一种高强度Fe‑Mn‑Al‑C系低密度铸钢及其制备方法与流程

本发明涉及一种Fe-Mn-Al-C系低密度钢及其制备方法，属于金属材料类及冶金领域。
背景技术：
：近年来，随着我国经济和科技的进步，人民生活水平显著提高，汽车已经成为现代人的生活必需品之一，融入到人们生活的各个方面。我国汽车保有量与日俱增，促使了汽车工业快速发展和汽车市场的空前繁荣，然而汽车尾气排放的一氧化碳、一氧化氮、碳氢化合物、光化学烟雾等污染物导致大气中PM2.5严超标，严重影响空气环境质量，雾霾问题日益严重并直接危害市民身体健康。科学研究表明，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，可以有力地减少汽车尾气对环境的污染。为了应对日益严重的能源危机和环境污染问题，汽车轻量化已经是大势所趋。经科学研究表明，钢材的密度仅需降低10％就可以保持甚至显著提高其在汽车工业中应用的优越性和竞争力。从材料选择的角度出发，现代汽车行业的发展趋势主要是以轻量、节能、安全与耐蚀为主。汽车轻量化材料主要有两类：一类是铝合金、钛合金、镁合金、塑料、碳纤维等以铝合金为主的轻质材料，此类材料虽然具有很好的减重潜力，但其成本高、成型工艺复杂、焊接性能差、碰撞吸收能低及铝元素自身特性等诸多因素限制了其研发与市场推广，目前铝合金主要是以锻件或者铸件的形式应用于汽车发动机、变速器等汽车零部件以及豪华车和特种车辆的车身制造中；另一类汽车轻量化材料是轻质钢(又称为低密度钢)，降低钢的密度并且提高其比强度，可以有效实现汽车轻量化。此外轻质钢还具有高强度、高延展性和优良抗腐蚀性能等优点。在已有的研究成果中，CN103820735A公布了一种超高强度C-Al-Mn-Si系低密度钢及其制备方法，该方法需要将铸钢经过轧制或锻造后获得高抗拉强度，其成型工艺复杂，并且制造成本昂贵。CN104928569A公布了一种800MPa级高延展性的低密度钢及其制造方法，该方法采用连续退火工艺制备了一种抗拉强度＞800MPa，延伸率＞25％的钢板，但其密度降低效果较低，影响轻质钢的使用。CN104220609A公布了一种高强度无晶隙低密度钢，该方法所制备的无晶隙钢密度较高且抗拉强度较低。通过以上分析可见，需要发明一种生产工艺简单、减重效果明显且力学性能良好的轻质钢。Fe-Mn-Al-C系低密度钢是通过向钢中加入C、Al、Mn、Si等轻量化元素来降低钢的密度。有研究表明，每添加1％的Al，钢的密度下降0.101g/cm3，可减重约1.3％；每添加1％的C，钢的密度下降0.41g/cm3，可减重约5.2％；同时，钢中每添加1％的Mn含量也可使其密度下降0.0085g/cm3，取得0.1％的减重效果。本发明对C、Al、Mn、Si主要轻量化元素进行合理化设计，在保证铸钢低密度的同时又能保持其高强度。技术实现要素：本发明的目的为针对上述已有技术存在的不足，提供一种良好低密度和高强度相配合的低密度钢及其制造方法。本发明的新型Fe-Mn-Al-C系低密度钢，通过添加较高含量的Si，有效降低了钢的密度并且增加了钢的硬度和强度，通过Si、Al、Mn轻量化元素的合理配合，最终使其抗拉强度＞850MPa，密度＜7.0g/cm3，适用于制造车辆、飞机等交通工具的大型结构件以减轻其自重。本发采用合理的加料顺序，在中频感应电炉在大气条件下熔炼，较真空熔炼操作更加简单、节约成本，符合国家节能减排的环保理念。本发明的技术方案是：一种高强度Fe-Mn-Al-C系低密度铸钢，其化学质量百分为：0.05～0.35％的C、2.0～10.0％的Si、5.0～25.0％的Mn、3.0～12.0％的Al、0.1～0.8％的Cr、0.1～0.5％的Mo、0.1～1.2％的Ni、0.01～0.8％的V、0.01～0.08％的Nb、0.6～1.0％的Ti、0.01～0.5％的Re、S≤0.01％、P≤0.02％，其余为Fe和不可避免的杂质，并且还需同时满足如下关系：11％≤Si+Al≤20％、2C≤Nb+V+Ti≤3C。所述的Re为Ce和La，其中，Ce元素占Re元素的质量百分比为30～40％。所述的Re的质量百分比含量优选为0.2～0.3％。所述的高强度Fe-Mn-Al-C系低密度铸钢的制备方法，包括以下步骤：1)配料：以高纯生铁棒、锰铁块、铬铁块、硅铁块、钼铁块、钛铁块、钒铁块、镍板、铌铁块、纯铝锭、增碳剂、稀土为原料，按照所述的Fe-Mn-Al-C系低密度铸钢所需进行配料；2)造型：采用水玻璃砂造型，用吹二氧化碳的方法硬化砂型，然后在砂型内壁涂刷涂料，烘干，等待浇注；3)熔炼：常压1500℃～1550℃下，在中频感应电炉内对物料进行熔炼，得到合金钢液体；4)浇注：再次提高功率将温度升到1600～1640℃后出钢；脱氧、除渣后将合金溶液浇注到砂型中，空冷获得铸件；5)热处理：铸件的热处理在热处理炉内进行，先进行正火处理，正火温度为850～1200℃，保温1～3小时，空冷；然后在4小时内进行固溶处理，固溶温度为800～1250℃，保温20min～3.5小时，采用水作为淬火介质，淬火介质温度25～40℃；淬火后1小时内进行时效处理，时效温度为300～500℃，保温1～8小时，空冷，最后得到高强度Fe-Mn-Al-C系低密度铸钢。所述的增碳剂具体为人造石墨、天然石墨、焦炭或无烟煤。上述Fe-Mn-Al-C系低密度钢的制备方法，所用的原材料和设备均通过公知的途径获得，所用的操作工艺是本
技术领域：
的技术人员所掌握的。与现有技术相比，本发明方法的突出的实质性特点如下：(1)本发明热处理工艺简单，无压力加工，原材料来源广泛，降低低密度高强钢的生产成本。(2)本发明的低密度高强钢的抗拉强度＞820MPa，密度＜7.0g/cm3，具有良好的强度和密度配合。(3)本发明的低碳低合金高强度钢采用中频感应炉熔炼，在实际生产中的应用性很强，生产效率高、节约能源，有利于环境的保护。(4)本发明的Fe-Mn-Al-C系低密度钢可应用在汽车、航空航天、建筑等重要领域，具有良好的应用前景，并且符合国家节能减排的发展战略。(5)本发明的Fe-Mn-Al-C系低密度钢基体组织为奥氏体，同时含有少量的铁素体和碳化物。在拉伸变形过程中，发生形变诱导马氏体转变，增加钢的加工硬化率，在获得高强度的同时使钢具有高的塑韧性。(6)本发明的Fe-Mn-Al-C系低密度钢具有良好的抗腐蚀性能，使其能够更广泛使用。附图说明下面结合附图和实施例对本发明进一步说明。图1为本发明热处理工艺曲线示意图。图2为本发明实施例1固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系低密度铸钢的典型显微组织200倍金相照片；图3为本发明实施例1固溶处理后的Fe-Mn-Al-C系低密度铸钢的典型显微组织500倍金相照片。具体实施方式下面用具体实施方式对本发明(的技术方案)做进一步说明，以下实施例均在本发明技术方案为前提下进行实施，给出了详细的实施方案和具体的操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。实施例一第一步，配料按目标成分C：0.32％、Si：3.05％、Mn：15.00％、Al：8.10％、Cr：0.33％、Ni：0.25％、Mo：0.25％、Nb：0.03％、V：0.12％、Ti：0.83％、La：0.14％、Ce：0.07％、S≤0.01％、P≤0.02％的质量百分比及表1炉料材质单、表2各元素收得率计算各物料的质量。高纯铁、硅铁、锰铁、铝锭等大块炉料采用100Kg电子称称量，增碳剂、铌铁、钒铁、钛铁、稀土等量少的炉料采用200g电子称称量，各炉料称量前用砂轮打磨，去掉其表面氧化皮，每炉配料75Kg。表1元素MnCrSiMoTiVNiNbAlRe增碳剂收得率95-10095-9895-9895-10050-6595-9810095-10090-9530-4095-98表2第二步：造型采用水玻璃砂造型，每个砂型可浇注25Kg。将砂子干混2～3分钟，加水玻璃湿混5～10分钟后造型，然后通入二氧化碳将其硬化。造型用原材料如表3所示，水玻璃砂配比如表4所示。材料名称性能参数天然石英砂SiO2含量＞92％，含泥量≤2％，粒度40/70目水玻璃模数M＝2.0～2.5表3材料名称天然石英砂水水玻璃1006.5表4第三步：熔炼所采用的中频感应电炉为镁砂碱性炉衬，最大可熔炼质量为100Kg，在大气条件下熔炼。将高纯铁、镍板、铬铁、增碳剂(为人造石墨，其颗粒度为0～5mm，水分≤0.3，挥发分≤1.0，灰分≤1.0)作为随炉料一起加入；钼铁、锰铁在稀薄渣情况下加入；铌铁在出钢前20～30min内加入；钒铁、硅铁在出钢前l0～20min加入；稀土、钛铁在出钢前5～15min加入；铝锭在出钢前8～15min扒出适量的还原渣并补造新渣后加入。在熔料的过程中间隔20min进行一次捣料。当钢水熔炼4/5，温度达1500℃～1550℃时扒出炉渣，取样送化验后立即造新渣。根据化验报告单，补加合金元素。钢水全部熔化后将功率提高，在溶剂覆盖的状态下精炼3～5分钟。对钢水进行预脱氧，预脱氧用Al量为钢水的0.05～0.08％。第四步：浇注待炉料全部熔化且通过光谱分析成分合格，将炉温升到1600～1640℃后出钢，将浇包抬到熔炼炉前，将铝线作为脱氧剂加入浇包内，对准炉咀接满浇包4/5钢水后投入除渣剂。将钢水抬到浇注台，在1～3min内扒出除渣剂和钢渣，对准砂型浇口，包咀与浇口的距离垂直保持在100～150mm之间依次浇注到事先制好的砂型中，令其自然空冷至室温。第五步：热处理正火处理：对得到的铸态低密度钢进行正火处理，待炉温升到1100℃后将铸件放入，保温1小时后取出，空冷至室温。铸件在正火后4小时内固溶处理：待炉温升至900℃后将铸件放入，保温1.5小时后取出，迅速投入水槽中，慢慢搅动，使铸件快速冷却，水温35℃。最后在350℃热处理炉中时效保温2.5小时，空冷至室温，得到组成如表5中实施例1所示的高强度Fe-Mn-Al-C系低密度铸钢。图2，3为本实施例得到的高强度Fe-Mn-Al-C系低密度铸钢的典型组织的照片。如图2，3所示，铸钢的基体组织为均匀等轴奥氏体，含有少量的铁素体并且晶界及晶内析出有点状分布的碳化物。固溶处理水淬会使碳化物以细小的颗粒从过饱和的奥氏体基体中弥散析出，弥散分布的碳化物有助于提高奥氏体的强度。细小均匀的奥氏体基体组织，在形变时有助于防止裂纹的生成和扩展，增强了钢的塑性和韧性。取上面得到的高强度Fe-Mn-Al-C系低密度铸钢，经打磨抛光后在4％的硝酸酒精中腐蚀，其表面经过180s后才能见其表面腐蚀痕迹。相同条件下，取低碳低合金高强度钢，在20～30s其表面就能被腐蚀。由此说明，本发明的高强度Fe-Mn-Al-C系低密度铸钢具有耐腐蚀的性能，在一些条件下可代替Cr、Ni不锈钢使用。实施例二按目标成分C：0.35％、Si：2.05％、Mn：11.10％、Al：9.15％、Cr：0.30％、Ni：0.25％、Mo：0.20％、Nb：0.05％、V：0.10％、Ti：0.88％、La：0.14％、Ce：0.08％、S≤0.01％、P≤0.02％的质量百分比及表1炉料材质单，表2各元素收得率计算各物料的质量。配料、造型、熔炼、浇注方法如实施例一所示，不同之处为：铸件在1100℃正火保温1小时，空冷至室温，然后在900℃固溶保温20分钟，水冷至室温。最后在350℃时效2小时，空冷至室温，得到组成如表5中实施例2成分低密度铸钢。实施例三按目标成分C：0.35％、Si：5.05％、Mn：13.10％、Al：9.12％、Cr：0.30％、Ni：0.23％、Mo：0.25％、Nb：0.05％、V：0.13％、Ti：0.88％、La：0.17％、Ce：0.09％、S≤0.01％、P≤0.02％的质量百分比及表1炉料材质单，表2各元素收得率计算各物料的质量。配料、造型、熔炼、浇注方法如实施例一所示，不同之处为：铸件在1100℃正火保温1小时，空冷至室温，然后在900℃固溶保温30分钟，水冷至室温。最后在450℃时效3小时，空冷至室温，得到组成如表5中实施例3成分低密度铸钢。实施例四按目标成分C：0.34％、Si：8.15％、Mn：15.05％、Al：12.00％、Cr：0.35％、Ni：0.25％、Mo：0.23％、Nb：0.01％、V：0.15％、Ti：0.85％、La：0.12％、Ce：0.08％、S≤0.01％、P≤0.02％的质量百分比及表1炉料材质单，表2各元素收得率计算各物料的质量。配料、造型、熔炼、浇注方法如实施例一所示，不同之处为：铸件在1100℃正火保温1小时，空冷至室温，然在900℃固溶保温50分钟，水冷至室温。最后在320℃时效2.5小时，空冷至室温，得到组成如表5中实施例4成分低密度铸钢。实施例五按目标成分C：0.35％、Si：8.00％、Mn：13.15％、Al：6.10％、Cr：0.35％、Ni：0.20％、Mo：0.25％、Nb：0.05％、V：0.12％、Ti：0.80％、La：0.15％、Ce：0.08、S≤0.01％、P≤0.02％的质量百分比及表1炉料材质单，表2各元素收得率计算各物料的质量。配料、造型、熔炼、浇注方法如实施例一所示，不同之处为：铸件在1100℃正火保温1小时，空冷至室温，然在900℃固溶保温80分钟，水冷至室温。最后在350℃时效2.5小时，空冷至室温，得到组成如表5中实施例5成分低密度铸钢。实施例六按目标成分C：0.35％、Si：2.05％、Mn：15.15％、Al：9.25％、Cr：0.25％、Ni：0.26％、Mo：0.25％、Nb：0.06％、V：0.08％、Ti：0.85％、La：0.18％、Ce：0.10％、S≤0.01％、P≤0.02％的质量百分比及表1炉料材质单，表2各元素收得率计算各物料的质量。配料、造型、熔炼、浇注方法如实施例一所示，不同之处为：铸件在1100℃正火保温1小时，空冷至室温，然在900℃固溶保温120分钟，水冷至室温。最后在300℃时效1.5小时，空冷至室温，得到组成如表5中实施例6成分低密度铸钢。表5为以上各实施例中熔炼最终所得的Fe-Mn-Al-C系低密度铸钢的化学成分重量百分比(其余为Fe和杂质)表5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，测定各实施例试样的力学性能；利用洛氏硬度计参考GB/T230.2-2012国家标准测定各实施例试样的硬度；利用精密天平测定各实施例试样的密度。其硬度、抗拉强度、密度如表6所示。表6从表6可以看出，本发明研发的Fe-Mn-Al-C系低密度钢密度最低可降低到6.19g/cm3,相比一般铸钢密度降低了20.64％，且抗拉强度达到937MPa，具有较好的强度和密度的匹配。经过大量的分析和实验，本发明得到了合理配比、性能优异的Fe-Mn-Al-C系低密度钢。所述组成的意义如下：本发明C含量设计为0.05～0.35％。钢中含C量增加，屈服点和抗拉强度升高，但塑性和冲击性能降低，采用C≤0.35％，可以保证钢的塑韧性。C是重要的固溶强化元素，促进奥氏体生成。C在钢中与Mn和Al元素形成碳化物(Fe，Mn)3AlC或(Fe，Mn)3C，能够改变钢的组成相。本发明Al的含量设计为2～12％。固溶Al原子会引起Fe基体点阵扩张，每添加1％的Al，钢的密度下降0.101g/cm3，可减重约1.3％。添加合金元素Al能降低钢的平均摩尔质量和增加钢的摩尔体积，从而降低钢的密度。室温下，Al在纯Fe中有较高固溶度(9％),在C和Mn等其他元素存在时，其固溶度可进一步增加。Al往往成为轻质钢的主要合金元素。本发明Al与Si元素的合理配合，使铸钢的密度有效降低20.64％。本发明Mn的含量设计为5～25％。Mn是良好的脱氧剂和脱硫剂，一般钢中含锰0.30～0.50％。在碳素钢中加入0.70％以上时就算“锰钢”，较一般钢不但有足够的韧性，且有较高的强度和硬度；Mn具有资源丰富、效能多样的特点，获得了广泛的应用；在高碳高锰耐磨钢中，Mn含量可达10～14％，经固溶处理后有良好的韧性，当受到冲击变形时，表面层将因变形而强化，具有高的耐磨性；Mn固溶于奥氏体中，扩大奥氏体区，(α+γ)区下移，当Mn含量超过12％时，钢在室温时形成单一奥氏体组织。本发明Mn含量的设计保证钢得到奥氏体基体组织的同时提高了其强度和硬度。本发明Si的含量设计为2～10％。Si能显著提高钢的弹性极限，屈服点和抗拉强度，广泛应用于弹簧钢。硅能溶于奥氏体中，提高钢的硬度和强度，其作用仅次于磷，较锰、镍、铬、钨、钼和钒等元素强。合理的Si含量，可以保证钢的强度同时，有效降低其密度。本发明Cr的含量设计为0.1～0.8％。Cr在钢中的主要作用是提高淬透性，能够使钢经淬火回火后具有较好的综合力学性能；Cr能提高钢的强度和硬度，当有其他合金元素加入时，效果较显著。本发明Ni的含量设计为0.1～1.2％。Ni既能提高钢的强度又能保持良好的塑性和韧性。据统计，每增加1％的Ni可提高强度约29.41Pa。但由于Ni是较稀缺的资源，所以应尽量减少Ni的添加量。本发明Mo的含量设计为0.1～0.5％。Mo能使钢的晶粒细化，提高淬透性和热强性能。Mo与Cr、Mn并存时可以降低或抑制因其他元素所导致的回火脆性，Mo元素含量过高会增加生产成本，所以应尽量减少Mo的添加量。本发明Nb的含量设计为0.01～0.08％。Nb可以在不影响钢的塑性或韧性的情况下提高其强度。Nb有细化晶粒的作用，并且能提高钢的冲击韧性并降低其脆性转变温度。Nb资源在我国较为丰富，但在世界范围内储量很少，且有其他重要用途，合金成分设计应根据经济合理的原则，尽量减少Nb元素的含量。本发明V的含量设计为0.01～0.80％。V是钢的优良脱氧剂，可提高钢的强度和韧性。V和C、N、O有极强的亲合力，与之形成相应的稳定化合物。V在钢中主要以碳化物的形态存在，其主要作用是细化钢的组织和晶粒。本发明Re的含量设计为0.01～0.50％。稀土元素能提高钢的塑韧性，特别是在铸钢中尤为显著；稀土元素也可以提高钢的抗氧化性和耐蚀性，其抗氧化性效果超过Si、Al、Ti等元素；稀土元素能改善钢的流动性，减少非金属夹杂，使钢组织致密、纯净；稀土元素在铁中的溶解度很低，不超过0.5％；稀土元素价格昂贵会增加生产成本，应尽量减少稀土元素的含量。本发明Si+Al的含量设计为11～20％。虽然加入Si、Al元素可以有效降低钢的密度达到轻质的效果，但并不是含量越多越好，Si+Al含量一定要在合理范围内。Al是铁素体强稳定化元素，Si在钢中溶于铁素体内会增加钢的强度和硬度。添加Al元素使钢产生铁素体相，Si的添加增强了铁素体的力学性能，两者相辅相成得到了性能优良的轻质铸钢。本发明Nb、V、Ti的总含量设计为2C≤Nb+V+Ti≤3C。V与C形成VC，当固溶温度高于AC3且保温较长时间时，VC转入固溶体使钢的硬度提高。Nb与C形成NbC、Nb2C，Ti与C形成TiC，这些分散的碳化物质点可细化晶粒，提高钢的塑韧性。Nb、V、Ti总含量和C含量合理配合，显著增强了钢的力学性能。本发明未尽事宜为公知技术。当前第1页1 2 3