CN114875318B - 一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢及其制造方法 - Google Patents
一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢及其制造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN114875318B CN114875318B CN202210463766.8A CN202210463766A CN114875318B CN 114875318 B CN114875318 B CN 114875318B CN 202210463766 A CN202210463766 A CN 202210463766A CN 114875318 B CN114875318 B CN 114875318B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- percent
- low
- temperature
- steel
- equal
- 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
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
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- 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
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- 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
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- 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
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- 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
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- 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
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- 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
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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 Steel (AREA)
Abstract
一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢及其制造方法,属于奥氏体‑铁素体轻质钢或奥氏体‑铁素体低密度钢的技术领域,所述低密度高强韧钢的化学成分按质量百分比包括:Mn 29~33%,Al 11.40~11.90%,C 1.09~1.14%,Si 0.70~1.00%,Cr 2.00~3.90%,Ti 0.01~0.30%,Ce 0.05~0.10%,La 0.01~0.05%,N 0.01~0.05%,P≤0.012%,S≤0.003%,其余为Fe和不可避免的杂质。该低密度高强韧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。本发明通过复合添加稀土元素,改善高温铁素体δ的形态,获得组织均匀的高强高韧新型低磁轻质奥氏体钢。
Description
技术领域
本发明属于奥氏体-铁素体轻质钢或奥氏体-铁素体低密度钢的技术领域,主要针对高强韧性无磁要求的装备或结构物,具体涉及一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢及其制造方法。
背景技术
随着工业生产领域快速发展,能耗过高带来的生态环境污染问题也日益严重。其解决方案,一方面是采用清洁能源代替燃油动力,另一方面是通过结构装备减重从而减轻油耗与污染,因此,结构装备轻量化是节能环保的一个重要举措。众多大中型型变压器、电磁铁、除铁器、磁选机、选矿设备等不导磁部件的轻量化对环境保护、节能降耗尤为重要,同时还必须高度重视相应钢材在电气工况下的低磁性要求。为此,Fe-Mn-Al-C系合金钢通过向钢中添加轻质元素Al以降低材料密度,同时添加适量Mn、C等奥氏体稳定化元素,成为奥氏体轻质钢,可以用作无磁钢使用,兼具轻质化、高强塑韧性、低磁性等多项性能,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CN110592487A公开的“一种700MPa级奥氏体铁素体双相低密度铸钢及其制备方法”,其成分质量百分数为:0.01-1.00%C、0.1-0.2%Si、10.0-25.0%Mn、10.0-15.0%Al、0.01-1.0%V、0.01-1.0%Nb、0.01-1.0%Ti、≤0.01%S、≤0.02%P,余量为Fe及不可避免的杂质。虽然该轻质双相钢Al含量较高、密度较低,但Mn、C元素含量较低,不能保证奥氏体稳定性与低磁性要求,且强度级别也较低。
中国发明专利CN110747399A公开的“一种高屈强比高锰高铝无磁钢板的控轧控冷生产方法”,其成分质量百分数为:0.14-0.20%C、≤0.50%Si、21.50-25.50%Mn、≤0.030%S、≤0.030%P、1.50-2.50%Al、0.04-0.10%V、≤1.0%Cr+Ni,余量为Fe及不可避免的杂质。其Al含量很低,轻量化严重不足,且C含量低,强度级别较低。
中国发明专利CN108486492A公开的“1200MPa级高强度高塑性低密度及其制造方法”,其成分质量百分数为:0.7-1.0%C、13-20%Mn、8-11%Al、1-4%Ni、≤0.1%Si、≤0.01%S、≤0.01%P、0-0.1%Ti、0-0.1%Nb、0-0.15%V,余量为Fe及不可避免的杂质。其Mn元素含量较低,且制备温度过低,析出相过多,不能保证奥氏体稳定性、低磁性与塑韧性要求。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,要么钢中的Al含量很低而本质上不属于轻质钢,要么因Mn、Al、C等比例调控较差导致奥氏体稳定性和低磁性不足,要么因Al较高而易形成δ、κ脆性相且导致塑韧性均有不足。为此,有必要探索高强塑韧合金化与低磁奥氏体轻量化等新技术,使这类奥氏体轻质钢获得高强、低磁、高塑韧性的卓越综合性能。
发明内容
针对上述技术问题,本发明提供一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢及其制造方法,通过复合添加稀土元素,改善高温铁素体δ的形态,获得组织均匀的高强高韧新型低磁轻质奥氏体钢。
本发明采用的技术方案是:一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢,所述低密度高强韧钢的化学成分按质量百分比包括:Mn 29~33%,Al 11.40~11.90%,C 1.09~1.14%,Si 0.70~1.00%,Cr 2.00~3.90%,Ti 0.01~0.30%,Ce 0.05~0.10%,La 0.01~0.05%,N 0.01~0.05%,P≤0.012%,S≤0.003%,其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明中的Al、C、Cr的重量百分比满足:0.7((3Al+Cr)-25C)/C<7;Mn、Al、C重量百分比满足:8.15-0.101Al-0.41C-0.0085Mn<6.5。
此外,本发明还提供了一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢的制造方法,包括以下步骤:
1)冶炼铸锭按照低密度高强韧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;
所述低密度高强韧钢的组成成分按质量百分比包括:Mn 29~33%,Al 11.40~11.90%,C 1.09~1.14%,Si 0.70~1.00%,Cr 2.00~3.90%,Ti 0.01~0.30%,Ce 0.05~0.10%,La 0.01~0.05%,N 0.01~0.05%,P≤0.012%,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5~8℃/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25~35℃/h的升温速度缓慢加热至1150~1190℃,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≥1000℃;
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≥25℃/s的冷速进行淬火固溶,入水温度≥980℃,终冷温度≤100℃。
在步骤1)和步骤2)之间增设铸锭坯料的锻造成形工序,铸锭坯料的锻造成形工序为:
将步骤1)所得铸锭坯料,以20~25℃/h的升温速度缓慢加热至1110~1150℃,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1110~1150℃,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≥970℃;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。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。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。因此,本发明钢将Mn含量限定为29~33%。
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≤6.5g/cm3需要添加11.4%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。因此,本发明钢将Al含量限定为11.40~11.90%。
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,可以调控奥氏体双相钢的组织并提高强度。但是,过多的C会与Mn、Al形成沿晶κ脆性相,从而不利于钢的塑韧性。因此,本发明钢将C含量限定为1.09~1.14%。
Si:Si是有效的脱氧元素和固溶强化元素,提高Si含量,可减少钢中氧化物夹杂、相应减轻点蚀,同时提高强度。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,冲击韧性相应下降。因此,本发明钢将Si含量限定为0.70~1.00%。
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含量限定为2.0~3.9%。
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,本发明设定Ti的质量百分比含量为0.01~0.30%。
Ce/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Ce/La的质量百分比含量分别为Ce:0.05~0.10%,La:0.01~0.05%。
N: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,本发明设定N的质量百分比含量为0.01~0.05%。
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)本发明使用稀土元素符合添加的方法,通过改善高温铁素体δ的形态,合理调配Al、C、Si与Mn轻量化元素以及Cr、Ti、N等元素含量,有效降低了钢的密度,同时保证试验钢钢具有较高强度,并兼顾塑韧性,使钢具有良好的综合力学性能,其ρ<6.5g/cm3,屈服强度≥830MPa,抗拉强度≥970MPa,断后延伸率≥35%,-40℃KV2≥70J;(2)本发明的低密度奥氏体钢经过冶炼铸锭、开坯锻造、控温轧制、直接淬火固溶工艺,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,适宜应用在对断裂要求高的军民两用结构钢等重要领域,具有良好的应用前景;(3)本发明生产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,且便于实现工业化流程生产。
附图说明
图1是实施例1的金相图;
图2是实施例3的金相图;
图3是对比例1的金相图;
图4是对比例2的金相图;
图5是对比例3 的金相图;
图6是对比例3的低温冲击断口图。
具体实施方式
本发明提供了一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢,所述低密度高强韧钢的化学成分按质量百分比包括:Mn 29~33%,Al 11.40~11.90%,C 1.09~1.14%,Si 0.70~1.00%,Cr2.00~3.90%,Ti 0.01~0.30%,Ce 0.05~0.10%,La 0.01~0.05%,N 0.01~0.05%,P≤0.012%,S≤0.003%,其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明中的Al、C、Cr的重量百分比满足:0.7((3Al+Cr)-25C)/C<7;Mn、Al、C重量百分比满足:8.15-0.101Al-0.41C-0.0085Mn<6.5。
本发明的组织以奥氏体为基体,含有少量δ铁素体及Ti(C,N)。所述低密度高强韧钢的密度ρ<6.5g/cm3,屈服强度ReL≥829MPa,抗拉强度Rm≥985MPa,延伸率≥39%,-40℃KV2冲击功≥76J。
此外,本发明还提供了一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢的制造方法,包括以下步骤:
1)冶炼铸锭按照低密度高强韧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;
所述低密度高强韧钢的组成成分按质量百分比包括:Mn 29~33%,Al 11.40~11.90%,C 1.09~1.14%,Si 0.70~1.00%,Cr 2.00~3.90%,Ti 0.01~0.30%,Ce 0.05~0.10%,La 0.01~0.05%,N 0.01~0.05%,P≤0.012%,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5~8℃/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25~35℃/h的升温速度缓慢加热至1150~1190℃,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≥1000℃;
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≥25℃/s的冷速进行淬火固溶,入水温度≥980℃,终冷温度≤100℃。
在步骤1)和步骤2)之间增设铸锭坯料的锻造成形工序,铸锭坯料的锻造成形工序为:
将步骤1)所得铸锭坯料,以20~25℃/h的升温速度缓慢加热至1110~1150℃,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1110~1150℃,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≥970℃;锻造结束后将板状坯料缓冷至室温。
下面结合具体实施例详细阐述本发明。
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成分进行配料冶炼试验钢作为实施例1~5。实施例1~5的成分设计中,为控制高温铁素体δ含量,Al、C、Cr的重量百分比满足0.7((3Al+Cr)-25C)/C<7;为保证低密度,Mn、Al、C重量百分比满足8.15-0.101Al-0.41C-0.0085Mn<6. 5。
实施例1~3涉及的制造方法包括冶炼铸锭、控温轧制、淬火固溶三个步骤,实施例4~5涉及的制造方法包括冶炼铸锭、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。
2)锻造成形工艺要点:将得到的低密度钢铸锭加热到1110~1150℃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1110~1150℃,终锻温度为≥970℃,锻后直接冷却至室温得到低密度钢锻坯。
3)控温轧制工艺要点:将得到的低密度钢锻坯加热到1150~1190℃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1100~1150℃,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,得到热轧态低密度钢奥氏体钢板。
4)淬火固溶将工艺要点:将得到热轧态低密度钢奥氏体钢板直接送入层流水或水槽,以≥25℃/s的冷速进行淬火固溶,入水温度≥980℃,终冷温度≤100℃,得到低密度钢板。
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℃,在模铸浇注的同时进行惰性气体保护浇铸注,浇铸注完成后1h脱模出炉冷却至室温,脱模以5~10℃/h的冷速缓冷至室温得到低密度钢铸锭;
将得到的低密度钢铸锭以40~45℃/h的升温速度缓慢加热到1160~1200℃并保温,保温时间为10~15h,始锻温度为1120~1160℃,按整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造,终锻温度为960℃以上,低于此温度时回炉升温至1160~1200℃,加热时间不少于1.5h,直到锻成适合于轧制的板状坯料,锻后直接冷却至室温得到低密度钢锻坯;
将得到的低密度钢锻坯以40~45℃/h的升温速度缓慢加热到1160~1200℃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≥1000℃,轧后直接水冷至室温,得到热轧态低密度奥氏体钢板;
得到的低密度钢红热轧板直接送入层流水或水槽冷却,入水温度≥960℃,冷速≥20℃/s,终冷温度≤200℃,得到低密度钢板。
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2
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℃,在模铸浇注的同时进行惰性气体保护浇铸注,浇铸注完成后1h脱模出炉冷却至室温,脱模以5~10℃/h的冷速缓冷至室温得到低密度钢铸锭;
将得到的低密度钢铸锭以40~45℃/h的升温速度缓慢加热到1160~1200℃并保温,保温时间为10~15h,始锻温度为1120~1160℃,按整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造,终锻温度为960℃以上,低于此温度时回炉升温至1160~1200℃,加热时间不少于1.5h,直到锻成适合于轧制的板状坯料,锻后直接冷却至室温得到低密度钢锻坯;
将得到的低密度钢锻坯以40~45℃/h的升温速度缓慢加热到1160~1200℃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≥1000℃,轧后直接水冷至室温,得到热轧态低密度奥氏体钢板;
得到的低密度钢红热轧板直接送入层流水或水槽冷却,入水温度≥960℃,冷速≥20℃/s,终冷温度≤200℃,得到低密度钢板。
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3
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℃,在模铸浇注的同时进行惰性气体保护浇铸注,浇铸注完成后1h脱模出炉冷却至室温,脱模以5~10℃/h的冷速缓冷至室温得到低密度钢铸锭;
将得到的低密度钢铸锭以40~45℃/h的升温速度缓慢加热到1160~1200℃并保温,保温时间为10~15h,始锻温度为1120~1160℃,按整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造,终锻温度为960℃以上,低于此温度时回炉升温至1160~1200℃,加热时间不少于1.5h,直到锻成适合于轧制的板状坯料,锻后直接冷却至室温得到低密度钢锻坯;
将得到的低密度钢锻坯以40~45℃/h的升温速度缓慢加热到1160~1200℃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≥1000℃,轧后直接水冷至室温,得到热轧态低密度奥氏体钢板;
将得到的低密度钢红热轧板直接送入层流水或水槽冷却,入水温度≥960℃,冷速≥20℃/s,终冷温度≤200℃,得到低密度钢板。
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。
实施例和对比例的成分见下表1所示。
表1 实施例和对比例对的成分
表2 实施例和对比例的力学性能
实施例1~5中Mn、Al、C配比合理,且有高温碳化物Ti元素和稀土元素La、Ce,又经过锻造与较优的轧制固溶工艺,δ铁素体相含量较少(参看附图1和2),约占5%,对基体强度提升最为显著,且δ相形态弥散,长度在100~300μm,奥氏体晶粒细化均在20~30μm,δ相可以与基体奥氏体协调变形,在提升强度的同时还能保证优异的塑韧性能。
对比例1从附图3金相组织中看出夹杂物含量高,组织均匀性差,高温δ铁素体长条状较明显,长度接近毫米级别,降低了其与基体奥氏体相的结合力,冲击大幅下降,强度也有降低,性能较差。
对比例2中Al元素较低,达不到密度要求,C含量过高且缺少锻造工艺,虽然附图4金相组织中的高温δ铁素体含量减少,但是相应的碳化物较多,组织均匀性下降,奥氏体晶粒尺寸增大至30~40μm,延伸率大幅下降的同时,强度和冲击也有降低,综合性能较差。
对比例3中没有添加La、Ce稀土元素,无法调控高温铁素体相形态,在轧制成形后,从附图5的金相组织中可以看出δ铁素体贯穿整个试样,长度达到毫米级别,这种δ铁素体使材料性能各向异性较大,严重阻碍材料应用,并且从附图6低温冲击断口上可以看到贯穿的撕裂,对冲击性能产生不利影响。且δ铁素体含量过高,约占20%,δ相强化效果减弱,反而大幅降低材料强度。
Claims (2)
1.一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢,其特征在于所述低密度高强韧钢的化学成分按质量百分比包括:Mn 29~33%,Al 11.40~11.90%,C 1.09~1.14%,Si 0.70~1.00%,Cr 2.00~3.90%,Ti 0.01~0.30%,Ce 0.05~0.10%,La 0.01~0.05%,N 0.01~0.05%,P≤0.012%,S≤0.003%,其余为Fe和不可避免的杂质;
所述低密度高强韧钢中的Al、C、Cr的重量百分比满足:0.7((3Al+Cr)-25C)/C<7;
所述低密度高强韧钢中的Mn、Al、C重量百分比满足:8.15-0.101Al-0.41C-0.0085Mn<6.5;
所述低密度高强韧钢的屈服强度ReL≥829MPa,抗拉强度Rm≥985MPa,延伸率≥39%,-40℃KV2冲击功≥76J;
所述低密度高强韧钢的密度ρ<6.5g/cm3。
2.基于权利要求1所述弥散δ相强化的低密度高强韧钢的制造方法,其特征在于所述低密度高强韧钢的制造方法包含以下步骤:
1)冶炼铸锭按照低密度高强韧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;
所述低密度高强韧钢的组成成分按质量百分比包括:Mn 29~33%,Al 11.40~11.90%,C1.09~1.14%,Si 0.70~1.00%,Cr 2.00~3.90%,Ti 0.01~0.30%,Ce 0.05~0.10%,La 0.01~0.05%,N 0.01~0.05%,P≤0.012%,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5~8℃/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25~35℃/h的升温速度缓慢加热至1150~1190℃,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≥1000℃;
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≥25℃/s的冷速进行淬火固溶,入水温度≥980℃,终冷温度≤100℃;
在步骤1)和步骤2)之间增设铸锭坯料的锻造成形工序,铸锭坯料的锻造成形工序为:
将步骤1)所得铸锭坯料,以20~25℃/h的升温速度缓慢加热至1110~1150℃,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1110~1150℃,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≥970℃;锻造结束后将板状坯料缓冷至室温。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN202210463766.8A CN114875318B (zh) | 2022-04-29 | 2022-04-29 | 一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢及其制造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN202210463766.8A CN114875318B (zh) | 2022-04-29 | 2022-04-29 | 一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢及其制造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
CN114875318A CN114875318A (zh) | 2022-08-09 |
CN114875318B true CN114875318B (zh) | 2023-03-24 |
Family
ID=82671691
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
CN202210463766.8A Active CN114875318B (zh) | 2022-04-29 | 2022-04-29 | 一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢及其制造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
CN (1) | CN114875318B (zh) |
Families Citing this family (1)
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 |
Family Cites Families (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN110819908B (zh) * | 2019-11-18 | 2021-03-23 | 燕山大学 | 一种高强低密度奥氏体钢及其制备方法 |
CN112877606B (zh) * | 2021-01-12 | 2022-03-08 | 钢铁研究总院 | 一种超高强全奥氏体低密度钢及制备方法 |
CN113088826B (zh) * | 2021-02-25 | 2022-07-29 | 钢铁研究总院有限公司 | 一种微合金化高强韧低密度钢及其制备方法 |
CN114107830B (zh) * | 2021-11-19 | 2022-11-11 | 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 |
-
2022
- 2022-04-29 CN CN202210463766.8A patent/CN114875318B/zh active Active
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN114875318A (zh) | 2022-08-09 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CN109136653B (zh) | 用于核电设备的镍基合金及其热轧板的制造方法 | |
CN108796363B (zh) | 适应大变形及冲压加工的高表面质量覆铝基板用钢及其生产方法 | |
CN106756517B (zh) | 一种用于极地船舶的钢板及其制造方法 | |
CN109628850A (zh) | 一种多用途全奥氏体低密度钢及制备方法 | |
CN111218621A (zh) | 一种超高强塑积trip钢及其制备方法 | |
CN114807772B (zh) | 一种时效强化的高强韧轻质钢及其制造方法 | |
CN112813360B (zh) | 一种低碳Cr-Ni-Al系高强韧耐蚀钢及其制备方法 | |
CN114561517B (zh) | 一种低密度高塑韧性钢及其制备方法和应用 | |
CN114921732A (zh) | 一种多相强化超高强马氏体时效不锈钢及其制备方法 | |
CN113774281A (zh) | 一种2000MPa级高塑韧性高耐蚀马氏体时效不锈钢及其制备方法 | |
CN115261737B (zh) | 一种空冷高强韧轻质奥氏体钢及其制备方法 | |
CN110951946B (zh) | 一种低密度钢的热处理工艺及其制备方法 | |
CN112281066A (zh) | 一种高屈服强度lng储罐用高锰中厚板及其制备方法 | |
CN113667905A (zh) | 一种超高强高性能马氏体时效不锈钢及其温轧制备方法 | |
CN113930672A (zh) | 一种耐腐蚀高强度的不锈钢及其制造方法 | |
CN114875318B (zh) | 一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢及其制造方法 | |
CN113774288A (zh) | 一种超高强高性能中厚板马氏体时效不锈钢及其制备方法 | |
CN113774291A (zh) | 一种超低碳高性能马氏体时效不锈钢及其制备方法 | |
CN114752864B (zh) | 一种低密度超高强度高塑性钢及其制备方法和应用 | |
CN114752866B (zh) | 一种耐腐蚀抗低温冲击奥氏体轻质钢及其制备方法和应用 | |
CN115710668A (zh) | 一种强塑积48GPa%级中锰钢成分设计及制备方法 | |
CN104109811A (zh) | Mn-Cr-V系超高强度无磁钢及其生产方法 | |
CN114807782B (zh) | 一种弥散强化的超高强高塑轻质钢及其制造方法 | |
CN114892084B (zh) | 一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢及其制造方法 | |
CN110846594B (zh) | 一种含铜超低碳贝氏体钢及其制备方法 |
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 | ||
GR01 | Patent grant | ||
GR01 | Patent grant |