CN114752864B - 一种低密度超高强度高塑性钢及其制备方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及合金技术领域，尤其涉及一种低密度超高强度高塑性钢及其制备方法和应用。按照质量百分比计，包括Mn30～34％，Al11～11.9％，C1.2～1.29％，Cr4～7％，Cu0.5～1.2％，Nb0.01～0.3％，V0.01～0.3％，Ti0.01～0.3％，La0.05～0.1％，B0.0001～0.005％，N0.05～0.1％，P≤0.012％，S≤0.003％余量的铁和不可避免的杂质；且8.15‑0.101[Al]‑0.41[C]‑0.0085[Mn]<6.4，0.7((3[Al]+[Cr])‑25[C])/[C]<6。该低密度超高强度高塑性钢满足高强度、高韧性和轻量化的特点。

Description

一种低密度超高强度高塑性钢及其制备方法和应用
技术领域
本发明涉及合金技术领域，尤其涉及一种低密度超高强度高塑性钢及其制备方法和应用。
背景技术
随着社会经济的不断发展，能源大量消耗带来了一系列环境问题，其解决方案一方面是通过使用清洁能源代替燃油动力，另一方面是通过减轻交通装备自身重量从而减少燃油消耗、减少污染，因此，交通装备轻量化是节能环保的一个重要举措。目前钢铁材料都向着轻质高强高韧的方向发展，例如国内外汽车、高铁等用钢铁材料，矿山机械、大型运输机械所用耐磨材料，航空航天用高性能钢及能源运输用管线钢等。与此同时，高强度管线钢、超高强度耐磨钢和超高强度航天航空用钢及未来极地环境用舰船钢等材料都提出了高强度和高韧性匹配的要求。但现有高强乃至超高强钢存在韧性不足，特别是低温韧性不足或韧脆转变温度过高等迫切需要解决的问题。
公开号为CN108486492A的中国专利公开了一种1200MPa级高强度高塑性低密度钢板及其制造方法，其质量百分含量的组分：Mn13～20％，Al 8～11％，C 0.70～1％，Si＜0.10％，Ni 1～4％，Ti 0～0.10％，Nb 0～0.10％，抗拉强度为1200～1300MPa，延伸率为30～40％，密度为6.5～7g/cm3，其制备工艺为冶炼浇铸成铸锭，加热至1100～1200℃保温后热轧，热轧后水冷至室温；加热至900～1100℃固溶处理后水冷；酸洗后进行冷轧处理；然后加热至800～1000℃保温空冷至室温进行退火处理。该专利Al含量添加量不够，密度降低效果有限；且Mn含量较低，不能保证奥氏体组织稳定性，且不利于产生良好的塑性，同时，也不能保证密度小于6.4的同时保持30％以上的延伸率和940MPa的屈服。
发明内容
本发明的目的在于提供一种低密度超高强度高塑性钢及其制备方法和应用，所述低密度超高强度高塑性钢同时满足高强度、高韧性和轻量化的特点。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种低密度超高强度高塑性钢，按照质量百分比计，包括以下元素：Mn 30～34％，Al 11～11.9％，C 1.2～1.29％，Cr 4～7％，Cu 0.5～1.2％，Nb 0.01～0.3％，V 0.01～0.3％，Ti 0.01～0.3％，La 0.05～0.1％，B 0.0001～0.005％，N 0.05～0.1％，P≤0.012％，S≤0.003％，余量的铁和不可避免的杂质；
且Mn、Al和C的重量百分比关系为：8.15-0.101[Al]-0.41[C]-0.0085[Mn]<6.4，C、Al和Cr的重量百分比关系为：0.7((3[Al]+[Cr])-25[C])/[C]<6。
优选的，所述低密度超高强度高塑性钢的组织为奥氏体、δ铁素体和(Nb,V,Ti)(C,N)，其中奥氏体含量≥94vol％；
所述低密度超高强度高塑性钢的密度≤6.4g/cm3；屈服强度为≥950MPa，抗拉强度为≥1050MPa，延伸率≥30％，-40℃KV2≥34J。
本发明还提供了上述技术方案所述低密度超高强度高塑性钢的制备方法，包括以下步骤：
按照所述低密度超高强度高塑性钢的元素组成，将制备原料混合后，依次进行冶炼和浇注，得到铸锭；
将所述铸锭依次进行锻造成形、轧制、淬火固溶和低温时效处理，得到所述低密度超高强度高塑性钢。
优选的，所述锻造成形的开锻温度为1100～1140℃，终锻温度≥990℃。
优选的，所述锻造成形的过程为：以15～20℃/h的速度升温至1100～1140℃，保温≥10h后，按整形、展宽、拔长和整形的过程进行锻造，每当锻件降温至950℃时，升温至1100～1140℃保温≥1h。
优选的，所述轧制的过程为：以20～30℃/h的升温速率升至1140～1180℃，保温后出炉轧制，开轧温度为1120～1140℃，以6～20mm的道次压下量进行轧制，终轧温度≥950℃。
优选的，所述淬火固溶的冷却速率≥30℃/s，入水温度≥950℃，终冷温度≤50℃。
优选的，所述低温时效处理的温度为450～550℃，时间为3～6h。
优选的，所述浇注的温度为1380～1500℃。
本发明还提供了上述技术方案所述低密度超高强度高塑性钢或上述技术方案所述制备方法制备得到的低密度超高强度高塑性钢在交通运载装备领域中的应用。
本发明提供了一种低密度超高强度高塑性钢，按照质量百分比计，包括以下元素组成：Mn 30～34％，Al 11～11.9％，C 1.2～1.29％，Cr 4～7％，Cu 0.5～1.2％，Nb 0.01～0.3％，V 0.01～0.3％，Ti 0.01～0.3％，La 0.05～0.1％，B 0.0001～0.005％，N 0.05～0.1％，P≤0.012％，S≤0.003％，余量的铁和不可避免的杂质；且Mn、Al和C的重量百分比关系为：8.15-0.101[Al]-0.41[C]-0.0085[Mn]<6.4，C、Al和Cr的重量百分比关系为：0.7((3[Al]+[Cr])-25[C])/[C]<6。
与现有技术相比，本发明具有以下优势：
1)本发明通过Nb、V、Ti共同添加的方法，利用上述元素在不同温度阶段碳氮化物析出强化作用，同时合理调配Al、C、Si与Mn轻量化元素以及Cu、La和N等元素含量，有效降低了钢的密度，改善δ铁素体形态，同时保证所述钢具有较高强度、并兼顾塑韧性，使钢具有良好的综合力学性能；
2)本发明中Mn和C元素极大的提高了奥氏体组织稳定性保证其低磁性；同时，Al、Cr扩大铁素体相区，综合调控能够控制高温δ铁素体含量，促进低密度高强奥氏体钢强度和塑韧性的配合；
本发明还提供了上述技术方案所述低密度超高强度高塑性钢的制备方法，包括以下步骤：按照所述低密度超高强度高塑性钢的元素组成，将制备原料混合后，依次进行冶炼和浇注，得到铸锭；将所述铸锭依次进行锻造成形、轧制、淬火固溶和低温时效处理，得到所述低密度超高强度高塑性钢。本发明经过冶炼、浇注、锻造成形、轧制、淬火固溶和低温时效处理，可以改善奥氏体晶粒大小及形态，抑制晶界κ碳化物析出等，保证综合力学性能，使最终得到的钢适宜应用在要求高强度高韧性相互配合的重要领域，具有良好的应用前景。
附图说明
图1为对比例2所述热轧态低密度钢奥氏体钢板的拉伸曲线；
图2为实施例1所述低密度超高强度高塑性钢的SEM图。
具体实施方式
本发明提供了一种低密度超高强度高塑性钢，按照质量百分比计，包括以下元素组成：Mn 30～34％，Al 11～11.9％，C 1.2～1.29％，Cr 4～7％，Cu 0.5～1.2％，Nb 0.01～0.3％，V 0.01～0.3％，Ti 0.01～0.3％，La 0.05～0.1％，B 0.0001～0.005％，N 0.05～0.1％，P≤0.012％，S≤0.003％，余量的铁和不可避免的杂质；
且Mn、Al和C的重量百分比关系为：8.15-0.101[Al]-0.41[C]-0.0085[Mn]<6.4，C、Al和Cr的重量百分比关系为：0.7((3[Al]+[Cr])-25[C])/[C]<6。
按照质量百分比计，本发明所述低密度超高强度高塑性钢包括Mn 30～34％，更优选为31～33％，最优选为31.5～32.5％。
在本发明中，所述Mn是奥氏体稳定化元素，能够扩大奥氏体相区、缩小铁素体相区、抑制κ脆性相。同时Mn起到固溶强化的作用，相应提高钢的加工硬化率。较高的Mn含量有利于获得单相奥氏体组织，从而改善钢的塑韧性与耐蚀性。但是随着锰含量增加，钢的晶粒粗大化，且热导率急剧下降、线胀系数上升，导致工作加热或冷却时形成较大内应力，显著增大开裂倾向、恶化热加工性，不易多加。为稳定奥氏体组织，本发明将Mn的质量百分比含量控制在上述范围内。
按照质量百分比计，本发明所述低密度超高强度高塑性钢包括Al 11～11.9％，更优选为11.2～11.7％，最优选为11.3～11.5％。
在本发明中，所述Al显著降低钢的密度，每添加1％的Al使密度降低0.101g/cm3，密度ρ≤7.2g/cm3需要添加5.5％以上的Al，同时Al显著提高钢强度。但是，Al是铁素体形成元素，过多的Al含量会缩小奥氏体区间、促进δ、κ脆性相，反而降低塑韧性和耐蚀性。将Al的含量控制在上述范围内可以又减少κ碳化物，又能控制δ铁素体含量。
按照质量百分比计，本发明所述低密度超高强度高塑性钢包括C1.2～1.29％，更优选为1.22～1.28％，最优选为1.24～1.26％。
在本发明中，所述C元素不仅可以作为稳定奥氏体基体的元素，而且还可以起到固溶强化的作用，对于低密度双相钢的奥氏体组织调控以及强韧性配合起到很好的调节效果。另外，C易与Mn元素、Al元素形成κ型碳化物(Fe，Mn)3AlC，κ碳化物是脆性相，不利于塑性提高，因此可以通过热轧工艺设计减少κ碳化物的析出，避免脆性相对性能造成不利影响。为保证800MPa级别及稳定奥氏体组织，本发明将C的质量百分比含量限定在上述温度范围内。
按照质量百分比计，本发明所述低密度超高强度高塑性钢包括Cr4～7％，更优选为4.5～6.5％，最优选为5～6％。
在本发明中，提高基体的电极电位而增强耐腐蚀性能，且固溶处理时大部分Cr溶入奥氏体，提高其稳定性，并在冷却时抑制沿晶κ碳化物，增加Cr含量可提高塑韧性。但过多的Cr易增加沿晶析出的网状碳化物，反而降低冲击韧性与塑韧性；因此，本发明将Cr控制在上述含量范围内。
按照质量百分比计，本发明所述低密度超高强度高塑性钢包括Cu 0.5～1.2％，更优选为0.7～1.0％。
在本发明中，所述Cu作为第二相析出时，一般是以单质形式存在于钢中，它不依赖C、N元素即可在钢中形成纳米富Cu颗粒，从而得到析出强化目的。另外，Cu作为奥氏体稳定化元素，在一定的时效温度处理之后，不仅可以增多奥氏体体积分数，而且可以延缓再结晶过程，但过多的Cu会和Al形成CuAl的B2相，降低钢的塑韧性，含量不宜过高。因此将Cu控制在上述范围内。
按照质量百分比计，本发明所述低密度超高强度高塑性钢包括Nb 0.01～0.3％，更优选为0.05～0.25％，最优选为0.1～0.2％。
在本发明中，所述Nb能够形成碳氮化物细化晶粒，同时固溶Nb能提未再结晶区温度，易于通过控制轧制实现奥氏体扁平化。在高温下与C结合，强烈析出第二相，改变晶界碳化物形态，从而改善性能。因此将Nb控制在上述范围内。
按照质量百分比计，本发明所述低密度超高强度高塑性钢包括V0.01～0.3％，更优选为0.08～0.23％，最优选为0.14～0.20％。
在本发明中，所述V元素加入可以改变κ碳化物的析出形状和大小。同时析出新的第二相，产生强烈的沉淀强化碳化钒，抵消κ碳化物弥散强化减弱的效果。加钒还可以使得晶粒细化，产生细晶强化的作用。因此，将V控制在上述范围内。
按照质量百分比计，本发明所述低密度超高强度高塑性钢包括Ti 0.01～0.3％，更优选为0.08～0.23％，最优选为0.14～0.20％。
在本发明中，所述Ti与C有极强的亲和力，强碳化物形成元素，具有细化强化，析出强化含量过高降低C在奥氏体中的扩散速率，降低奥氏体中C含量，导致机体稳定性下降。因此，将Ti控制在上述范围。
按照质量百分比计，本发明所述低密度超高强度高塑性钢包括La 0.05～0.1％，更优选为0.06～0.09％，最优选为0.07～0.08％。
在本发明中，所述La元素加入可以从凝固过程改变高温铁素体δ形态，抑制AlN、MnS等夹杂物的形态及数量，减少碳化物的聚集析出从而提升塑韧性。
按照质量百分比计，本发明所述低密度超高强度高塑性钢包括B0.0001～0.005％，更优选为0.001～0.004％，最优选为0.002～0.003％。
在本发明中，所述B是界面吸附元素，可明显抑制α在γ晶界上形核，但并不影响γ或α基体的热力学性能，即长大速率。B在铁中的溶解度很小，在γ中1149℃溶解度只有0.02％，可以提高材料淬透性、改善其塑性。
按照质量百分比计，本发明所述低密度超高强度高塑性钢包括N0.05～0.1％，更优选为0.06～0.09％，更优选为0.07～0.08％。
在本发明中，N元素是γ形成元素，加锰对于形成奥氏体并不非常有效，但是添加锰可以使更多的氮溶解到不锈钢中，而氮正是一种非常强的奥氏体形成元素。N元素间隙固溶强化和稳定奥氏体组织的作用比碳要大得多，所以既大大提高了钢的强度，又保持了很好的塑韧性。但N元素过多会生成AlN夹杂物，不利于性能提升。因此将所述N的含量控制在上述范围内。
按照质量百分比计，本发明所述低密度超高强度高塑性钢包括P≤0.012％。
在本发明中，P是所述钢中的有害元素，因所述钢的高碳含量降低了P在奥氏体中的溶解度，易沿晶析出薄膜状磷化物，引起工件热裂，并降低钢的塑韧性。因此，将P的含量控制在上述范围内。
按照质量百分比计，本发明所述低密度超高强度高塑性钢包括S≤0.003％。
在本发明中，S易形成MnS夹杂物，增加热脆性，降低塑韧性，因此，将S的含量控制在上述范围内。
在本发明中，Mn、Al和C的重量百分比关系为：8.15-0.101[Al]-0.41[C]-0.0085[Mn]<6.4；上述含量关系可以控制钢的密度在6.4g/cm3以下；C、Al和Cr的重量百分比关系为：0.7((3[Al]+[Cr])-25[C])/[C]<6；上述含量关系是为了控制材料中铁素体的含量在<6vol％范围内，进而避免铁素体对钢的强塑韧性的影响。
在本发明中，所述低密度超高强度高塑性钢的组织优选为奥氏体、δ铁素体和(Nb,V,Ti)(C,N)，其中奥氏体含量优选≥94vol％；所述(Nb,V,Ti)(C,N)可以理解为Nb,V和Ti的碳氮化物
所述低密度超高强度高塑性钢的密度优选≤6.4g/cm3；屈服强度优选≥950MPa，抗拉强度优选≥1050MPa，延伸率优选≥30％，-40℃KV2优选≥34J。
本发明还提供了上述技术方案所述低密度超高强度高塑性钢的制备方法，包括以下步骤：
按照所述低密度超高强度高塑性钢的元素组成，将制备原料混合后，依次进行冶炼和浇注，得到铸锭；
将所述铸锭依次进行锻造成形、轧制、淬火固溶和低温时效处理，得到所述低密度超高强度高塑性钢。
在本发明中，若无特殊说明，所有制备原料均为本领域技术人员熟知的市售产品。
本发明按照所述低密度超高强度高塑性钢的元素组成，将制备原料混合后，依次进行冶炼和浇注，得到铸锭。
在本发明中，所述制备原料优选包括工业纯铁、铝锭、金属锰、增碳剂、低碳铬铁、氯化镧、金属铜、铌铁合金、钒铁合金、钛铁合金、硼铁合金、氮化锰和氮化铬铁。所述金属锰的纯度优选为93.5～97wt％，更优选为97wt％；所述增碳剂优选为单质碳，更优选为焦炭粉或电极粉(石墨粉)，最优选为电极粉；本发明对所述低碳铬铁的组成没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知来源的低碳铬铁即可。本发明对所述铌铁合金、钒铁合金、钛铁合金、硼铁合金、氮化锰和氮化铬铁的具体组成配比没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的即可。
本发明对所述混合的过程没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行即可。
在本发明中，所述冶炼的方法优选为真空感应电炉冶炼或三联法冶炼；所述三联法冶炼为电弧炉-精炼炉-真空脱气炉三联法。
在本发明中，所述真空感应电炉冶炼的过程优选为先抽真空至2×10-2Pa后，全程充氩气至3×104Pa，进行熔炼。在本发明中，所述熔炼优选在搅拌的条件下进行；本发明对所述搅拌的过程没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行即可。
在本发明中，所述三联法的过程优选为：在电弧炉中使制备原料全部熔化后，依次进行精炼和真空脱气；所述精炼的时间优选≥30min；所述真空脱气的时间优选为10～30min。
在本发明中，所述浇注的温度优选为1380～1500℃，更优选为1400～1470℃，最优选为1420～1450℃。在本发明中，所述浇注优选在惰性气氛中进行，所述惰性气氛优选为氩气。
所述浇注完成后，优选在1h内进行脱膜，最后优选以1～4℃/h的降温速度冷却至室温。
在本发明中，所述锻造成形的过程优选为以15～20℃/h的升温速度升温至1100～1140℃后，保温≥10h，按照整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造；当锻件的温度降至950℃时，回炉升温至1100～1140℃，保温≥1h，得到板状坯料。所述锻造成形的终锻温度优选≥990℃。
所述锻造成形结束后，本发明还优选包括冷却至室温的过程；本发明对所述冷却的过程没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行即可。
在本发明中，所述锻造成形的作用主要是为了改变铸态铸锭形状，铸锭通常是圆形，尤其是铸锭单重较大时无法直接进行轧制，需要通过锻造成厚度较薄的板坯，方便后期进行轧制。此外，锻造还可以使得组织更加均匀化，使铸态组织中的柱状晶变成均匀的等轴晶，减少各向异性。
得到铸锭后，本发明将所述铸锭依次进行轧制和淬火固溶，得到所述低密度超高强度高塑性钢。
进行轧制前，本发明优选对锻造成形得到的锻造坯料切除冒口。
在本发明中，所述轧制的过程优选为：以20～30℃/h的升温速率升至1140～1180℃，保温≥4h后出炉轧制，开轧温度为1120～1140℃，以6～20mm的道次压下量进行轧制，终轧温度≥950℃；更优选为以23～27℃/h的升温速率升至1150～1160℃，保温4～8后出炉轧制，开轧温度为1125～1135℃，以10～15mm的道次压下量进行轧制，终轧温度为970℃。在本发明中，所述轧制的总变形量优选为70～84％。
在本发明中，所述轧制的作用是将铸锭或锻造坯料轧制成板材，轧制过程中需要控制温度和保温条件主要是为了在该钢适宜的温度区间进行轧制，避免因塑性不足发生边裂。
在本发明中，所述淬火固溶的冷却速率优选≥30℃/s，更优选为≥35℃/s；入水温度优选≥950℃，更优选为≥960℃；终冷温度优选≤50℃，更优选为≤40℃。
在本发明中，所述淬火固溶的过程优选为将所述轧制得到的轧制件直接送入层流水或水槽中。
在本发明中，所述淬火固溶的作用主要是为了获得单相奥氏体组织，避免钢中出现脆性碳化物，进而避免力学性能达不到要求。
在本发明中，所述低温时效处理的温度优选为450～550℃，更优选为480～520℃；保温时间优选为3～6h，更优选为4～5h。
所述低温时效处理后，本发明还优选包括冷却，所述冷却优选为空冷。
本发明还提供了上述技术方案所述低密度超高强度高塑性钢或上述技术方案所述制备方法制备得到的低密度超高强度高塑性钢在交通运载装备领域中的应用。本发明对所述应用的方法没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行即可。
下面结合实施例对本发明提供的低密度超高强度高塑性钢及其制备方法和应用进行详细的说明，但是不能把它们理解为对本发明保护范围的限定。
实施例1～5
低密度超高强度高塑性钢的组成如表1所示：
制备过程：
按照表1所述的元素配比，将制备原料加入真空感应炉中，抽真空至2×10-2Pa以下，待全部原料熔化完毕后，充入高纯氩气至3×104Pa，得熔炼过程中进行搅拌，得到钢液后，将所述钢液浇注至铸铁模具中，所述浇铸在惰性气氛中进行，惰性气体为氩气，浇注温度为1450℃，浇注完成后出炉以10℃/h的降温速率冷却至室温，脱膜，到铸锭；
将所述铸锭以15℃/h的升温速率升温至加热温度(1140℃)，进行保温15h，使电渣锭充分均匀化；按照整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造；开锻温度为1120℃，当锻件的温度降至950℃时，回炉升温至1140℃，保温1h，终锻温度为990℃，冷却，得到低密度钢锻坯；
将所述低密度钢锻坯以25℃/h的升温速率升温至轧制温度(1160℃)，进行保温8h，使组织完全均匀后，进行轧制，开轧温度为1130℃和终轧温度970℃，单道次压下量11mm，累计变形量为70％；轧制完成后，立即进行在线淬火固溶，入水温度为960℃，在线淬火的冷却速率为40℃/s，终冷温度为45℃，得到热轧态低密度钢奥氏体钢板；
将所述热轧态低密度钢奥氏体钢板；在500℃温度中保温5h，空冷至室温，得到所述低密度超高强度高塑性钢。
实施例1～5所述低密度超高强度高塑性钢的性能参数如表2所示(拉伸强度：GB/T228.1—2010《金属材料室温拉伸试验方法》；冲击强度：GB/T 229—2020《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》；密度：GB/T 1423-1996《贵金属及其合金密度的测试方法》；相对磁导率：GB/T 35690-2017《弱磁材料相对磁导率的测量方法》)；
将实施例1得到的低密度超高强度高塑性钢进行SEM测试，测试结果如图2所示，由图2可知，本发明中在奥氏体基体上分布有尺寸约10μm的Ti的碳氮化物，与尺寸约3μm的Nb、V的碳氮化物。
对比例1
钢板的组成如表1所示；
制备过程：按照表1所述的元素配比，将制备原料加入真空感应炉中，抽真空至2×10-2Pa以下，待全部原料熔化完毕后，充入高纯氩气至3×104Pa，得熔炼过程中进行搅拌，得到钢液后，将所述钢液浇注至铸铁模具中，所述浇铸在惰性气氛中进行，惰性气体为氩气，浇注温度为1450℃，浇注完成后出炉冷却至室温，脱膜，到铸锭；
将所述低密度钢铸锭以30℃/h的升温速率升温至轧制温度(1160℃)，进行保温8h，使组织完全均匀后，进行轧制，开轧温度为1130℃和终轧温度970℃，单道次变形量为11mm，累计变形量为70％；轧制完成后，立即进行在线淬火固溶，入水温度为950℃，在线淬火的冷却速率为40℃/s，终冷温度为45℃，得到热轧态低密度钢奥氏体钢板；
将所述热轧态低密度钢奥氏体钢板；在500℃温度中保温5h，空冷至室温，得到所述低密度超高强度高塑性钢。
所述低密度超高强度高塑性钢的性能参数如表2所示。
对比例2
钢板的组成如表1所示；
制备过程：按照表1所述的元素配比，将制备原料加入真空感应炉中，抽真空至2×10-2Pa以下，待全部原料熔化完毕后，充入高纯氩气至3×104Pa，得熔炼过程中进行搅拌，得到钢液后，将所述钢液浇注至铸铁模具中，所述浇铸在惰性气氛中进行，惰性气体为氩气，浇注温度为1450℃，浇注完成后出炉以10℃/h的降温速率冷却至室温，脱膜，到铸锭；将所述铸锭以15℃/h的升温速率升温至加热温度(1140℃)，进行保温15h，使电渣锭充分均匀化；按照整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造；开锻温度为1120℃，当锻件的温度降至950℃时，回炉升温至1140℃，保温1h，终锻温度为990℃，冷却，得到低密度钢锻坯；
将所述低密度钢锻坯以25℃/h的升温速率升温至轧制温度(1160℃)，进行保温8h，使组织完全均匀后，进行轧制，开轧温度为1130℃和终轧温度970℃，单道次压下量11mm，累计变形量为70％；轧制完成后，立即进行在线淬火固溶，入水温度为960℃，在线淬火的冷却速率为40℃/s，终冷温度为45℃，得到热轧态低密度钢奥氏体钢板；所述热轧态低密度钢奥氏体钢板的性能参数如表2所示；
图1为所述热轧态低密度钢奥氏体钢板的拉伸曲线，由图1可知，所述热轧态低密度钢奥氏体钢板屈服强度为924MPa，抗拉强度1046MPa，延伸率37％。
对比例3
钢板的组成如表1所示；
制备过程：按照表1所述的元素配比，将制备原料加入真空感应炉中，抽真空至2×10-2Pa以下，待全部原料熔化完毕后，充入高纯氩气至3×104Pa，得熔炼过程中进行搅拌，得到钢液后，将所述钢液浇注至铸铁模具中，所述浇铸在惰性气氛中进行，惰性气体为氩气，浇注温度为1450℃，浇注完成后出炉以10℃/h的降温速率冷却至室温，脱膜，到铸锭；
将所述铸锭以15℃/h的升温速率升温至加热温度(1140℃)，进行保温15h，使电渣锭充分均匀化；按照整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造；开锻温度为1120℃，当锻件的温度降至950℃时，回炉升温至1140℃，保温1h，终锻温度为990℃，冷却，得到低密度钢锻坯；
将所述低密度钢锻坯以25℃/h的升温速率升温至轧制温度(1160℃)，进行保温8h，使组织完全均匀后，进行轧制，开轧温度为1130℃和终轧温度970℃，单道次压下量11mm，累计变形量为70％；轧制完成后，立即进行在线淬火固溶，入水温度为960℃，在线淬火的冷却速率为40℃/s，终冷温度为45℃，得到热轧态低密度钢奥氏体钢板；
将所述热轧态低密度钢奥氏体钢板；在500℃温度中保温5h，空冷至室温，得到所述低密度超高强度高塑性钢。
所述低密度超高强度高塑性钢的性能参数如表2所示。
表1实施例1～5和对比例1～3所述钢的合金组成
Figure GDA0003769258530000131
Figure GDA0003769258530000141
表2实施例1～5和对比例1～3所述钢板的性能参数
Figure GDA0003769258530000142
由表2可知，由于对比例1缺少锻造工艺、对比例2缺少低温时效工艺、对比例3中Al、C含量低等差异，使得对比例的晶粒尺寸不均匀性较大、晶界有较多析出相，其综合力学性能及密度不及本专利实施范围的实施例。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种低密度超高强度高塑性钢，其特征在于，按照质量百分比计，包括以下元素：Mn30～34％，Al 11～11.9％，C 1.2～1.29％，Cr 4～7％，Cu 0.5～1.2％，Nb 0.01～0.3％，V0.01～0.3％，Ti 0.01～0.3％，La 0.05～0.1％，B 0.0001～0.005％，N 0.05～0.1％，P≤0.012％，S≤0.003％，余量的铁和不可避免的杂质；
且Mn、Al和C的重量百分比关系为：8.15-0.101[Al]-0.41[C]-0.0085[Mn]<6.4，C、Al和Cr的重量百分比关系为：0.7((3[Al]+[Cr])-25[C])/[C]<6；
所述低密度超高强度高塑性钢的密度≤6.4g/cm3；屈服强度为≥950MPa，抗拉强度为≥1050MPa，延伸率≥30％，-40℃KV2≥34J。
2.权利要求1所述低密度超高强度高塑性钢，其特征在于，所述低密度超高强度高塑性钢的组织为奥氏体、δ铁素体和(Nb,V,Ti)(C,N)，其中，奥氏体含量≥94vol％。
3.权利要求1或2所述低密度超高强度高塑性钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
按照所述低密度超高强度高塑性钢的元素组成，将制备原料混合后，依次进行冶炼和浇注，得到铸锭；
将所述铸锭依次进行锻造成形、轧制、淬火固溶和低温时效处理，得到所述低密度超高强度高塑性钢。
4.如权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述锻造成形的开锻温度为1100～1140℃，终锻温度≥990℃。
5.如权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述锻造成形的过程为：以15～20℃/h的速度升温至1100～1140℃，保温≥10h后，按整形、展宽、拔长和整形的过程进行锻造，每当锻件降温至950℃时，升温至1100～1140℃保温≥1h。
6.如权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述轧制的过程为：以20～30℃/h的升温速率升至1140～1180℃，保温后出炉轧制，开轧温度为1120～1140℃，以6～20mm的道次压下量进行轧制，终轧温度≥950℃。
7.如权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述淬火固溶的冷却速率≥30℃/s，入水温度≥950℃，终冷温度≤50℃。
8.如权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述低温时效处理的温度为450～550℃，时间为3～6h。
9.如权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述浇注的温度为1380～1500℃。
10.权利要求1或2所述低密度超高强度高塑性钢或权利要求3～9任一项所述制备方法制备得到的低密度超高强度高塑性钢在交通运载装备领域中的应用。
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115341154A (zh) * 2022-09-21 2022-11-15 南通瑞泰针业有限公司 一种高韧性、高强度缝纫机针

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106521318A (zh) * 2016-11-22 2017-03-22 河北工业大学 一种高强度Fe‑Mn‑Al‑C系低密度铸钢及其制备方法
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
CN110819908A (zh) * 2019-11-18 2020-02-21 燕山大学 一种高强低密度奥氏体钢及其制备方法
CN112899579A (zh) * 2021-01-18 2021-06-04 北京科技大学 一种耐腐蚀高强度轻质钢及制备方法
CN113278896A (zh) * 2021-01-12 2021-08-20 北京科技大学 一种Fe-Mn-Al-C系高强度低密度钢及其制备方法
CN114107830A (zh) * 2021-11-19 2022-03-01 钢铁研究总院 一种宽温域使用低密度耐磨钢及其制备方法

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017203315A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
US20190062881A1 (en) * 2017-08-24 2019-02-28 Corvid Technologies High aluminum containing manganese steel and methods of preparing and using the same

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106521318A (zh) * 2016-11-22 2017-03-22 河北工业大学 一种高强度Fe‑Mn‑Al‑C系低密度铸钢及其制备方法
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
CN110819908A (zh) * 2019-11-18 2020-02-21 燕山大学 一种高强低密度奥氏体钢及其制备方法
CN113278896A (zh) * 2021-01-12 2021-08-20 北京科技大学 一种Fe-Mn-Al-C系高强度低密度钢及其制备方法
CN112899579A (zh) * 2021-01-18 2021-06-04 北京科技大学 一种耐腐蚀高强度轻质钢及制备方法
CN114107830A (zh) * 2021-11-19 2022-03-01 钢铁研究总院 一种宽温域使用低密度耐磨钢及其制备方法

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