CN116065081A - 一种1000MPa级低密度钢棒材及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种1000MPa级低密度钢棒材及其制备方法，涉及钢铁冶金及金属材料加工技术领域，所述方法包括：步骤S1、将合金原料按照成分配比进行真空冶炼和浇铸，得到铸锭；步骤S2、将所述铸锭进行高温均匀化处理后精修，得到精修铸锭；步骤S3、将所述精修铸锭进行预加热和锻造工艺处理，得到锻棒；步骤S4、将所述锻棒进行固溶、淬火和时效处理，得到1000MPa级低密度钢棒材。本发明所制备的Fe‑12Mn‑8.5Al‑0.3C低密度钢是一种奥氏体低密度钢，具有良好的强度与塑性，密度为6.98g/cm3，相比普通钢材减重效果达10.5％，具有较高的强度又能够保持一定的塑韧性，适用于制造汽车零部件，可有效减轻汽车自重，达到汽车轻量化的效果，使其应用范围更加广泛。

Description

一种1000MPa级低密度钢棒材及其制备方法
技术领域
本发明涉及钢铁冶金及金属材料加工技术领域，尤其是涉及一种1000MPa级低密度钢棒材及其制备方法。
背景技术
近年来，随着我国经济和科技的进步，汽车已经成为现代人的生活必需品之一，融入到我们生活的各个方面。我国汽车保有量逐年俱增，促使了汽车工业快速发展，同时汽车尾气排放的一氧化碳、一氧化氮、碳氢化合物等污染物导致大气中的PM2.5超标，严重影响空气环境质量。研究表明，一辆汽车的自重每减少10％，其燃油消耗可以减少6％至8％，尾气排放可降低5％至6％；而每减少1L的燃油消耗，会少排放2.45Kg的二氧化碳。由于节能环保的需要，汽车轻量化已经成为世界汽车发展的潮流。有研究表明，钢材的密度仅需降低10％就可以保持甚至显著提高钢材在汽车工业中应用的优越性和竞争力。
从材料选择角度出发，目前汽车轻量化途径主要有两条：一是使用轻质材料，例如使用低密度的铝及铝合金、镁及镁合金、工程塑料等，但此类轻质材料由于自身强度很低，严重限制了在汽车受力及承重部件中的应用。二是使用超高强度钢替代传统钢材，降低钢板厚度以减轻车身重量，但高强钢板成形后容易产生回弹，回弹量远大于传统低碳钢板，而且材料特性描述较为复杂很难得到控制。上世纪30年代Ton和Korter首次提出了低密度钢的概念，他们在铁中加入相对分子质量较低的锰和铝元素组成Fe-Mn-Al系低密度钢，并做出了淬火后的相图。1958年Ham和Cairns开发出了成本低廉的Fe-34Mn-10Al-0.76C奥氏体低密度钢，其抗拉强度达到了750MPa。Cr-Ni系不锈钢需要加入大量铬和镍等金属，而当时世界上95.1％的铬在南非和津巴布韦这两个国家，铬成为了极稀缺元素，铬、镍元素的加入造成不锈钢生产成本很高。新开发出的奥氏体低密度钢具有优良耐腐蚀性和抗氧化性，低密度钢不仅有成本上的优势，同时还有密度低的发展潜力，Ham等人提出使用廉价Fe-Mn-Al系低密度钢替代价格昂贵的Cr-Ni不锈钢，这成为上世纪50年代汽车工业及钢铁工业领域热门课题。进入20世纪90年代以来，环境污染问题备受人们的关注，各个领域对于节能、轻量化的要求越来越高。实现轻量化一种有发展潜力的研发思路是：开发出一种集低密度与高强韧兼备的钢种—低密度钢(low-densitysteel)，因此低密度钢又成为各国热门研究的课题。有学者指出，把一定量铝、锰、硅和碳等轻量化元素加入钢中，在合金成分及热处理工艺优化的基础上，可以得到一种低密度和高强韧兼备的新型钢种，这样就可以在不牺牲汽车结构件强度与刚度的前提下有效减轻汽车自身重量。据相关研究可知，在Fe-Mn-Al-C系低密度钢中，当Al含量为2.5％-6.0％时，钢的密度小于7.5g/cm3，减重为4.5％；当Al含量为6.0％-10.0％时，钢的密度可小于7.2g/cm3，减重可大于8.3％；当Al含量为10.0％-15.0％时，钢的密度可小于6.5g/cm3，减重可达到17.2％。
专利CN104928569A，公开了“一种800MPa级高延展性的低密度钢及其制造方法”，该方法通过采用冶炼、铸造、热轧、酸洗、冷轧及连续退火工艺制备了一种抗拉强度＞800MPa，断后延伸率＞25％的钢板，该方法是通过轧制变形的手段改善低密度钢的综合力学性能，但其抗拉强度未超过1000MPa，力学性能较低，影响低密度钢在轻量化中的应用。
专利CN110592487A，公开了“700MPa级奥氏体铁素体双相低密度铸钢及其制备方法”，该方法制备的低密度铸钢的化学成分质量百分比为：C：0.01～1.0％、Si：0.1～0.2％、Mn：10.0～25.0％、Al：10.0～15.0％、V：0.01～1.0％、Nb：0.01～1.0％、Ti：0.01～1.0％、S≤0.01％、P≤0.02％，其余为Fe和不可避免的杂质；同时Mn与Al的重量百分比满足25％≤Mn+Al≤35％；Nb、V与Ti的重量百分比满足0.05％≤Nb+V+Ti≤0.5％。该方法通过中频感应炉冶炼，并通过固溶与时效处理得到700MPa级奥氏体铁素体双相低密度铸钢，其制备工艺简单，但得到的低密度钢力学性能较低，其抗拉强度＜1000MPa，不适用于制造对力学性能有更高要求的部件，在轻量化的应用中会严重受到限制。
Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢是一种奥氏体低密度钢，密度为6.98g/cm3，相比普通钢材减重效果达10.5％，具有较高的强度又能够保持一定的塑韧性，适用于制造汽车零部件，可有效减轻汽车自重，达到汽车轻量化的效果。然而现有低密度钢力学性能较低，普遍低于1000MPa，严重影响该材料在汽车轻量化中的应用。
发明内容
本发明目的在于提供一种1000MPa级低密度钢棒材及其制备方法，通过真空冶炼得到了Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢铸锭，通过添加Al元素有效降低了材料的密度，并通过锻造加工提升了材料的综合力学性能，使其抗拉强度＞1000MPa；本发明所制备的Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢是一种奥氏体低密度钢，具有良好的强度与塑性，密度为6.98g/cm3，相比普通钢材减重效果达10.5％，具有较高的强度又能够保持一定的塑韧性，适用于制造汽车零部件，可有效减轻汽车自重，达到汽车轻量化的效果，使其应用范围更加广泛。
根据本公开的一个方面，提供了一种1000MPa级低密度钢棒材的制备方法，所述制备方法包括如下步骤：
步骤S1、将合金原料按照成分配比进行真空冶炼和浇铸，得到铸锭；
步骤S2、将所述铸锭进行高温均匀化处理后精修，得到精修铸锭；
步骤S3、将所述精修铸锭进行预加热和锻造工艺处理，得到锻棒；
步骤S4、将所述锻棒进行固溶、淬火和时效处理，得到1000MPa级低密度钢棒材。
在一种可能的实现方式中，步骤S1中，
所述真空冶炼条件为抽真空至1pa～10pa；
所述浇铸温度为1500℃～1650℃；
所述铸锭直径为200mm～250mm。
在一种可能的实现方式中，步骤S2中，
所述高温均匀化处理包括：温度为1200℃～1300℃，保温时间为10h～15h；
所述精修铸锭直径为200mm～230mm。
在一种可能的实现方式中，步骤S3中，所述预加热包括：
加热温度为1100℃～1200℃，保温时间为3h～5h。
在一种可能的实现方式中，步骤S3中，所述锻造工艺处理包括：
将预加热后的精修铸锭间隔10s～120s后进行第一趟锻造，得到方坯；
将所述方坯间隔1s～15s后进行第二趟锻造，得到锻棒。
在一种可能的实现方式中，所述第一趟锻造过程中：
精修铸锭的送进速度为0.3m/s～0.5m/s；
旋转送进角度为90°/锤；
锻造锤击频率为80次/分～100次/分；
方坯直径为80mm～100mm。
在一种可能的实现方式中，所述第二趟锻造过程中：
所述方坯的送进速度为0.3m/s～0.5m/s；
旋转送进角度为30°/锤；
锻造锤击频率为80次/分～100次/分；
锻棒直径为50mm～60mm。
在一种可能的实现方式中，步骤S4中，
所述固溶处理包括：固溶温度为900～1200℃，保温时间为1h～3h；
所述淬火处理包括：淬火介质为水，介质初始温度25℃～50℃；
所述时效处理包括：时效温度为300℃～600℃，保温时间为1h～10h。
根据本公开的一个方面，提供了一种1000MPa级Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢棒材，所述低密度钢棒材的组分及质量百分含量为：
C：0.31％～0.34％；Mn：12.1％～12.5％；Al：8.51％～8.55％；Ni：10.0％～15.0％；P：0.005％～0.008；S：0.001％～0.002％；H：0.0004％～0.0005％；O：0.001％～0.008％；N：0.003％～0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
本发明的技术效果和优点：
第一，本发明使用真空感应炉对原材料进行熔化、精炼，在真空条件下，没有空气和炉渣污染，金属不易挥发氧化，能够精准地控制和调整Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢的化学成分，同时真空冶炼也创造了良好的去气的条件，可以用碳进行脱氧，脱氧产物是气体，同时熔池中存在一定的电磁搅拌，可以促进钢水成分和温度均匀，使钢中的夹杂物上浮，从而得到高品质的Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢铸锭。
第二，高温均匀化处理是将Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢铸锭加热至低于固相线的温度下长时间保温，然后缓慢冷却以消除枝晶偏析及化学成分不均匀现象的热处理工艺。由于钢液冷却速度较快，Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢铸锭冷凝后的组织处于不同程度的非平衡状态，主要表现为产生枝晶偏析，由于偏析的存在，造成铸锭各部分的成分相差较大，从而使相变过程产生差异，它将导致大型铸锭组织与性能极不均匀，同时产生很大的组织应力，偏析形成的带状组织将导致低密度钢的机械性能严重恶化。均匀化处理的目的就是消除铸锭在凝固过程中产生的枝晶偏析及区域偏析，并可以使粗大的初生相溶入到基体中，使Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢成分和组织均匀化，提高材料的强韧性。
第三，本发明通过大量试验，对Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢高温均匀化、锻造及固溶、时效的工艺参数进行了严格的控制，最终使Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢的抗拉强度≥1000MPa，屈服强度≥900MPa，断后伸长率≥30％，密度≤7g/cm3，相比普通钢材减重效果达10％，使Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢不仅具有较低的密度，同时也具备良好的综合力学性能。
本发明的其它特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分地从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在说明书、权利要求书以及附图中所指出的结构来实现和获得。
附图说明
此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本公开的实施例，并与说明书一起用于解释本公开的原理。显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本公开的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明示例性实施例的一种1000MPa级低密度钢棒材的制备方法流程图；
图2为本发明示例性实施例的Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢棒材的应力-应变曲线示意图；
图3为本发明示例性实施例的Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢棒材的拉伸断口扫描电镜图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
附图中所示的流程图仅是示例性说明，不是必须包括所有的步骤。例如，有的步骤还可以分解，而有的步骤可以合并或部分合并，因此实际执行的顺序有可能根据实际情况改变。
本申请的说明书和权利要求书及上述附图中的术语“第一”、“第二”等是用于区别类似的对象，而不必用于描述特定的顺序或先后次序。应该理解这样使用的数据在适当情况下可以互换，以便这里描述的本申请的实施例例如能够以除了在这里图示或描述的那些以外的顺序实施。
此外，术语“包括”和“具有”以及他们的任何变形，意图在于覆盖不排他的包含，例如，包含了一系列步骤或子模块的过程、方法、系统、产品或设备不必限于清楚地列出的那些步骤或子模块，而是可包括没有清楚地列出的或对于这些过程、方法、产品或设备固有的其它步骤或子模块。
图1为本发明示例性实施例的一种1000MPa级低密度钢棒材的制备方法流程图，如图1所示，本发明公开了一种1000MPa级Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢棒材的制备方法，包括：
步骤S1、将合金原料按照成分配比进行真空冶炼和浇铸，得到铸锭；
步骤S2、将所述铸锭进行高温均匀化处理后精修，得到精修铸锭；
步骤S3、将所述精修铸锭进行预加热和锻造工艺处理，得到锻棒；
步骤S4、将所述锻棒进行固溶、淬火和时效处理，得到1000MPa级低密度钢棒材。
在本发明的步骤S1中，将真空感应炉抽真空至1pa～10pa，优选为1pa；出钢浇铸温度为1500℃～1650℃，优选为1500℃；浇铸成直径为200mm～250mm的铸锭，优选为230mm。
在本发明的步骤S2中，均匀化处理温度为1200℃～1300℃，优选为1250℃；保温时间为10h～15h，优选为15h；高温均匀化处理的铸锭空冷至室温后扒皮，然后精修成直径200mm～230mm的铸锭，优选为200mm。
在本发明的步骤S3中，锻造前将精修铸锭在马弗炉中进行预加热，预加热温度设置为1100℃～1200℃，优选为1150℃；铸锭表面温度和心部温度均控制在±10℃以内，保温时间为3h～5h，优选为5h。
进一步地，精修铸锭从出炉到第一趟开锻的时间间隔为10s～120s，优选为60s；第一趟锻造过程的送进速度控制在0.3m/s～0.5m/s，优选为0.5m/s；旋转送进角度为90°/锤；锻造锤击频率控制在80次/分～100次/分，优选为100次/分，通过控制锤击频率，使铸锭表面温升控制在0℃～20℃，心部温升控制在20℃以下；第一趟最终将铸锭锻造成80mm～100mm的方坯，优选为90mm的方坯；
第一趟锻造完成后，锻造第二趟，第一趟结束至第二趟开锻的时间间隔为1s～15s；第二趟锻造过程的送进速度控制在0.3m/s～0.5m/s，优选为0.5m/s；旋转送进角度为30°/锤；锻造锤击频率控制在80次/分～100次/分，优选为100次/分，通过控制锤击频率，使铸锭表面温升控制在0℃～20℃，心部温升控制在15℃以下；第二趟结束最终得到的锻件尺寸为直径为50mm～60mm的锻棒，优选为50mm。
在本发明的步骤S4中，锻棒的固溶及时效处理在马弗炉内进行，先进行固溶处理，固溶温度为900～1200℃，优选为1000℃；保温1h～3h，优选为2h；采用水作为淬火介质，淬火介质初始温度25℃～50℃；淬火后5h内进行时效处理，时效温度为300℃～600℃，优选为450℃；保温1h～10h，优选为5h；然后出炉空冷，最后得到1000MPa级Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢棒材。
基于上述方法，本发明还提供了一种1000MPa级Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢棒材，所述低密度钢棒材的组分及质量百分含量为：
C：0.31％～0.34％；Mn：12.1％～12.5％；Al：8.51％～8.55％；Ni：10.0％～15.0％；P：0.005％～0.008；S：0.001％～0.002％；H：0.0004％～0.0005％；O：0.001％～0.008％；N：0.003％～0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
实施例：
一种1000MPa级低密度钢棒材的制备方法，具体包括如下步骤：
步骤S1：将合金原料按照成分配比装入坩埚，将真空感应炉抽真空至1pa，随后通电将合金原料完全熔化，在出钢前对其成分进行检测并微调，经成分检测合格后即可出钢，出钢浇铸温度为1550℃，浇铸成直径为230mm的铸锭，随炉缓冷后得到铸锭，该铸锭的主要成分及其质量百分含量见表1。
表1铸锭的成分及其质量百分含量
元素 Mn Al C Ni O N H P S Fe
含量 12.0 8.5 0.3 10.1 0.002 0.003 0.0005 0.005 0.002 余量
步骤S2：以真空感应炉熔炼获得的直径为230mm的铸锭为基锭进行高温均匀化处理，均匀化处理温度为1250℃，保温时间为15h；高温均匀化处理的铸锭空冷至室温后扒皮，然后精修成直径200mm的精修铸锭；
步骤S3：锻造前将精修铸锭在马弗炉中进行预加热，预加热温度设置为1150℃之间，铸锭表面温度和心部温度均控制在±10℃以内，保温时间为5h；
将预加热后的精修铸锭出炉进行锻造，锻造工艺为一次加热2趟锻造，最终得到的直径为50mm的Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢棒材，铸锭从出炉到第一趟开锻的时间间隔为60s；第一趟锻造过程的送进速度控制为0.5m/s；旋转送进角度为90°/锤；锻造锤击频率为100次/分，通过控制锤击频率，使铸锭表面温升控制在0℃～20℃，心部温升控制在20℃以下，第一趟最终将铸锭锻造为90mm的方坯；
第一趟锻造完成后，锻造第二趟，第一趟结束至第二趟开锻的时间间隔为5s；第二趟锻造过程的送进速度为0.5m/s；旋转送进角度为30°/锤；锻造锤击频率为100次/分，通过控制锤击频率，使铸锭表面温升控制在0℃～20℃，心部温升控制在15℃以下；第二趟结束最终得到的锻件尺寸为直径为50mm的Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢棒材；
步骤S4：锻棒的固溶及时效处理在马弗炉内进行，先进行固溶处理，固溶温度为1000℃，保温2h，采用水作为淬火介质，淬火介质初始温度25℃～50℃；淬火后5h内进行时效处理，时效温度为450℃，保温5h，然后出炉空冷，最后得到1000MPa级Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢棒材，其组分及质量百分含量为：
C：0.32％；Mn：12.3％；Al：8.52％；Ni：10.1％；P：0.005％；S：0.002％；H：0.0005％；O：0.002％；N：0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
图2为本发明示例性实施例的Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢棒材的应力-应变曲线示意图，由图2可以看出，应力-应变曲线无明显的屈服平台，呈现出连续屈服变形并具有较高的塑性变形能力。图3为本发明实施例的Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢的拉伸断口扫描电镜图，由图3可以看出断口均有韧窝出现，为韧性断裂，说明本发明Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢棒材的塑韧性良好。
通过万能拉伸试验机参考GB/T228.1-2010国家标准做成直径为5mm的拉伸试棒，测定本实施例制备的试样的力学性能；利用洛氏硬度计参考GB/T230.2-2012国家标准测定本实施例制备的试样的硬度；利用精密天平测定本实施例制备的试样的密度。其硬度、抗拉强度、屈服强度、断后伸长率、密度如表2所示。
表2本实施例制备的试样的各项性能
Figure BDA0004002676340000081
从表2可知，采用本发明的方法制备的Fe-12Mn-8.5Al-0.3C低密度钢棒材，具有较高的强塑性及较低的密度，可更好替代汽车的结构件，降低整车质量，达到很好的轻量化效果。
最后应说明的是：以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，对于本领域的技术人员来说，其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种1000MPa级低密度钢棒材的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括如下步骤：
步骤S1、将合金原料按照成分配比进行真空冶炼和浇铸，得到铸锭；
步骤S2、将所述铸锭进行高温均匀化处理后精修，得到精修铸锭；
步骤S3、将所述精修铸锭进行预加热和锻造工艺处理，得到锻棒；
步骤S4、将所述锻棒进行固溶、淬火和时效处理，得到1000MPa级低密度钢棒材。
2.根据权利要求1所述的一种1000MPa级低密度钢棒材的制备方法，其特征在于，步骤S1中，
所述真空冶炼条件为抽真空至1pa～10pa；
所述浇铸温度为1500℃～1650℃；
所述铸锭直径为200mm～250mm。
3.根据权利要求1所述的一种1000MPa级低密度钢棒材的制备方法，其特征在于，步骤S2中，
所述高温均匀化处理包括：温度为1200℃～1300℃，保温时间为10h～15h；
所述精修铸锭直径为200mm～230mm。
4.根据权利要求1所述的一种1000MPa级低密度钢棒材的制备方法，其特征在于，步骤S3中，所述预加热包括：
加热温度为1100℃～1200℃，保温时间为3h～5h。
5.根据权利要求1所述的一种1000MPa级低密度钢棒材的制备方法，其特征在于，步骤S3中，所述锻造工艺处理包括：
将预加热后的精修铸锭间隔10s～120s后进行第一趟锻造，得到方坯；
将所述方坯间隔1s～15s后进行第二趟锻造，得到锻棒。
6.根据权利要求5所述的一种1000MPa级低密度钢棒材的制备方法，其特征在于，所述第一趟锻造过程中：
精修铸锭的送进速度为0.3m/s～0.5m/s；
旋转送进角度为90°/锤；
锻造锤击频率为80次/分～100次/分；
方坯直径为80mm～100mm。
7.根据权利要求5所述的一种1000MPa级低密度钢棒材的制备方法，其特征在于，所述第二趟锻造过程中：
所述方坯的送进速度为0.3m/s～0.5m/s；
旋转送进角度为30°/锤；
锻造锤击频率为80次/分～100次/分；
锻棒直径为50mm～60mm。
8.根据权利要求1所述的一种1000MPa级低密度钢棒材的制备方法，其特征在于，步骤S4中，
所述固溶处理包括：固溶温度为900～1200℃，保温时间为1h～3h；
所述淬火处理包括：淬火介质为水，介质初始温度25℃～50℃；
所述时效处理包括：时效温度为300℃～600℃，保温时间为1h～10h。
9.一种1000MPa级低密度钢棒材，基于权利要求1-8任意一项所述的方法制备而成，其特征在于，所述低密度钢棒材的组分及质量百分含量为：
C：0.31％～0.34％；Mn：12.1％～12.5％；Al：8.51％～8.55％；Ni：10.0％～15.0％；P：0.005％～0.008；S：0.001％～0.002％；H：0.0004％～0.0005％；O：0.001％～0.008％；N：0.003％～0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
10.根据权利要求9所述的一种1000MPa级低密度钢棒材，其特征在于，所述低密度钢棒材的力学性能包括：
抗拉强度≥1000MPa，屈服强度≥900MPa，断后伸长率≥30％，密度≤7g/cm3。
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