CN117701851A - 一种高强塑中锰高铝轻质钢及其制备方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种高强塑中锰高铝轻质钢及其制备方法和应用，属于合金材料技术领域。本发明提供的高强塑中锰高铝轻质钢的制备方法，包括以下步骤：将金属原料进行熔炼，得到合金铸锭；将所述合金铸锭依次进行热锻处理和均匀化处理，得到均匀化合金锻料；将所述均匀化合金锻料依次进行热轧处理和冷轧处理，得到冷轧合金板坯；将所述冷轧合金板坯进行退火处理，得到高强塑中锰高铝轻质钢；所述退火处理的冷却方式为浸水冷却、液氮冷却、空气冷却或随炉冷却；按质量百分比计，所述高强塑中锰高铝轻质钢包括以下化学成分：Mn 10～14％，Al 7～10％，C 0.9～1.1％和余量的Fe。

Description

一种高强塑中锰高铝轻质钢及其制备方法和应用
技术领域
本发明涉及合金材料技术领域，尤其涉及一种高强塑中锰高铝轻质钢及其制备方法和应用。
背景技术
钢铁材料作为社会生产活动中应用最广泛的结构材料，具有大量的应用场景，如冶金、化工、建筑、汽车等诸多领域。随着社会生产的进步，节能减排意识逐渐被大家接受，绿色发展模式成为社会主流。
Fe-Mn-Al-C轻质钢作为第三代汽车用钢，具有低合金化、成本较低、力学性能优异的优点，相比传统钢铁材料可以降低10％以上的密度，同时具备良好的力学性能，能够节省能源消耗。由于产业转型绿色发展，钢铁材料轻量化得到了越来越多的关注。汽车使用轻量化的钢铁材料后，会具有更加优异的机动性能和更低的能耗，对汽车产业的发展具有重要意义。但是目前市场上售卖的Fe-Mn-Al-C轻质钢的密度普遍较高，已经难以满足市场对于汽车用钢的技术要求。因此，如何在不影响Fe-Mn-Al-C轻质钢力学性能的情况下进一步降低其密度，成为本领域亟待解决的技术问题。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高强塑中锰高铝轻质钢及其制备方法和应用，本发明提供的制备方法制备得到的高强塑中锰高铝轻质钢具有密度低、质量轻且力学性能优异的特点，对汽车产业的发展具有重要意义。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种高强塑中锰高铝轻质钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将金属原料进行熔炼，得到合金铸锭；
(2)将所述步骤(1)得到的合金铸锭依次进行热锻处理和均匀化处理，得到均匀化合金锻料；
(3)将所述步骤(2)得到的均匀化合金锻料依次进行热轧处理和冷轧处理，得到冷轧合金板坯；
(4)将所述步骤(3)得到的冷轧合金板坯进行退火处理，得到高强塑中锰高铝轻质钢；
所述步骤(4)中退火处理的冷却方式为浸水冷却、液氮冷却、空气冷却或随炉冷却；
按质量百分比计，所述步骤(4)中高强塑中锰高铝轻质钢包括以下化学成分：Mn10～14％，Al 7～10％，C 0.9～1.1％和余量的Fe。
优选地，所述步骤(1)中金属原料包括高纯铁棒、电解锰片、高纯铝棒和高纯碳。
优选地，所述步骤(2)中热锻处理的温度为1120～1160℃；所述热锻处理为多道次锻造。
优选地，所述步骤(2)中均匀化处理的温度为1180～1200℃；所述均匀化处理的保温时间为120～150min；所述均匀化处理的冷却方式为水冷。
优选地，所述步骤(3)中热轧处理的温度为980～1080℃；所述热轧处理为多道次热轧变形；所述热轧处理的单道次压下量≤15％；所述热轧处理的总变形量为75～85％。
优选地，所述步骤(3)中冷轧处理的单道次压下量≤5％；所述冷轧处理的总变形量为55～65％。
优选地，所述步骤(4)中退火处理的温度为800～900℃；所述退火处理的保温时间为8～12min。
优选地，按质量百分比计，所述步骤(4)中高强塑中锰高铝轻质钢包括以下化学成分：Mn 11～13％，Al 8～9％，C 1.0％和余量的Fe。
本发明提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的高强塑中锰高铝轻质钢。
本发明提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的高强塑中锰高铝轻质钢或上述技术方案所述高强塑中锰高铝轻质钢在汽车中的应用。
本发明提供了一种高强塑中锰高铝轻质钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将金属原料进行熔炼，得到合金铸锭；(2)将所述步骤(1)得到的合金铸锭依次进行热锻处理和均匀化处理，得到均匀化合金锻料；(3)将所述步骤(2)得到的均匀化合金锻料依次进行热轧处理和冷轧处理，得到冷轧合金板坯；(4)将所述步骤(3)得到的冷轧合金板坯进行退火处理，得到高强塑中锰高铝轻质钢；所述步骤(4)中退火处理的冷却方式为浸水冷却、液氮冷却、空气冷却或随炉冷却；按质量百分比计，所述步骤(4)中高强塑中锰高铝轻质钢包括以下化学成分：Mn 10～14％，Al 7～10％，C0.9～1.1％和余量的Fe。本发明在钢中添加Mn元素可以扩大奥氏体相区，稳定奥氏体相，使奥氏体在室温条件下可以稳定存在，并起到固溶强化作用；利用Al元素的密度远低于Fe元素的特性，向钢中添加Al元素可以使得钢的密度下降，同时Al元素在添加后会引起晶格膨胀，使得钢的体积增大，也会导致密度降低；添加C元素会提升奥氏体的稳定性，扩大奥氏体相区，形成固溶体或碳化物，提升钢的强度和耐磨性能。本发明通过将轧制变形后的合金进行较短时间的退火处理，使合金不会发生完全再结晶，得到了一种多组态微观组织，不同于粗大奥氏体等轴晶粒的微观组织，使轻质钢的强度大幅度的提升，这是因为在固溶强化和晶界强化的同时，含有大量位错的扁平状奥氏体晶粒和析出的κ-碳化物，给合金带来了位错强化。在固溶强化、晶界强化、位错强化和析出强化的综合作用下，本发明中的部分再结晶退火轻质钢的拉伸强度保持了较高的水平，领先于常规热处理轻质钢的拉伸强度。与此同时，这种多组态的微观组织在合金拉伸变形过程中，细小的再结晶奥氏体和铁素体小晶粒位错密度非常低，可以容纳大量的位错塞积，如滑移带、泰勒晶格等位错结构，从而保证了轻质钢具有良好的塑性，同时由于再结晶晶粒与未再结晶晶粒间的应变配分，避免了由于局部应变集中，导致轻质钢提前失效，进一步提高了轻质钢的塑性。实施例的结果显示，本发明提供的高强塑中锰高铝轻质钢既有低密度又具有高强度，高强塑中锰高铝轻质钢的密度为6.83g/cm3，较纯铁(7.9g/cm3)降低了13.54％，对于汽车产业来说，具有重要意义；同时高强塑中锰高铝轻质钢具有良好的综合力学性能，其抗拉强度为1188～1329MPa，屈服强度为818～1023MPa，延伸率为8～43％，这保证了轻质钢在汽车产业使用过程中的服役性能。
附图说明
图1为本发明实施例1制备的高强塑中锰高铝轻质钢的SEM图；
图2为本发明实施例2制备的高强塑中锰高铝轻质钢的SEM图；
图3为本发明实施例3制备的高强塑中锰高铝轻质钢的SEM图；
图4为本发明实施例4制备的高强塑中锰高铝轻质钢的SEM图；
图5为本发明实施例4制备的高强塑中锰高铝轻质钢的明场像TEM图；
图6为本发明实施例4制备的高强塑中锰高铝轻质钢的暗场像TEM图；
图7为本发明实施例4制备的高强塑中锰高铝轻质钢的选区电子衍射TEM图；
图8为实施例1～4和对比例1～6提供的轻质钢制备的拉伸试样的示意图。
具体实施方式
本发明提供了一种高强塑中锰高铝轻质钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将金属原料进行熔炼，得到合金铸锭；
(2)将所述步骤(1)得到的合金铸锭依次进行热锻处理和均匀化处理，得到均匀化合金锻料；
(3)将所述步骤(2)得到的均匀化合金锻料依次进行热轧处理和冷轧处理，得到冷轧合金板坯；
(4)将所述步骤(3)得到的冷轧合金板坯进行退火处理，得到高强塑中锰高铝轻质钢。
本发明将金属原料进行熔炼，得到合金铸锭。
在本发明中，所述金属原料优选包括高纯铁棒、电解锰片、高纯铝棒和高纯碳。本发明对所述金属原料的具体来源没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的市售产品或者采用已知的方法自行制备均可。
在本发明中，所述金属原料在熔炼前优选先进行预处理；所述预处理包括依次进行的打磨和超声波清洗；所述打磨的方式优选为使用400目砂纸进行打磨；所述超声波清洗所用的清洗剂优选为酒精。本发明对所述超声波清洗时的超声功率没有特殊的限定，根据本领域的技术常识确定即可。本发明通过对金属原料进行预处理，可以去除金属原料表面的杂质，从而降低杂质对合金成分的影响。
在本发明中，所述熔炼的方式优选为真空感应熔炼；所述熔炼优选在真空感应炉中进行。在本发明中，所述熔炼的方式优选为：将电解锰片和高纯铁棒放在真空感应炉中的镁砂坩埚中，将高纯铝棒和高纯碳放在真空感应炉的二次加料斗中，先将真空感应炉抽真空至真空度≤0.02MPa，然后向真空感应炉中充入高纯氩气至真空度为0.03MPa；接着将真空感应炉的功率设定为5kW，加热6min，再将真空感应炉的功率设定为10kW，加热6min，最后将真空感应炉的功率设定为20kW，加热12min后将二次加料斗中的高纯铝棒和高纯碳倒入镁砂坩埚中，将真空感应炉的功率设定为40kW，加热25min，得到钢液后将钢液倒入坩埚模具中自然冷却至室温，得到合金铸锭。本发明通过采用真空感应熔炼可以降低高强塑中锰高铝轻质钢中氧元素的含量；通过控制原料的熔炼顺序，可以降低碳元素的损耗。
在本发明中，所述合金铸锭的化学成分优选和高强塑中锰高铝轻质钢的化学成分相同。
得到合金铸锭后，本发明将所述合金铸锭依次进行热锻处理和均匀化处理，得到均匀化合金锻料。
在本发明中，所述热锻处理优选为开坯锻造；所述热锻处理的温度优选为1120～1160℃，更优选为1130～1150℃，进一步优选为1140～1150℃；所述热锻处理优选为多道次锻造。在本发明中，升温至所述热锻处理的温度的升温速率优选为10℃/min。
在本发明中，所述均匀化处理的温度优选为1180～1200℃；所述均匀化处理的保温时间优选为120～150min；所述均匀化处理的冷却方式优选为水冷。本发明通过均匀化处理，可以提高合金铸锭的冶金质量及挤压性能。
得到均匀化合金锻料后，本发明将所述均匀化合金锻料依次进行热轧处理和冷轧处理，得到冷轧合金板坯。
在本发明中，所述热轧处理的温度优选为980～1080℃，更优选为1000～1050℃；所述热轧处理优选为多道次热轧变形，更优选为5～8次，优选为6次；所述热轧处理的单道次压下量优选≤15％，更优选为10～15％；所述热轧处理的总变形量优选为75～85％，更优选为80％；所述热轧处理的冷却方式优选为水冷；升温至所述热轧处理温度的升温速率优选为10℃/min。在本发明中，当所述热轧处理过程中均匀化合金锻料的温度低于980～1080℃时，优选将所述均匀化合金锻料重新加热至980～1080℃保温5min。本发明通过采用上述热轧工艺能够防止轧制过程中板坯开裂。
在本发明中，所述冷轧处理的单道次压下量优选≤5％；所述冷轧处理的总变形量优选为55～65％。本发明通过采用上述冷轧工艺能够防止轧制开裂。
得到冷轧合金板坯后，本发明将所述冷轧合金板坯进行退火处理，得到高强塑中锰高铝轻质钢。
在本发明中，所述退火处理的温度优选为800～900℃，更优选为820～880℃，进一步优选为850℃；所述退火处理的保温时间优选为8～12min，更优选为10min。本发明通过退火处理，可以降低合金内应力，提高轻质钢的延展性和韧性，同时便于通过后续的冷却产生特殊显微结构。
在本发明中，所述退火处理的冷却方式为浸水冷却、液氮冷却、空气冷却或随炉冷却。在本发明中，当所述退火处理的冷却方式为浸水冷却时，所述浸水冷却的时间优选为1min；当所述退火处理的冷却方式为液氮冷却时，所述液氮冷却的时间优选为3min；当所述退火处理的冷却方式为空气冷却时，所述空气冷却的时间优选为5min；当所述退火处理的冷却方式为随炉冷却时，所述随炉冷却优选为冷却至高强塑中锰高铝轻质钢的温度小于100℃。本发明采用不同的冷却方式并控制其冷却时间对合金进行处理，由于合金中含有较高质量百分比的Al和C元素，使得合金在退火后经过不同冷却方式时，奥氏体调幅分解产生纳米尺寸为1～100nm、分子式为(Fe,Mn)3AlCx(x≤1)的κ-碳化物，从而使合金具有多种相组成的微观组织，即奥氏体和铁素体都包括的再结晶晶粒、部分再结晶晶粒以及纳米尺寸的κ-碳化物。
在本发明中，当所述退火处理的冷却方式为浸水冷却时，得到高强塑中锰高铝轻质钢的微观组织中奥氏体晶粒尺寸优选为0.6～24μm，奥氏体完全再结晶晶粒平均尺寸优选为7.62μm，奥氏体部分再结晶晶粒平均尺寸优选为11.33μm；铁素体晶粒尺寸优选为0.3～4μm，铁素体完全再结晶晶粒尺寸优选为1.28μm，铁素体部分再结晶晶粒平均尺寸优选为1.99μm；全部晶粒的平均尺寸优选为7.31μm；所述奥氏体体积含量优选为92～94％，所述铁素体体积含量优选为4～7％，所述κ-碳化物体积含量优选为1～2％。
在本发明中，当所述退火处理的冷却方式为液氮冷却时，得到高强塑中锰高铝轻质钢的微观组织中的奥氏体晶粒尺寸为0.5～22μm，奥氏体完全再结晶晶粒平均尺寸为7.29μm，奥氏体部分再结晶晶粒平均尺寸为12.79μm；铁素体晶粒尺寸为0.3～4μm，铁素体完全再结晶晶粒尺寸为1.25μm，铁素体部分再结晶晶粒平均尺寸为1.95μm；全部晶粒的平均尺寸为7.17μm；所述奥氏体体积含量优选为91～93％，所述铁素体体积含量优选为5～8％，所述κ-碳化物体积含量优选为1～3％。
在本发明中，当所述退火处理的冷却方式为空气冷却时，得到高强塑中锰高铝轻质钢的钢微观组织中奥氏体晶粒尺寸为0.4～18μm，奥氏体完全再结晶晶粒平均尺寸为5.09μm，奥氏体部分再结晶晶粒平均尺寸为8.51μm；铁素体晶粒尺寸为0.4～3μm，铁素体完全再结晶晶粒尺寸为1.13μm，铁素体部分再结晶晶粒平均尺寸为1.62μm；全部晶粒的平均尺寸为4.88μm；所述奥氏体体积含量优选为89～91％，所述铁素体体积含量优选为6～10％，所述κ-碳化物体积含量优选为4～6％。
在本发明中，当所述退火处理的冷却方式为随炉冷却时，得到高强塑中锰高铝轻质钢的钢微观组织中奥氏体晶粒尺寸为0.5～20μm，奥氏体完全再结晶晶粒平均尺寸为5.40μm，奥氏体部分再结晶晶粒平均尺寸为11.36μm；铁素体晶粒尺寸为0.5～5μm，铁素体完全再结晶晶粒尺寸为1.78μm，铁素体部分再结晶晶粒平均尺寸为2.56μm；全部晶粒的平均尺寸为4.39μm；所述奥氏体体积含量优选为65～71％，所述铁素体体积含量优选为12～28％，所述κ-碳化物体积含量优选为12～18％。
在本发明中，按质量百分比计，所述高强塑中锰高铝轻质钢包括以下化学成分：Mn10～14％，Al 7～10％，C 0.9～1.1％和余量的Fe。
按质量百分比计，本发明提供的高强塑中锰高铝轻质钢包括Mn 10～14％，优选为11～13％，更优选为12％。本发明通过向轻质钢中添加Mn元素，可以扩大奥氏体相区，稳定奥氏体相，使奥氏体在室温条件下可以稳定存在，并起到固溶强化作用；通过控制Mn元素的含量，可以在不影响轻质钢力学性能的情况下，进一步降低其密度，在上述范围内，每添加1％的Mn元素，轻质钢的密度下降0.0085g/cm3，减重0.1％。
按质量百分比计，本发明提供的高强塑中锰高铝轻质钢包括Al 7～10％，优选为8～9％。本发明利用Al元素的密度大大低于Fe元素的特性，向钢中添加Al元素可以使得钢的密度下降，同时Al元素在添加后会引起晶格膨胀，使得钢的体积增大，也会导致合金的密度降低；通过控制Al元素的含量，可以在不影响轻质钢力学性能的情况下，进一步降低其密度，在上述范围内，每添加1％的Al元素，钢的密度下降0.101g/cm3，减重1.3％。
按质量百分比计，本发明提供的高强塑中锰高铝轻质钢包括C 0.9～1.1％，优选为1.0％。本发明添加C元素会提升奥氏体的稳定性，扩大奥氏体相区，形成固溶体或碳化物，提升钢的强度和耐磨性能；通过控制C元素的含量，可以在不影响轻质钢力学性能的情况下，进一步降低其密度，在上述范围内，添加1％的C元素，钢的密度下降0.41g/cm3，减重5.2％。
按质量百分比计，本发明提供的高强塑中锰高铝轻质钢还包括余量的Fe。在本发明中，所述铁为合金的基体元素。
在本发明中，所述高强塑中锰高铝轻质钢的微观组织优选包括奥氏体、铁素体和κ-碳化物；所述奥氏体和铁素体优选独立地包括等轴状再结晶晶粒和部分再结晶晶粒；所述κ-碳化物的形状优选为纳米尺寸的颗粒；所述再结晶晶粒的尺寸优选为0.4～24μm；所述部分再结晶晶粒的尺寸优选为0.4～16μm；所述κ-碳化物的尺寸优选为1～500nm。
本发明在钢中添加Mn元素可以扩大奥氏体相区，稳定奥氏体相，使奥氏体在室温条件下可以稳定存在，并起到固溶强化作用；利用Al元素的密度大大低于Fe元素的特性，向钢中添加Al元素可以使得钢的密度下降，同时Al元素在添加后会引起晶格膨胀，使得钢的体积增大，也会导致密度降低；添加C元素会提升奥氏体的稳定性，扩大奥氏体相区，形成固溶体或碳化物，提升钢的强度和耐磨性能。
本发明提供的制备工艺较为简单，易加工成型，具有广泛的应用场景。相较于其他轻质钢的热处理工艺，本发明提出了一种优化的热处理手段，通过控制退火后的冷却速率来调控合金微观组织，从而调控高强塑中锰高铝Fe-Mn-Al-C轻质钢的力学性能。
本发明还提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的高强塑中锰高铝轻质钢。在本发明中，所述高强塑中锰高铝轻质钢的微观组织优选包括奥氏体、铁素体和κ-碳化物；所述奥氏体和铁素体优选独立地包括等轴状再结晶晶粒和部分再结晶晶粒；所述κ-碳化物的形状优选为纳米尺寸的颗粒；所述再结晶晶粒的尺寸优选为0.4～24μm；所述部分再结晶晶粒的尺寸优选为0.4～16μm；所述κ-碳化物的尺寸优选为1～500nm。
本发明还提供了上述技术方案所述高强塑中锰高铝轻质钢或上述技术方案所述制备方法制备得到的高强塑中锰高铝轻质钢在汽车中的应用。本发明对所述应用的具体方式没有特殊的限定，根据本领域技术人员熟知的应用方式即可。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明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。
实施例1
一种高强塑中锰高铝轻质钢的制备方法，由以下步骤组成：
(1)将高纯铁棒、电解锰片、高纯铝棒和高纯碳分别用400目砂纸进行打磨，然后用酒精进行超声波清洗，随后将电解锰片和高纯铁棒放在真空感应炉中的镁砂坩埚中，将高纯铝棒和高纯碳放在真空感应炉的二次加料斗中，先将真空感应炉抽真空至真空度为0.02MPa，然后向真空感应炉中充入高纯氩气至真空度为0.03MPa；接着将真空感应炉的功率设定为5kW，加热6min，再将真空感应炉的功率设定为10kW，加热6min，最后将真空感应炉的功率设定为20kW，加热12min后将二次加料斗中的高纯铝棒和高纯碳倒入镁砂坩埚中，将真空感应炉的功率设定为40kW，加热25min，得到钢液后将钢液倒入坩埚模具中自然冷却至室温，得到合金铸锭；
(2)将所述步骤(1)得到的合金铸锭置于马弗炉中先以10℃/min的升温速率升温至1150℃，保温120min后用150kg的锻锤进行开坯锻造，经过5次锻造得到边长为60mm的方棒，接着升温至1200℃进行均匀化处理120min，最后水冷至室温，得到均匀化合金锻料；
(3)将所述步骤(2)得到的均匀化合金锻料切割为30mm×30mm×20mm的钢块，然后以10℃/min的升温速率升温至1050℃保温30min后进行热轧处理，所述热轧处理进行6道次热轧变形，道次压下量为12.5％，热轧处理的总变形量为75％，每次热轧变形后重新加热至1050℃保温5min，得到厚度为5mm的热轧处理板坯，将热轧处理板坯重新加热至1050℃保温3min后水冷至室温，接着进行冷轧处理，冷轧处理的总变形量为60％，道次压下量为5％，得到厚度为2mm的冷轧合金板坯；
(4)将所述步骤(3)得到的冷轧合金板坯加热至850℃进行退火处理10min，然后采用浸水冷却的方式冷却1min，得到高强塑中锰高铝轻质钢；
按质量百分比计，所述高强塑中锰高铝轻质钢的化学组成为：Mn 12％，Al 8％，C1.0％和余量的Fe。
图1为实施例1制备的高强塑中锰高铝轻质钢的SEM图。由图1中可以看出，所得高强塑中锰高铝轻质钢的微观组织为0.6～24μm的奥氏体完全再结晶晶粒、0.4～16μm的奥氏体部分再结晶晶粒、0.3～3μm的铁素体晶粒和2～10nm的κ-碳化物。
实施例2
一种高强塑中锰高铝轻质钢的制备方法，由以下步骤组成：
(1)将高纯铁棒、电解锰片、高纯铝棒和高纯碳分别用400目砂纸进行打磨，然后用酒精进行超声波清洗，随后将电解锰片和高纯铁棒放在真空感应炉中的镁砂坩埚中，将高纯铝棒和高纯碳放在真空感应炉的二次加料斗中，先将真空感应炉抽真空至真空度为0.02MPa，然后向真空感应炉中充入高纯氩气至真空度为0.03MPa；接着将真空感应炉的功率设定为5kW，加热6min，再将真空感应炉的功率设定为10kW，加热6min，最后将真空感应炉的功率设定为20kW，加热12min后将二次加料斗中的高纯铝棒和高纯碳倒入镁砂坩埚中，将真空感应炉的功率设定为40kW，加热25min，得到钢液后将钢液倒入坩埚模具中自然冷却至室温，得到合金铸锭；
(2)将所述步骤(1)得到的合金铸锭置于马弗炉中先以10℃/min的升温速率升温至1150℃，保温120min后用150kg的锻锤进行开坯锻造，经过锻造5次得到边长为60mm的方棒，接着升温至1200℃进行均匀化处理120min，最后水冷至室温得到均匀化合金锻料；
(3)将所述步骤(2)得到的均匀化合金锻料切割为30mm×30mm×20mm的钢块，然后以10℃/min的升温速率升升温至1050℃保温30min后进行热轧处理，所述热轧处理进行6道次热轧变形，道次压下量为12.5％，热轧处理的总变形量为75％，每次热轧变形后重新加热至1050℃保温5min，得到厚度为5mm的热轧处理板坯，将热轧处理板坯重新加热至1050℃保温3min后水冷至室温，接着进行冷轧处理，道次压下量为5％，冷轧处理的总变形量为60％，得到厚度为2mm的冷轧合金板坯；
(4)将所述步骤(3)得到的冷轧合金板坯加热至850℃进行退火处理10min，然后采用液氮冷却的方式冷却3min，得到高强塑中锰高铝轻质钢；
按质量百分比计，所述高强塑中锰高铝轻质钢的化学组成为：Mn 12％，Al 8％，C1.0％和余量的Fe。
图2为实施例2制备的高强塑中锰高铝轻质钢的SEM图。由图2中可以看出，所得高强塑中锰高铝轻质钢的微观组织为0.5～22μm的奥氏体完全再结晶晶粒、0.5～16μm奥氏体部分再结晶晶粒、0.3～4μm铁素体晶粒和2～20nm细小的κ-碳化物。
实施例3
一种高强塑中锰高铝轻质钢的制备方法，由以下步骤组成：
(1)将高纯铁棒、电解锰片、高纯铝棒和高纯碳分别用400目砂纸进行打磨，然后用酒精进行超声波清洗，随后将电解锰片和高纯铁棒放在真空感应炉中的镁砂坩埚中，将高纯铝棒和高纯碳放在真空感应炉的二次加料斗中，先将真空感应炉抽真空至真空度为0.02MPa，然后向真空感应炉中充入高纯氩气至真空度为0.03MPa；接着将真空感应炉的功率设定为5kW，加热6min，再将真空感应炉的功率设定为10kW，加热6min，最后将真空感应炉的功率设定为20kW，加热12min后将二次加料斗中的高纯铝棒和高纯碳倒入镁砂坩埚中，将真空感应炉的功率设定为40kW，加热25min，得到钢液后将钢液倒入坩埚模具中自然冷却至室温，得到合金铸锭；
(2)将所述步骤(1)得到的合金铸锭置于马弗炉中先以10℃/min的升温速率升温至1150℃，保温120min后用150kg的锻锤进行开坯锻造，经过锻造5次得到边长为60mm的方棒，接着升温至1200℃进行均匀化处理120min，最后水冷至室温得到均匀化合金锻料；
(3)将所述步骤(2)得到的均匀化合金锻料切割为30mm×30mm×20mm的钢块，然后以10℃/min的升温速率升升温至1050℃保温30min后进行热轧处理，所述热轧处理进行6道次热轧变形，道次压下量为12.5％，热轧处理的总变形量为75％，每次热轧变形后重新加热至1050℃保温5min，得到厚度为5mm的热轧处理板坯，将热轧处理板坯重新加热至1050℃保温3min后水冷至室温，接着进行冷轧处理，道次压下量为5％，冷轧处理的总变形量为60％，得到厚度为2mm的冷轧合金板坯；
(4)将所述步骤(3)得到的冷轧合金板坯加热至850℃进行退火处理10min，然后采用空气冷却的方式冷却至室温，得到高强塑中锰高铝轻质钢；
按质量百分比计，所述高强塑中锰高铝轻质钢的化学组成为：Mn 12％，Al 8％，C1.0％和余量的Fe。
图3为实施例3制备的高强塑中锰高铝轻质钢的SEM图。由图3中可以看出，所得高强塑中锰高铝轻质钢的微观组织为0.4～18μm奥氏体完全再结晶晶粒、0.4～16μm奥氏体部分再结晶晶粒、0.4～3μm铁素体晶粒和1～100nm细小的κ-碳化物。
实施例4
一种高强塑中锰高铝轻质钢的制备方法，由以下步骤组成：
(1)将高纯铁棒、电解锰片、高纯铝棒和高纯碳分别用400目砂纸进行打磨，然后用酒精进行超声波清洗，随后将电解锰片和高纯铁棒放在真空感应炉中的镁砂坩埚中，将高纯铝棒和高纯碳放在真空感应炉的二次加料斗中，先将真空感应炉抽真空至真空度为0.02MPa，然后向真空感应炉中充入高纯氩气至真空度为0.03MPa；接着将真空感应炉的功率设定为5kW，加热6min，再将真空感应炉的功率设定为10kW，加热6min，最后将真空感应炉的功率设定为20kW，加热12min后将二次加料斗中的高纯铝棒和高纯碳倒入镁砂坩埚中，将真空感应炉的功率设定为40kW，加热25min，得到钢液后将钢液倒入坩埚模具中自然冷却至室温，得到合金铸锭；
(2)将所述步骤(1)得到的合金铸锭置于马弗炉中先以10℃/min的升温速率升温至1150℃，保温120min后用150kg的锻锤进行开坯锻造，经过锻造5次得到边长为60mm的方棒，接着升温至1200℃进行均匀化处理120min，最后水冷至室温得到均匀化合金锻料；
(3)将所述步骤(2)得到的均匀化合金锻料切割为30mm×30mm×20mm的钢块，然后以10℃/min的升温速率升升温至1050℃保温30min后进行热轧处理，所述热轧处理进行6道次热轧变形，道次压下量为12.5％，热轧处理的总变形量为75％，每次热轧变形后重新加热至1050℃保温5min，得到厚度为5mm的热轧处理板坯，将热轧处理板坯重新加热至1050℃保温3min后水冷至室温，接着进行冷轧处理，道次压下量为5％，冷轧处理的总变形量为60％，得到厚度为2mm的冷轧合金板坯；
(4)将所述步骤(3)得到的冷轧合金板坯加热至850℃进行退火处理10min，然后采用随炉冷却的方式冷却至100℃，取出后得到高强塑中锰高铝轻质钢；
按质量百分比计，所述高强塑中锰高铝轻质钢的化学组成为：Mn 12％，Al 8％，C1.0％和余量的Fe。
图4为实施例4制备的高强塑中锰高铝轻质钢的SEM图。由图4中可以看出，所得高强塑中锰高铝轻质钢的微观组织为0.5～20μm的奥氏体完全再结晶晶粒、0.5～20μm的奥氏体部分再结晶晶粒、0.5～5μm的铁素体晶粒和1～500nm较为粗大的κ-碳化物。
图5为实施例4制备的高强塑中锰高铝轻质钢的明场像TEM图；图6为实施例4制备的高强塑中锰高铝轻质钢的暗场像TEM图；图7为实施例4制备的高强塑中锰高铝轻质钢的选区电子衍射TEM图。由图5～图7可以看出，实施例4制备的高强塑中锰高铝轻质钢的奥氏体基体和晶界处有大量的κ-碳化物析出。
对比例1～3
一种Fe-11Mn-10Al-1.25C低密度钢，依次为文献(Liu DG,Cai MH,Ding H,HanD.Control ofinter/intra-granularκ-carbides and its influence on overallmechanical properties of a Fe-11Mn-10Al-1.25C low density steel.Mater SciEngA2018；715:25-32.)中的AC、WQ和IQ样品。
对比例4～6
一种低密度Fe-18Mn-10Al-xC钢，依次为文献(Hua Ding,Dong Han,Jun Zhang,Zhihui Cai,Zhiqiang Wu,Minghui Cai,Tensiledeformation behavior analysis oflow density Fe-18Mn-10Al-xC steels,Materials Science and Engineering:A,Volume652,2016,Pages 69-76,ISSN 0921-5093)中的Fe-18Mn-10Al-0.5C钢、Fe-18Mn-10Al-0.8C钢和Fe-18Mn-10Al-1.2C钢。
对实施例1～4和对比例1～6提供的轻质钢的性能进行测试，根据GB/T228-2002，利用电火花线切割将实施例1～4和对比例1～6中的轻质钢分别制取三个如图8所示的拉伸试样，将试样在400#砂纸上打磨光亮，除去表面的氧化层，在型号为Instron5982的万能材料试验机上进行单轴拉伸试验，其实验结果列于表1。
表1实施例1～4和对比例1～6提供的轻质钢的性能
由表1的结果可知，本发明采取热处理工艺调控合金的微观组织，即部分再结晶退火结合多种冷却方式处理，使得合金具有多组态微观组织(即再结晶奥氏体晶粒、未再结晶奥氏体晶粒、析出的铁素体晶粒和κ-碳化物)。在轻质钢中，一般经过时效处理后，会有一种L12型纳米尺寸的κ-碳化物析出，该析出相与奥氏体保持共格关系，能够使得合金抗拉强度提高的同时，保证塑性损失不多，但是长时间的时效会使得κ-碳化物尺寸变大，甚至在晶界上析出，这对塑性的影响是灾难性的。而本发明中采取的轧制后部分再结晶退火结合多种冷却方式的工艺使得轻质钢板的力学性能得到进一步的提升，相较于传统的完全退火或者固溶处理轻质钢(对比例1～6)的力学性能有了不小的提升，拉伸强度更优异，且热处理工艺更加简单。
通过实施例1～4和对比例1～6可知，经过轧制变形后的轻质钢，其晶粒呈拉伸扁平状，这种微观组织在退火或固溶处理时会发生回复再结晶，进而形成粗大的奥氏体等轴晶粒，使得合金具有优异的塑性，但是抗拉强度较低，这种合金的强化方式为固溶强化和晶界强化，然而这两种强化方式对抗拉强度的提升有限。因此，本发明提供了新的工艺去调控轻质钢合金的微观组织，进而提高力学性能。本发明通过将轧制变形后的合金进行较短时间的退火处理，使合金不会发生完全再结晶，得到了一种多组态微观组织，不同于粗大奥氏体等轴晶粒的微观组织，而轻质钢的强度大幅度的提升，是因为在固溶强化和晶界强化的同时，含有大量位错的扁平状奥氏体晶粒和析出的κ-碳化物，给合金带来了位错强化。在固溶强化、晶界强化、位错强化和析出强化的综合作用下，本发明中的部分再结晶退火轻质钢的拉伸强度保持了较高的水平，领先于常规热处理轻质钢的拉伸强度。与此同时，这种多组态的微观组织在合金拉伸变形过程中，细小的再结晶奥氏体和铁素体小晶粒位错密度非常低，可以容纳大量的位错塞积，如滑移带、泰勒晶格等位错结构，从而保证了轻质钢具有良好的塑性，同时由于再结晶晶粒与未再结晶晶粒间的应变配分，避免了由于局部应变集中，导致轻质钢提前失效，进一步提高了轻质钢的塑性。
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)

1.一种高强塑中锰高铝轻质钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将金属原料进行熔炼，得到合金铸锭；
(2)将所述步骤(1)得到的合金铸锭依次进行热锻处理和均匀化处理，得到均匀化合金锻料；
(3)将所述步骤(2)得到的均匀化合金锻料依次进行热轧处理和冷轧处理，得到冷轧合金板坯；
(4)将所述步骤(3)得到的冷轧合金板坯进行退火处理，得到高强塑中锰高铝轻质钢；
所述步骤(4)中退火处理的冷却方式为浸水冷却、液氮冷却、空气冷却或随炉冷却；
按质量百分比计，所述步骤(4)中高强塑中锰高铝轻质钢包括以下化学成分：Mn 10～14％，Al 7～10％，C 0.9～1.1％和余量的Fe。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(1)中金属原料包括高纯铁棒、电解锰片、高纯铝棒和高纯碳。
3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中热锻处理的温度为1120～1160℃；所述热锻处理为多道次锻造。
4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中均匀化处理的温度为1180～1200℃；所述均匀化处理的保温时间为120～150min；所述均匀化处理的冷却方式为水冷。
5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中热轧处理的温度为980～1080℃；所述热轧处理为多道次热轧变形；所述热轧处理的单道次压下量≤15％；所述热轧处理的总变形量为75～85％。
6.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中冷轧处理的单道次压下量≤5％；所述冷轧处理的总变形量为55～65％。
7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(4)中退火处理的温度为800～900℃；所述退火处理的保温时间为8～12min。
8.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，按质量百分比计，所述步骤(4)中高强塑中锰高铝轻质钢包括以下化学成分：Mn 11～13％，Al 8～9％，C 1.0％和余量的Fe。
9.权利要求1～8任意一项所述制备方法制备得到的高强塑中锰高铝轻质钢。
10.权利要求1～8任意一项所述制备方法制备得到的高强塑中锰高铝轻质钢或权利要求9所述高强塑中锰高铝轻质钢在汽车中的应用。
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SE01 Entry into force of request for substantive examination
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