CN112813356A - 一种1500MPa超高强度低密度钢及制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种1500MPa超高强度低密度钢及制备方法，属于先进金属材料领域。针对现有中低锰低密度钢塑性低和综合力学性能差的问题，本发明提供一种1500MPa超高强度低密度钢，它包括如下质量百分比的组分：C：1～1.6％，Mn：8～16％，Al：6～11％，Cr：1.5～9％，余量为Fe及铁中不可避免杂质元素。通过添加铬元素提高碳原子的固溶极限并使钢液凝固过程获得较快凝固速率，抑制低密度钢基体晶界处κ碳化物的富集和晶内粗大κ碳化物析出，从而大大提高了钢的塑性；另外，Cr元素还有助于钢基体的耐腐蚀性能和抗氧化性能；使得钢的抗拉强度到达1500MPa，断后延伸率10％～50％，力学性能稳定。本发明提供的制备方法进一步提高强度，流程简单，耗时短，大幅度提高高性能低密度钢板材的制备生产效率。

Description

一种1500MPa超高强度低密度钢及制备方法
技术领域
本发明属于先进金属材料领域，更具体地说，涉及一种1500MPa超高强度低密度钢及制备方法。
背景技术
环境保护和节省能耗目前已成为全球共同关注的话题，而减少汽车车身自重也正是提高燃油经济性从而节省能耗的重要措施之一。实现汽车轻量化的主要有两种途径，一是采用轻质材料，如使用铝和铝合金、镁和镁合金以及工程塑料等。使用该类型的材料虽然可以减轻汽车车身自重，但较低的强度限制了该类材料在受力结构件上的应用，另外较高的生产成本也限制了该类材料在工程应用上的推广。二是使用低密度高强度的新型钢铁来代替传统结构钢。Fe-Mn-Al-C系低密度钢正是一种新型轻质高强材料。Fe-Mn-Al-C系低密度钢根据成分可划分为三类，包括奥氏体基高锰低密度钢(锰含量在15～30wt.％)、中低锰双相低密度钢(锰含量在5～15wt.％)和铁素体基低密度钢(锰含量在0～5wt.％)。奥氏体基高锰低密度钢具有良好的综合力学性能，但是高锰含量的加入不仅增加了工业生产的原料成本，而且带来了一些制造难题如生产效率降低、可焊接性下降和连铸过程中铸坯开裂的现象等。将锰含量调控至中低锰范围内可以避免上述奥氏体基高锰低密度钢的不足，但是随着锰含量降低到一定程度，存在组织、性能及工艺制备的困难：锰含量下降，奥氏体稳定性下降，并且在传统铸造工艺条件下有大量κ碳化物在晶界处析出，严重恶化延伸率；传统热处理缓慢升温和缓慢冷却条件下，晶界κ富集和奥氏体晶内κ粗大析出其难以得到控制；当前大多数奥氏体基中锰低密度钢拉伸延伸率小于20％，抗拉强度不高于1100MPa；此外随着Mn含量下降，奥氏体稳定性下降，组织呈现奥氏体+铁素体+κ碳化物多相组织，多相组织的耐腐蚀性能低于单相奥氏体钢。
经对现有技术文献检索发现：Liu D,Ding H,Cai M,et al.Mechanicalbehaviors of a lower-Mn-added Fe-11Mn-10Al-1.25C lightweight steel withdistinguished microstructural features[J].Materials Letters,2019,242(MAY 1):131-134.文章对Fe-11Mn-10Al-1.25C中低锰含量的低密度钢的组织和性能进行了研究，得到组织为铁素体、κ碳化物和奥氏体基体三相。实验结果表明，在900℃热处理得到了最优的综合力学性能，屈服强度1051MPa，抗拉强度1207MPa，塑性7％。在最优力学性能状态下，晶界处有大量的晶间κ碳化物析出，这些晶界κ碳化物作为裂纹萌生的源头，严重恶化了中低锰低密度钢的塑性。正是由于这种严重的晶界碳化物析出，致使该钢种的强度和塑性较低。
Liu,Degang,et al."Control of inter/intra-granularκ-carbides and itsinfluence on overall mechanical properties of a Fe-11Mn-10Al-1.25C lowdensity steel."Materials ence&Engineering A 715(2017):25–32.文章对中低锰成分Fe-11Mn-10Al-1.25C低密度钢在不同冷却方式下的组织和性能进行了研究，空冷状态下得到了最高的强度，屈服强度1140MPa,抗拉强度1213MPa,塑性只有5％，在水淬状态下得到了屈服强度1061MPa,抗拉强度1109MPa,塑性11％。研究发现几种状态下的组织均发现大量的颗粒状κ碳化物富集于晶界，严重恶化了该成分钢种的塑性，致使力学性能均较低。
发明内容
1、要解决的问题
针对现有中低锰低密度钢塑性低和综合力学性能差的问题，本发明提供一种1500MPa超高强度低密度钢及制备方法。本发明的超高强度密度钢通过在成分中添加铬元素提高碳原子的固溶极限并使得钢液凝固过程获得较快凝固速率，抑制钢基体晶界处κ碳化物的富集和晶内粗大κ碳化物析出，从而大大提高了钢的塑性；另外，Cr元素的添加还有助于钢基体的耐腐蚀性能和抗氧化性能；使得钢的抗拉强度到达1500MPa，且断后延伸率10％～50％，组织均匀，力学性能稳定。本发明提供的制备方法进一步调高强度，流程简单，耗时短，大幅度提高了高性能低密度钢板材的制备生产效率。
2、技术方案
为解决上述问题，本发明采用如下的技术方案。
一种1500MPa超高强度低密度钢，包括如下质量百分比的组分：C：1.0～1.6％，Mn：8～16％，Al：6～11％，Cr：1.5～9％，余量为Fe及铁中不可避免杂质元素。
更进一步的，Mn和C的质量百分比值满足7≤Mn/C≤11，而且Cr和C的质量百分比值满足1.5≤Cr/C≤4。
一种如上述任一项所述的1500MPa超高强度低密度钢制备方法，包括以下步骤：
S1：熔炼：将C、Mn、Al、Cr和Fe按照质量百分比进行配料，配料后熔炼，熔炼后保温，保温后冷却获得料锭；
S2：成形板材：对料锭进行加热熔化，随后进行亚快速凝固成形工艺得到成形板材，其中亚快速凝固成形工艺中冷却速率为10～1000K/s；
S3：轧制：对成形板材进行轧制得到1500MPa超高强度低密度板材。
更进一步的，还包括步骤S4：对步骤S3制备的1500MPa超高强度低密度板材进行热处理。
更进一步的，热处理中以5～15℃/s升温速率加热至300～600℃，然后进行时效处理15～12000s，随后以50～100K/s的冷却速率降温冷却。
更进一步的，步骤S1中控制熔炼温度在1550～1650℃，保温时间在5～45min。
更进一步的，步骤S2中采用单辊薄带连铸、双辊薄带连铸或雾化沉积中的一种工艺实现对料锭的亚快速凝固成形。
更进一步的，加热温度为1500～1600℃，成形板材厚度为2～3mm。
更进一步的，所述步骤S3中控制轧制压下率为15～70％，轧制道次为1～20道次，轧制至厚度1～2mm。
3、有益效果
相比于现有技术，本发明的有益效果为：
(1)本发明通过在Fe-Mn-Al-C中添加Cr元素提高碳原子的固溶极限并使得钢液凝固过程获得较快凝固速率，提高该低密度钢中奥氏体含量并抑制其晶界κ碳化物的析出，大大提高了中低锰低密度钢的塑性，并且为后续工艺进一步提高钢的强度奠定了基础；另外，Cr元素的添加还有助于提高该高强度低密度钢的耐腐蚀性能和抗氧化性能；使得钢的抗拉强度为1076MPa～1500MPa，拉断延伸率为10％～50％，且组织均匀，组织为奥氏体基体上弥散分布着铁素体和细小纳米级别κ碳化物，力学性能稳定；
(2)本发明通过优化Cr元素的含量，并控制Mn和C的质量百分比值满足7≤Mn/C≤11，且Cr和C的质量百分比值满足1.5≤Cr/C≤4，显著抑制了晶界处κ碳化物的富集，减小了晶内κ碳化物的尺寸并使得晶内κ碳化物弥散分布，明显地改善了钢基体的塑性，为后续工艺获得更高强度奠定了基础；
(3)本发明中的制备方法通过采用亚快速凝固成形工艺对料锭进行板材成形，相比于传统铸造后热轧成形而言，本发明通过提高溶质金属固溶极限在成形冷却过程中有效解决晶体内部κ碳化物粗大析出的和κ碳化物在晶界大量富集的问题，并且有效抑制了凝固过程成分微观偏析，获得稳定且优良的综合力学性能；并且整个制备流程简单，耗时短，大幅度提高了高性能轻质钢板材的制备生产效率；
(4)本发明对成形板材进行轧制，通过加工硬化产生大量位错缠结促使板材的屈服强度和抗拉强有了巨大的提升；并且轧制后进行热处理，另一方面轧制过程引入了大量的线缺陷即位错，这些缺陷处能量较高，为后续热处理退火诱发形核弥散κ碳化物提供了形核驱动力；热处理退火工艺一方面诱发形成弥散分布的κ碳化物进一步提升钢基体的强度，另一方面退火解掉少部分位错缠结有益于改善钢基体塑性；
(5)本发明在步骤S1中控制熔炼温度与保温时间，有利于获得成分均匀的料锭，并且不会造成熔炼过程中锰元素存在的挥发损失；同时在步骤S2中进行再次加热，并且采用亚快速凝固成形工艺进行冷却有利于避开平衡冷却过程中的一些粗大的κ碳化物析出，且快的冷速有益获得尺寸较小的晶粒，很大程度减少微观成分偏析；在步骤S3中对轧制道次及轧制压下率进行控制，一方面可以最有效地利用好加工硬化进一步提高强度且不会过分损失塑性，另一方面轧制为后续热处理析出κ碳化物弥散强化提供了均匀的形核点和形核驱动力。
附图说明
图1为对比例1中钢晶界处SEM碳化物表征。
图2为本发明1500MPa超高强度低密度钢晶界处SEM碳化物表征。
具体实施方式
下面结合具体实施例和附图对本发明进一步进行描述。
如图2所示，一种1500MPa超高强度低密度钢，包括如下质量百分比的组分：C：1.0～1.6％，Mn：8～16％，Al：6～11％，Cr：1.5～9％，余量为Fe及铁中不可避免杂质元素。其中各个组分的作用如下：
Mn是一种奥氏体稳定化元素，扩大奥氏体相区，从而改善钢基体的塑性。在晶胞中替代Fe原子的位置，并起到固溶强化的作用。另外，Mn含量的增加可以增加奥氏体的机械稳定性和热力学稳定性，降低κ-碳化物的形成温度，抑制κ-碳化物的析出和长大。然而，高的锰含量的加入不仅增加了工业生产的原料成本，而且带来了一些制造难题如生产效率降低、可焊接性下降和连铸过程中铸坯开裂的现象等。而随着锰含量下降，奥氏体稳定性下降，并且在传统铸造工艺条件下会有大量κ碳化物在晶界处富集，严重恶化延伸率，传统热处理缓慢升温和缓慢冷却条件下，晶界κ富集和奥氏体晶内κ粗大析且难以得到控制。综合权衡考虑选取Mn的含量为8％～16％。
Al元素是低密度钢中降低密度的最主要合金化元素，主要通过降低平均摩尔质量和增加钢的摩尔体积(固溶引起Fe基体点阵扩张)，从而降低钢的密度。一定的含量还可以显著提高钢的热变形抗力，提高钢的耐蚀性延迟动态开裂并且还可以显著提高钢的层错能，改变形变机理，含Al的中锰钢在发生猛烈碰撞时可以有一定的缓冲作用。但是Al是强铁素体化元素，另外在有Fe和C的情况下会促进κ碳化物的大量形成从而恶化钢的塑性。综合考虑，选取Al的质量分数6％～11％。
C是奥氏体形成元素，有奥氏体稳定化作用，还具有固溶强化作用，提高钢基体的强度，并在高Al含量Fe-Mn-Al-C体系合金中起平衡铁素体和奥氏体相体积分数的作用。另一方面，Al元素存在时，C的增加会促进κ，M5C2，M7C3等碳化物的生成从而恶化钢的塑性。鉴于本申请中锰含量是在中低锰8％～16％，奥氏体稳定性相对较低，为了调控钢基体奥氏体稳定性，通过热力学计算和Pandat相图分析，选取C的质量分数为1.0％～1.6％。
Cr元素可以在凝固过程中扩大Fe-Mn-Al-C低密度钢中碳和铝等元素的固溶度，其添加可抑制钢基体晶界处κ碳化物的富集和晶内粗大κ碳化物析出，从而改善钢的塑性，但是另一方面Cr是铁素体形成元素并可能导致Cr的碳化物形成恶化塑性，过量添加会致使钢中大量铁素体形成从而不利于力学性能。另外，Cr元素的添加可以有效提高钢基体的耐腐蚀性能和抗氧化性能。通过Pandat相图计算结果来分析本申请Cr含量的选取，过低的Cr的添加对于提高C原子在钢基体中的固溶极限效果并不明显，而过高的Cr的添加，会促进Cr的碳化物在晶界周围富集，严重恶化钢的力学性能。综合考虑，选取Cr的质量分数为1.5％～9％。
更进一步的，将Mn和C的质量百分比值满足7≤Mn/C≤11，而且Cr和C的质量百分比值满足1.5≤Cr/C≤4。当Mn/C的质量百分比值小于7时，一方面奥氏体稳定性较低不利于钢的力学性能，另一方面在Mn含量较低而C含量又较高的情况下，粗大的κ碳化物极易在晶界处富集严重恶化塑性；而当Mn/C的质量百分比值大于11时,即Mn含量相对较高C含量相对较低，此时钢基体的屈服强度和抗拉强度会较低，无法达到低密度钢构件服役力学性能要求。当Cr/C的质量百分比值小于1.5时，Cr提高钢基体中C原子固溶度的效果不明显，无法有效地抑制晶界κ碳化物的富集，也无法有效地调控晶内κ碳化物的尺寸，导致Cr的添加改善塑性效果不明显；而当Cr/C的质量百分比值大于4时，即Cr元素相对添加含量较多，此时会有Cr的碳化物在晶界处析出，这种颗粒状的Cr的碳化物在晶界处富集也会严重恶化钢基体的塑性。
一种如上述所述的1500MPa超高强度低密度钢制备方法，包括以下步骤：
S1：熔炼：将C、Mn、Al、Cr和Fe按照质量百分比进行配料，将配料进行清洗超声处理后烘干置于真空感应悬浮熔炼炉中熔炼，熔炼温度在1550～1650℃，保温5～45min后冷却，获得料锭；
S2：成形板材：对料锭进行加热，加热至1500～1600℃，料锭熔化随后进行亚快速凝固成形工艺得到成形板材，成形板材厚度为2～3mm；其中亚快速凝固成形工艺中冷却速率为10～1000K/s；这里值得说明的是亚快速凝固成形工艺是指冷却速度在10～103K/s，亚快速凝固的原理通常是通过提高凝固冷却速度和提高凝固过冷度来实现，是介于传统凝固速率和快速凝固之间的一种凝固技术，既克服了传统凝固组织粗大、成分偏析严重等缺点，对设备要求比快速凝固要求低，便于工业化应用。工业常用实现方式为单辊薄带连铸、双辊薄带连铸和雾化沉积等技术。本步骤选用亚快速凝固成形工艺对料锭进行板材成形，相比于传统铸造后热轧成形而言，本步骤通过提高溶质金属固溶极限在成形冷却过程中有效解决晶体内部κ碳化物粗大析出的和κ碳化物在晶界大量富集的问题，并且有效抑制了凝固过程成分微观偏析，获得稳定且优良的综合力学性能。
S3：轧制：成形板材需进行表面打磨，保证轧制过程的顺利进行；打磨后的成形板材进行冷轧制得到1500MPa超高强度低密度板材，控制轧制压下率为15～70％，轧制道次为1～20道次，轧制至厚度1～2mm。该步骤进行冷轧，通过加工硬化产生大量位错缠结促使板材的屈服强度和抗拉强有了巨大的提升。
更进一步的，还包括步骤S4：对实施例1中步骤S3制备的1500MPa超高强度低密度板材进行热处理。具体的，将步骤S3制备的板材置于热处理炉腔中，分阶段进行升温加热，首选以5～15℃/s升温速率加热至300～600℃，然后进行时效处理15～12000s，随后以50～100K/s的冷却速率降温冷却。因步骤S3冷轧工艺引入了大量的线缺陷即位错，这些缺陷处能量较高，为后续热处理退火诱发形核弥散κ碳化物提供了形核驱动力。热处理退火工艺一方面诱发形成弥散分布的κ碳化物进一步提升钢基体的强度，另一方面退火解掉少部分位错缠结有益于改善钢基体塑性。将热处理加热温度控制在300～600℃，一方面有益于获得尺寸较小且分布弥散的κ碳化物实现弥散强化，另一方面此温度区间选取可以对之前加工硬化进行回复处理，有利于改善塑性。
本发明所述的制备方法能够获得力学性能稳定且优良的超高强度低密度钢，其抗拉强度能够达到1500MPa及以上，断后延伸率10％～50％；通过亚快速凝固成形工艺通过提高溶质金属固溶极限在成形冷却中有效解决了晶体内部κ碳化物粗大析出的和κ碳化物在晶界大量富集的问题，并且有效抑制了凝固过程成分微观偏析，获得稳定且优良的综合力学性能。整个制备流程简单，耗时短，大幅度提高了高性能轻质钢板材的制备生产效率。
实施例1
一种1500MPa超高强度低密度钢，包括如下质量百分比的组分：C：1.39％，Mn：12.15％，Al：9.11％，Cr：3.01％，余量为Fe及铁中不可避免杂质元素。其制备方法包括以下步骤：
S1：熔炼：将C、Mn、Al、Cr和Fe按照质量百分比进行配料，将配料进行清洗超声处理后烘干置于真空感应悬浮熔炼炉中熔炼，抽高真空感应悬浮熔炼炉内真空至0.005MPa后，炉仓充入纯度为99.9％的的氩气作为熔炼保护气氛，充入至0.03Mpa，真空感应悬浮熔炼炉加热功率为28KW～41KW，加热时间为6～7min，熔炼温度在1600～1650℃，保温5～45min后冷却，获得料锭；
S2：成形板材：对料锭进行加热，加热至1520～1570℃，料锭熔化随后放入亚快速凝固成形设备中，期间保证亚快速凝固成形设备中真空为5*10-3MPa，充入纯度为99.9％的氩气至0.08Mpa，加热功率为19KW～24KW，加热时间为67s，且亚快速凝固冷却速率为600～800K/s,成形后板材的厚度为2.6mm；
S3：轧制：成形板材进行表面打磨，保证轧制过程的顺利进行；打磨后的成形板材进行冷轧制得到1500MPa超高强度低密度板材，控制轧制压下率为35～37％，轧制道次为18道次，轧制至厚度1.71mm。
实施例2
一种1500MPa超高强度低密度钢，包括如下质量百分比的组分：C：1.03％，Mn：8.17％，Al：10.87％，Cr：1.62％，余量为Fe及铁中不可避免杂质元素。其制备方法包括以下步骤：
S1：熔炼：将C、Mn、Al、Cr和Fe按照质量百分比进行配料，将配料进行清洗超声处理后烘干置于真空感应悬浮熔炼炉中熔炼，抽高真空感应悬浮熔炼炉内真空至0.005MPa后，炉仓充入纯度为99.9％的的氩气作为熔炼保护气氛，充入至0.03Mpa，真空感应悬浮熔炼炉加热功率为28KW～41KW，加热时间为6～7min，熔炼温度在1600～1650℃，保温5～45min后冷却，获得料锭；
S2：成形板材：对料锭进行加热，加热至1520～1570℃，料锭熔化随后放入亚快速凝固成形设备中，期间保证亚快速凝固成形设备中真空为5*10-3MPa，充入纯度为99.9％的氩气至0.085Mpa，加热功率为17KW～24KW，加热时间为70s，且亚快速凝固冷却速率为700～800K/s,成形后板材的厚度为2.6mm；
S3：轧制：成形板材进行表面打磨，保证轧制过程的顺利进行；打磨后的成形板材进行冷轧制得到1500MPa超高强度低密度板材，控制轧制压下率为35％，轧制道次为19道次，轧制至厚度1.70mm。
实施例3
一种1500MPa超高强度低密度钢，包括如下质量百分比的组分：C：1.58％，Mn：12.23％，Al：6.21％，Cr：6.22％，余量为Fe及铁中不可避免杂质元素。其制备方法包括以下步骤：
S1：熔炼：将C、Mn、Al、Cr和Fe按照质量百分比进行配料，将配料进行清洗超声处理后烘干置于真空感应悬浮熔炼炉中熔炼，抽高真空感应悬浮熔炼炉内真空至0.005MPa后，炉仓充入纯度为99.9％的的氩气作为熔炼保护气氛，充入至0.03Mpa，真空感应悬浮熔炼炉加热功率为28KW～41KW，加热时间为6～7min，熔炼温度在1600～1650℃，保温5～45min后冷却，获得料锭；
S2：成形板材：对料锭进行加热，加热至1520～1570℃，料锭熔化随后放入亚快速凝固成形设备中，期间保证亚快速凝固成形设备中真空为5*10-3MPa，充入纯度为99.9％的氩气至0.08Mpa，加热功率为17KW～24KW，加热时间为70s，且亚快速凝固冷却速率为700～800K/s,成形后板材的厚度为2.6mm；
S3：轧制：成形板材进行表面打磨，保证轧制过程的顺利进行；打磨后的成形板材进行冷轧制得到1500MPa超高强度低密度板材，控制轧制压下率为35％，轧制道次为17道次，轧制至厚度1.71mm。
实施例4
一种1500MPa超高强度低密度钢，包括如下质量百分比的组分：C：1.49％，Mn：15.88％，Al：7.9％，Cr：3.95％，余量为Fe及铁中不可避免杂质元素。其制备方法包括以下步骤：
S1：熔炼：将C、Mn、Al、Cr和Fe按照质量百分比进行配料，将配料进行清洗超声处理后烘干置于真空感应悬浮熔炼炉中熔炼，抽高真空感应悬浮熔炼炉内真空至0.005MPa后，炉仓充入纯度为99.9％的的氩气作为熔炼保护气氛，充入至0.03Mpa，真空感应悬浮熔炼炉加热功率为28KW～41KW，加热时间为6～7min，熔炼温度在1600～1650℃，保温5～45min后冷却，获得料锭；
S2：成形板材：对料锭进行加热，加热至1520～1570℃，料锭熔化随后放入亚快速凝固成形设备中，期间保证亚快速凝固成形设备中真空为5*10-3MPa，充入纯度为99.9％的氩气至0.085Mpa，加热功率为17KW～24KW，加热时间为70s，且亚快速凝固冷却速率为700～800K/s,成形后板材的厚度为2.6mm；
S3：轧制：成形板材进行表面打磨，保证轧制过程的顺利进行；打磨后的成形板材进行冷轧制得到1500MPa超高强度低密度板材，控制轧制压下率为35％，轧制道次为18道次，轧制至厚度1.69mm。
实施例5
一种1500MPa超高强度低密度钢，包括如下质量百分比的组分：C：1.41％，Mn：11.87％，Al：9.07％，Cr：2.98％，余量为Fe及铁中不可避免杂质元素。其制备方法包括以下步骤：
S1：熔炼：将C、Mn、Al、Cr和Fe按照质量百分比进行配料，将配料进行清洗超声处理后烘干置于真空感应悬浮熔炼炉中熔炼，抽高真空感应悬浮熔炼炉内真空至0.004MPa后，炉仓充入纯度为99.9％的的氩气作为熔炼保护气氛，充入至0.03Mpa，真空感应悬浮熔炼炉加热功率为30KW～40KW，加热时间为6～7min，熔炼温度在1600～1650℃，保温5～45min后冷却，获得料锭；
S2：成形板材：对料锭进行加热，加热至1520～1570℃，料锭熔化随后放入亚快速凝固成形设备中，期间保证亚快速凝固成形设备中真空为5*10-3MPa，充入纯度为99.9％的氩气至0.08Mpa，加热功率为19KW～24KW，加热时间为67s，且亚快速凝固冷却速率为600～800K/s,成形后板材的厚度为2.6mm；
S3：轧制：成形板材进行表面打磨，保证轧制过程的顺利进行；打磨后的成形板材进行冷轧制得到1500MPa超高强度低密度板材，控制轧制压下率为35～37％，轧制道次为18道次，轧制至厚度1.71mm。
S4：热处理：对步骤S3得到的板材置于脉冲电流热处理炉腔中，分阶段升温加热，首先以6.9℃/s从室温25℃加热至300℃，然后以5℃/s的升温速率从300℃升温至350℃进行1min的退火处理即时效处理，随后以100K/s的降温速率降温至室温。
实施例6
一种1500MPa超高强度低密度钢，包括如下质量百分比的组分：C：1.42％，Mn：12.17％，Al：9.12％，Cr：3.11％，余量为Fe及铁中不可避免杂质元素。其制备方法包括以下步骤：
S1：熔炼：将C、Mn、Al、Cr和Fe按照质量百分比进行配料，将配料进行清洗超声处理后烘干置于真空感应悬浮熔炼炉中熔炼，抽高真空感应悬浮熔炼炉内真空至0.005MPa后，炉仓充入纯度为99.9％的的氩气作为熔炼保护气氛，充入至0.03Mpa，真空感应悬浮熔炼炉加热功率为28KW～41KW，加热时间为6～7min，熔炼温度在1600～1650℃，保温5～45min后冷却，获得料锭；
S2：成形板材：对料锭进行加热，加热至1520～1570℃，料锭熔化随后放入亚快速凝固成形设备中，期间保证亚快速凝固成形设备中真空为5*10-3MPa，充入纯度为99.9％的氩气至0.085Mpa，加热功率为17KW～24KW，加热时间为70s，且亚快速凝固冷却速率为600～800K/s,成形后板材的厚度为2.6mm；
S3：轧制：成形板材进行表面打磨，保证轧制过程的顺利进行；打磨后的成形板材进行冷轧制得到1500MPa超高强度低密度板材，控制轧制压下率为35％，轧制道次为20道次，轧制至厚度1.69mm。
S4：热处理：对步骤S3得到的板材置于脉冲电流热处理炉腔中，分阶段升温加热，首先以6.9℃/s从室温25℃加热至300℃，然后以6℃/s的升温速率从300℃升温至400℃进行1min的退火处理即时效处理，随后以100K/s的降温速率降温至室温。
实施例7
一种1500MPa超高强度低密度钢，包括如下质量百分比的组分：C：1.39％，Mn：12.15％，Al：9.11％，Cr：3.09％，余量为Fe及铁中不可避免杂质元素。其制备方法包括以下步骤：
S1：熔炼：将C、Mn、Al、Cr和Fe按照质量百分比进行配料，将配料进行清洗超声处理后烘干置于真空感应悬浮熔炼炉中熔炼，抽高真空感应悬浮熔炼炉内真空至0.005MPa后，炉仓充入纯度为99.9％的的氩气作为熔炼保护气氛，充入至0.03Mpa，真空感应悬浮熔炼炉加热功率为28KW～41KW，加热时间为6～7min，熔炼温度在1600～1650℃，保温5～45min后冷却，获得料锭；
S2：成形板材：对料锭进行加热，加热至1520～1570℃，料锭熔化随后放入亚快速凝固成形设备中，期间保证亚快速凝固成形设备中真空为5*10-3MPa，充入纯度为99.9％的氩气至0.085Mpa，加热功率为17KW～24KW，加热时间为70s，且亚快速凝固冷却速率为600～800K/s,成形后板材的厚度为2.6mm；
S3：轧制：成形板材进行表面打磨，保证轧制过程的顺利进行；打磨后的成形板材进行冷轧制得到1500MPa超高强度低密度板材，控制轧制压下率为35％，轧制道次为19道次，轧制至厚度1.70mm。
S4：热处理：对步骤S3得到的板材置于脉冲电流热处理炉腔中，分阶段升温加热，首先以6.9℃/s从室温25℃加热至300℃，然后以6℃/s的升温速率从300℃升温至400℃进行30s的退火处理即时效处理，随后以100K/s的降温速率降温至室温。
对比例1
如图1所示，与实施例1进行对比，一种钢，包括如下质量百分比的组分：C：1.38％，Mn：12.28％，Al：9.07％，余量为Fe及铁中不可避免杂质元素。其制备方法包括以下：
S1：熔炼：将C、Mn、Al和Fe按照质量百分比进行配料，将配料进行清洗超声处理后烘干置于真空感应悬浮熔炼炉中熔炼，抽高真空感应悬浮熔炼炉内真空至0.005MPa后，炉仓充入纯度为99.9％的的氩气作为熔炼保护气氛，充入至0.03Mpa，真空感应悬浮熔炼炉加热功率为28KW～41KW，加热时间为6～7min，熔炼温度在1600～1650℃，保温5～45min后冷却，获得料锭；
S2：成形板材：对料锭进行加热，加热至1520～1570℃，料锭熔化随后放入亚快速凝固成形设备中，期间保证亚快速凝固成形设备中真空为5*10-3MPa，充入纯度为99.9％的氩气至0.08Mpa，加热功率为19KW～24KW，加热时间为67s，且亚快速凝固冷却速率为600～800K/s,成形后板材的厚度为2.6mm；
该对比例与实施例1的不同之处在于：钢的成分中没有铬元素的添加且没有进行轧制，因为没有铬元素的添加，κ碳化物在晶界富集严重，塑性基础非常差，根本无法进行轧制处理，制成的屈服强度较差，同时塑性由于大量的晶界κ碳化物的形成有了严重的恶化，导致塑形基础非常差。
对比例2
与实施例1进行对比，一种钢包括质量百分比的组分：C：1.39％，Mn：12.15％，Al：9.11％，Cr：3.01％，余量为Fe及铁中不可避免杂质元素。其制备方法包括以下步骤：
S1：熔炼：将C、Mn、Al、Cr和Fe按照质量百分比进行配料，将配料进行清洗超声处理后烘干置于真空感应悬浮熔炼炉中熔炼，抽高真空感应悬浮熔炼炉内真空至0.005MPa后，炉仓充入纯度为99.9％的的氩气作为熔炼保护气氛，充入至0.03Mpa，真空感应悬浮熔炼炉加热功率为28KW～41KW，加热时间为6～7min，熔炼温度在1600～1650℃，保温5～45min后冷却，获得料锭；
S2：成形板材：对料锭进行加热，加热至1520～1570℃，料锭熔化随后放入亚快速凝固成形设备中，期间保证亚快速凝固成形设备中真空为5*10-3MPa，充入纯度为99.9％的氩气至0.08Mpa，加热功率为19KW～24KW，加热时间为67s，且亚快速凝固冷却速率为600～800K/s,成形后板材的厚度为2.6mm。
该对比例与实施例1的不同之处在于：该对比例没有轧制步骤，因轧制步骤通过引入加工硬化，大量位错缠结促使屈服强度和抗拉强度有了巨大的提升，因此该对比例制备的板材强度相对实施例1较低。
对上述实施例1-7和对比例1-2中制备的板材运用线切割制备成非标样微型力学拉伸试样，采用设备型号为MTS Criterion 44的型试样万能实验拉伸机进行测试，采用维氏硬度仪对试样进行显微硬度测试，其力学性能参数如下表1所示：
表1力学性能参数
Figure BDA0002872685780000111
通过表1可知，采用本发明中的成分以及制备工艺能够制备出力学性能稳定且优良的超高强度低密度钢，抗拉强度能够到达1500MPa及以上，并且拉断延伸率10％～50％。组织均匀，为奥氏体基体上弥散分布着铁素体和细小纳米级别κ碳化物，力学性能稳定。
本发明所述实例仅仅是对本发明的优选实施方式进行描述，并非对本发明构思和范围进行限定，在不脱离本发明设计思想的前提下，本领域工程技术人员对本发明的技术方案作出的各种变形和改进，均应落入本发明的保护范围。

Claims (9)

1.一种1500MPa超高强度低密度钢，其特征在于：包括如下质量百分比的组分：C：1.0～1.6％，Mn：8～16％，Al：6～11％，Cr：1.5～9％，余量为Fe及铁中不可避免杂质元素。
2.根据权利要求1所述的一种1500MPa超高强度低密度钢，其特征在于：Mn和C的质量百分比值满足7≤Mn/C≤11，而且Cr和C的质量百分比值满足1.5≤Cr/C≤4。
3.一种如权利要求1-2任一项所述的1500MPa超高强度低密度钢制备方法，其特征在于：包括以下步骤：
S1：熔炼：将C、Mn、Al、Cr和Fe按照质量百分比进行配料，配料后熔炼，熔炼后保温，保温后冷却获得料锭；
S2：成形板材：对料锭进行加热熔化，随后进行亚快速凝固成形工艺得到成形板材，其中亚快速凝固成形工艺中冷却速率为10～1000K/s；
S3：轧制：对成形板材进行轧制得到1500MPa超高强度低密度板材。
4.根据权利要求3所述的一种1500MPa超高强度低密度钢制备方法，其特征在于：还包括步骤S4：对步骤S3制备的1500MPa超高强度低密度板材进行热处理。
5.根据权利要求4所述的一种1500MPa超高强度低密度钢制备方法，其特征在于：热处理中以5～15℃/s升温速率加热至300～600℃，然后进行时效处理15～12000s，随后以50～100K/s的冷却速率降温冷却。
6.根据权利要求3所述的一种1500MPa超高强度低密度钢制备方法，其特征在于：步骤S1中控制熔炼温度在1550～1650℃，保温时间在5～45min。
7.根据权利要求3所述的一种1500MPa超高强度低密度钢制备方法，其特征在于：步骤S2中采用单辊薄带连铸、双辊薄带连铸或雾化沉积中的一种工艺实现对料锭的亚快速凝固成形。
8.根据权利要求7所述的一种1500MPa超高强度低密度钢制备方法，其特征在于：加热温度为1500～1600℃，成形板材厚度为2～3mm。
9.根据权利要求3所述的一种1500MPa超高强度低密度钢制备方法，其特征在于：所述步骤S3中控制轧制压下率为15～70％，轧制道次为1～20道次，轧制至厚度1～2mm。
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