CN113373383A - 一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法 - Google Patents

一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法 Download PDF

Info

Publication number
CN113373383A
CN113373383A CN202110347941.2A CN202110347941A CN113373383A CN 113373383 A CN113373383 A CN 113373383A CN 202110347941 A CN202110347941 A CN 202110347941A CN 113373383 A CN113373383 A CN 113373383A
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy steel
phase
austenitic
sfe
content
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.)
Pending
Application number
CN202110347941.2A
Other languages
English (en)
Inventor
刘世锋
马宁
王岩
宋玺
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Xian University of Architecture and Technology
Original Assignee
Xian University of Architecture and Technology
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Xian University of Architecture and Technology filed Critical Xian University of Architecture and Technology
Priority to CN202110347941.2A priority Critical patent/CN113373383A/zh
Publication of CN113373383A publication Critical patent/CN113373383A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明公开了一种奥氏体Fe‑Mn‑Al‑C轻质合金钢的成分优化设计方法，涉及金属材料技术领域，包括S1、制定典型化学成分；S2、热力学及相图计算；S3、绘制析出温度与计算SFE对应关系图；S4、优化合金的化学成分；S5、化学成分及实验检测；以奥氏体Fe‑Mn‑Al‑C轻质合金钢所限定的化学成分范围为基础，制定出合金钢典型化学成分，并选用Olson‑Cohen热力学模型计算出上述典型合金钢的层错能SFE，并对各化学成分进行优化，通过该方法，可预测材料的变形机制，控制κ‑C碳化物生成的含量和析出温度，实现κ‑C碳化物对奥氏体轻质钢的强化作用，为合金的设计及生产提供理论依据。

Description

一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法
技术领域
本发明涉及金属材料技术领域，具体是涉及一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法。
背景技术
奥氏体(Austenite)是钢铁的一种层片状的显微组织，通常是γ-Fe中固溶少量碳的无磁性固溶体，也称为沃斯田铁或γ-Fe。奥氏体的名称是来自英国的冶金学家罗伯茨·奥斯汀。
奥氏体一般由等轴状的多边形晶粒组成，晶粒内有孪晶。在加热转变刚刚结束时的奥氏体晶粒比较细小，晶粒边界呈不规则的弧形。经过一段时间加热或保温，晶粒将长大，晶粒边界可趋向平直化。铁碳相图中奥氏体是高温相，存在于临界点A1温度以上，是珠光体逆共析转变而成。当钢中加入足够多的扩大奥氏体相区的化学元素时，Ni、Mn等，则可使奥氏体稳定在室温，如奥氏体钢。
奥氏体为面心立方结构，碳氮等间隙原子均位于奥氏体晶胞八面体间隙中心，及面心立方晶胞的中心和棱边的中点。假如每一个八面体的中心各容纳一个碳原子，则碳的最大溶解度应为50％(摩尔分数)，相当于质量分数约20％。实际上碳在奥氏体中的最大溶解度为2.11％(质量分数)，这是由于γ-Fe的八面体间隙的半径仅为0.052nm，比碳原子的半径0.086nm小。碳原子溶入将使八面体发生较大的膨胀，产生畸变，溶入越多，畸变越大，晶格将不稳定，因此不是所有的八面体间隙中心都能溶入一个碳原子，溶解度是有限的。碳原子溶入奥氏体中，使奥氏体晶格点阵发生均匀对等的膨胀，点阵常数随着碳含量的增加而增大。大多数合金元素如Mn、Cr、Ni、Co、Si等，在γ-Fe中取代Fe原子的位置而形成置换固溶体。替换原子在奥氏体中的溶解度各不相同，有的可无限溶解，有的溶解度甚微。少数元素，如硼仅存在于浸提缺陷处，如晶界、位错等。
Fe-Mn-Al-C钢密度为6.5～7.0g/cm3，强塑积30～60GPa·％，不仅具有低密度，还能同时拥有高强钢良好的强度和延展性。据悉，当汽车钢材料的密度降低10％时，就可显著提高其在汽车工业中的应用和竞争力，是目前认为最具有潜力的汽车轻量化材料。
由于Al元素是降低Fe-Mn-Al-C轻质钢密度最主要的元素，但其却为α相稳定元素，Al元素大量的添加会影响到奥氏体γ相的稳定性，可合金表现出的高延性、高强度和高的应变硬化率却主要依赖于奥氏体γ相的稳定性。因此，通过配制相应Al含量下更优的Mn、C合金配方，开发一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法尤为重要。
发明内容
为解决上述技术问题，本发明提供了一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法。
本发明的技术方案是：一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法，包括以下步骤：
S1：制定典型化学成分
以奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢所限定的化学成分范围为基础，制定出相应Al含量对应不同含量的Mn、C合金钢典型化学成分；
S2：热力学及相图计算
基于一种正规/亚正规溶液热力学模型计算出典型化学成分合金钢的层错能SFE，同时通过热力学计算软件以及相图计算方法计算出典型化学成分的合金中各相析出量与温度的关系，其中，所述正规/亚正规溶液热力学模型为Olson-Cohen热力学模型；所述热力学计算软件为Thermo-calc，热力学数据库为TCFE9；
S3：绘制析出温度与计算SFE对应关系图
经过热力学计算软件Thermo-calc计算后，得到合金Al元素变化的平衡相图、合金不同温度下各相含量性质图，并根据各相含量性质图绘制出析出相析出温度与计算出的层错能SFE的对应关系图；所述析出相为((Fe,Mn)3AlCX)型κ-C碳化物相；
S4：优化合金的化学成分
选择所需理想的SFE值、相含量及碳化物类型，通过调整优化Mn、C在合金中的含量，确定出调整后的合金元素成分的取值范围，最终得到优化后合金的化学成分；
S5：化学成分及实验检测
对优化后合金钢按设计的化学成分进行熔炼、热锻和冷轧，并对其化学成分检测，同时通过实验检测其力学性能与计算层错能SFE是否相符合。
进一步地，所述S1步骤中，用于初始计算的奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢中元素成分的取值范围为：Mn：20-30wt％，Al：5-12wt％，C：0.5-1.5wt％，余量为Fe。
进一步地，在室温下所述合金钢组织主要为面心立方结构的奥氏体γ相及体心立方结构的α相，基体中会分布有不同尺寸的κ-C或M23C6碳化物、α-Mn或β-Mn。
进一步地，在所述合金钢典型化学成分中Al元素为α相稳定元素。
进一步地，在所述合金钢典型化学成分中Mn元素为奥氏体γ相稳定元素。
进一步地，在所述合金钢典型化学成分中C元素为强碳化物形成元素，用于促进单相奥氏体γ相的形成。
进一步地，所述合金钢中Al元素在室温下的Fe-Mn-Al-C钢中饱和固溶度为9％，过高会发生点阵有序转变，在铁素体中析出脆性B2型结构的(Fe,Mn)Al相和DO3型结构的(Fe,Mn)3Al相，会影响合金的塑性；通过增加合金中的Mn含量可以提高Al元素在合金钢中的饱和固溶度。
进一步地，所述S3步骤中，SFE值决定奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的变形机制，SFE低于20mJ/m2时发生相变诱导塑性(TRIP)效应，SFE在20～40mJ/m2时发生孪晶诱导塑性(TEIP)效应，SFE在40～60mJ/m2时发生剪切带诱导塑性(SIP)，SFE大于60mJ/m2时发生微带诱导塑性(MBIP)或动态滑移带细化(DSBP)效应。
进一步地，所述S4步骤中，调整优化Mn、C在合金中的含量，当Al含量一定时，μ＝Mn/C比值与κ-C碳化物生成的含量相关。
进一步地，所述S4步骤中，所述碳化物类型为κ-C，其以长方体状纳米颗粒从基体中共格析出([100]‖[100])，且沿<100>方向周期排布，显著提高材料的屈服强度，是固溶强化的1.78倍。
本发明的有益效果是：
(1)本发明基于材料热力学中重要的本征参数，对奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的层错能SFE进行计算，可预测材料的变形机制，得到所需合金化学成分范围；
(2)本发明通过Thermo-Calc热力学软件的TCFE9数据库，进行奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的平衡相析出规律进行计算模拟，得到的平衡相图和性质图可为合金的设计及生产提供理论依据；
(3)本发明通过合金性质图分析κ-C碳化物的析出动力，可指导κ-C碳化物相应析出温度下的理想SFE，进而控制κ-C碳化物析出调控的凝固模式及热处理制度；
(4)本发明通过合金性质图统计κ-C碳化物的析出含量，并计算相应Al含量下的μ＝Mn/C比值，调整优化Mn、C在合金中的含量，可控制κ-C碳化物生成的含量；
(5)本发明提供的方法可有效实现κ-C碳化物对奥氏体轻质钢的强化作用，通过对合金钢按设计的化学成分进行熔炼、热锻和冷轧后，其力学性能随Al元素增加而提高，符合设计要求，减少了繁琐耗时的实验流程。
附图说明
图1是本发明的Fe-22Mn-XAl-0.2C(X:0～15wt％)合金通过Thermo-Calc中TCFE9热力学数据库计算得到的平衡相图；
图2是本发明的Fe-25Mn-XAl-0.6C(X:0～15wt％)合金通过Thermo-Calc中TCFE9热力学数据库计算得到的平衡相图；
图3是本发明的Fe-30Mn-XAl-1.5C(X:0～15wt％)合金通过Thermo-Calc中TCFE9热力学数据库计算得到的平衡相图；
图4中(a)为是本发明的E1-1合金的性质图，(b)是本发明的E1-2合金的性质图，(c)是本发明的E1-3合金的性质图；
图5中(a)为是本发明的E2-1合金的性质图，(b)是本发明的E2-2合金的性质图，(c)是本发明的E2-3合金的性质图；
图6中(a)为是本发明的E3-1合金的性质图，(b)是本发明的E3-2合金的性质图，(c)是本发明的E3-3合金的性质图；
图7是本发明典型合金钢的层错能SFE于((Fe,Mn)3AlCX)型κ-C碳化物析出温度关系图；
图8是A1、A2、A3、A4四种合金钢的化学成分含量分析检测报告；
图9中(a)是A1、A2、A3三种合金钢的工程应力应变曲线，(b)是A1、A2、A3三种合金钢的真应力应变曲线。
具体实施方式
一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法，包括以下步骤：
S1：制定典型化学成分
以奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢所限定的化学成分范围为基础，如表1所示，制定出相应Al含量对应不同含量的Mn、C合金钢典型化学成分；
用于初始计算的奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢中元素成分的取值范围为：Mn：20-30wt％，Al：5-12wt％，C：0.5-1.5wt％，余量为Fe，在合金钢典型化学成分中Al元素为α相稳定元素，在合金钢典型化学成分中Mn元素为奥氏体γ相稳定元素，在合金钢典型化学成分中C元素为强碳化物形成元素，用于促进单相奥氏体γ相的形成；
表1典型奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢化学成分及SFE值
Figure BDA0003001396860000061
S2：热力学及相图计算
基于一种正规/亚正规溶液热力学模型计算出典型化学成分合金钢的层错能SFE，同时通过热力学计算软件以及相图计算方法计算出典型化学成分的合金E1、E2、E3中各相析出量与温度的关系，计算过程中系统的全部热力学信息通过调用热力学数据库得到，确定出E1、E2、E3中所有相的热力学模型，再利用吉布斯自由能最小原理得到不同温度下平衡相的成分和含量，其中，正规/亚正规溶液热力学模型为Olson-Cohen热力学模型；热力学计算软件为Thermo-calc，热力学数据库为TCFE9；
S3：绘制析出温度与计算SFE对应关系图
经过热力学计算软件Thermo-calc计算后，得到如图1-3所示合金Fe-22Mn-XAl-0.2C(X:0～15wt％)、Fe-25Mn-XAl-0.6C(X:0～15wt％)、Fe-30Mn-XAl-1.5C(X:0～15wt％)的平衡相图和如图4-6所示的合金Fe-22Mn-XAl-0.2C(X:0～15wt％)、Fe-25Mn-XAl-0.6C(X:0～15wt％)、Fe-30Mn-XAl-1.5C(X:0～15wt％)不同温度下各相含量性质图，从中可知E1、E2、E3的主要平衡相为液相、γ相、α相、κ-C相、M23C6相、α-Mn相、β-Mn相以及各相的析出量与温度之间的关系，分析性质图可以发现，Al元素含量的增加极大提高了((Fe,Mn)3AlCX)型κ-C碳化物相的析出动力，如图7所示，其析出温度与SFE值近似呈线性相关性，通过计算出理想的SFE值可指导针对Fe-Mn-Al-C钢κ-C碳化物析出调控的凝固模式及热处理制度；
其中Al8Mn5相为过量的Al元素和Mn元素在晶界偏析形成，以游离态分布在相界，会对合金塑性产生影响，因此需要控制Al元素的质量分数小于12wt％，并根据各相含量性质图绘制出析出相析出温度与计算出的层错能SFE的对应关系图；
析出相为((Fe,Mn)3AlCX)型κ-C碳化物相，在室温下合金钢组织主要为面心立方结构的奥氏体γ相及体心立方结构的α相，基体中会分布有不同尺寸的κ-C或M23C6碳化物、α-Mn或β-Mn；
合金钢中Al元素在室温下的Fe-Mn-Al-C钢中饱和固溶度为9％，过高会发生点阵有序转变，在铁素体中析出脆性B2型结构的(Fe,Mn)Al相和DO3型结构的(Fe,Mn)3Al相，会影响合金的塑性；通过增加合金中的Mn含量可以提高Al元素在合金钢中的饱和固溶度；
SFE值决定奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的变形机制，SFE低于20mJ/m2时发生相变诱导塑性(TRIP)效应，SFE在20～40mJ/m2时发生孪晶诱导塑性(TEIP)效应，SFE在40～60mJ/m2时发生剪切带诱导塑性(SIP)，SFE大于60mJ/m2时发生微带诱导塑性(MBIP)或动态滑移带细化(DSBP)效应；
S4：优化合金的化学成分
如表1所示，选择所需理想的SFE值、相含量及碳化物类型，通过调整优化Mn、C在合金中的含量，确定出调整后的合金元素成分的取值范围，最终得到优化后合金的化学成分；
由于奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢合金元素含量相对较高，其组织内易析出((Fe,Mn)3AlCX)型κ-C碳化物，其在晶内以纳米级弥散析出，可与基体共格抑制滑移起到改善综合力学性能效果；根据Fe-22Mn-XAl-0.2C(X:0～15wt％)、Fe-25Mn-XAl-0.6C(X:0～15wt％)、Fe-30Mn-XAl-1.5C(X:0～15wt％)合金的平衡相图可知，当Al含量超过5％时，会在富含Mn、C等溶质元素的奥氏体中形成κ相，并通过冷却或后处理析出，因此需要控制Al元素的质量分数大于5wt％；
如表3所示，本实施例控制奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢变形机制以位错滑移为主，即保证SFE大于55mJ/m2，取优化后四种合金的SFE分别为：A1为60.5mJ/m2，A2为69.4mJ/m2，A3为78.1mJ/m2，A4为86.3mJ/m2；
由于κ-C碳化物主要是奥氏体调幅分解的产物，如表2所示，可通过E1、E2、E3的性质图统计出奥氏体相区内κ-C碳化物的含量，并计算出Fe-22Mn-XAl-0.2C(X:0～15wt％)、Fe-25Mn-XAl-0.6C(X:0～15wt％)、Fe-30Mn-XAl-1.5C(X:0～15wt％)三种合金μ＝Mn/C值，可见当Al含量一定时，μ＝Mn/C比值与κ-C碳化物生成的含量相关；本实施例中，μ处于20～41.7之间，κ-C碳化物保持不变，取μ＝30。
表2典型奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢κ-C碳化物的含量
Figure BDA0003001396860000081
调整优化Mn、C在合金中的含量，当Al含量一定时，μ＝Mn/C比值与κ-C碳化物生成的含量相关；
奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢中高Mn含量会扩大奥氏体相区，因此需要较高的碳含量，如图1-3所示，根据Fe-22Mn-XAl-0.2C(X:0～15wt％)、Fe-25Mn-XAl-0.6C(X:0～15wt％)、Fe-30Mn-XAl-1.5C(X:0～15wt％)合金的平衡相图可知，较低的C含量会在基体中形成高温铁素体，其难以通过后续热处理消除，而当C含量超过0.5wt％时，会显著缩小高温铁素体相区，大幅减少室温下高温铁素体含量；同时，当C含量过高时，其与奥氏体固溶会使钢内部产生空洞，影响到合金的成形性和焊接性能，在轻质合金钢中占比一般不超过1.25％。本实施例中，取C含量为0.9wt％，根据所取μ值计算出Mn含量，再根据所取SFE值计算出Al含量
碳化物类型为κ-C，其以长方体状纳米颗粒从基体中共格析出([100]‖[100])，且沿<100>方向周期排布，显著提高材料的屈服强度，是固溶强化的1.78倍；
通过以上步骤，我们可以最终得到优化后奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的化学成分，如表3所示；
表3优化后奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢化学成分及SFE值
Figure BDA0003001396860000091
S5：化学成分及实验检测
对优化后合金钢按设计的化学成分进行熔炼、热锻和冷轧，并对其化学成分检测，同时通过实验检测其力学性能与计算层错能SFE是否相符合；
上述优化后奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢按设计的化学成分进行熔炼、热锻和冷轧，如图8所示，经分析检测中心进行成分含量检测，并对其SFE进行计算，如表4所示；
表4熔炼后合金钢化学成分
Figure BDA0003001396860000101
对轧制的A1、A2、A3棒材进行压缩实验，其工程应力应变曲线及真应力应变曲线如图9所示，屈服强度分别为A1＝563.83MPa、A2＝693.04MPa、A3＝1021.33MPa，可见随Al元素增加，强度提高，符合设计要求。

Claims (10)

1.一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法，其特征在于，包括以下步骤：
S1：制定典型化学成分
以奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢所限定的化学成分范围为基础，制定出相应Al含量对应不同含量的Mn、C合金钢典型化学成分；
S2：热力学及相图计算
基于一种正规/亚正规溶液热力学模型计算出典型化学成分合金钢的层错能SFE，同时通过热力学计算软件以及相图计算方法计算出典型化学成分的合金中各相析出量与温度的关系，其中，所述正规/亚正规溶液热力学模型为Olson-Cohen热力学模型；所述热力学计算软件为Thermo-calc，热力学数据库为TCFE9；
S3：绘制析出温度与计算SFE对应关系图
经过热力学计算软件Thermo-calc计算后，得到合金Al元素变化的平衡相图、合金不同温度下各相含量性质图，并根据各相含量性质图绘制出析出相析出温度与计算出的层错能SFE的对应关系图；所述析出相为((Fe,Mn)3AlCX)型κ-C碳化物相；
S4：优化合金的化学成分
选择所需理想的SFE值、相含量及碳化物类型，通过调整优化Mn、C在合金中的含量，确定出调整后的合金元素成分的取值范围，最终得到优化后合金的化学成分；
S5：化学成分及实验检测
对优化后合金钢按设计的化学成分进行熔炼、热锻和冷轧，并对其化学成分检测，同时通过实验检测其力学性能与计算层错能SFE是否相符合。
2.如权利要求1所述的一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法，其特征在于，所述S1步骤中，用于初始计算的奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢中元素成分的取值范围为：Mn：20-30wt％，Al：5-12wt％，C：0.5-1.5wt％，余量为Fe。
3.如权利要求1所述的一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法，其特征在于，在室温下所述合金钢组织主要为面心立方结构的奥氏体γ相及体心立方结构的α相，基体中会分布有不同尺寸的κ-C或M23C6碳化物、α-Mn或β-Mn。
4.如权利要求1所述的一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法，其特征在于，在所述合金钢典型化学成分中Al元素为α相稳定元素。
5.如权利要求1所述的一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法，其特征在于，在所述合金钢典型化学成分中Mn元素为奥氏体γ相稳定元素。
6.如权利要求1所述的一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法，其特征在于，在所述合金钢典型化学成分中C元素为强碳化物形成元素，用于促进单相奥氏体γ相的形成。
7.如权利要求1所述的一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法，其特征在于，所述合金钢中Al元素在室温下的Fe-Mn-Al-C钢中饱和固溶度为9％。
8.如权利要求1所述的一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法，其特征在于，所述S3步骤中，SFE值决定奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的变形机制，SFE低于20mJ/m2时发生相变诱导塑性TRIP效应，SFE在20～40mJ/m2时发生孪晶诱导塑性TEIP效应，SFE在40～60mJ/m2时发生剪切带诱导塑性SIP，SFE大于60mJ/m2时发生微带诱导塑性MBIP或动态滑移带细化DSBP效应。
9.如权利要求1所述的一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法，其特征在于，所述S4步骤中，调整优化Mn、C在合金中的含量，当Al含量一定时，μ＝Mn/C比值与κ-C碳化物生成的含量相关。
10.如权利要求1所述的一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法，其特征在于，所述S4步骤中调整优化Mn、C在合金中的含量，当Al含量固定时，μ＝Mn/C与κ-C碳化物生成的含量相关。
CN202110347941.2A 2021-03-31 2021-03-31 一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法 Pending CN113373383A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110347941.2A CN113373383A (zh) 2021-03-31 2021-03-31 一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110347941.2A CN113373383A (zh) 2021-03-31 2021-03-31 一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN113373383A true CN113373383A (zh) 2021-09-10

Family

ID=77570697

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202110347941.2A Pending CN113373383A (zh) 2021-03-31 2021-03-31 一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN113373383A (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114507803A (zh) * 2022-01-14 2022-05-17 西安建筑科技大学 一种层错能梯度分布淬火配分钢、制备方法及应用
CN115216703A (zh) * 2022-06-24 2022-10-21 燕山大学 一种超高强度低密度钢及其制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2551363A1 (en) * 2010-03-24 2013-01-30 Seiko Instruments Inc. Cobalt-based alloy for in-vivo use, and stent
KR20180105857A (ko) * 2017-03-16 2018-10-01 서울대학교산학협력단 응력 감응 다단변형기구 발현가능 합금 및 그 제조방법
CN110066969A (zh) * 2019-04-12 2019-07-30 北京科技大学 一种高耐蚀高铝含量低密度钢及其制备方法
CN112375953A (zh) * 2020-10-17 2021-02-19 北京科技大学 一种Fe-Mn-Al-C-M多主元轻质高强合金及其制备方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2551363A1 (en) * 2010-03-24 2013-01-30 Seiko Instruments Inc. Cobalt-based alloy for in-vivo use, and stent
KR20180105857A (ko) * 2017-03-16 2018-10-01 서울대학교산학협력단 응력 감응 다단변형기구 발현가능 합금 및 그 제조방법
CN110066969A (zh) * 2019-04-12 2019-07-30 北京科技大学 一种高耐蚀高铝含量低密度钢及其制备方法
CN112375953A (zh) * 2020-10-17 2021-02-19 北京科技大学 一种Fe-Mn-Al-C-M多主元轻质高强合金及其制备方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
MEDVEDEVA, NI等: "first-principles study of Mn,Al and C distribution and their effect on stackingfault energies in fcc Fe", 《JOURNAL OF ALLOYS AND COMPOUNDS》 *
杨浩: "Fe-Mn-Al-C系低密度钢的热力学计算和组织性能研究", 《中国优秀博硕士学位论文全文数据库(硕士)工程科技Ⅰ辑》 *

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114507803A (zh) * 2022-01-14 2022-05-17 西安建筑科技大学 一种层错能梯度分布淬火配分钢、制备方法及应用
CN114507803B (zh) * 2022-01-14 2022-09-20 西安建筑科技大学 一种层错能梯度分布淬火配分钢、制备方法及应用
CN115216703A (zh) * 2022-06-24 2022-10-21 燕山大学 一种超高强度低密度钢及其制备方法
CN115216703B (zh) * 2022-06-24 2023-02-28 燕山大学 一种超高强度低密度钢及其制备方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
Peng et al. Key criterion for achieving giant recovery strains in polycrystalline Fe-Mn-Si based shape memory alloys
CN104195404B (zh) 一种宽温域高强度恒弹性合金及其制备方法
EP3327158B1 (en) Method for producing ni-based superalloy material
JP2002256400A (ja) 高耐食性高強度オーステナイト系ステンレス鋼とその製法
US3951697A (en) Superplastic ultra high carbon steel
CN113373383A (zh) 一种奥氏体Fe-Mn-Al-C轻质合金钢的成分优化设计方法
EP3208354B1 (en) Ni-based superalloy for hot forging
CN110343970B (zh) 一种具较低Mn含量的热轧高强塑积中锰钢及其制备方法
CN115141984A (zh) 一种高熵奥氏体不锈钢及其制备方法
CN113637885B (zh) 一种多组元FeNiCoAlTiZr超弹性合金及其制备方法
CN110408850A (zh) 纳米金属间化合物析出强化的超级钢及其制备方法
CN110306127A (zh) 一种超高强度高韧性合金钢及其制备方法
EP3578678A1 (en) Maraging steel and method for manufacturing same
EP3208355B1 (en) Ni-based superalloy for hot forging
Carson Heat treating of maraging steels
CN114480940B (zh) 一种l12纳米析出强化多主元合金及其制备方法
CN115572885A (zh) 一种高强度高韧塑性奥氏体型低密度钢的制造方法
Huang et al. Effects of Mo content on the precipitation behavior and martensitic transformation in FeNiCoAlMo alloy
JPH02285053A (ja) マルエージング鋼およびその製造方法
CN114480984A (zh) 一种Ti合金化低密度高强钢及其制备方法
CN109576593A (zh) 一种热轧磁轭钢及其制造方法
Cuddy et al. Mechanical properties of internally nitrided Fe− Ti and Fe− Cb alloys
JP2013185249A (ja) 鉄合金
CN112662932A (zh) 一种twip钢及其制备方法
CN117385287B (zh) 一种合金钢及其制备方法

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