一种多用途全奥氏体低密度钢及制备方法与流程

本发明属于金属材料及其制备技术领域，尤其涉及一种多用途全奥氏体低密度钢及制备方法。

背景技术：

降低能耗、减少环境污染以及节约有限资源是当今人们所面临的一个十分重要而紧迫的问题，减轻汽车自重是提高汽车的燃油经济性、节约能耗的重要措施之一。目前，国内外开发研究汽车轻量化项目，多开发高强或超高强钢板，通过降低使用钢板厚度降低汽车重量。应用高强钢和先进高强钢替代传统低强度级别钢材，可以提高汽车用钢的比强度(强度与密度之比)和减小结构件的厚度，实现汽车结构轻量化。提高汽车用钢比强度的另一种有效途径是在维持上述高强钢优良力学性能的基础上降低钢材的密度。因此，开发低密度、高强韧性钢板是为了应对进一步实现汽车轻量化的迫切需求。

低密度、高强韧钢是采用合理的成分设计，通常具有一定的mn、al、c合金元素含量，获得奥氏体或奥氏体+铁素体双相组织，具有较高的强度、韧性、高的加工硬化率与无屈服现象，是一种具有高强韧性、成形性好的汽车用钢，较传统钢铁材料，其高强度、低密度特点具备更大的开发前景与优势。

目前开发的先进汽车用钢材料包括trip、twip钢以及高锰、高铝钢，均保证了钢板的强韧性及抗冲击性能，但是考虑到目前钢铁生产成本和工艺可行性，及汽车用钢的焊接性能，发展趋势倾向于开发中锰高强钢，同时添加一定的轻质元素，有效降低钢板密度。通过控制合理的合金成分及生产工艺，控制钢中奥氏体组织含量及分布，可以获得更高强韧性的低密度汽车用钢。

低密度钢的主要设计思路是，通过添al元素降低钢的密度，再通过添加mn，c等其他合金元素进行成分优化，结合合理的制备工艺，得到低密度的高强钢。

在已有的材料及制造专利技术中，大部分专利材料均为铁素体和奥氏体的双相组织。cn104928569a和cn106011652b公开了一种800mpa级高延展性轻质钢及其制备方法，该材料为中碳、中锰的低密度钢，其强度仅有800mpa，并且该方法生产工序较为复杂。cn106399858a公开了一种高强度fe-mn-al-c系低密度铸钢及其制备方法，虽然抗拉强度达到1400mpa级别，但其塑性差，由于添加了大量的mn、ti、al、cr，成本过高不适合工业生产和推广应用。cn108642403a公开了一种780mpa级的低密度钢，由于c含量过高且合金成分的比例设计存在一定问题，使得强度较低，并且无法得到全奥氏体组织。cn104674109a和cn103667883b公开了一种超高al的低密度钢，密度可降低至6.65～6.80g/cm³，虽然强塑积能达到40gpa·％左右，但强度仅能达到900mpa级别，且依然为α+γ双相组织。cn102690938b公开了一种超低c、超高mn的含al钢，通过中频感应炉和电渣重熔的制造方法，获得全奥氏体型低密度钢，虽然强塑积能达到52.8gpa·％，但由于含al量仅为1.85％，预测钢的密度达到7.5g/cm³，并且强度仅为700mpa，因此基本无法实现对现有车辆、建筑及工程机械相关承载结构件的减重。

可见，目前主要采用的成分体系为fe-mn-al-c系，材料抗拉强度只能达到1200mpa，密度为7.0g/cm³，但强塑性不足，难以达到35gpa·％以上。进一步提高强度是fe-mn-al-c系低密度钢面临的一个主要问题。一种解决途径是添加其他合金元素，利用固溶强化或析出强化提高强度。本发明钢是一种vc、(v，mo)c纳米析出相(1～10nm为主)的强超高强度钢，主要是依靠vc、(v，mo)c纳米析出相来提高钢的抗拉强度，使其抗拉强度达1300mpa以上，密度可到7.0g/cm³，强塑积可达到40gpa·％。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种多用途全奥氏体低密度钢及制备方法，其密度为7.0～7.4g/cm³，组织类型为全奥氏体+纳米级vc和moc析出相，抗拉强度可达到1300mpa，屈服强度可达到1100mpa，延伸率可达到25％，面缩率可达到45％，-40℃v缺口低温冲击韧性可达到35j，强塑积可达40gpa·％。并且本发明钢的制备方法多样且合理，可适用于多种强度级别的应用环境，应用范围广，可用于汽车、建筑、工程机械等多种领域。

本发明的多用途全奥氏体低密度钢的成分重量百分数为：c0.40％～0.90％、mn15.0％～25.0％、al3.0％～6.0％、mo0.3％～0.80％、v0.3％～0.90％、ti0.01％～0.04％、nb0.02％～0.10％、si≤0.3％、p≤0.03％、s≤0.002％、n≤0.006％(60ppm)。余量为fe及不可避免杂质的元素配制原料。

本发明的钢锰与铝的质量分数比mn/al≥4.0，0.5≤(1.5c+0.1mn)/al≤1，2≤(v+mo+nb+ti)/c≤3。

各成分在本专利钢的作用如下：

p：p是固溶强化元素；但是p会增加钢的冷脆性，降低钢的塑性，使冷弯性能和焊接性能变坏。因此，限定钢中p含量≤0.03％。

s：s使钢产生热脆性，降低钢的延展性和韧性，使焊接性能变坏，降低钢的耐蚀性。因此，限定s含量≤0.002％。

n：n与al形成aln，凝固过程中可细化柱状枝晶，但n含量过高时，形成的粗大aln颗粒影响钢板的延展性。另外，过量aln会降低钢的热塑性。因此，一般限定n含量≤0.006％，在高品质要求中将限定n含量≤0.004％(40ppm)。

si：si虽然可提高钢的强度和残余奥氏体的力学稳定性，但si是铁素体固溶强化元素，因此本专利钢中不添加si，限定si含量≤0.03％。

c：c对阻碍奥氏体组织在形变时发生马氏体的相变，稳定奥氏体相有一定的作用，促进形成单相的奥氏体；c可以固溶到钢的基体中形成固溶强化作用，从而提高钢的强度。但对于a1和c合金化的高锰钢，在500～750℃时效时，通常会产生κ相，即(fe,mn)3alcx，κ相的产生会损害钢的冲击韧性从而导致脆性断裂，为了避免κ相的产生，碳的含量应限制在0.90％以内。不过，需要通过充分的碳原子固溶强化，同时兼顾mo、v微合金化后，析出相形成所需的c原子。因此设计c含量范围为0.40～0.90％。

mn：mn元素可以扩大奥氏体区，也可以提高奥氏体层错能，进而抑制奥氏体向马氏体转变。mn的含量低于15％，会形成α’马氏体从而恶化成形性。mn在奥氏体组织可使钢保持较高的加工硬化率，改善塑性，添加mn有利于获得良好的强塑性配合。但随m含量增加，钢坯在快速加热和冷却过程中的开裂倾向增大。因此，本发明的mn含量为15-25％。

al：al作为轻质化元素，加入3％即可将钢的密度降低至7.4g/cm³。al可提高层错能，抑制奥氏体向马氏体转变，有利于形变孪晶的形成。al能够使高锰钢的动态再结晶延迟发生，从而细化奥氏体晶粒，还能够增加应变硬化速率和低温韧性。al有脱氧、抗氧化、抗腐蚀，同时还能够形成致密氧化层，防止氢的渗透，显著改善twip钢的氢致敏感性。不过，过量的铝会造成铸造缺陷，降低焊缝金属抗热裂能力。综合考虑以上因素，试验钢中al含量控制在3.0～6.0％。

mo：mo在钢中存在于固溶体中或形成碳化物，与c的亲合力较强。当钢中有较高v时，mo的加入有利于形成更多细小稳定的moc和(v，mo)c碳化物，替代fe3c析出，并且在高温下难以分解和长大，见图3-12。细小的moc和(v，mo)c碳化物可以阻碍晶界在高温下的移动，起到显著的晶粒细化效果，为强度的提升做出一定的贡献。为了充分的利用mo析出相在高温轧制(1150℃)过程中的细晶效应，同时考虑试验钢的综合成本，选择mo含量的范围为0.3～0.8％。

v：v有助于细化晶粒组织和提高组织热稳定性，可以提高钢的强度和韧性可以形成稳定的碳化物。不过，n能加强v的作用，为了获得特别大的强化效果，含氮量的增加，提高了v(c，n)的析出驱动力，促进了v(c，n)的析出。因为本专利钢中严格控制n，v的析出相以vc为主，其析出鼻尖温度约为900～950℃，所以设计专利钢的v含量为0.3～0.9％。

ti：ti与c、n结合会形成ti(c，n)、tin和tic，可细化铸态组织以及热加工时阻碍晶粒粗化。添加过量ti会使钢的成本增加，并使上述析出物含量增加进而降低钢的延展性。因此，本发明限定ti含量为0.01～0.04％。

nb：nb与c、n结合会形成nb(c，n)，可有效地抑制热加工过程中晶粒粗化。nb会强烈抑制动态再结晶的发生，从而增加轧制变形抗力。nb可以细化铁素体晶粒。但添加过量的nb会减弱钢的热加工性能和钢板的韧性。因此，限定nb含量为0.02～0.10％。

其中的锰与铝的质量分数比mn/al≥4.0，保证本专利钢在中温轧制过程中不出现铁素体组织，实现钢整体的无磁性；碳、锰与铝的质量分数关系满足0.5≤(1.5c+0.1mn)/al，这是考虑到对奥氏体稳定性的保证；(1.5c+0.1mn)/al≤1，这是综合考虑专利钢的层错能和综合力学性能，同时保证专利钢的低密度效果。另外，合金化元素的质量分数关系要满足2≤(v+mo)/c≤3，当2≤(v+mo)/c时，纳米析出量的体积分数可以得到保障，对专利钢的析出强化提供充足的调整空间，也为不同用途的产品提供性能窗口，与此同时可将m7c3、m3c等不利析出相的析出温度推迟到670℃以下；当(v+mo)/c≤3时，奥氏体中的碳含量能够得到保障(保证奥氏体中的碳原子固溶量[c]≥0.2％)，这对专利钢的动态响应性能提供保障，即间隙c原子对提升奥氏体的动态硬化能力有利。

另外，通过上述的c、mn、v、mo、al等成分综合设计使得合金钢中vc析出相的高温析出鼻尖温度降低到900～950℃范围，减少专利钢热轧粗轧和精轧过程中的大量vc析出，使得热轧过程的细化晶粒主要依赖于nb(cn)和tic；同时控制高温δ铁素体区形成温度在1280℃～1420℃范围内，由此高温热轧温度区间扩大到950℃～1200℃；另外，降低铁素体相的形核温度至670℃以下，m7c3和m3c相的析出温度低于670℃，使得材料可以在不利相析出温度以上轧制，从而储存足够的形变量以保证材料的整体强度。

本发明中的多用途全奥氏体低密度钢其冶炼方法如下步骤：

1)将配制好的高纯铁、电解锰、钼铁、铌铁、钒铁、铝颗粒、增碳剂、高纯钛等原料放入真空熔炼炉中；

2)将熔炼炉温度设置为1600-1680℃，真空度达到小于40pa；

3)加热使得原料完全熔融且熔池中不再有气泡溢出后，在真空度小于2pa条件下钢液保温35分钟至60分钟；

4)钢液出钢温度为1430～1480℃，采用经过二氧化碳硬化处理和内壁涂刷耐火涂料的水玻璃砂型进行真空浇注；

5)空冷至室温，开模具制得低密度钢的铸锭，随后进行均匀化热处理。

其中的铝颗粒的粒度要求范围为4～10目，颗粒度太小容易影响al的收得率，颗粒度太大影响al在钢液中的熔融。增碳剂的具体要求为天然石墨、人造石墨或焦炭，为保证钢液中碳的含量，并减少其他杂质的引入。另外，均匀化热护理的温度为1180～1220℃，保温时间为1-5小时。

本发明中的多用途全奥氏体低密度钢其锻造开坯工艺：加热温度为1180℃～1220℃，保温时间为30min-60min，始锻温度1150～1180℃，终锻温度为950～1000℃，锻后空冷至室温。

本发明中的多用途全奥氏体低密度钢其热轧工艺：加热温度为1180℃～1200℃，保温时间为30min-60min(工业生产中保温时间根据具体坯料厚度而定)，热轧轧制总压下量为85～95％。粗轧开轧温度为1150℃～1180℃，轧制压下量占总压下量的55～70％，道次压下量占总压下量的12～15％，粗轧终轧温度为980～1000℃，粗轧终轧后待温的意义在于使得专利钢发生充分再结晶，从而消耗大部分高温形变产生的畸变能，降低专利钢在vc鼻尖温度范围(900～950℃)冷却过程中vc析出相的析出动力；粗轧后钢板待温至850～900℃时，进行中温精轧，轧制压下量占总压下量的30～45％，道次压下量为总压下量的10～12％，精轧终轧温度为750～780℃；根据不同具体成分和用途，轧后冷却方式可以直接水冷，也可以空冷至680～700℃后再水冷，值得注意的是钢板热轧后冷却至650℃以下后必须水冷，以避免有害相的析出。

精轧终轧后先空冷670～700℃后再水冷至室温的热轧钢板，其抗拉强度可达到1100mpa级别，屈服强度可达到800mpa以上，延伸率可达到40％，面缩率可达到55％，-40℃v缺口低温冲击韧性可达到50j。经过随后的酸洗后可以直接应用于后续的车辆、建筑、工程机械等领域承载结构件的冷成型(冲压、折弯等)。

精轧终轧后直接水冷至室温的热轧钢板，可以在经过酸洗后应用于车辆、建筑、工程机械等领域承载结构件的温成型(冲压、折弯等)，其成型温度一般选取为680～750℃，其力学性能：抗拉强度可达到1300mpa级别，屈服强度可达到1000mpa以上，延伸率可达到30％，面缩率可达到50％，-40℃v缺口低温冲击韧性可达到40j。

另外，热轧板厚最薄可控制到2mm左右，对于0.5～1.5mm高强钢板需求而言，本发明钢可以在经过热轧+水冷后，再进行固溶+冷轧获得目标厚度，其固溶温度为1180℃～1200℃，保温时间为30～60min，冷轧变形量30～70％。

钢板冷轧至0.5～1.5mm目标厚度后，可进行退火处理，温度为730～950℃，保温10～30min，随后进行水冷处理。经过该处理后，钢板的抗拉强度可达到950～1400mpa，屈服强度可达到800～1250mpa，延伸率可达到20～50％，面缩率可达到40～55％，-40℃v缺口低温冲击韧性可达到20～100j。此时的钢板可应用于车辆、建筑等领域承载结构件的冷成型和温成型(冲压、折弯等)。730～750℃退火的钢板可应用于温成型，750～950℃退火的钢板可应用于冷成型。

与传统的防护合金结构钢相比，本发明的优点是：

1、产品内部组织为全奥氏体稳态组织；

2、其硬度均匀，达到hrc36～46；

3、材料强度rm为950mpa～1400mpa，延伸率a％为20～50％；

4、低温冲击韧性akv(-40℃)为20～100j；

5、材料强速积可达40gpa·％水平；

6、材料相对磁导率μ200为1.005～1.020。

附图说明

图1为铸造后均匀化处理的显微组织图。

图2为铸造组织夹杂物评级图。

图3为高温固溶显微组织图(1100℃)。

图4为高温固溶显微组织图(1200℃)。

图5热轧后水冷至室温的显微组织图。

图6热轧后空冷至680℃后水冷的显微组织图。

图7热轧后水冷+时效的显微组织。

图8时效后的纳米级vc析出相(1～10nm)

图9热轧后空冷至室温的显微组织图。

图10为热轧+固溶+冷轧+时效退火的显微组织图(720℃)。

图11为热轧+固溶+冷轧+时效退火的显微组织图(840℃)。

图12为热轧+固溶+冷轧+时效退火的显微组织图(950℃)。

具体实施方式

以下为10个化学组份在相同冶炼、铸造和轧制工艺条件下生产的合金钢实例及其性能测试结果。化学成分及力学性能见表1，实际生产工艺参数见表2。

在热轧后，分别进行了直接水冷和待温后水冷，后续还试验了固溶、冷轧及冷轧后退火工艺，具体工艺参数及材料力学性能见表3和表4。

表1实施例化学成分及热轧态性能(质量分数％，余量为fe)

表2实际生产工艺参数

表3热轧+水冷+中温时效工艺的性能

表4热轧+水冷+固溶+冷轧+退火的工艺及力学性能