一种Fe-Mn-Al-C系奥氏体轻质钢及其制备方法

一种fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢及其制备方法
技术领域
1.本发明涉及合金材料技术领域，具体涉及一种fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢及其制备方法。


背景技术：

2.钢铁材料作为应用最广泛的合金材料在各行各业中占据着重要地位。然而其重量却成为其在工业和生活上进一步广泛应用的瓶颈，随着更轻的钛、铝合金等快速发展，给钢铁行业带来了巨大的挑战，因此钢铁轻量化得到了巨大的关注。
3.近年来许多研究者对fe-mn-al-c系轻质钢进行了深入的研究并成功的应用在一些行业，如汽车、海洋工程、冶金、化工、轻工等诸多领域，其中在汽车行业使用最为突出。相较于传统的钢铁材料来说，fe-mn-al-c系轻质钢具有更低的密度，但是其强度有待于进一步提高。


技术实现要素：

4.本发明的目的在于提供一种fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢及其制备方法，本发明提供的fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢具有较高的屈服强度和抗拉强度，且密度较低。
5.为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
6.本发明提供了一种fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢，包括以下质量百分含量的元素：c 1.2～1.4％，al 9～11％，mn 25～30％，余量的fe。
7.优选地，所述fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢的微观组织包括再结晶奥氏体小晶粒和扁平状未再结晶奥氏体晶粒；所述再结晶奥氏体小晶粒的尺寸为2～4μm；所述扁平状未再结晶奥氏体晶粒的尺寸为30～40μm。
8.优选地，所述再结晶奥氏体小晶粒的体积含量为8～10％；所述扁平状未再结晶奥氏体晶粒的体积含量为90～92％。
9.本发明提供了上述技术方案所述fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢的制备方法，包括以下步骤：
10.将金属原料进行熔炼，得到合金铸锭；所述金属原料的组成与上述技术方案所述fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢的元素组成一致；
11.将所述合金铸锭进行热锻处理，得到合金锻料；
12.将所述合金锻料进行均匀化处理，得到均匀化合金锻料；
13.将所述均匀化合金锻料进行热轧处理，得到热轧合金板坯；
14.将所述热轧合金板坯进行冷轧处理，得到冷轧合金板坯；
15.将所述冷轧合金板坯进行退火处理，得到fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢；所述退火处理的温度为800～900℃，所述退火处理的保温时间为3～15min。
16.优选地，所述热锻处理的温度为1125～1180℃；所述热锻处理为多道次锻造。
17.优选地，所述均匀化处理的温度为1150～1200℃，所述均匀化处理的保温时间为
120～180min，所述均匀化处理后水冷至室温。
18.优选地，所述热轧处理的温度为950～1100℃；所述热轧处理为多道次热轧制变形，每道次压下量不超过20％；所述热轧处理的总变形量为80～85％。
19.优选地，所述热轧处理结束后水淬至室温。
20.优选地，所述冷轧处理在室温下进行；所述冷轧处理为多道次轧制变形，每道次压下量不超过5％；所述冷轧处理的总变形量为30～40％。
21.优选地，所述退火处理后还包括：将得到的退火冷轧合金板坯进行时效处理，得到fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢；
22.所述时效处理的温度为500～600℃；所述时效处理的保温时间为10～60min。
23.本发明提供了一种fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢，包括以下质量百分含量的元素：c 1.2～1.4％，al 9～11％，mn 25～30％，余量的fe。本发明在fe-mn-al-c系轻质钢中添加al元素可以降低钢的密度，这是由于al原子的密度远低于fe原子，用一部分al原子代替fe原子，使钢的密度下降；另外al元素的添加引起了晶格膨胀，增大了轻质钢的体积进一步降低密度。c元素的加入可提高钢中奥氏体的稳定性及奥氏体的回复动力，扩大奥氏体相区，具有间隙固溶强化作用，从而提高fe-mn-al-c系轻质钢的强韧性，还可固溶于奥氏体中提高钢的耐磨性。mn元素的添加可扩大奥氏体相区，使得奥氏体稳定性增加，并且可以稳定存在于室温条件下，另外mn原子具有固溶强化作用。在本发明中，各元素对轻质钢的密度贡献为，按质量百分比，每添加1％的al，钢的密度下降0.101g/cm3，可以减重1.3％；每添加1％的c，钢的密度下降0.41g/cm3，可以减重5.2％；每添加1％的mn，钢的密度下降0.0085g/cm3，可以减重0.1％。
24.本发明在轻质钢中添加了高质量百分比的al和c元素，使合金在时效处理过程中通过调幅分解产生一种纳米级别的κ-碳化物，尺寸为1～20nm，分子式为(fe,mn)3alc
x
，(x＜1)，它会与奥氏体保持高度共格关系，提高合金的强塑性。
25.本发明提供的fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢既降低了密度又提高了强度。本发明提供的fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢密度为6.62g/cm3，较纯铁降低了16.10％，作为运载工具来说，对降低能耗意义重大；所述fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢具有优异的综合力学性能，其中抗拉强度为1387～1512mpa，屈服强度为1170～1428mpa，这保证了材料使用过程中的安全性能。
26.本发明还提供了上述技术方案所述fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢的制备方法，本发明制备的fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢价格低廉，制备工艺简单，节约成本；易加工成型，可以被广泛的应用。相较于其它轻质钢板的传统热处理工艺，本发明提出了一种优化的热处理手段，通过调控合金微观组织，从而使fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢实现了超高强度。
附图说明
27.图1为拉伸试样的尺寸示意图，其中尺寸的单位为mm；
28.图2为实施例1制备的fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢的电子背散射衍射图；
29.图3为实施例2制备的fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢的电子背散射衍射图；
30.图4为实施例3制备的fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢的电子背散射衍射图；
31.图5为实施例3制备的fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢中κ-碳化物的tem图，其中，(a)
为明场像；(b)为暗场像；(c)为衍射斑点。
具体实施方式
32.本发明提供了一种fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢，包括以下质量百分含量的元素：c 1.2～1.4％，al 9～11％，mn 25～30％，余量的fe。在本发明中，所述fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢优选包括：c 1.3％，al 10％，mn 26～27％，余量的fe。
33.在本发明中，所述fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢还包括不可避免的杂质元素。
34.在本发明中，所述fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢的微观组织优选包括再结晶奥氏体小晶粒和扁平状未再结晶奥氏体晶粒；所述再结晶奥氏体小晶粒的尺寸优选为2～4μm；所述扁平状未再结晶奥氏体晶粒的尺寸优选为30～40μm。在本发明中，所述再结晶奥氏体小晶粒的体积含量优选为8～10％；所述扁平状未再结晶奥氏体晶粒的体积含量优选为90～92％。
35.本发明还提供了上述技术方案所述fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢的制备方法，包括以下步骤：
36.将金属原料进行熔炼，得到合金铸锭；所述金属原料的组成与上述技术方案所述fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢的元素组成一致；
37.将所述合金铸锭进行热锻处理，得到合金锻料；
38.将所述合金锻料进行均匀化处理，得到均匀化合金锻料；
39.将所述均匀化合金锻料进行热轧处理，得到热轧合金板坯；
40.将所述热轧合金板坯进行冷轧处理，得到冷轧合金板坯；
41.将所述冷轧合金板坯进行退火处理，得到fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢；所述退火处理的温度为800～900℃，所述退火处理的保温时间为3～15min。
42.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。在本发明中，所述金属原料在进行熔炼前，优选还包括预处理；所述预处理优选包括依次进行的清洗和晾干。在本发明中，所述清洗用洗液优选为酒精；所述清洗优选为超声清洗。
43.在本发明中，所述金属原料的组成与上述技术方案所述fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢的元素组成一致。在本发明中，所述熔炼优选为真空感应熔炼。
44.在本发明中，由于加入碳的质量百分比和密度较低，容易损耗，因此为了精确控制合金成分含量，先将密度较大的铁、锰、铝加入坩埚中进行熔炼，等到钢液熔清后加入碳，继续熔清，最终得到满足成分配比的钢液。
45.本发明在所述熔炼后，优选将所得钢液倒入模具中自然冷却至室温，得到合金铸锭。
46.得到合金铸锭后，本发明将所述合金铸锭进行热锻处理，得到合金锻料。在本发明中，所述热锻处理的温度优选为1125～1180℃，更优选为1140℃；所述热锻处理优选为多道次锻造。在本发明中，由室温升温至所述热锻处理的温度的升温速率优选为10℃/min。
47.得到合金锻料后，本发明将所述合金锻料进行均匀化处理，得到均匀化合金锻料。在本发明中，所述均匀化处理的温度优选为1150～1200℃，所述均匀化处理的保温时间优选为120～180min，所述均匀化处理后水冷至室温。
48.得到均匀化合金锻料后，本发明将所述均匀化合金锻料进行热轧处理，得到热轧合金板坯。在本发明中，所述热轧处理的温度优选为950～1100℃；所述热轧处理优选为多道次热轧制变形，每道次压下量优选不超过20％；所述热轧处理的总变形量优选为80～85％。在本发明中，所述热轧处理结束后优选水淬至室温。本发明采用上述热轧工艺能够防止轧制开裂。在本发明中，由室温升温至所述热轧处理的温度的升温速率优选为10℃/min。
49.得到热轧合金板坯后，本发明将所述热轧合金板坯进行冷轧处理，得到冷轧合金板坯。在本发明中，所述冷轧处理优选在室温下进行；所述冷轧处理优选为多道次轧制变形，每道次压下量优选不超过5％；所述冷轧处理的总变形量优选为30～40％，更优选为35％。本发明采用上述冷轧工艺能够防止轧制开裂。
50.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fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢。在本发明中，所述退火处理的温度为800～900℃，优选为850℃；所述退火处理的保温时间为3～15min。本发明采用上述退火工艺能够使得合金具有双态微观组织，即再结晶奥氏体晶粒和未再结晶奥氏体晶粒，提高合金的强度。
51.在本发明中，所述退火处理后优选还包括：将得到的退火冷轧合金板坯进行时效处理，得到fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢。本发明优选在所述退火处理后，水淬至室温，得到退火冷轧合金板坯。
52.在本发明中，所述时效处理的温度优选为500～600℃，更优选为550℃；所述时效处理的保温时间优选为10～60min，更优选为20～40min。在本发明中，当时效温度为500～600℃时，对部分再结晶微观组织的体积分数和晶粒尺寸几乎没有影响，因为较低的温度不足以提供晶粒回复和长大的动力学。
53.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。
54.实施例1
55.按质量百分含量计，金属原料为：碳1.2％，锰27％，铝10％，余量为直径25mm的铁棒。
56.将上述原料在酒精中进行超声波清洗处理后，将原料中的锰、铁放在真空感应炉中的镁砂坩埚中，将原料中的铝和碳放在真空感应炉的二次加料斗中；将真空感应炉抽真空至真空度为0.02mpa后向真空感应炉中充入高纯氩气至真空度为0.03mpa；将真空感应炉的功率设定为5kw，加热6min；将真空感应炉的功率设定为10kw，加热6min；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原料倒入镁砂坩埚中；将真空感应炉的功率设定为40kw，加热25min，得到钢液，然后将钢液倒入模具中自然冷却至室温，得到合金铸锭；
57.将所述合金铸锭置于马弗炉中，按照10℃/min的升温速率升温至1140℃，保温40min后采用150kg的锻锤进行锻造，经过锻造5次得到直径为60mm的圆棒；
58.将直径为60mm的圆棒置于温度为1150℃的马弗炉中保温120min后水冷至室温，得到均匀化合金锻料。
59.将所述均匀化合金锻料切割为60mm
×
20mm
×
20mm的钢块，然后将钢块放入以10
℃/min的升温速率升温至1050℃的马弗炉中，保温0.5h后将物料迅速取出进行第一次热轧制；轧制完成后，将钢块放入马弗炉重新加热至1050℃并保温5min，进行第二次热轧制，重复该操作6次，获得厚度为3mm的热轧处理产物，热轧处理的总变形量为83％；在终道次轧制后，迅速将热轧板进行水淬，待冷却至常温后取出，得到热轧合金板坯。
60.将所述热轧合金板坯在双辊轧机上进行冷轧处理，得到厚度为2mm的冷轧合金板坯，冷轧处理的总变形量为33％。
61.将所述冷轧合金板坯放入恒温在850℃马弗炉中保温3min，得到fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢。
62.图2为实施例1制备的fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢的ebsd图，由图1可以看出，所得fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢由细小奥氏体晶粒和粗大的未再结晶奥氏体晶粒组成。
63.实施例2
64.按质量百分含量计，金属原料为：碳1.2％，锰27％，铝10％，余量为直径25mm的铁棒。
65.将上述原料在酒精中进行超声波清洗处理后，将原料中的锰、铁放在真空感应炉中的镁砂坩埚中，将原料中的铝和碳放在真空感应炉的二次加料斗中；将真空感应炉抽真空至真空度为0.02mpa后向真空感应炉中充入高纯氩气至真空度为0.03mpa；将真空感应炉的功率设定为5kw，加热6min；将真空感应炉的功率设定为10kw，加热6min；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原料倒入镁砂坩埚中；将真空感应炉的功率设定为40kw，加热25min，得到钢液，然后将钢液倒入模具中自然冷却至室温，得到合金铸锭；
66.将所述合金铸锭置于马弗炉中，按照10℃/min的升温速率升温至1140℃，保温40min后采用150kg的锻锤进行锻造，经过锻造5次得到直径为60mm的圆棒；
67.将直径为60mm的圆棒置于温度为1150℃的马弗炉中保温120min后水冷至室温，得到均匀化合金锻料。
68.将所述均匀化合金锻料切割为60mm
×
20mm
×
20mm的钢块，然后将钢块放入以10℃/min的升温速率升温至1050℃的马弗炉中，保温0.5h后将物料迅速取出进行第一次热轧制；轧制完成后，将钢块放入马弗炉重新加热至1050℃并保温5min，进行第二次热轧制，重复该操作6次，获得厚度为3mm的热轧处理产物，热轧处理的总变形量为83％；在终道次轧制后，迅速将热轧板进行水淬，待冷却至常温后取出，得到热轧合金板坯。
69.将所述热轧合金板坯在双辊轧机上进行冷轧处理，得到厚度为2mm的冷轧合金板坯，冷轧处理的总变形量为33％。
70.将所述冷轧合金板坯放入恒温在850℃马弗炉中，进行退火处理，保温3min，水淬至室温，得到退火冷轧合金板坯。
71.将所述退火冷轧合金板坯放入恒温在550℃的马弗炉中，进行时效处理，保温时间为20min，得到fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢。
72.图3为实施例2制备的fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢的ebsd图，由图3可以看出，所得fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢由细小奥氏体晶粒和粗大的未再结晶奥氏体晶粒组成。
73.实施例3
74.按质量百分含量计，金属原料为：碳1.2％，锰27％，铝10％，余量为直径25mm的铁
棒。
75.将上述原料在酒精中进行超声波清洗处理后，将原料中的锰、铁放在真空感应炉中的镁砂坩埚中，将原料中的铝和碳放在真空感应炉的二次加料斗中；将真空感应炉抽真空至真空度为0.02mpa后向真空感应炉中充入高纯氩气至真空度为0.03mpa；将真空感应炉的功率设定为5kw，加热6min；将真空感应炉的功率设定为10kw，加热6min；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原料倒入镁砂坩埚中；将真空感应炉的功率设定为40kw，加热25min，得到钢液，然后将钢液倒入模具中自然冷却至室温，得到合金铸锭；
76.将所述合金铸锭置于马弗炉中，按照10℃/min的升温速率升温至1140℃，保温40min后采用150kg的锻锤进行锻造，经过锻造5次得到直径为60mm的圆棒；
77.将直径为60mm的圆棒置于温度为1150℃的马弗炉中保温120min后水冷至室温，得到均匀化合金锻料。
78.将所述均匀化合金锻料切割为60mm
×
20mm
×
20mm的钢块，然后将钢块放入以10℃/min的升温速率升温至1050℃的马弗炉中，保温0.5h后将物料迅速取出进行第一次热轧制；轧制完成后，将钢块放入马弗炉重新加热至1050℃并保温5min，进行第二次热轧制，重复该操作6次，获得厚度为3mm的热轧处理产物，热轧处理的总变形量为83％；在终道次轧制后，迅速将热轧板进行水淬，待冷却至常温后取出，得到热轧合金板坯。
79.将所述热轧合金板坯在双辊轧机上进行冷轧处理，得到厚度为2mm的冷轧合金板坯，冷轧处理的总变形量为33％。
80.将所述冷轧合金板坯放入恒温在850℃马弗炉中，进行退火处理，保温3min，水淬至室温，得到退火冷轧合金板坯。
81.将所述退火冷轧合金板坯放入恒温在550℃的马弗炉中，进行时效处理，保温时间为60min，得到fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢。
82.图4为实施例3制备的fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢的ebsd图，由图4可以看出，所得fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢由细小奥氏体晶粒和粗大的未再结晶奥氏体晶粒组成。
83.图5为实施例3制备的fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢中κ-碳化物的tem图，图5的(a)为明场像；(b)为暗场像；(c)为电子衍射。
84.对比例1
85.z.q.wu,h.ding,x.h.an,d.han,x.z.liao,influence ofal content on the strain-hardening behavior of aged lowdensity fe
–
mn
–
al
–
c steels with high al content,mater.sci.eng.a 639(2015)187-191.
86.对比例2
87.z.q.wu,h.ding,x.h.an,d.han,x.z.liao,influence ofal content on the strain-hardening behavior of aged lowdensity fe
–
mn
–
al
–
c steels with high al content,mater.sci.eng.a 639(2015)187-191.
88.对比例3
89.l.l.wei,g.h.gao,j.kim,r.d.k.misra,c.g.yang,x.j.jin,ultrahigh strength-high ductility 1gpa low density austenitic steel with ordered precipitation strengthening phase and dynamic slip band refnement,
mater.sci.eng.a.838(2022)142829.
90.测试例
91.根据gb/t 228-2002，利用电火花线切割将实施例1～3中的fe-mn-al-c系奥氏体轻质钢分别制取三个如图1所示的拉伸试样，将试样在400#砂纸上打磨，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，取最佳力学综合性能，其实验结果列于表1。
92.表1实施例1～3和对比例1～3的力学性能
[0093][0094]
本发明采取热处理工艺调控合金的微观组织，即部分再结晶退火处理，使得合金具有双态微观组织(即再结晶奥氏体晶粒和未再结晶奥氏体晶粒)，如图2中的电子背散射衍射(ebsd)图。由表1的结果可知，本发明中采取的部分再结晶退火工艺使得轻质钢板的力学性能优异，相较于传统的完全退火或者固溶处理低密度钢的力学性能有了大幅度的提升。
[0095]
轧制变形后的奥氏体轻质钢，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，合金保持了优异的塑性，但是拉伸强度较低。此时合金的强化方式为固溶强化和晶界强化，这些强化方式对拉伸强度的提升有限。基于此，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，得到了一种双态组织，图2所示，即2～4μm的再结晶奥氏体小晶粒和30～40μm含有高密度位错的扁平状未再结晶奥氏体晶粒。不同于粗大奥氏体等轴晶粒的微观组织，本发明轻质钢的强度大幅度的提升，是因在固溶强化和晶界强化的同时，由于含有大量位错的扁平状奥氏体晶粒，给合金带来了位错强化。在固溶强化、晶界强化、位错强化的综合作用下，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，大幅度的领先于常规热处理轻质钢的拉伸强度。与此同时，这种双态的微观组织保证了优异的塑性，这是因为在合金拉伸变形过程中，细小的再结晶奥氏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，从而保证了塑性。另外，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，导致材料提前失效，这也是保持优异塑形的原因。
[0096]
在轻质钢中，经过时效处理后，一种l12'型纳米尺寸的κ-碳化物将会析出，且与奥
氏体保持共格关系，会使合金拉伸强度提高的同时，保证了塑性损失的影响不大，但是长时间的时效将会使κ-碳化物尺寸变大，甚至在晶界上析出，对塑性的影响是灾难性的。本发明为了进一步提高轻质钢的力学性能，在部分再结晶退火的基础上，对材料进行不同时间的时效处理，使轻质钢的拉伸强度进一步的提升，如表1，本发明时效处理的轻质钢的拉伸强度远高于对比例2和3中经过时效处理轻质钢的拉伸强度，而且时效时间大幅度的缩短，工艺更简单。这是因为本发明中的冷轧钢板经过部分再结晶退火后如图3和图4，微观组织内含有大量的缺陷，如空位、位错、滑移带等，在缺陷处由于原子扩散速率加快，al和c元素在这些缺陷处偏聚，促进了κ-碳化物的生成，如图5，因此大大缩短了时效处理的时间(10～60min vs20～40h)，而强度得到了很大的提升。
[0097]
采用本发明提供的制备方法，使得冷轧板含有部分再结晶的微观组织，相较于传统的完全退火(固溶处理) 时效处理，热处理工艺更加简单，拉伸强度更优异，对提高轻质钢冷轧板的强化方式提供了一种新的思路。
[0098]
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。