CN113025794B - 一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法 - Google Patents
一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN113025794B CN113025794B CN202110253521.8A CN202110253521A CN113025794B CN 113025794 B CN113025794 B CN 113025794B CN 202110253521 A CN202110253521 A CN 202110253521A CN 113025794 B CN113025794 B CN 113025794B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- steel
- series
- rolling
- strength
- percent
- 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.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 164
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 164
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 29
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 63
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims abstract description 14
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 14
- 230000002431 foraging effect Effects 0.000 claims abstract description 10
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims abstract description 6
- 238000004321 preservation Methods 0.000 claims description 10
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 9
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 9
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 4
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 2
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 abstract description 4
- 239000007769 metal material Substances 0.000 abstract description 2
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 28
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 22
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 15
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 8
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 7
- 238000007599 discharging Methods 0.000 description 5
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 5
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 5
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 3
- 230000008569 process Effects 0.000 description 3
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 2
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 2
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 230000007774 longterm Effects 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 239000002105 nanoparticle Substances 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 230000008707 rearrangement Effects 0.000 description 1
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 238000004154 testing of material Methods 0.000 description 1
- 238000005303 weighing Methods 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
- B21B37/74—Temperature control, e.g. by cooling or heating the rolls or the product
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
- B21B2003/001—Aluminium or its alloys
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
本发明涉及一种提高Fe‑Mn‑Al‑C系低密度钢强度的方法，属于金属材料技术领域。所述方法步骤包括：首先对Fe‑Mn‑Al‑C系钢件进行固溶处理然后进行轧制变形处理，轧制压下量为20％‑70％，终轧温度为500‑850℃；最后于350‑600℃保温0.5‑3h进行时效处理，时效处理结束后于空气中冷却至室温，得到一种低密度高强度Fe‑Mn‑Al‑C系钢。本发明所述方法得到的Fe‑Mn‑Al‑C系低密度高强度钢的屈服强度达1370‑1900MPa，实现超高强度水平，同时延伸率保持在8％以上。
Description
技术领域
本发明涉及一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法，属于金属材料技术领域。
背景技术
为提高燃油效率和减少CO2排放，车身轻量化已经成为汽车行业发展的重要趋势。Fe-Mn-Al-C系钢凭借其优异的强塑性匹配和低密度特性，被认为是可用于实现车身轻量化的最具潜力的钢材之一。目前这类钢的抗拉强度普遍能达到800-1300MPa的水平，密度(<7g/cm3)较传统钢材降幅超过10％，表现出极大的应用前景。
现有技术中，Fe-Mn-Al-C系低密度高强度钢的热处理工艺来一般为固溶+时效处理，其目的主要在于首先通过固溶处理形成过饱和的固溶体，再通过后续的时效处理使纳米尺寸的κ-碳化物充分析出以提供显著的析出强化，这也是这类钢高强度的主要来源。但是，时效处理往往需要耗费大量时间，比如大多需要5个小时甚至更长的时间才能达到较高的强度水平，这显然不利于生产效率的提高。此外，由于长时间的时效，在晶界处也可能会形成κ-碳化物以及其他第二相如β-Mn等，均对抗拉性能非常不利。即单一的通过调控κ-碳化物提高析出强化已很难再实现性能的进一步改善。而随着车身轻量化的不断发展，对材料性能的要求势必也会不断提高，因此，亟需结合新的手段进一步提高目前Fe-Mn-Al-C系低密度钢的强度。
发明内容
有鉴于此，本发明的目的在于提供一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法，通过对所述Fe-Mn-Al-C系钢在时效前进行轧制变形处理，制备得到的Fe-Mn-Al-C系钢的屈服强度超过1.3GPa，并可达超高强度水平(屈服强度≥1380MPa)，同时仍保持一定的塑性，显著提高Fe-Mn-Al-C系钢的屈服强度和抗拉强度。
为实现上述目的，本发明的技术方案如下：
一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法，所述方法步骤包括：
(1)对Fe-Mn-Al-C系钢件进行固溶处理，得到固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢件；
(2)将所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢件直接进行轧制变形处理，轧制压下量为20％-70％，终轧温度为500-850℃，轧制结束后立即淬入水中冷却至室温，得到轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢件；
(3)将所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢件于350-600℃保温0.5-3h进行时效处理，时效处理结束后于空气中冷却至室温，得到一种低密度高强度Fe-Mn-Al-C系钢。
优选的，以所述Fe-Mn-Al-C系钢的总质量为100％计，所述钢的化学成分质量百分比为：C 0.8-1.6％，Mn 15-30％，Al 5-10％，Cr≤5％，Mo≤3％，Nb≤0.2％，Ti≤0.5％，Si≤2％，B≤0.6％，其余为Fe及不可避免的杂质。
优选的，步骤(1)中进行固溶处理的Fe-Mn-Al-C系钢件为轧制态或锻造态。
优选的，步骤(1)中进行固溶处理的温度为950℃-1100℃，保温时间为1-3h。
优选的，步骤(2)中的轧制下压量为40％-60％。
优选的，步骤(2)中的轧制采用多个道次。
有益效果：
本发明所述方法，通过对Fe-Mn-Al-C系钢在固溶处理后时效前进行轧制变形处理，轧制过程中控制终轧温度为500-850℃，一方面避免轧制温度过高导致位错大量回复和重排，使变形过程中产生的位错被更多的保留。这有利于最终提供显著的位错强化，以及促进后续时效过程中κ-碳化物的析出，从性能方面充分发挥κ-碳化物的析出强化作用，从生产效率方面可缩短和降低析出κ所需的时效时间和时效温度，从而提高效率。另一方面极细小且弥散分布的κ-碳化物颗粒(平均尺寸低于1nm)可在降温至所采用的终轧温度的过程中析出，这些极细小的且分布弥散的κ可作为后续时效过程中κ的形成位点，有利于κ的弥散分布从而降低对塑性的不利影响。此外，在轧制过程中伴随着动态再结晶的发生，可细化晶粒，产生细晶强化。此外轧制过程中还需严格控制下压量，当轧制量低于20％时，引入的位错较少，对强度的提升和后续κ析出的促进作用不够显著，而轧制量超过70％易导致钢材的塑性较差，轧制过程中易出现开裂。本发明所述方法得到的Fe-Mn-Al-C系低密度高强度钢的屈服强度达1370-1900MPa，实现超高强度水平，同时延伸率保持在8％以上。
附图说明
图1为实施例6所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢的光学显微镜(OM)图；
图2为实施例6所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的OM图；
图3为实施例6所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的透射电子显微镜(TEM)图。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明作进一步详细说明。
以下实施例中：
(1)拉伸试验设备：采用型号为INSTRON5985的电子万能材料试验机(美国英斯特朗)；
(2)拉伸强度测试标准：GB/T228-2002；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。
表1为本发明实施例采用的Fe-Mn-Al-C系钢的化学成分质量百分比。
表1
| 实施例 | C/wt％ | Mn/wt％ | Al/wt％ | Cr/wt％ | Mo/wt％ | Nb/wt％ | Ti/wt％ | Si/wt％ | B/wt％ | Fe/wt％ |
| 1 | 0.8 | 28 | 8 | 1 | 3 | 0.2 | 0.5 | 0.5 | 0.4 | 余量 |
| 2 | 1.2 | 26 | 10 | 5 | 1.5 | 0.1 | - | - | 0.2 | 余量 |
| 3 | 1.0 | 30 | 8 | 3 | 0.8 | 0.1 | 0.2 | 1.0 | 0.3 | 余量 |
| 4 | 1.4 | 20 | 7 | 4 | 0.3 | - | - | 1.8 | 0.1 | 余量 |
| 5 | 1.6 | 15 | 5 | - | 1. | 0.1 | 0.1 | 0.8 | 0.1 | 余量 |
| 6 | 1.4 | 23 | 7 | - | 0.3 | 0.05 | 0.2 | 0.2 | - | 余量 |
| 7 | 1.6 | 29 | 9 | 1 | 0.4 | 0.07 | - | 0.6 | - | 余量 |
按表1中所对应的化学成分质量百分比称量选取原料，将原料装入真空感应炉中进行真空熔炼并得到钢锭，再于电渣炉内进行重熔，最后得到重熔后的钢锭。于1200℃保温进行均匀化处理，然后于1100-850℃进行锻造，得到一种Fe-Mn-Al-C系钢件，所述Fe-Mn-Al-C系钢件的厚度为12mm。
实施例1
一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法，所述方法步骤如下：
(1)将表1中编号1所对应的Fe-Mn-Al-C系钢件于950℃进行均热保温1h的固溶处理，得到固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢；
(2)将所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢出炉轧制，下压量为60％，终轧温度550℃，轧制结束后立即淬入水中冷却至室温，得到轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢；
(3)将所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢于600℃保温2h进行时效处理，时效处理结束后于空气中冷却至室温，得到一种低密度高强度Fe-Mn-Al-C系钢毛坯。
所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢的OM测试和所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的OM测试结果表明，轧制后所述钢的晶粒尺寸得到细化。
所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的TEM测试结果表明，轧制后所述钢中弥散分布有κ-碳化物颗粒，平均尺寸小于1nm。
实施例2
一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法，所述方法步骤如下：
(1)将表1中编号2所对应的Fe-Mn-Al-C系钢于950℃进行均热保温3h的固溶处理，得到固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢；
(2)将所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢出炉轧制，下压量为40％，终轧温度650℃，轧制结束后立即淬入水中冷却至室温，得到轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢；
(3)将所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢于550℃保温1h进行时效处理，完成后于空气中冷却至室温，得到一种低密度高强度Fe-Mn-Al-C系钢毛坯。
所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢的OM测试和所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的OM测试结果表明，轧制后所述钢的晶粒尺寸得到细化。
所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的TEM测试结果表明，轧制后所述钢中弥散分布有κ-碳化物颗粒，平均尺寸小于1nm。
实施例3
一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法，所述方法步骤如下：
(1)将表1中编号3所对应的Fe-Mn-Al-C系度钢于1100℃进行均热保温2h的固溶处理，得到固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢；
(2)将所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢出炉轧制，下压量为50％，终轧温度700℃，轧制结束后立即淬入水中冷却至室温，得到轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢；
(3)将所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢于550℃保温2h进行时效处理，完成后于空气中冷却至室温，得到一种低密度高强度Fe-Mn-Al-C系钢毛坯。
所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢的OM测试和所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的OM测试结果表明，轧制后所述钢的晶粒尺寸得到细化。
所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的TEM测试结果表明，轧制后所述钢中弥散分布有κ-碳化物颗粒，平均尺寸小于1nm。
实施例4
一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法，所述方法步骤如下：
(1)将表1中编号4所对应的Fe-Mn-Al-C系钢于950℃进行均热保温2h的固溶处理，得到固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢；
(2)将所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢后出炉轧制，下压量为60％，终轧温度550℃，轧制结束后立即淬入水中冷却至室温，得到轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢；
(3)将所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢于500℃保温3h进行时效处理，完成后于空气中冷却至室温，得到一种低密度高强度Fe-Mn-Al-C系钢毛坯。
所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢的OM测试和所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的OM测试结果表明，轧制后所述钢的晶粒尺寸得到细化。
所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的TEM测试结果表明，轧制后所述钢中弥散分布有κ-碳化物颗粒，平均尺寸小于1nm。
实施例5
一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法，所述方法步骤如下：
(1)将表1中编号5所对应的Fe-Mn-Al-C系钢于950℃进行均热保温1h的固溶处理，得到固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢；
(2)将所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢出炉轧制，下压量为20％，终轧温度850℃，轧制结束后立即淬入水中冷却至室温，得到轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢；
(3)将所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢于500℃保温3h进行时效处理，完成后于空气中冷却至室温，得到一种低密度高强度Fe-Mn-Al-C系钢毛坯。
所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢的OM测试和所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的OM测试结果表明，轧制后所述钢的晶粒尺寸得到细化。
所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的TEM测试结果表明，轧制后所述钢中弥散分布有κ-碳化物颗粒，平均尺寸小于1nm。
实施例6
一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法，所述方法步骤如下：
(1)将表1中编号6所对应的Fe-Mn-Al-C系钢于1050℃进行均热保温1h的固溶处理，得到固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢；
(2)将所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢出炉轧制，下压量为60％，终轧温度600℃，轧制结束后立即淬入水中冷却至室温，得到轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢；
(3)将所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢于450℃保温2h进行时效处理，完成后于空气中冷却至室温，得到一种低密度高强度Fe-Mn-Al-C系钢毛坯。
所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢的OM测试如图1所示，所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的OM测试如图2所示，结果表明，轧制后所述钢的晶粒尺寸得到细化。
所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的TEM测试如图3所示，结果表明，轧制后所述钢中弥散分布有κ-碳化物颗粒，平均尺寸小于1nm。
实施例7
一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法，所述方法步骤如下：
(1)将表1中编号7所对应的Fe-Mn-Al-C系钢于1050℃进行均热保温2h的固溶处理，得到固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢；
(2)将所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢后出炉轧制，下压量为70％，终轧温度500℃，轧制结束后立即淬入水中冷却至室温，得到轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢；
(3)将所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢于350℃保温2h进行时效处理，完成后于空气中冷却至室温，得到一种低密度高强度Fe-Mn-Al-C系钢毛坯。
所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢的OM测试和所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的OM测试结果表明，轧制后所述钢的晶粒尺寸得到细化。
所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢的TEM测试结果表明，轧制后所述钢中弥散分布有κ-碳化物颗粒，平均尺寸小于1nm。
将实施例1-7中制得的所述毛坯经磨削加工成横截面尺寸为10×1mm，原始标距L0为20mm的标准比例拉伸试样，进行力学性能测试，结果如表2所示，σb表示拉伸强度，σ0.2表示屈服强度，A表示延伸率。
表2
| 实施例 | σ<sub>b</sub>/MPa | σ<sub>0.2</sub>/MPa | A/％ |
| 1 | 1618 | 1435 | 23 |
| 2 | 1594 | 1373 | 27 |
| 3 | 1585 | 1468 | 14 |
| 4 | 1887 | 1722 | 9 |
| 5 | 1476 | 1399 | 18 |
| 6 | 1761 | 1646 | 8 |
| 7 | 2056 | 1930 | 8 |
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 (5)
1.一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法，其特征在于：所述方法包括：
（1）对Fe-Mn-Al-C系钢件进行固溶处理，得到固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢件；
（2）将所述固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系钢件直接进行轧制变形处理，轧制压下量为20%-70%，终轧温度为500℃-850℃，轧制结束后立即淬入水中冷却至室温，得到轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢件；
（3）将所述轧制后的Fe-Mn-Al-C系钢件于350℃-600℃保温0.5h-3h进行时效处理，时效处理结束后于空气中冷却至室温，得到一种低密度高强度Fe-Mn-Al-C系钢；
其中，以所述Fe-Mn-Al-C系钢的总质量为100%计，所述钢的化学成分质量百分比为：C0.8%-1.6%，Mn 15%-30%，Al 5%-10%，Cr≤5%，Mo≤3%，Nb≤0.2%，Ti≤0.5%，Si≤2%，B≤0.6%，其余为Fe及不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法，其特征在于：步骤（1）中进行固溶处理的Fe-Mn-Al-C系钢件为轧制态或锻造态。
3.如权利要求1所述的一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法，其特征在于：步骤（1）中进行固溶处理的温度为950℃-1100℃，保温时间为1h-3h。
4.如权利要求1所述的一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法，其特征在于：步骤（2）中的轧制下压量为40%-60%。
5.如权利要求1所述的一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法，其特征在于：步骤（2）中的轧制采用多个道次。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202110253521.8A CN113025794B (zh) | 2021-03-09 | 2021-03-09 | 一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202110253521.8A CN113025794B (zh) | 2021-03-09 | 2021-03-09 | 一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN113025794A CN113025794A (zh) | 2021-06-25 |
| CN113025794B true CN113025794B (zh) | 2022-02-15 |
Family
ID=76467116
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN202110253521.8A Active CN113025794B (zh) | 2021-03-09 | 2021-03-09 | 一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN113025794B (zh) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN116042984B (zh) * | 2023-02-09 | 2024-05-24 | 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 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20090070503A (ko) * | 2007-12-27 | 2009-07-01 | 주식회사 포스코 | 딥드로잉성이 우수한 고강도 고망간강, 열연강판,냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법 |
| CN108486492A (zh) * | 2018-05-24 | 2018-09-04 | 东北大学 | 1200MPa级高强度高塑性低密度钢板及其制造方法 |
| CN110205459A (zh) * | 2019-07-25 | 2019-09-06 | 重庆大学 | 一种铁锰铝碳系奥氏体低密度钢的热处理方法 |
| CN111235484A (zh) * | 2020-03-13 | 2020-06-05 | 燕山大学 | 一种高强高硬低密度钢及其制备方法和应用 |
| CN111349865A (zh) * | 2020-03-13 | 2020-06-30 | 燕山大学 | 一种含铝高强低密度钢及其制备方法和应用 |
| CN112030077A (zh) * | 2020-09-08 | 2020-12-04 | 燕山大学 | 一种含锰高强低密度钢及其制备方法和应用 |
-
2021
- 2021-03-09 CN CN202110253521.8A patent/CN113025794B/zh active Active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20090070503A (ko) * | 2007-12-27 | 2009-07-01 | 주식회사 포스코 | 딥드로잉성이 우수한 고강도 고망간강, 열연강판,냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법 |
| CN108486492A (zh) * | 2018-05-24 | 2018-09-04 | 东北大学 | 1200MPa级高强度高塑性低密度钢板及其制造方法 |
| CN110205459A (zh) * | 2019-07-25 | 2019-09-06 | 重庆大学 | 一种铁锰铝碳系奥氏体低密度钢的热处理方法 |
| CN111235484A (zh) * | 2020-03-13 | 2020-06-05 | 燕山大学 | 一种高强高硬低密度钢及其制备方法和应用 |
| CN111349865A (zh) * | 2020-03-13 | 2020-06-30 | 燕山大学 | 一种含铝高强低密度钢及其制备方法和应用 |
| CN112030077A (zh) * | 2020-09-08 | 2020-12-04 | 燕山大学 | 一种含锰高强低密度钢及其制备方法和应用 |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| Fe-Mn-Al-C系低密度钢的热力学计算和组织性能研究;杨浩;《中国优秀硕士学位论文全文数据库 工程科技I辑》;20171231;22,31,48-49 * |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN113025794A (zh) | 2021-06-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| WO2016121820A1 (ja) | 非調質機械部品用線材、非調質機械部品用鋼線、及び、非調質機械部品 | |
| CN111485085B (zh) | 一种提高18CrNiMo7-6合金在930-950℃温度抗晶粒长大的方法 | |
| TW201632640A (zh) | 冷鍛造零件用輥軋棒鋼或輥軋線材 | |
| CN113025794B (zh) | 一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法 | |
| CN114351042A (zh) | 一种模具钢及其中碳化物弥散化的预热处理方法 | |
| JP2013040390A (ja) | 熱間プレス部材の製造方法 | |
| JP5114189B2 (ja) | 冷間加工用鋼およびその製造方法ならびに冷間加工鋼部品 | |
| CN109402521A (zh) | 一种冷镦空芯铆钉用钢及其制备方法 | |
| CN113737099A (zh) | 可适应大变形量冷加工成型用工具钢及其制备方法和套筒及其制备方法 | |
| CN116516130B (zh) | 一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢及其制备方法 | |
| CN111172373A (zh) | 一种低碳钢热处理工艺 | |
| CN110317934B (zh) | 提高h13钢退火组织均匀性的热处理工艺 | |
| US10494688B2 (en) | Hot-working tool and manufacturing method therefor | |
| JP3490293B2 (ja) | 結晶粒粗大化防止特性と耐遅れ破壊特性に優れた冷間鍛造用鋼とその製造方法 | |
| CN109972058A (zh) | 一种汽车用冷轧低合金高强度空冷强化钢及制备方法 | |
| US20240068078A1 (en) | Die steel with a high thermal diffusion coefficient and its preparation methods | |
| CN109047692A (zh) | 一种能够在-60℃条件下使用的超薄规格高强钢板及其制造方法 | |
| JP3443285B2 (ja) | 結晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用熱間圧延鋼材とその製造方法 | |
| JP4121300B2 (ja) | 高温リラクセーション特性に優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 | |
| JP2004003009A (ja) | 冷間鍛造用棒鋼、冷間鍛造品および製造方法 | |
| JP3785114B2 (ja) | 疲労特性に優れた非調質ボルトおよびその製造方法 | |
| CN116042984B (zh) | 一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法 | |
| JP2016074951A (ja) | 肌焼鋼の製造方法 | |
| CN114686753B (zh) | 40Mn热轧钢材的生产方法、40Mn热轧钢材及其用途 | |
| CN115058652B (zh) | 具有抗辊印性能的森吉米尔轧机工作辊及其制造方法 |
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 | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| GR01 | Patent grant |