这样的修改和变型，那么它们都将落入在此描述的本发明的范围内。此外，背景技术旨在为了说明本技术的研发现状和意义，并不旨在限制本发明或本申请和本发明的应用领域。
更具体地，尽管在此已经描述了本发明的示例性实施例，但是本发明并不局限于这些实施例，而是包括本领域技术人员根据前面的详细描述可认识到的经过修改、省略、例如各个实施例之间的组合、适应性改变和/或替换的任何和全部实施例。权利要求中的限定可根据权利要求中使用的语言而进行广泛的解释，且不限于在前述详细描述中或在实施该申请期间描述的示例，这些示例应被认为是非排他性的。例如，在本发明中，术语“优选地”不是排他性的，这里它的意思是“优选地，但是并不限于”。在任何方法或过程权利要求中列举的任何步骤可以以任何顺序执行并且不限于权利要求中提出的顺序。因此，本发明的范围应当仅由所附权利要求及其合法等同物来确定，而不是由上文给出的说明和示例来确定。

Claims (10)

1.一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，其特征在于：钢液冶炼完成后铸造得到铸坯，并对铸坯进行热轧，所述热轧的开轧温度为1050～1100℃，并控制热轧的累计变形量为68～72％。
2.根据权利要求1所述的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
(1)冶炼，将金属原料加入冶炼炉进行冶炼，得到钢液；
(2)铸造，将步骤(1)得到的钢液注入模具中，得到低密度钢的铸坯；
(3)热轧，将步骤(2)得到的低密度钢的铸坯加热到1150～1250℃并保温，随后进行至少两次热轧；
(4)固溶处理，将步骤(3)得到的低密度钢在温度1000～1100℃下保温，之后进行淬火处理；
(5)冷轧，将步骤(4)得到的低密度钢进行至少两次冷轧，冷轧的累计变形量为67％；
(6)退火处理，退火完成后冷却至室温，得到低密度钢。
3.根据权利要求2所述的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，其特征在于：所述步骤(1)中的冶炼方法为：将工业纯铝、纯铁和Fe-Mn加入冶炼炉中进行真空熔炼，在熔炼的过程中加入添加剂，并向冶炼炉中通入氩气进行搅拌，所述添加剂包括稀土、高岭土和生物质。
4.根据权利要求2所述的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，其特征在于：所述低密度钢的化学成分质量百分比为：Mn：19.40～20％；Al：9.82～10％；C：0.98～1％；P≤0.003％；S≤0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质上。
5.根据权利要求2所述的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，其特征在于：所述步骤(2)中的铸造方式为模铸，模铸的过程控制钢水的过热度为20～30℃，模具的模温为步骤(1)钢水温度的10％，在模具的底面装铺有保护渣。
6.根据权利要求2所述的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，其特征在于：所述步骤(2)中的冷却方式为二次冷却，第一次冷却采用软水冷却，第二次冷却采用纯水冷却，第二次冷却水流量为第一次冷却水流量的70～80％。
7.根据权利要求2所述的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，其特征在于：所述步骤(3)中的热轧道次为2～4道次，热轧前对步骤(2)所得的低密度钢进行加热，加热到1150～1250℃，并保温2h。
8.根据权利要求5所述的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，其特征在于：所述保护渣的添加量为钢水质量的0.26～0.29％，该保护渣包括铝矾土、白云石、高炉渣、水泥熟料和硅灰石。
9.根据权利要求7所述的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，其特征在于：所述的热轧处理的终轧温度为850～900℃。
10.根据权利要求2-9任一项所述的一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，其特征在于：所述步骤(4)中的固溶处理的温度为1050℃，保温时间1h，水淬过程中的冷却速度>20℃/s。
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109694997A (zh) * 2019-02-25 2019-04-30 上海大学 利用γ→α同素异构转变提升Fe-Mn-Al-C双相钢力学性能的热处理工艺
CN110951946A (zh) * 2019-12-26 2020-04-03 安徽工业大学 一种低密度钢的热处理工艺及其制备方法
CN111926264A (zh) * 2020-09-16 2020-11-13 育材堂（苏州）材料科技有限公司 一种低密度钢及其制造方法
CN112522624A (zh) * 2020-11-30 2021-03-19 湖南华菱涟源钢铁有限公司 高锰奥氏体耐磨钢及其制造方法
CN112680660A (zh) * 2020-12-03 2021-04-20 山东钢铁集团日照有限公司 一种1.2GPa级TRIP钢及其微观组织的调控方法
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
CN115233080A (zh) * 2022-06-29 2022-10-25 张家港中美超薄带科技有限公司 一种基于薄带连铸的抗拉强度≥1800MPa的低密度钢的生产方法
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

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101638749A (zh) * 2009-08-12 2010-02-03 钢铁研究总院 一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法
CN102212746A (zh) * 2011-06-03 2011-10-12 武汉钢铁(集团)公司 强塑积大于65GPa·%的孪晶诱导塑性钢及生产方法
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
CN105274436A (zh) * 2015-10-30 2016-01-27 上海交通大学 强塑积达50GPa%以上的高碳微合金钢和热处理工艺
CN106086640A (zh) * 2016-06-21 2016-11-09 北京科技大学 一种超高强度塑性积的冷轧中锰钢及其制备方法
CN106435380A (zh) * 2016-10-26 2017-02-22 昆明理工大学 一种微合金化高铝高塑性钢板及其制备方法
CN106756567A (zh) * 2017-02-08 2017-05-31 北京科技大学 一种强塑积≥40GPa·%的热轧低密度钢的制备方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101638749A (zh) * 2009-08-12 2010-02-03 钢铁研究总院 一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法
CN102212746A (zh) * 2011-06-03 2011-10-12 武汉钢铁(集团)公司 强塑积大于65GPa·%的孪晶诱导塑性钢及生产方法
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
CN105274436A (zh) * 2015-10-30 2016-01-27 上海交通大学 强塑积达50GPa%以上的高碳微合金钢和热处理工艺
CN106086640A (zh) * 2016-06-21 2016-11-09 北京科技大学 一种超高强度塑性积的冷轧中锰钢及其制备方法
CN106435380A (zh) * 2016-10-26 2017-02-22 昆明理工大学 一种微合金化高铝高塑性钢板及其制备方法
CN106756567A (zh) * 2017-02-08 2017-05-31 北京科技大学 一种强塑积≥40GPa·%的热轧低密度钢的制备方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
章小峰等: "Al含量对FeMnAlC系低密度钢层错能及形变孪晶的影响", 《材料热处理学报》 *
章小峰等: "铁锰铝碳系低密度钢的热变形行为", 《机械工程材料》 *

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109694997A (zh) * 2019-02-25 2019-04-30 上海大学 利用γ→α同素异构转变提升Fe-Mn-Al-C双相钢力学性能的热处理工艺
CN109694997B (zh) * 2019-02-25 2021-08-06 上海大学 利用γ→α同素异构转变提升Fe-Mn-Al-C双相钢力学性能的热处理工艺
CN110951946A (zh) * 2019-12-26 2020-04-03 安徽工业大学 一种低密度钢的热处理工艺及其制备方法
CN110951946B (zh) * 2019-12-26 2021-04-20 安徽工业大学 一种低密度钢的热处理工艺及其制备方法
CN111926264A (zh) * 2020-09-16 2020-11-13 育材堂（苏州）材料科技有限公司 一种低密度钢及其制造方法
CN112522624A (zh) * 2020-11-30 2021-03-19 湖南华菱涟源钢铁有限公司 高锰奥氏体耐磨钢及其制造方法
CN112522624B (zh) * 2020-11-30 2021-11-16 湖南华菱涟源钢铁有限公司 高锰奥氏体耐磨钢及其制造方法
CN112680660A (zh) * 2020-12-03 2021-04-20 山东钢铁集团日照有限公司 一种1.2GPa级TRIP钢及其微观组织的调控方法
CN112680660B (zh) * 2020-12-03 2022-04-15 山东钢铁集团日照有限公司 一种1.2GPa级TRIP钢及其微观组织的调控方法
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
CN115233080A (zh) * 2022-06-29 2022-10-25 张家港中美超薄带科技有限公司 一种基于薄带连铸的抗拉强度≥1800MPa的低密度钢的生产方法
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

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