CN114807782B

CN114807782B - 一种弥散强化的超高强高塑轻质钢及其制造方法

Info

Publication number: CN114807782B
Application number: CN202210463966.3A
Authority: CN
Inventors: 王青峰; 刘日平; 张新宇; 王子若; 王子童; 胡文俊; 杨证; 李英梅
Original assignee: Yanshan University
Current assignee: Yanshan University
Priority date: 2022-04-29
Filing date: 2022-04-29
Publication date: 2023-02-28
Anticipated expiration: 2042-04-29
Also published as: CN114807782A

Abstract

一种弥散强化的超高强高塑轻质钢及其制造方法，属于奥氏体轻质高强钢冶炼制造技术领域，所述超高强高塑轻质钢的化学成分按质量百分数包括：Mn 30~34%，Al 12~13%，C 1.30~1.40%，Si 1.10‑1.50%，Cr 4~7%，Mo 0.01~3%，Ni 1~8%，La 0.05~1%，B 0.0001~0.005%，P≤0.015%，S≤0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质。该超高强高塑轻质钢的制造方法中包含以下步骤：冶炼铸锭、控温轧制、淬火固溶。本发明通过添加Mo、Ni、La元素，调控κ碳化物析出、改善高温铁素体δ的形态，同时优化加工工艺，使得钢材具备低磁、高强、高韧的特性。

Description

一种弥散强化的超高强高塑轻质钢及其制造方法

技术领域

本发明属于奥氏体轻质高强钢冶炼制造技术领域，具体涉及一种弥散强化的超高强高塑轻质钢及其制造方法。

背景技术

着社会经济的不断发展，汽车、高铁、船舶等各类交通运载装备越来越多，带来能耗也越来越高，进而导致排放问题日益突出。现有的排放解决方案是：一是采用清洁能源代替燃油动力，二是通过交通运载装备本身减重从而减轻油耗。但由于清洁能源使用的关键性技术迟迟无法攻破，因而交通运载装备轻量化设计成为解决问题实现节能环保的重要举措。众多海洋船舶等装备的轻量化对海洋环境保护、节能降耗尤为重要。为此，Fe-Mn-Al-C系合金钢通过加入轻量化元素Al（一般5%以上）以降低材料密度，同时加入适量Mn、C等奥氏体稳定化元素，成为一种奥氏体轻质钢，极有可能兼具轻质化及高强塑性等多项高性能，是一种应用前景广阔的结构功能一体化钢铁材料。

中国发明专利CN109136761A公开了一种980MP级高延性低密度汽车用奥氏体钢，其原料化学成分质量百分比(％)为： 0.5％~1.0％C、0.2％~0.5％Si 、 12％~16％Mn、 5％~8％Al、0 .1％~0 .3％Ti 、0 .02％~0 .04％Ce。该专利汽车用奥氏体钢的生产方法包括铁水连铸—粗轧—精轧—冷却—卷取—冷轧—连续退火—平整，工艺较为复杂，不适合大批量生产，且Al含量较低减重效果不明显，C含量较低使钢材的强度较低。

综上所述，现有Fe-Mn-Al-C系轻质钢相关专利和文献所涉及的技术，缺乏对低密度高强度奥氏体轻质钢的制造方法，为此有必要探索间距低密度与高强塑性的结构功能一体化的钢铁材料和制造方法。

发明内容

针对上述技术问题，本发明提供了一种弥散强化的超高强高塑轻质钢及其制造方法，通过添加Mo、Ni、La元素，调控κ碳化物析出、改善高温铁素体δ的形态，同时优化加工工艺，使得钢材具备低磁、高强、高韧的特性。

本发明采用的技术方案是：一种弥散强化的超高强高塑轻质钢，所述超高强高塑轻质钢的化学成分按质量百分数包括：Mn 30~34%，Al 12~13%，C 1.30~1.40%，Si 1.10-1.50%，Cr 4~7%，Mo 0.01~3%，Ni 1~8%，La 0.05~1%，B 0.0001~0.005%，P≤0.015%，S≤0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质。

本发明中Mn、Al、C的重量百分比满足：8.15-0.101Al-0.41C-0.0085Mn＜6.3。所述超高强高塑轻质钢组织以奥氏体为基体组织，含有少量δ铁素体及碳化物析出。所述超高强高塑轻质钢的密度ρ＜6.3g/cm³、屈服强度≥1085MPa、抗拉强度≥1167MPa、延伸率≥20%。

此外，本发明还提供了一种弥散强化的超高强高塑轻质钢的制造方法，包括以下步骤：

1）冶炼铸锭按照超高强高塑轻质钢的组成成分设计要求进行投料，采用真空感应炉冶炼或电弧炉-精炼炉-真空脱气炉三联法冶炼并浇注成铸锭坯料；

所述超高强高塑轻质钢的组成成分按质量百分数包括：Mn 30~34%，Al 12~13%，C1.30~1.40%，Si 1.10-1.50%，Cr 4~7%，Mo 0.01~3%，Ni 1~8%，La 0.05~1%，B 0.0001~0.005%，P≤0.015%，S≤0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质；

其中，精炼炉中精炼时间至少30min，真空脱气炉中真空脱气10-30min，浇注时钢水温度控制在1380～1500℃，铸锭坯料浇注完成后1h内脱模，脱模后的铸锭坯料以1～4℃/h的降温速度缓冷至室温；

2）控温轧制对步骤1）所得坯料切除冒口后，以20～30℃/h的升温速度缓慢加热至1140~1170℃，保温4h以上且使坯料完全均匀后出炉轧制，开轧温度为1120～1140℃，以6-20mm的道次压下量进行轧制，终轧温度≥1020℃；

3）淬火固溶将步骤2）所得的轧件直接送入层流水或水槽，以≥35℃/s的冷速进行淬火固溶，入水温度≥1000℃，终冷温度≤50℃。

在步骤1）和步骤2）之间增设对铸锭坯料锻造成形的工序，锻造成形的方法为：

铸锭坯料以15～20℃/h的升温速度缓慢加热至1100~1140℃，保温10h以上至充分均匀化以后，按整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造；

每当锻件发生温降至接近950℃时，回炉升温至1100~1140℃，加热时间不少于1h，直到锻成适合于轧制的板状坯料，终锻温度≥990℃；锻造结束后将板状坯料缓冷至室温。

在本发明成分设计中：

Mn：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。Mn还起到固溶强化的作用，可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，有助于改善钢的塑韧性与耐蚀性。但是，随着锰含量增加，钢材中的晶粒粗大化、热导率急剧下降、线胀系数上升，可导致钢材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，表明Mn的含量不易多加。本发明设定Mn的质量百分比含量为30~34%。

Al：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显著提高钢的耐腐蚀性能和强度。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。因此，本发明设定Al的质量百分比含量为12.00~13.00%。

C：C是非常显著的奥氏体稳定化和固溶强化元素，提高C含量，可扩大奥氏体相区和提高强度。但是，过多的C会与Mn、Al形成沿晶κ脆性相，从而不利于钢的耐蚀性和塑韧性。为保证800MPa级别及稳定奥氏体组织，本发明设定C的质量百分比含量为1.30~1.40%。

Si：Si是有效的脱氧元素和固溶强化元素，提高Si含量，可提高强度。但是，过多的Si降低碳在奥氏体中的溶解度，使δ相和κ碳化物数量增多，冲击韧性和耐蚀性相应下降。因此，本发明设定Si的质量百分比含量为1.10-1.50%。

Cr：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含量可同时提高耐蚀性及塑韧性。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，本发明设定Cr的质量百分比含量为4.00~7.00%。

Mo：Mo延缓了时效过程中κ碳化物析出的动力学过程，在κ碳化物中Mo取代Fe在能量上是不利的。Mo元素对碳的增加固溶效果更优于Cr，对提高奥氏体的淬火稳定性更显著。因此，本发明设定Mo的质量百分比含量为0.01~3.00%。

Ni：Ni可抑制碳从奥氏体中脱溶，抑制沿晶碳化物的析出，同时Ni改善抗氧化性能，增加Ni含量可同时提高耐蚀性及低温韧性，但Ni是贵重元素，不宜多加。因此，本发明设定Ni的质量百分比含量为1.00~8.00%。

La：稀土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。因此，本发明设定La的质量百分比含量为0.05~1.00%%。

B：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。因此，本发明设定B的质量百分比含量为0.0001~0.005%。

P：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，本发明钢将P的含量限定为≤0.012%。

S：S易形成MnS夹杂物，增加热脆性，降低塑韧性，因此，本发明钢将S的含量限定为≤0.003%。

采用本发明产生的有益效果：（1）本发明通过添加Mo、Ni、La元素，调节κ碳化物的析出行为，合理控制Al、C、Si与Mn轻量化元素以及Cr、B等元素含量，有效降低了钢的密度，改变高温铁素体δ的形态，同时保证钢材具有较高强度、塑韧性和良好的综合力学性能，其密度ρ＜6.3g/cm³、屈服强度≥1085MPa、抗拉强度≥1167MPa、延伸率≥20%；（2）本发明的低密度奥氏体钢，经过冶炼、铸造、锻造、热轧淬火工艺，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，适宜应用在航空航天飞行器、坦克装甲等武器装备等重要领域，具有良好的应用前景；（3）本发明的低密度钢基体组织为奥氏体，Mn、C元素极大地提高奥氏体组织稳定性保证其低磁性，同时，控制高温铁素体δ含量，促进低密度高强奥氏体钢强度和塑韧性的配合。

附图说明

图1为实施例3的组织SEM图；

图2为实施例1的TEM图；

图3是实施例1的图TEM的衍射花样标定；

图4是对比例1的显微组织图；

图5是对比例2的显微组织图；

图6是对比例3的显微组织图。

具体实施方式

本发明提供了一种弥散强化的超高强高塑轻质钢，所述超高强高塑轻质钢的化学成分按质量百分数包括：Mn 30~34%，Al 12~13%，C 1.30~1.40%，Si 1.10-1.50%，Cr 4~7%，Mo 0.01~3%，Ni 1~8%，La 0.05~1%，B 0.0001~0.005%，P≤0.015%，S≤0.003%；其余为Fe和不可避免的杂质。

本发明中Mn、Al、C的重量百分比满足：8.15-0.101Al-0.41C-0.0085Mn＜6.3。所述超高强高塑轻质钢组织以奥氏体为基体组织，含有少量δ铁素体及碳化物析出。所述超高强高塑轻质钢的密度ρ≤6.3g/cm³、屈服强度≥1050MPa、抗拉强度≥1150MPa、延伸率≥20%。

所述超高强高塑轻质钢的组成成分按质量百分数包括：Mn 30~34%，Al 12~13%，C1.30~1.40%，Si 1.10-1.50%，Cr 4~7%，Mo 0.01~3%，Ni 1~8%，La 0.05~1%，B 0.0001~0.005%，P≤0.015%，S≤0.003%；其余为Fe和不可避免的杂质；

2）控温轧制对步骤1）所得坯料切除冒口后，以20～30℃/h的升温速度缓慢加热至1140~1170℃，保温4h以上，使坯料完全均匀后出炉轧制，开轧温度为1120～1140℃，以6-20mm的道次压下量进行轧制，终轧温度≥1020℃；

下面结合具体实施例详细阐述本发明。

本发明实施例1~5，选取电解锰、铝粒、增碳剂、工业纯铁等高纯度材料，按下表1成分进行配料。实施例1~5的成分设计中，为保证密度指标，Mn、Al、C的重量百分比满足8.15-0.101Al-0.41C-0.0085Mn＜6.3。

实施例1~3采用的制造方法为冶炼铸锭、控温轧制、淬火固溶三个步骤，实施例4~5采用的制造方法为冶炼铸锭、锻造成形、控温轧制、淬火固溶四个步骤。

1）冶炼铸锭工艺要点：根据表1实施例成分将相应配比所需原料置入真空感应熔炼炉的镁砂坩埚中，降低炉内真空度至2×10^-2Pa以下，在完全熔解高纯铁后充入高纯氩气作为保护气体至3×10⁴Pa，所述熔炼的过程中进行搅拌，冶炼得到钢液。

将得到的钢液注入铸铁模具中，钢水浇铸温度在1380～1500℃，在模铸的同时进行惰性气体保护浇铸，浇铸后出炉冷却至室温，脱模得到低密度钢铸锭坯料。

2）锻造成形工艺要点：将得到的低密度钢铸锭坯料加热到1100～1140℃并保温，保温时间为10h以上，按整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造成形，始锻温度为1080~1160℃，当锻件发生温降至接近930℃时，回炉升温至1100～1140℃，终锻温度为≥990℃，锻后直接冷却至室温得到低密度钢板状坯料。

3）控温轧制工艺要点：将得到的低密度钢板状坯料加热到1140～1180℃并保温，保温时间为3~5h，随后进行多道次轧制变形，热轧的开轧温度为1120~1160℃，并控制轧制变形的累计变形量为60~95%，热轧的终轧温度为≥1000℃，轧后直接水冷至室温，得到低密度钢热轧钢板。

4）淬火固溶将工艺要点：得到的低密度钢热轧钢板在1050~1150℃下保温1~5h后水冷至室温，水冷速度要求在15~50℃/s，得到固溶态低密度奥氏体钢；

从合金板上加工出标准拉伸试样，由此获得其力学性能相关数据如下表2所示；从合金板上加工出标准冲击试样，进行-40℃低温冲击试验；从合金板上利用线切割取密度测试试样，利用阿基米德原理测定其密度值。

本发明的对比例1

根据表1对比例成分将相应配比所需原料置入真空感应熔炼炉的镁砂坩埚中，降低炉内真空度至2×10^-2Pa以下，在完全熔解高纯铁后充入高纯氩气作为保护气体至3×10⁴Pa，所述熔炼的过程中进行搅拌，冶炼得到钢液。

将得到的钢液注入铸铁模具中，钢水浇铸温度在1350～1480℃，在模铸的同时进行惰性气体保护浇铸，浇铸后出炉冷却至室温，脱模得到低密度钢铸锭坯料；

将得到的低密度钢铸锭坯料加热到1160~1250℃并保温，保温时间为4~8h，随后进行多道次轧制变形，热轧的开轧温度为1100~1160℃，并控制轧制变形的累计变形量为60~95%，热轧的终轧温度为980~1040℃，轧后直接水冷至室温，得到低密度钢热轧钢板；

将得到的低密度钢热轧钢板在1050~1150℃下保温1~5h后水冷至室温，水冷速度要求在15~50℃/s，得到固溶态低密度奥氏体钢；

本发明的对比例2

将得到的低密度钢铸锭坯料加热到1160~1250℃并保温，保温时间为4~15h，始锻温度为1100~1160℃，终锻温度为980~1100℃，锻后直接水冷至室温得到低密度钢钢板状坯料；

将得到的低密度钢钢板状坯料加热到1160~1250℃并保温，保温时间为4~8h，随后进行多道次轧制变形，热轧的开轧温度为1100~1160℃，并控制轧制变形的累计变形量为60~95%，热轧的终轧温度为980~1040℃，轧后直接水冷至室温，得到低密度钢热轧钢板；

本发明的对比例3

将得到的低密度钢铸锭坯料加热到1160~1250℃并保温，保温时间为4~15h，始锻温度为1100~1160℃，终锻温度为980~1100℃，锻后直接水冷至室温得到低密度钢板状坯料；

将得到的低密度钢板状坯料加热到1160~1250℃并保温，保温时间为4~8h，随后进行多道次轧制变形，热轧的开轧温度为1100~1160℃，并控制轧制变形的累计变形量为60~95%，热轧的终轧温度为980~1040℃，轧后直接水冷至室温，得到低密度钢热轧钢板；

实施例及对比例成分见下表1所示。

表1 实施例和对比例的成分

表2 实施例和对比例的力学性能

由实施例1~5及对比例1~3综合分析可得，实施例3的组织SEM图（见附图1），观察到在奥氏体集体上分布的少量δ铁素体，实施例1的TEM图（见附图2），是奥氏体中的泰勒晶格，说明了本发明钢铁材料的强化方式；对实施例1的TEM的衍射花样标定（见附图3），标定结果说明图中分布有κ碳化物，因其尺寸较小观察不到。通过扫描电镜与透射电镜的显微分析，说明了本发明材料的组织组成，除了弥散分布的δ铁素体，在晶内也弥散分布着κ碳化物，这些弥散分布的δ铁素体与κ碳化物起到了强化的作用，使材料的屈服强度较高，在1050MPa以上。

由于对比例1缺少锻造工艺、对比例2缺少固溶工艺、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、晶内高温铁素体δ较多等问题出现，δ铁素体作为一种脆性相，在对比例中δ铁素体的长度在几百μ以上，且分布密集见图4、5和6，这种不加控制的尺寸与分布形态对材料的强度产生了不利影响。

Claims

1.一种弥散强化的超高强高塑轻质钢的制造方法，其特征在于所述制造方法包括以下步骤：

所述超高强高塑轻质钢的组成成分按质量百分数包括：Mn 30~34%，Al 12~13%，C 1.30~1.40%，Si 1.10-1.50%，Cr 4~7%，Mo 0.01~3%，Ni 1~8%，La 0.05~1%，B 0.0001~0.005%，P≤0.015%，S≤0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质；

所述超高强高塑轻质钢中Mn、Al、C的重量百分比满足：8.15-0.101(Wt%Al)-0.41(Wt%C)-0.0085(Wt%Mn)＜6.3；

所述超高强高塑轻质钢的密度ρ＜6.3g/cm³、屈服强度≥1085MPa、抗拉强度≥1167MPa、延伸率≥20%；

3）淬火固溶将步骤2）所得的轧件直接送入层流水或水槽，以≥35℃/s的冷速进行淬火固溶，入水温度≥1000℃，终冷温度≤50℃；

将步骤1）得到的铸锭坯料进行锻造成形，锻造成形的方法为：

2.根据权利要求1所述的弥散强化的超高强高塑轻质钢的制造方法，其特征在于所述超高强高塑轻质钢组织以奥氏体为基体组织，含有少量δ铁素体及碳化物析出。