CN111926264A

CN111926264A - 一种低密度钢及其制造方法

Info

Publication number: CN111926264A
Application number: CN202010972642.3A
Authority: CN
Inventors: 易红亮; 陈蓬; 林超; 庞佳琛; 周澍; 王国栋; 熊小川
Original assignee: Ironovation Materials Technology Co Ltd
Current assignee: Ironovation Materials Technology Co Ltd
Priority date: 2020-09-16
Filing date: 2020-09-16
Publication date: 2020-11-13
Anticipated expiration: 2040-09-16
Also published as: CN111926264B

Abstract

本发明涉及钢铁材料技术领域，具体涉及一种低密度钢及其制造方法。以质量百分数计，所述低密度钢包括如下化学成分：0.8‑1.6%的C、6.0‑9.5%的Al、Mn+Nb+V+Mo+Ti之和≤8%、以及余量的Fe和不可避免的杂质元素。本发明的优点包括：能够制得轻量化且安全性能良好的高比弹性模量高强韧性低密度钢，制备工艺简单，生产效率高，适用于汽车工业等领域。

Description

一种低密度钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及钢铁材料技术领域，具体涉及一种低密度钢及其制造方法。

背景技术

汽车轻量化是降低能源消耗、减少废气排放的有效措施之一，且有利于主动安全性能的改善，可有效地提高汽车的操纵稳定性，缩短制动距离。研究表明，汽车减重10%，制动距离可减少5%，转向力可减少6%。目前，实现汽车轻量化的主要方法之一即为应用高强度钢，在保障汽车安全性能的前提下，有效减薄构件厚度。在高强度的同时，降低钢材密度可进一步实现车身减重，且可避免高强度钢应用时厚度减薄带来的刚度问题。

钢材密度的降低一般通过添加轻合金元素实现，综合考虑轻合金的原子质量、工业易制造性及其对钢铁材料强韧性的作用，铝元素具有较好的可应用性。铝在钢的原子点阵中通过置换固溶替代铁原子，一方面扩大钢的点阵参数实现体积增大，同时铝元素原子质量较小，两方面综合作用实现钢铁材料密度的降低。高Al钢的密度降低后会获得特定的强度和成形性，可以保持甚至提高其在汽车工业应用中的优越性和竞争力。然而，钢中Al元素的添加，也会对弹性模量产生一定的影响，进而影响构件的刚度和防碰撞安全性能。

弹性模量是材料的固有性质，主要依赖于原子间相互作用，相组成、晶粒尺寸、内应力、热处理等仅会对弹性模量产生极小的影响，因此，不能通过常规的合金设计和组织演化来提高弹性模量。在金属基体中引入硬质陶瓷相，是提高材料整体弹性模量的一种较为有效的方法。

目前，用于金属基复合材料增强相的陶瓷主要分为四类：氧化物（Al₂O₃、Y₂O₃）、氮化物（TiN、Si₃N₄）、硼化物（TiB₂、CrB₂）和碳化物（TiC、Cr₃C₂、VC、WC、NbC）。在标准大气压下，氮和氧在1600℃液态钢水中的溶解度分别仅为0.04 wt.%和0.24 wt.%，因此通过金属凝固的原位自生法不能获得较高体积分数的氮化物和氧化物，目前用于金属基复合材料增强相的陶瓷主要在碳化物和硼化物中选择。其中，TiB₂具有较高的弹性模量，且其密度很低，是目前应用于铁基复合材料最多的陶瓷增强相。然而，B、Ti的价格较高，且TiB₂颗粒以共晶析出的方式在凝固过程中析出，尺寸形貌不容易控制，生产工艺复杂，因此，其应用还存在一定的局限性。

Fe₃AlC（κ碳化物）是一种碳化物陶瓷相，因添加了较高含量的Al较易形成低密度钢，其晶体结构为钙钛矿结构，由Fe₃Al-L1₂结构发展而来，是在Fe₃Al-L1₂结构的基础上向六个Fe原子形成的八面体中心插入了一个碳原子。该碳化物陶瓷相也具有较高的弹性模量，且密度较低，即具有较大的比弹性模量。高Al钢中的κ碳化物主要以两种形式存在，（1）以板条状结构存在于共析相变形成的κ珠光体中；（2）以膜状或粒状结构存在于κ珠光体或铁素体的界面处。κ珠光体因其碳化物比例较高，导致材料脆性较大，韧性较差。

中国专利申请CN106011653A公开了一种高强度高韧性低密度钢及其制造方法，所述方法包括：控制待轧制钢的成分按重量百分比计为：C：0.1-0.6%、Al：4.5-7.5%、Mn+Cr+Mo+Ni+Cu之和少于10%、以及余量的Fe和不可避免的杂质元素；对待轧制钢进行热轧，冷却至不再发生相变，得到热轧钢；将热轧钢加热至低于临界温度点Ac₁以下5-40℃区间，保温6h以上；冷却，得到高强度高韧性低密度钢。该专利申请制得了轻量化且强度、韧性匹配良好的高强度高韧性低密度钢，适用于诸如汽车工业等领域；加工工艺简便易控制。但是，该专利申请的低密度钢需进行亚临界退火热处理，该过程中需要长时间等温，生产效率较低。

因此，开发一种能解决上述技术问题的低密度钢及其制造方法是非常必要的。

发明内容

本发明的目的是克服现有技术的不足而提供一种比弹性模量高，形貌、尺寸稳定，韧性好，制备工艺简单，生产效率高的低密度钢及其制造方法。

本发明是通过以下技术方案予以实现的：

在Fe-C-Al系合金中添加较高含量的Al元素，除获得较低的密度外，还会一定程度降低材料的弹性模量，每添加1wt.%的Al，弹性模量会降低2~2.5%。弹性模量降低的原因为Al元素加入合金后，降低了金属原子点阵中的金属键键能，且点阵内共存的Fe、Al原子间距增大。弹性模量的降低会恶化材料构件的刚度和碰撞安全性能。且添加高含量的Al元素，易形成Kappa珠光体（简称为κ珠光体），其由片层状的κ碳化物和铁素体构成，因其高脆性本质导致材料的韧性较差，易断裂。相反，本发明人意识到，κ碳化物本身是共价键结构的陶瓷相，具有低密度和高弹性模量。因此，本发明主要利用提高κ碳化物的体积分数来实现钢材低密度和高弹性模量的性能。与此同时，也利用κ碳化物消耗掉钢铁基体中的铝原子，从而降低Al对基体弹性模量的负面影响。

基于上述内容，本发明的第一个方面涉及一种低密度钢，以质量百分数计，所述低密度钢包括如下化学成分：0.8-1.6%的C、6.0-9.5%的Al、以及余量的Fe和不可避免的杂质元素。

本发明中，C为κ碳化物的主要形成元素，不低于0.8%的较高碳含量，配合本发明的高铝含量设计，可保证足够的κ碳化物含量，以满足比弹性模量需求；若碳含量过高容易导致材料韧性改善困难，再则，碳含量过高会形成其他不必要的碳化物，且若碳含量过高，增大了石墨形成的概率，会降低材料性能。

本发明中，Al同样为κ碳化物的主要形成元素，不低于6.0%的铝含量添加，可保证高比弹性模量κ碳化物的比例不低于15.6 vol.%；此外，Al为轻质元素，高铝含量的添加可很大程度地实现钢材的减重，其添加量越高越利于材料轻量化；Al含量若过高，κ碳化物的形成不能充分消耗Al元素，会增大铁素体基体中的Al元素含量，降低材料的弹性模量。

添加6.0-9.5%的Al元素可保证钢的密度不高于7.25g·cm^-3。高碳含量的添加，可与合金中的Al元素形成κ碳化物，保证高比弹性模量的球状（长径比＜1.5）和/或短棒状（长径比1.5~10）κ碳化物的体积分数为15.6~28.6%。κ碳化物的形成一方面在基体中引入了高比弹性模量的陶瓷增强相以改善高铝低密度钢的弹性模量，另一方面消耗铁素体基体中的铝元素进而改善基体的弹性模量。

优选地，所述C含量为1.0-1.5%。

优选地，所述Al含量为6.5-9.0%。

更优选地，所述Al含量为6.5-8.5%。

更优选地，所述低密度钢包括如下化学成分：1.0-1.5%的C、6.5-8.5%的Al、以及余量的Fe和不可避免的杂质元素。

更优选地，所述低密度钢还包括如下化学成分：Mn+Nb+V+Mo+Ti之和≤8%。

优选地，按体积百分数计，所述低密度钢的显微组织包含：15.6~28.6%的κ碳化物和70%以上的铁素体。

更优选地，所述κ碳化物为球状和/或短棒状κ碳化物。

更优选地，所述球状κ碳化物的长径比＜1.5，所述短棒状κ碳化物的长径比为1.5~10。

优选地，所述低密度钢的显微组织为球化的κ珠光体。

更优选地，所述球化的κ珠光体包括铁素体和分布于铁素体上的球状和/或短棒状κ碳化物。

更优选地，所述低密度钢的显微组织包括15.6~28.6vol.%的球状和/或短棒状的κ碳化物以及70%以上的体心立方结构（BCC）的铁素体。

本发明的第二个方面涉及一种低密度钢的制造方法，包括如下步骤：

（1）控制待轧制钢的成分按重量百分比计为：0.8-1.6%的C、6.0-9.5%的Al、Mn+Nb+V+Mo+Ti之和≤8%、以及余量的Fe和不可避免的杂质元素；

（2）对待轧制钢进行热轧，冷却至不再发生相变，得到热轧钢；

（3）将热轧钢加热至Ac₁以上，且低于临界温度点Ac₃以下；

（4）冷却至临界温度点Ac₁以下；

（5）继续冷却至室温，即得。

Ac₁：加热时奥氏体形成的开始温度；

Ac₃：加热时奥氏体形成的终了温度；

优选地，步骤（3）包括如下步骤：将热轧钢加热至Ac₁以上，且低于临界温度点Ac₃以下20-130℃区间，保温1-60min。

优选地，步骤（4）中冷却至临界温度点Ac₁以下0-50℃。

优选地，步骤（4）中冷却速率为0.1-200℃/h。

步骤（5）可以通过任意方式冷却至室温。

更优选地，所述制造方法包括如下步骤：

（3）将热轧钢加热至Ac₁以上，且低于临界温度点Ac₃以下20-130℃区间，保温1-60min；

（4）缓慢冷却至临界温度点Ac₁以下0-50℃，冷却速率为0.1-200℃/h；

（5）继续冷却至室温，即得。

更优选地，步骤（3）包括如下步骤：将热轧钢加热至Ac₁以上，且低于临界温度点Ac₃以下25-80℃区间，保温20-40min。

更优选地，步骤（4）包括如下步骤：缓慢冷却至临界温度点Ac₁以下10-30℃，冷却速率为40-180℃/h。

步骤（3）中的保温温度在低于临界温度点Ac₃以下20-130℃区间，片层状的κ碳化物已基本溶解，只保留少量的κ碳化物粒子，为后续κ碳化物球化提供依附的质点；在步骤（4）缓慢冷却过程中，过饱和奥氏体中的碳原子析出，依附在先前未溶碳化物质点上，随着相变的进行逐渐球化长大，分布于铁素体基体上。

本发明中，热轧钢的显微组织为铁素体和15.6~28.6%的κ碳化物，其中κ碳化物具有高比弹性模量，组织中较高比例κ碳化物的引入可提高材料的比弹性模量，且κ碳化物的生成消耗了铁素体基体中的Al元素，解决了因添加Al元素导致的铁素体弹性模量降低的问题。然而，热轧钢中的κ碳化物一般以片层状存在于κ珠光体中，κ珠光体的高碳化物比例、较细片层间距以及自身的高强度，导致热轧钢的脆性较高。

本发明中，将热轧钢加热至某一温度区间（低于临界温度点A_c3以下20-130℃的温度区间），并在该温度区间保温1-60min，随后缓慢冷却（冷却速度为0.1-200℃/h）至某一温度区间（临界温度点Ac₁以下0-50℃的温度区间），随后通过任意方式冷却至室温，从而获得韧性得以改善的高比弹性模量低密度钢材。上述热处理过程，能够使κ珠光体中片层状的κ碳化物演变为球状和/或短棒状，从而获得组织为铁素体基体上分布有球状或短棒状κ碳化物的钢材，韧性得以改善，有利于应用需求。

本发明中，片层状的κ碳化物演变为球状或短棒状的机理为：加热至某一温度区间（低于临界温度点A_c3以下20-130℃的温度区间）保温过程中，在该温度区间保温能保证大部分κ珠光体相变为奥氏体，只保留少量的κ碳化物粒子，在随后的缓慢冷却过程中，随着奥氏体-铁素体相变的进行，奥氏体-铁素体界面不断推移，过饱和奥氏体中的碳以κ碳化物的形式析出，依附在先前未溶解的κ碳化物粒子上，κ碳化物长大为球状和/或短棒状，0.1-200℃/h的冷却速度能保证获得尺寸合适的球状和/或短棒状κ碳化物组织。此外，该离异共析相变工艺效率较高，缩短了生产时间。κ珠光体中片层状的κ碳化物经上述热处理后，形貌优化，使低密度钢产品具有良好的强度和韧性。

经过本发明热处理工艺后的低密度钢抗拉强度大于等于600MPa、伸长率大于等于10%。

本发明的低密度钢密度不高于7.25 g·cm^-3，弹性模量不低于190 GPa，比弹性模量不低于24 GPa·g^-1·cm³。

本发明的有益效果是：

1. 本发明通过引入高比弹性模量的球状和/或短棒状κ碳化物，改善了高Al钢的弹性模量，获得了高比弹性模量低密度钢，应用前景良好；

2. 本发明通过合理的化学成分设计，优化组织构成，保证了高比弹性模量的κ碳化物的比例以及材料的低密度；且该κ碳化物通过共析相变获得，形貌尺寸容易控制；

3. 本发明对热轧钢进行了离异共析球化热处理，主要是使κ珠光体组织球化，改善热轧组织中κ珠光体的高脆性，得到铁素体基体上分布一定比例的球状和/或短棒状碳化物，保证了材料的强韧性，得到的高比弹性模量低密度钢的伸长率提高至≥10%，材料韧性得以明显改善；

4. 本发明的制备工艺简单，生产效率更高。

附图说明

图1为1号热轧钢的显微组织测试图。

图2为本发明的加热、保温和冷却工艺示意图。

图3为样品1B低密度钢的显微组织测试图。

图4为样品1A、1B和1C在常温下的工程应力-应变曲线。

具体实施方式

下面结合具体实施例来进一步描述本发明，本发明的优点和特点将会随着描述而更为清楚。但这些实施例仅是范例性的，并不对本发明的范围构成任何限制。本领域技术人员应该理解的是，在不偏离本发明的精神和范围下可以对本发明技术方案的细节和形式进行修改或替换，但这些修改和替换均落入本发明的保护范围内。

一种低密度钢，以质量百分数计，所述低密度钢包括如下化学成分：0.8-1.6%的C、6.0-9.5%的Al、Mn+Nb+V+Mo+Ti之和≤8%、以及余量的Fe和不可避免的杂质元素。

所述低密度钢的制造方法包括如下步骤：

（5）继续冷却至室温，即得。

总体来讲，本发明是基于高比弹性模量κ碳化物陶瓷相引入的组织设计和对该组织构成的成分设计及断裂机理特性分析、以及离异共析热处理工序对热轧钢的显微组织和力学性能的影响等研究，并综合考虑成分设计、热处理工艺等，获得了适合轻量化及满足安全性需求的高比弹性模量低密度钢。

实施例1

表1示出了热轧钢（1号钢-4号钢）的化学成分构成、密度、比弹性模量、κ碳化物体积分数以及Ac₁、Ac₃温度。

表1 热轧钢的化学成分、密度、比弹性模量、κ碳化物体积分数和Ac₁、Ac₃温度

如表1中所示，1号、2号、3号和4号热轧钢的密度分别为7.09g·cm^-3、7.02g·cm^-3、7.21g·cm^-3和6.91g·cm^-3，均低于7.25g·cm^-3；比弹性模量分别为25.3GPa·g^-1·cm³、27.1GPa·g^-1·cm³、27.4GPa·g^-1·cm³和29.3GPa·g^-1·cm³，均不低于24GPa·g^-1·cm³；κ碳化物的体积分数分别为19.1%、26.5%、16.1%和28.2%，均在15.6~28.6%的范围内。1号热轧钢所对应的热轧显微组织如图1所示，其显微组织主要由κ珠光体、和/或位于界面处的κ碳化物组成。鉴于κ珠光体的高脆性机制，热轧钢的韧性较差，对其进行热处理，过程如图2所示。

表2示出了热轧钢的保温温度、保温时间、缓冷冷却速度和缓冷结束温度。1号-3号热轧钢分别准备多个试样，并分别进行热处理。对样品1B、1C、2B-2G和3B进行保温和冷却处理，样品1A、2A和3A并未进行保温和冷却处理。

表2 热轧钢的保温温度、保温时间、缓冷冷却速度和缓冷结束温度

注：“缓冷结束温度”为步骤（4）缓慢冷却的结束温度。

样品1B经保温冷却至常温处理后的显微组织如图3所示，为铁素体基体上分布有球状和短棒状的κ碳化物。

对冷却至常温后的得到的样品分别进行拉伸力学性能测试，其力学性能如表3所示。样品1A、1B和1C的力学性能结果对比如图4所示。显然，经过本发明的制造工艺处理的目标钢材具有良好的强韧性匹配。

表3 拉伸力学性能

对比例1

5号钢和6号钢为对比材料，其合金成分、密度、比弹性模量、κ碳化物体积分数和石墨体积分数如表4所示。5号钢的密度为7.33g·cm^-3，κ碳化物体积分数为12.1%，均不满足权利范围要求。6号钢的C碳含量过高，组织中产生了3.5vol.%的石墨，将会严重恶化材料的力学性能。

表4 对比合金的化学成分、密度、比弹性模量、κ碳化物体积分数和石墨体积分数

对比例2

对比例2中合金的化学成分及密度等均与实施例1中2F号钢相同，不同之处仅在于热处理工艺不同，具体如下：2H冷却速度为600℃/h，2I的缓冷结束温度为780℃，其余热处理工艺参数均相同。拉伸力学性能测试结果如表5所示。2H和2I号钢均不满足伸长率≥10%的要求。

表5 对比例的拉伸力学性能

上述详细说明是针对本发明其中之一可行实施例的具体说明，该实施例并非用以限制本发明的专利范围，凡未脱离本发明所为的等效实施或变更，均应包含于本发明技术方案的范围内。

Claims

1.一种低密度钢，其特征在于，以质量百分数计，所述低密度钢由如下化学成分组成：0.8-1.6%的C、6.0-9.5%的Al、以及余量的Fe和不可避免的杂质元素；

所述的低密度钢的制造方法，包括如下步骤：

（1）控制待轧制钢的成分按重量百分比计为：0.8-1.6%的C、6.0-9.5%的Al、以及余量的Fe和不可避免的杂质元素；

（4）冷却至临界温度点Ac₁以下；

（5）继续冷却至室温，即得；

步骤（4）中冷却至临界温度点Ac₁以下0-50℃，步骤（4）中冷却速率为0.1-200℃/h；

步骤（3）包括如下步骤：将热轧钢加热至Ac₁以上，且低于临界温度点Ac₃以下20-130℃区间，保温1-60min。

2.根据权利要求1所述的低密度钢，其特征在于，所述低密度钢由如下化学成分组成：1.0-1.5%的C、6.5-8.5%的Al、以及余量的Fe和不可避免的杂质元素。

3.根据权利要求1所述的低密度钢，其特征在于，所述低密度钢还包括如下化学成分：0＜Mn+Nb+V+Mo+Ti之和≤8%。

4.根据权利要求1所述的低密度钢，其特征在于，按体积百分数计，所述低密度钢的显微组织包含：15.6~28.6%的κ碳化物和70%以上的铁素体。

5.根据权利要求4所述的低密度钢，其特征在于，所述κ碳化物为球状和/或短棒状，所述球状κ碳化物的长径比＜1.5，所述短棒状κ碳化物的长径比为1.5~10。

6.根据权利要求1至5任一所述的低密度钢，其特征在于，所述低密度钢的密度不高于7.25g·cm^-3。

7.根据权利要求1至5任一所述的低密度钢，其特征在于，所述低密度钢的比弹性模量大于等于24 GPa·g^-1·cm³。

8.根据权利要求1至5任一所述的低密度钢，其特征在于，所述低密度钢的抗拉强度大于等于600MPa、伸长率大于等于10%。

9.权利要求1-8任一项所述的低密度钢的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：

（4）冷却至临界温度点Ac₁以下；

（5）继续冷却至室温，即得。