CN116042984A - 一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法 - Google Patents

一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法 Download PDF

Info

Publication number
CN116042984A
CN116042984A CN202310087290.7A CN202310087290A CN116042984A CN 116042984 A CN116042984 A CN 116042984A CN 202310087290 A CN202310087290 A CN 202310087290A CN 116042984 A CN116042984 A CN 116042984A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
treatment
carrying
rolling
temperature
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.)
Granted
Application number
CN202310087290.7A
Other languages
English (en)
Other versions
CN116042984B (zh
Inventor
程兴旺
邱旭扬帆
王迎春
高冲
熊志平
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.)
Beijing Institute of Technology BIT
Original Assignee
Beijing Institute of Technology BIT
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 Beijing Institute of Technology BIT filed Critical Beijing Institute of Technology BIT
Priority to CN202310087290.7A priority Critical patent/CN116042984B/zh
Publication of CN116042984A publication Critical patent/CN116042984A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN116042984B publication Critical patent/CN116042984B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

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
    • C21D8/02—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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • 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
    • 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
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold 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
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B2001/221—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length by cold-rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B2001/225—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length by 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
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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)
  • 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‑Mo‑C系奥氏体低密度钢强度的方法，属于金属材料技术领域。首先将经冶炼和均匀化处理后得到的Fe‑Mn‑Al‑Mo‑C系钢锭进行固溶处理，随后取出进行热轧；然后在室温下进行轧制变形处理；嘴周进行二步分级时效处理，一级时效处理：在温度为750‑950℃下，保温1‑6h，冷却至室温；再进行二级时效处理：在温度为400‑600℃下，保温1‑6h，冷却至室温，得到一种弥散Mo2C与κ‑碳化物复合强化的Fe‑Mn‑Al‑Mo‑C系奥氏体低密度钢。通过对所述Fe‑Mn‑Al‑Mo‑C系钢在热轧固溶和冷轧变形后，进行两步分级时效处理，在奥氏体晶粒中形成细小弥散分布的位错绕过型Mo2C，与κ‑碳化物协同析出强化，显著提高了钢的强度并保持较好的塑性。

Description

一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法
技术领域
本发明涉及一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法，属于金属材料技术领域。
背景技术
在汽车用钢中，应用先进的高强度和低密度钢是降低燃料消耗和减少温室气体排放的关键措施。众所周知，在钢中添加Al可以显着降低其密度(每添加1wt％Al，密度降低约1.3％)，因此与传统钢相比，Fe-Mn-Al-C系奥氏体钢由于其优异的力学性能和较低的密度而受到广泛关注。这类钢的抗拉强度一般可达到800-1400MPa的水平，密度<7g/cm3，密度较传统钢材降幅超过10％，表现出良好的应用前景。然而，近几十年来，工程应用的持续发展，对钢的力学性能，特别是抗拉强度和塑性提出了更高的要求。
现有技术中，Fe-Mn-Al-C系低密度高强度钢的热处理工艺一般为固溶+时效处理，其目的主要在于首先通过固溶处理形成过饱和固溶体，再通过后续时效处理使纳米级κ-碳化物充分析出以提供显著的析出强化。对于仅依靠κ-碳化物强化的低密度钢，其抗拉强度的进一步提高有限。通过向Fe-Mn-Al-C系低密度高强度钢中添加Mo经固溶和时效处理后得到的Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢，可实现强度的提高，然而当Mo含量低于3wt％时，Mo均以固溶原子形式存在，强度较低。当Mo含量高于4wt％后，微米级Mo6C和Mo23C6在晶界析出，强度提高有限，且塑性较低，不利于实际应用。
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-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法，通过对所述Fe-Mn-Al-Mo-C系钢在热轧固溶和冷轧变形后，进行两步分级时效处理，在奥氏体晶粒中形成细小弥散分布的位错绕过型Mo2C，与κ-碳化物协同析出强化，显著提高钢的强度并保持较好的塑性。
本发明的目的通过以下技术方案实现：
一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法，方法步骤包括：
(1)热轧：将经冶炼和均匀化处理后得到的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢锭进行固溶处理，温度为1000-1150℃，保温时间1-3h，随后取出进行热轧，轧制压下量为50％-80％，终轧温度＞900℃，冷却至室温，得到轧板；
(2)冷轧：将所述轧板在室温下进行轧制变形处理，轧制压下量为50％-80％，得到薄板；
(3)热处理：将薄板进行二步分级时效处理，一级时效处理：在温度为750-950℃下，保温1-6h，冷却至室温；再进行二级时效处理：在温度为400-600℃下，保温1-6h，冷却至室温，得到一种弥散Mo2C与κ-碳化物复合强化的Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢。
优选的，步骤(1)中，以所述Fe-Mn-Al-Mo-C系低密度钢的总质量为100％计，所述钢的化学成分质量百分比为：C 1.0-1.8wt％，Al 6-10wt％，Mn 18-30wt％，Mo 1-5wt％，Nb≤0.1wt％，其余为Fe及其他不可避免的杂质元素。
优选的，步骤(1)中，以所述Fe-Mn-Al-Mo-C系低密度钢的总质量为100％计，所述钢的化学成分质量百分比为：C 1.2-1.6wt％，Al 7-10wt％，Mn 24-30wt％，Mo 1-5wt％，Nb≤0.1wt％，其余为Fe及其他不可避免的杂质元素。
优选的，步骤(1)中，Mo的质量百分比为3-4wt％。
优选的，步骤(1)中，冶炼时：按所述低密度钢的化学成分质量百分比称量选取原料，将原料装入炉中，抽真空至真空度<50Pa时，加热使原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后，在真空度<1Pa，温度为1600-1700℃时保温0.5-2h进行精炼，充分脱氧后在氩气保护下进行合金化，然后浇注并在真空下冷却得到钢锭；然后再将钢锭放入炉内，通氩气保护，压强为100-150Pa，加热至完全熔化后保温2-5h，冷却得到钢锭。
优选的，步骤(1)中，均匀化处理时：在温度不高于600℃时将冶炼得到的钢锭装入炉内，在温度为1150-1250℃时，保温2-6h，随炉冷却至室温得到均匀化处理后的钢锭。
优选的，步骤(1)中，固溶处理温度为1000-1100℃。
优选的，步骤(1)中，轧制压下量为60％-80％，终轧温度≥950℃。
优选的，步骤(3)中，一级时效温度为800-900℃，保温时间1-2h。
优选的，步骤(3)中，二级时效温度为450-550℃，保温时间2-4h。
有益效果：
本发明所述方法，首先对Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢进行热轧复合固溶处理，在1000-1150℃下，保温1-3h，使得原组织中存在的析出相完全分解，得到成分均匀的奥氏体组织，随后进行热轧，并始终控制终轧温度＞900℃，以保证热轧过程中Mo2C和κ-碳化物不会析出。热轧后水冷，使高温下成分均匀并包含一定密度位错的奥氏体组织保持下来，具有较好的塑性，以利于冷变形。之后，为了提高位错密度和在后续热处理过程中通过再结晶细化晶粒，对热轧后钢板在室温下冷轧，引入了高密度位错。冷轧后进行分级时效处理，一级时效处理在有利于Mo2C析出的750-950℃下进行，在高密度位错的促进作用下，基体上弥散析出细小的Mo2C，并发生再结晶现象。由于Mo2C的析出和再结晶过程交叉进行，析出的Mo2C粒子有效阻碍了再结晶晶粒的长大，大大细化了晶粒。二级时效在有利于κ-碳化物析出的400-600℃下进行，由于固溶于基体中的Mo元素具有提高κ-碳化物形成能的作用，以及Mo2C碳化物的析出消耗了基体中的C，κ-碳化物的析出受到抑制，因此二级时效过程中κ-碳化物在基体中以更为细小、弥散的形式析出。
本发明所述方法得到的Fe-Mn-Al-Mo-C系低密度钢充分利用了位错绕过型Mo2C的强化效果，并与更为细小的κ-碳化物协同析出强化，以及结合细晶强化，使该钢的抗拉强度达1700-1900MPa，延伸率保持在20％以上。
附图说明
图1为实施例5所述热轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系低密度钢的光学显微镜(OM)图。
图2为实施例5所述冷轧后的Fe-Mn-Al-Mo-C系低密度钢的OM图。
图3为实施例5所述二次时效后的Fe-Mn-Al-Mo-C系低密度钢的明场透射电子显微镜(BF-TEM)图。
图4为实施例5所述二次时效后的Fe-Mn-Al-Mo-C系低密度钢的暗场透射电子显微镜(DF-TEM)图。
具体实施方式
结合实施例对本发明作进一步说明。
拉伸试验设备：型号为INSTRON5985的电子万能材料试验机(美国英斯特朗)；
实施例中拉伸强度测试标准：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。
真空感应炉为锦州中真电炉有限责任公司生产的ZG-0.05真空感应炉；电渣炉为上海凯越自动化设备有限公司生产的0.5吨气氛保护电渣炉。根据本发明一种低密度超高强度钢的化学成分范围，制备39公斤的合金锭5炉。
表1为本发明实施例和对比例制得的所述低密度超高强度钢的化学成分质量百分比(wt％)。
表1
编号 炉号 C Mn Al Mo Nb P S O N Fe
实施例1 <![CDATA[1<sup>#</sup>]]> 1.4 27 10 2.0 0.10 0.003 0.0035 0.0019 0.0022 余量
实施例2 <![CDATA[2<sup>#</sup>]]> 1.0 26 6 1.0 0.04 0.004 0.004 0.0016 0.0020 余量
实施例3 <![CDATA[3<sup>#</sup>]]> 1.2 18 9 4.0 0.06 0.0035 0.003 0.0010 0.0030 余量
实施例4 <![CDATA[4<sup>#</sup>]]> 1.8 30 7 5.0 0.04 0.003 0.004 0.0015 0.0025 余量
实施例5 <![CDATA[5<sup>#</sup>]]> 1.3 26 8 3.0 0.03 0.0035 0.0035 0.0010 0.0025 余量
对比例1 <![CDATA[6<sup>#</sup>]]> 1.2 26 8 3.0 0.03 0.003 0.0035 0.0010 0.0025 余量
对比例2 <![CDATA[7<sup>#</sup>]]> 1.3 25 8 3.0 0.02 0.0035 0.002 0.0010 0.0030 余量
对比例3 <![CDATA[8<sup>#</sup>]]> 1.2 27 8 3.0 0.03 0.004 0.003 0.0016 0.0020 余量
实施例1
一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度方法，具体包括以下步骤：
(1)冶炼：按表1中1#炉所对应的所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料，首先进行真空熔炼：将原料装入真空感应炉中，抽真空至真空度＜50Pa时，送电加热，逐渐增加输入功率，至原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后，在真空度为＜1Pa，温度为1700℃时保温30分钟进行精炼，充分脱氧后在氩气保护下进行合金化，然后浇注并在真空下冷却，得到钢锭；再进行重熔：将钢锭放入电渣炉内，通氩气保护，压强为100Pa，送电加热，逐渐增加输入功率至84kW，保持该功率5小时，使钢锭完全熔化，最后冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理：在温度为600℃时将重熔后的钢锭装入炉内，在温度为1150℃时，保温3小时，随炉冷却至室温。
(3)热轧：将均匀化处理后的钢锭进行热轧，轧制前在热处理炉中进行1100℃固溶处理，保温时间1小时，随后取出进行热轧，终轧温度>950℃，经过3道次热轧下压量60％得到钢板，水冷至室温。
(4)冷轧：将热轧后的钢板，在室温中经过一道次轧制压下量70％得到薄板。
(5)热处理：将所述薄板首先送试样段加工得到拉伸试样毛坯，然后将拉伸试样毛坯进行一级时效处理：在温度为800℃下，保温2小时，在水中冷却至室温；再进行二级时效处理：在温度为450℃下，保温4小时，在空气中冷却至室温，得到一种Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢的拉伸试样毛坯。
所述热轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的OM测试和所述冷轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的OM测试结果表明，冷轧后所述钢的晶粒尺寸明显细化。
所述二步分级时效处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的TEM测试结果表明，轧制后所述钢中弥散分布有Mo2C碳化物颗粒(平均尺寸小于30nm)和κ碳化物(平均尺寸小于1nm)，且基体中存在大量位错。
实施例2
一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系低密度钢强度方法，具体包括以下步骤：
(1)冶炼：按表1中2#炉所对应的所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料，首先进行真空熔炼：将原料装入真空感应炉中，抽真空至真空度＜50Pa时，送电加热，逐渐增加输入功率，至原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后，在真空度为＜1Pa，温度为1700℃时保温30分钟进行精炼，充分脱氧后在氩气保护下进行合金化，然后浇注并在真空下冷却，得到钢锭；再进行重熔：将的钢锭放入电渣炉内，通氩气保护，压强为120Pa，送电加热，逐渐增加输入功率至87.5kW时钢锭完全熔化，保持该功率2小时，使钢锭完全熔化，最后冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理：在温度为600℃时将重熔后的钢锭装入炉内，在温度为1200℃时，保温2小时，随炉冷却至室温。
(3)热轧：将均匀化处理后的钢锭进行热轧，轧制前在热处理炉中进行1000℃固溶处理，保温时间3小时，随后取出进行热轧，终轧温度>950℃，经过3道次热轧下压量80％得到钢板，水冷至室温。
(4)冷轧：将热轧后的钢板，在室温中经过一道次轧制压下量50％得到薄板。
(5)热处理：将所述薄板首先送试样段加工得到拉伸试样毛坯，然后将拉伸试样毛坯进行一级时效处理：在温度为850℃下，保温1小时，在水中冷却至室温；再进行二级时效处理：在温度为550℃下，保温1小时，在空气中冷却至室温，得到一种Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢的拉伸试样毛坯。
所述热轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的OM测试和所述冷轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的OM测试结果表明，冷轧后所述钢的晶粒尺寸明显细化。
所述二步分级时效处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的TEM测试结果表明，轧制后所述钢中弥散分布的Mo2C碳化物颗粒(平均尺寸小于20nm)，κ碳化物(平均尺寸小于1nm)。
实施例3
一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度方法，具体包括以下步骤：
(1)冶炼：按表1中3#炉所对应的所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料，首先进行真空熔炼：将原料装入真空感应炉中，抽真空至真空度＜50Pa时，送电加热，逐渐增加输入功率，至原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后，在真空度为＜1Pa，温度为1650℃时保温1.5小时进行精炼，充分脱氧后在氩气保护下进行合金化，然后浇注并在真空下冷却，得到钢锭；再进行重熔：将钢锭放入电渣炉内，通氩气保护，压强为150Pa，送电加热，逐渐增加输入功率至86kW时钢锭完全熔化，保持该功率3小时，使钢锭完全熔化，最后冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理：在温度为600℃时将重熔后的钢锭装入炉内，在温度为1250℃时，保温3小时，随炉冷却至室温，均匀化处理后的钢锭。
(3)热轧：将均匀化处理后的钢锭进行热轧，轧制前在热处理炉中进行1050℃固溶处理，保温时间2小时，随后取出进行热轧，终轧温度>950℃，经过3道次热轧下压量70％得到钢板，水冷至室温。
(4)冷轧：将热轧后的钢板，在室温中经过一道次轧制压下量80％得到薄板。
(5)热处理：将所述薄板首先送试样段加工得到拉伸试样毛坯，然后将拉伸试样毛坯进行一级时效处理：在温度为900℃下，保温1小时，在水中冷却至室温；再进行二级时效处理：在温度为500℃下，保温2小时，在空气中冷却至室温，得到一种Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢的拉伸试样毛坯。
所述热轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的OM测试和所述冷轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的OM测试结果表明，冷轧后所述钢的晶粒尺寸明显细化。
所述二步分级时效处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的TEM测试结果表明，轧制后所述钢中弥散分布有大量Mo2C碳化物颗粒(平均尺寸小于30nm)和κ碳化物(平均尺寸小于1nm)，且基体中存在大量位错。
实施例4
一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度方法，具体包括以下步骤：
(1)冶炼：按表1中4#炉所对应的所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料，首先进行真空熔炼：将原料装入真空感应炉中，抽真空至真空度＜50Pa时，送电加热，逐渐增加输入功率，至原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后，在真空度为＜1Pa，温度为1600℃时保温2小时进行精炼，充分脱氧后在氩气保护下进行合金化，然后浇注并在真空下冷却，得到钢锭；再进行重熔：将钢锭放入电渣炉内，通氩气保护，压强为150Pa，送电加热，逐渐增加输入功率至87kW时钢锭完全熔化，保持该功率4小时，使钢锭完全熔化，最后冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理：在温度为600℃时将重熔后的钢锭装入炉内，在温度为1230℃时，保温1小时，随炉冷却至室温，均匀化处理后的钢锭。
(3)热轧：将均匀化处理后的钢锭进行热轧，轧制前在热处理炉中进行1050℃固溶处理，保温时间2h，随后取出进行热轧，终轧温度>950℃，经过3道次热轧下压量70％得到钢板，水冷至室温。
(4)冷轧：将热轧后的钢板，在室温中经过一道次轧制压下量60％得到薄板。
(5)热处理：将所述钢板首先送试样段加工得到拉伸试样毛坯，然后将拉伸试样毛坯进行一级时效处理：在温度为900℃下，保温1小时，在水中冷却至室温；再进行二级时效处理：在温度为550℃下，保温1小时，在空气中冷却至室温，得到一种Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢的拉伸试样毛坯。
所述热轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的OM测试和所述冷轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的OM测试结果表明，冷轧后所述钢的晶粒尺寸明显细化。
所述二步分级时效处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的TEM测试结果表明，轧制后所述钢中弥散分布有大量Mo2C碳化物颗粒(平均尺寸小于30nm)和κ碳化物(平均尺寸小于1nm)，且基体中存在大量位错。
实施例5
一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度方法，具体包括以下步骤：
(1)冶炼：按表1中5#炉所对应的所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料，首先进行真空熔炼：将原料装入真空感应炉中，抽真空至真空度＜50Pa时，送电加热，逐渐增加输入功率，至原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后，在真空度为＜1Pa，温度为1700℃时保温30分钟进行精炼，充分脱氧后在氩气保护下进行合金化，然后浇注并在真空下冷却，得到钢锭；再进行重熔：将钢锭放入电渣炉内，通氩气保护，压强为150Pa，送电加热，逐渐增加输入功率至87kW时钢锭完全熔化，保持该功率4小时，使钢锭完全熔化，最后冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理：在温度为600℃时将重熔后的钢锭装入炉内，在温度为1250℃时，保温3小时，随炉冷却至室温，均匀化处理后的钢锭。
(3)热轧：将均匀化处理后的钢锭进行热轧，轧制前在热处理炉中进行1100℃固溶处理，保温时间1小时，随后取出进行热轧，终轧温度>950℃，经过3道次热轧下压量70％得到钢板，水冷至室温。
(4)冷轧：将热轧后的钢板，在室温中经过一道次轧制压下量60％得到薄板。
(5)热处理：将所述钢板首先送试样段加工得到拉伸试样毛坯，然后将拉伸试样毛坯进行一级时效处理：在温度为850℃下，保温1小时，在水中冷却至室温；再进行二级时效处理：在温度为550℃下，保温2小时，在空气中冷却至室温，得到一种Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢的拉伸试样毛坯。
所述热轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的OM测试如图1所示，所述冷轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的OM测试如图2所示，结果表明，冷轧后所述钢的晶粒尺寸明显细化。
所述二步分级时效处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的TEM测试如图3和图4所示，结果表明，轧制后所述钢中弥散分布有大量Mo2C碳化物颗粒(平均尺寸小于30nm)和κ碳化物(平均尺寸小于1nm)，且基体中存在大量位错。
对比例1
一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度方法，具体包括以下步骤：
(1)冶炼：按表1中6#炉所对应的所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料，首先进行真空熔炼：将原料装入真空感应炉中，抽真空至真空度＜50Pa时，送电加热，逐渐增加输入功率，至原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后，在真空度为＜1Pa，温度为1700℃时保温30分钟进行精炼，充分脱氧后在氩气保护下进行合金化，然后浇注并在真空下冷却，得到钢锭；再进行重熔：将钢锭放入电渣炉内，通氩气保护，压强为150Pa，送电加热，逐渐增加输入功率至87kW时钢锭完全熔化，保持该功率4小时，使钢锭完全熔化，最后冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理：在温度为600℃时将重熔后的钢锭装入炉内，在温度为1250℃时，保温3小时，随炉冷却至室温，均匀化处理后的钢锭。
(3)热轧：将均匀化处理后的钢锭进行热轧，轧制前在热处理炉中进行1100℃固溶处理，保温时间1小时，随后取出进行热轧，终轧温度>950℃，经过3道次热轧下压量70％得到钢板，水冷至室温。
(4)热处理：将所述钢板首先送试样段加工得到拉伸试样毛坯，然后将拉伸试样毛坯进行一级时效处理：在温度为850℃下，保温1小时，在水中冷却至室温；再进行二级时效处理：在温度为550℃下，保温2小时，在空气中冷却至室温，得到一种Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢的拉伸试样毛坯。
热轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的OM测试结果表明，热轧后所述钢的晶粒尺寸较大(平均尺寸约45um左右)。
所述二步分级时效处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的TEM测试结果表明，轧制后所述钢中弥散分布有一定量Mo2C碳化物颗粒(平均尺寸>50nm)和κ碳化物(平均尺寸小于1nm)，且基体中位错密度明显降低。
对比例1和实施例5相比成分相近，区别在于对比例1制备方法中不含冷轧变形处理，因此晶粒尺寸未得到明显细化，并且基体中累积的位错密度较低，减少了Mo2C颗粒的形核位点，使钢中Mo2C的析出数量也相应减少，从而弱化了第二相强化及位错强化效果。
对比例2
一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度方法，具体包括以下步骤：
(1)冶炼：按表1中7#炉所对应的所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料，首先进行真空熔炼：将原料装入真空感应炉中，抽真空至真空度＜50Pa时，送电加热，逐渐增加输入功率，至原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后，在真空度为＜1Pa，温度为1700℃时保温30分钟进行精炼，充分脱氧后在氩气保护下进行合金化，然后浇注并在真空下冷却，得到钢锭；再进行重熔：将钢锭放入电渣炉内，通氩气保护，压强为150Pa，送电加热，逐渐增加输入功率至87kW时钢锭完全熔化，保持该功率4小时，使钢锭完全熔化，最后冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理：在温度为600℃时将重熔后的钢锭装入炉内，在温度为1250℃时，保温3小时，随炉冷却至室温，均匀化处理后的钢锭。
(3)热轧：将均匀化处理后的钢锭进行热轧，轧制前在热处理炉中进行1100℃固溶处理，保温时间1小时，随后取出进行热轧，终轧温度>950℃，经过3道次热轧下压量70％得到钢板，水冷至室温。
(4)冷轧：将热轧后的钢板，在室温中经过一道次轧制压下量60％得到薄板。
(4)热处理：将所述钢板首先送试样段加工得到拉伸试样毛坯，然后将拉伸试样毛坯进行一级时效处理：在温度为1050℃下，保温1小时，在水中冷却至室温；再进行二级时效处理：在温度为550℃下，保温2小时，在空气中冷却至室温，得到一种Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢的拉伸试样毛坯。
所述热轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的OM测试和所述冷轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的OM测试结果表明，冷轧后所述钢的晶粒尺寸明显细化。
所述二步分级时效处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的TEM测试结果表明，轧制后所述钢中几乎观察不到Mo2C碳化物颗粒，只存在κ碳化物(平均尺寸小于1nm)，且基体中不存在位错堆积。
对比例2和实施例5相比成分相近，区别在于对比例2制备方法中一级时效温度为1050℃，过高的时效温度已达到Mo2C的溶解温度，因此基体中最终析出的碳化物数量较低，并且基体中位错得到充分回复，从而弱化了第二相强化及位错强化效果。
对比例3
一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度方法，具体包括以下步骤：
(1)冶炼：按表1中8#炉所对应的所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料，首先进行真空熔炼：将原料装入真空感应炉中，抽真空至真空度＜50Pa时，送电加热，逐渐增加输入功率，至原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后，在真空度为＜1Pa，温度为1700℃时保温30分钟进行精炼，充分脱氧后在氩气保护下进行合金化，然后浇注并在真空下冷却，得到钢锭；再进行重熔：将钢锭放入电渣炉内，通氩气保护，压强为150Pa，送电加热，逐渐增加输入功率至87kW时钢锭完全熔化，保持该功率4小时，使钢锭完全熔化，最后冷却得到重熔后的钢锭。
(2)均匀化处理：在温度为600℃时将重熔后的钢锭装入炉内，在温度为1250℃时，保温3小时，随炉冷却至室温，均匀化处理后的钢锭。
(3)热轧：将均匀化处理后的钢锭进行热轧，轧制前在热处理炉中进行1100℃固溶处理，保温时间1小时，随后取出进行热轧，终轧温度>950℃，经过3道次热轧下压量70％得到钢板，水冷至室温。
(4)冷轧：将热轧后的钢板，在室温中经过一道次轧制压下量60％得到薄板。
(4)热处理：将所述钢板首先送试样段加工得到拉伸试样毛坯，然后将拉伸试样毛坯进行一级时效处理：在温度为850℃下，保温1小时，在水中冷却至室温；再进行二级时效处理：在温度为400℃下，保温2小时，在空气中冷却至室温，得到一种Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢的拉伸试样毛坯。
所述热轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的OM测试和所述冷轧处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的OM测试结果表明，冷轧后所述钢的晶粒尺寸明显细化。
所述二步分级时效处理后的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢的TEM测试结果表明，所述钢中弥散分布有大量Mo2C碳化物颗粒(平均尺寸小于30nm)，且基体中存在大量位错。
对比例3和实施例5相比成分相近，区别在于对比例3制备方法中二级时效温度为400℃，过低的时效温度导致其在保温过程中κ碳化物难以析出，弱化了κ碳化物的弥散强化效果。
将以上实施例和对比例中制得的拉伸式样毛坯经线切割及磨削加工成横截面尺寸为2×1mm，原始标距L0为8mm的拉伸试样，进行力学性能测试，结果如表2所示，Rp0.2表示屈服强度，Rm表示拉伸强度，A表示延伸率。
表2
实施例 炉号 <![CDATA[R<sub>p0.2</sub>/MPa]]> <![CDATA[R<sub>m</sub>/MPa]]> A/％ <![CDATA[密度/(g/cm<sup>3</sup>)]]>
实施例1 1# 1175 1780 41 6.6
实施例2 2# 1120 1715 38 6.8
实施例3 3# 1240 1880 27 6.7
实施例4 4# 1290 1920 21 6.9
实施例5 5# 1210 1825 25 6.8
对比例1 6# 1110 1688 29 6.8
对比例2 7# 1099 1580 43 6.8
对比例3 8# 1047 1650 35 6.8
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 (10)

1.一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法，其特征在于：方法步骤包括：
(1)热轧：将经冶炼和均匀化处理后得到的Fe-Mn-Al-Mo-C系钢锭进行固溶处理，温度为1000-1150℃，保温时间1-3h，随后取出进行热轧，轧制压下量为50％-80％，终轧温度＞900℃，冷却至室温，得到轧板；
(2)冷轧：将所述轧板在室温下进行轧制变形处理，轧制压下量为50％-80％，得到薄板；
(3)热处理：将薄板进行二步分级时效处理，一级时效处理：在温度为750-950℃下，保温1-6h，冷却至室温；再进行二级时效处理：在温度为400-600℃下，保温1-6h，冷却至室温，得到一种弥散Mo2C与κ-碳化物复合强化的Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢。
2.如权利要求1所述的一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法，其特征在于：步骤(1)中，以所述Fe-Mn-Al-Mo-C系低密度钢的总质量为100％计，所述钢的化学成分质量百分比为：C 1.0-1.8wt％，Al 6-10wt％，Mn18-30wt％，Mo 1-5wt％，Nb≤0.1wt％，其余为Fe及其他不可避免的杂质元素。
3.如权利要求1所述的一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法，其特征在于：步骤(1)中，以所述Fe-Mn-Al-Mo-C系低密度钢的总质量为100％计，所述钢的化学成分质量百分比为：C 1.2-1.6wt％，Al 7-10wt％，Mn24-30wt％，Mo 1-5wt％，Nb≤0.1wt％，其余为Fe及其他不可避免的杂质元素。
4.如权利要求2或3所述的一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法，其特征在于：步骤(1)中，Mo的质量百分比为3-4wt％。
5.如权利要求1所述的一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法，其特征在于：步骤(1)中，冶炼时：按所述低密度钢的化学成分质量百分比称量选取原料，将原料装入炉中，抽真空至真空度<50Pa时，加热使原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后，在真空度<1Pa，温度为1600-1700℃时保温0.5-2h进行精炼，充分脱氧后在氩气保护下进行合金化，然后浇注并在真空下冷却得到钢锭；然后再将钢锭放入炉内，通氩气保护，压强为100-150Pa，加热至完全熔化后保温2-5h，冷却得到钢锭。
6.如权利要求5所述的一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法，其特征在于：步骤(1)中，均匀化处理时：在温度不高于600℃时将冶炼得到的钢锭装入炉内，在温度为1150-1250℃时，保温2-6h，随炉冷却至室温得到均匀化处理后的钢锭。
7.如权利要求1所述的一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法，其特征在于：步骤(1)中，固溶处理温度为1000-1100℃。
8.如权利要求1所述的一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法，其特征在于：步骤(1)中，轧制压下量为60％-80％，终轧温度≥950℃。
9.如权利要求1所述的一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法，其特征在于：步骤(3)中，一级时效温度为800-900℃，保温时间1-2h；二级时效温度为450-550℃，保温时间2-4h。
10.一种Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢，其特征在于：所述钢通过权利要求1～9任意一项所述方法制备得到。
CN202310087290.7A 2023-02-09 2023-02-09 一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法 Active CN116042984B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202310087290.7A CN116042984B (zh) 2023-02-09 2023-02-09 一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202310087290.7A CN116042984B (zh) 2023-02-09 2023-02-09 一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN116042984A true CN116042984A (zh) 2023-05-02
CN116042984B CN116042984B (zh) 2024-05-24

Family

ID=86131296

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202310087290.7A Active CN116042984B (zh) 2023-02-09 2023-02-09 一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN116042984B (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN118086784A (zh) * 2024-04-26 2024-05-28 北京理工大学 一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢及其制备方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106244927A (zh) * 2016-09-30 2016-12-21 北京理工大学 一种低密度超高强度钢及其制备方法
CN112662931A (zh) * 2019-10-15 2021-04-16 中国石油化工股份有限公司 一种同时提高奥氏体钢强度和塑性的方法及其产品
CN112877606A (zh) * 2021-01-12 2021-06-01 钢铁研究总院 一种超高强全奥氏体低密度钢及制备方法
CN113025794A (zh) * 2021-03-09 2021-06-25 北京理工大学 一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法
CN114703429A (zh) * 2022-04-12 2022-07-05 燕山大学 一种Fe-Mn-Al-C系奥氏体轻质钢及其制备方法
CN114807772A (zh) * 2022-04-29 2022-07-29 燕山大学 一种时效强化的高强韧轻质钢及其制造方法
WO2022206915A1 (zh) * 2021-04-02 2022-10-06 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度≥590MPa的低碳低合金高成形性双相钢及热镀锌双相钢及其制造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106244927A (zh) * 2016-09-30 2016-12-21 北京理工大学 一种低密度超高强度钢及其制备方法
CN112662931A (zh) * 2019-10-15 2021-04-16 中国石油化工股份有限公司 一种同时提高奥氏体钢强度和塑性的方法及其产品
CN112877606A (zh) * 2021-01-12 2021-06-01 钢铁研究总院 一种超高强全奥氏体低密度钢及制备方法
CN113025794A (zh) * 2021-03-09 2021-06-25 北京理工大学 一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法
WO2022206915A1 (zh) * 2021-04-02 2022-10-06 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度≥590MPa的低碳低合金高成形性双相钢及热镀锌双相钢及其制造方法
CN114703429A (zh) * 2022-04-12 2022-07-05 燕山大学 一种Fe-Mn-Al-C系奥氏体轻质钢及其制备方法
CN114807772A (zh) * 2022-04-29 2022-07-29 燕山大学 一种时效强化的高强韧轻质钢及其制造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN118086784A (zh) * 2024-04-26 2024-05-28 北京理工大学 一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN116042984B (zh) 2024-05-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN106244927B (zh) 一种低密度超高强度钢及其制备方法
JP2004143482A (ja) 高強度冷間成形ばね用鋼線とその製造方法
CN106399858B (zh) 一种低密度Ti3Al增强超高强度钢及其制备方法
US20220275472A1 (en) 600 mpa grade non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof
CN110157988A (zh) 一种高纯、均质稀土冷轧辊用钢合金材料及制备方法
CN103173678A (zh) 一种转子用无取向硅钢及其制造方法
CN114411043B (zh) 一种大型热锻热作模具钢的制备方法
CN111394639A (zh) 一种高耐磨齿轮钢的制造方法
WO2019105041A1 (zh) 磁性优良的无取向电工钢板及其制造方法
CN116042984B (zh) 一种提高Fe-Mn-Al-Mo-C系奥氏体低密度钢强度的方法
CN111961981A (zh) 一种铁路扣件用60Si2Mn弹簧钢及其制备方法
CN108624820A (zh) 强塑积大于45GPa·%的汽车用高强韧钢及制备方法
CN111172373A (zh) 一种低碳钢热处理工艺
CN113322365B (zh) 一种同时提高低碳低合金钢强度和塑性的方法
CN113025794B (zh) 一种提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢强度的方法
CN114480984A (zh) 一种Ti合金化低密度高强钢及其制备方法
CN116288020A (zh) 一种Fe-Mn-Al-Ni-Mo-C高强度奥氏体低密度钢及其制备方法
CN115537672B (zh) 一种屈服强度大于1000 MPa的低成本奥氏体钢及其温轧制备工艺
CN117702001A (zh) 一种Fe-Mn-Al-V-C超高强度奥氏体低密度钢及其制备方法
CN115323275B (zh) 一种高强高韧的稀土温轧低碳低锰trip钢及其制备方法
CN115341130B (zh) 制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法
CN114000038B (zh) 一种改性4Cr5MoSiV1热作模具钢及其制备方法
CN115821169B (zh) 一种高强钢及其制备方法与应用
CN115216703B (zh) 一种超高强度低密度钢及其制备方法
CN118086784A (zh) 一种高强高韧高塑性的Fe-Mn-Al-Mo-C奥氏体低密度钢及其制备方法

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